具有优良屈服比的沉淀硬化的冷轧钢板及其制造方法
阅读：699发布：2020-05-12
专利汇可以提供具有优良屈服比的沉淀硬化的冷轧钢板及其制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 公开一种沉淀硬化 冷轧 钢 板及其制造方法，这种冷轧钢板可用于如 汽车 车身 中的座椅横挡等的结构部件。该冷轧钢板包含以重量％表示的以下组分：C：0.07－0.1％；Mn：1.4－1.7％；P：0.05－0.07％；S：0.005％或更低；可酸溶解的Al：0.1－0.15％；Nb：0.06－0.09％；B：0.0008－0.0012％；Sb：0.02－0.06％，和余量的Fe以及其他不可避免的杂质。冷轧钢板的 屈服强度 大于或等于750MPa，屈服比大于或等于85％，并且因为钢板表面的 氧 化物富集程度很低而没有表面 缺陷 。，下面是具有优良屈服比的沉淀硬化的冷轧钢板及其制造方法专利的具体信息内容。
1.一种具有优良屈服比的沉淀硬化冷轧钢板，该钢板包含以重量％表示的 以下组分：C：0.07-0.1％；Mn：1.4-1.7％；P：0.05-0.07％；S：0.005％或更低； N：0.005％或更低；可酸溶解的Al：0.1-0.15％；Nb：0.06-0.09％；B： 0.0008-0.0012％；Sb：0.02-0.06％，和余量的Fe以及其他不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述的冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板以65-75％的 比例包含重结晶的微观结构。
3.一种制造具有优良屈服比的沉淀硬化冷轧钢板的方法，该方法包括：在 高于或等于Ar3相变点的温度下，用精整轧辊对钢板坯进行热轧，形成热轧钢 板，然后，在550-600℃对该热轧钢板进行卷取，所述钢板坯包含以重量％表示 的以下组分：C：0.07-0.1％、Mn：1.4-1.7％、P：0.05-0.07％、S：0.005％或更 低、N：0.005％或更低、可酸溶的Al：0.1-0.15％、Nb：0.06-0.09％、B： 0.0008-0.0012％、Sb：0.02-0.06％，和余量的Fe以及其他不可避免的杂质；以 大于或等于50％的压缩比对热轧钢板进行冷轧；在连续退火炉中，以 150-200mpm的线速度和780-820℃的温度对该冷轧钢板进行恢复-重结晶退火。
4.如权利要求3所述的方法，其特征在于，所述恢复-重结晶退火是以65-75 ％的重结晶率进行的。
技术领域
本发明涉及用于如汽车车身中的座椅横挡等的结构部件的钢板。更具体 地，本发明涉及沉淀硬化的冷轧钢板，这种冷轧钢板的屈服强度大于或等于 750MPa，屈服比大于或等于85％，并且因为其表面氧化物富集程度极低而没有 表面缺陷，还涉及这种冷轧钢板的制造方法。
背景技术
由于近来加强了对车辆中的乘客的安全规定，沉淀硬化型的高强度钢板被 广泛应用于如汽车车身中的座椅横挡、柱等的各种结构部件，以提高车身的抗 冲击性。因为沉淀硬化型高强度钢板设计成能在汽车冲撞时吸收能量，所以这 种钢板的特性是屈服强度与抗拉强度的比值高，即高屈服比(YS/TS)。
钢材强化的典型方法有：固溶体强化，晶粒细化强化，相变硬化和沉淀硬 化。这些方法中，固溶体强化和晶粒细化强化很难制造具有相对于其抗拉强度 大于或等于490MPa的屈服强度的高强度钢。另外，因为相变硬化不仅需要大 量的生成合金的元素以确保强度并形成相变微观结构，而且相变硬化型钢具有 贝氏体或马氏体的亚结构，很难保证优良的屈服比。因此，相变硬化并不适合 用于要求具有抗冲击性以备汽车发生碰撞的部件。
另一方面，对沉淀硬化法，加入形成碳化物和氮化物的元素如Cu、Nb、 Ti、V等，以通过沉淀硬化和晶粒细化效果来提高强度。因此，沉淀硬化的一 个优点是能够以低制造成本获得高强度的钢。沉淀硬化以以下这种方式进行， 即在高温进行溶液处理，然后对钢进行冷却，形成许多细小沉淀，从而利用沉 淀周围的应力场使钢强化。
沉淀硬化型高强度钢的例子披露在日本专利公告(昭)56-84422、 (平)4-221015、(平)3-140412和(平)11-241119中。
在日本专利公告(昭)56-84422和(平)4-221015中揭示的技术是通过控制热 轧温度和卷取温度，制造沉淀硬化型高强度钢，这种钢包含作为主要组分的低 含量的碳以及作为次要组分的一种或多种选自Ti、Nb、V等的组分。揭示的这 种技术因为极低的卷取温度，能通过形成超细沉淀来非常有效地提高钢的强 度。然而，这些技术不仅很难保证大于或等于750MPa的屈服强度，而且常会 因为增加了沉淀周围的残余应力而在冷轧期间发生过载。
在日本专利公告(平)3-140412和(平)11-241119中揭示的技术是通过利用 Cu沉淀来生产沉淀硬化型高强度钢。揭示的这些技术的优点是通过使用Cu沉 淀来保证钢的强度，但是存在电镀钢板因Cu沉淀引起的合金化缺陷以及可焊 性不足，导致这种钢材的实际应用困难。
屈服强度大于或等于750MPa的超强度钢可以采用特定的方法制造，如加 入大量形成合金的元素，恢复退火(recoveryannealing)，相变控制等。
在韩国专利申请2004-111413中披露了这样的一种方法，该方法通过使用 包含0.08-0.12重量％的C、1.8-2.2重量％的Mn和适当控制量的Nb和Mo的钢， 通过恢复退火，制造屈服强度大于或等于750MPa的高强度钢板。
然而，在韩国专利申请2004-111413中揭示的方法中，Mn含量相对较高， 并存在钢板表面Mn-氧化物严重富集的问题。结果，因为在自动化模具机加工 期间由于模具的损坏而很可能使钢板质量变差，因此这种方法不适合于车辆所 用的钢板。
钢材强化的典型方法有：固溶体强化，晶粒细化强化，相变硬化和沉淀硬 化。这些方法中，固溶体强化和晶粒细化强化很难制造具有相对于其抗拉强度 大于或等于490MPa的屈服强度的高强度钢。另外，因为相变硬化不仅需要大 量的生成合金的元素以确保强度并形成相变微观结构，而且相变硬化型钢具有 贝氏体或马氏体的亚结构，很难保证优良的屈服比。因此，相变硬化并不适合 用于要求具有抗冲击性以备汽车发生碰撞的部件。
另一方面，对沉淀硬化法，加入形成碳化物和氮化物的元素如Cu、Nb、 Ti、V等，以通过沉淀硬化和晶粒细化效果来提高强度。因此，沉淀硬化的一 个优点是能够以低制造成本获得高强度的钢。沉淀硬化以以下这种方式进行， 即在高温进行溶液处理，然后对钢进行冷却，形成许多细小沉淀，从而利用沉 淀周围的应力场使钢强化。
沉淀硬化型高强度钢的例子披露在日本专利公告(昭)56-84422、 (平)4-221015、(平)3-140412和(平)11-241119中。
在日本专利公告(昭)56-84422和(平)4-221015中揭示的技术是通过控制热 轧温度和卷取温度，制造沉淀硬化型高强度钢，这种钢包含作为主要组分的低 含量的碳以及作为次要组分的一种或多种选自Ti、Nb、V等的组分。揭示的这 种技术因为极低的卷取温度，能通过形成超细沉淀来非常有效地提高钢的强 度。然而，这些技术不仅很难保证大于或等于750MPa的屈服强度，而且常会 因为增加了沉淀周围的残余应力而在冷轧期间发生过载。
在日本专利公告(平)3-140412和(平)11-241119中揭示的技术是通过利用 Cu沉淀来生产沉淀硬化型高强度钢。揭示的这些技术的优点是通过使用Cu沉 淀来保证钢的强度，但是存在电镀钢板因Cu沉淀引起的合金化缺陷以及可焊 性不足，导致这种钢材的实际应用困难。
屈服强度大于或等于750MPa的超强度钢可以采用特定的方法制造，如加 入大量形成合金的元素，恢复退火(recoveryannealing)，相变控制等。
在韩国专利申请2004-111413中披露了这样的一种方法，该方法通过使用 包含0.08-0.12重量％的C、1.8-2.2重量％的Mn和适当控制量的Nb和Mo的钢， 通过恢复退火，制造屈服强度大于或等于750MPa的高强度钢板。
然而，在韩国专利申请2004-111413中揭示的方法中，Mn含量相对较高， 并存在钢板表面Mn-氧化物严重富集的问题。结果，因为在自动化模具机加工 期间由于模具的损坏而很可能使钢板质量变差，因此这种方法不适合于车辆所 用的钢板。
发明内容
技术问题
因此，鉴于上述问题而完成了本发明，本发明的目的是提供一种具有优良 屈服强度和屈服比的沉淀硬化钢板，通过控制Mn含量以及添加一定量的Sb 来抑制Mn基氧化物析出在钢板表面上，这种钢板没有因Mn基氧化物的表面 富集而产生的表面缺陷，通过适当控制Nb和B，提高退火时的恢复-重结晶温 度，可获得优良的屈服强度和屈服比，本发明还提供了这种钢板的制造方法。
技术方案
根据本发明的一个方面，通过提供具有优良屈服比的沉淀硬化冷轧钢板实 现了上述目的和其他目的，所述沉淀硬化冷轧钢板包含以重量％表示的以下组 分：C：0.07-0.1％；Mn：1.4-1.7％；P：0.05-0.07％；S：0.005％或更少；N：0.005％ 或更少；可酸溶的Al：0.1-0.15％；Nb：0.06-0.09％；B：0.0008-0.0012％；Sb： 0.02-0.06％，余量的Fe和其他不可避免的杂质。
根据本发明的另一个方面，提供制造具有优良屈服比的沉淀硬化冷轧钢板 的方法，该方法包括：在高于或等于Ar3相变点的温度用精整轧辊热轧钢板坯， 形成热轧钢板，然后，在550-600℃的温度，对该热轧钢板进行卷取，所述钢 板坯包含以重量％表示的以下组分：C：0.07-0.1％；Mn：1.4-1.7％；P：0.05-0.07％； S：0.005％或更少；N：0.005％或更少；可酸溶的Al：0.1-0.15％；Nb：0.06-0.09％； B：0.0008-0.0012％；Sb：0.02-0.06％，余量的Fe和其他不可避免的杂质；以 大于或等于50％的压缩比对该热轧钢板进行冷轧，并在连续退火炉中，以 150-200mpm的线速度和780-820℃的温度对该冷轧钢板进行恢复-重结晶退火。
有益效果
由上面的描述可以清楚地知道，通过控制Mn和Sb的加入量来抑制Mn基 氧化物析出在钢板表面上并且使钢板表面变粗(coarsening)，因此本发明的沉淀 硬化钢板没有因Mn基氧化物的表面富集而产生的表面缺陷，而且，通过适当 控制Nb和B，提高退火时的恢复-重结晶温度，这种钢板的屈服强度大于或等 于750MPa，屈服比为85％。
实施本发明的最佳方式
下面详细描述本发明的优选实施方式。
在为找出解决因Mn基氧化物的富集而产生的表面缺陷的方案的研究中， 本发明人发现：通过添加Sb并结合降低Mn含量，可以抑制Mn基氧化物析出 在钢板表面上并使钢板表面变粗。具体而言，本发明人发现，添加在钢中的Sb 能起到阻断Mn基氧化物迁移到晶粒边界的作用，因而显著降低Mn引起表面 缺陷的可能性，并使晶粒细化和提高重结晶精制(recrystallizationfinishing)温度， 从而一定程度地提高了退火温度范围，以确保目标钢板强度。因此，本发明通 过添加Sb并结合降低Mn含量，来抑制Mn基氧化物析出在钢板表面上，提供 了没有表面缺陷的钢板。此外，根据本发明，Nb和B组合加入到钢中，从而 在晶粒中形成大量的NbC沉淀，使NbC沉淀与B反应，形成针状铁氧体 (acicularferrite)结构。针状铁氧体结构的作用是提高退火时的恢复-重结晶温度， 并能适应升高的恢复-重结晶温度，将重结晶率适当控制在65-75％的范围，从 而提供具有优良屈服强度和屈服比的沉淀硬化冷轧钢板，本发明还提供了制造 这种钢板的方法。下面将描述本发明的各组分。
C：0.07-0.1重量％(下面用％表示)
C的重要作用是作为在本发明的钢中形成沉淀的元素。如果C含量小于 0.07％，不能达到充分沉淀的效果，不仅会难以保证目标屈服强度，而且还有 使NbC碳化物变粗的可能。另一方面，C含量超过0.1％不仅会增加在钢生产 和连续浇铸期间浇铸件中产生裂纹的可能性，而且在热轧和卷取期间还会产生 贝氏体结构，使热轧钢板的强度明显提高，这会使热轧和冷轧时的负载增加。 因此，碳含量优选在0.07-0.1％范围。
Mn：1.4-1.7％
Mn是一种固溶体增强元素，其作用是提高钢的强度。此外，Mn的一个重 要功能是抑制热轧期间由S引起的板材破裂和热脆变。但是，随着Mn含量增 加，Mn基氧化物在退火期间很可能析出在钢板的表面上，因而造成表面缺陷。 根据本发明，虽然较低的Mn含量对钢板更适合，但是在钢中不可避免地加入 预定量或更高含量的Mn来保证钢的强度。如果Mn含量小于1.4％，即使进行 恢复退火，也很难达到大于或等于750MPa的目标屈服强度。另一方面，如果 Mn含量超过1.7％，对强度方面有利，但是Mn基内含物在退火期间很可能析 出在钢板的表面上，从而使钢的表面性质明显变差，并影响表面的清洁度和抗 氧化性。此外，过量的Mn含量会引起C当量焊接指数(C+Mn/6)增加。因此， Mn含量优选在1.4-1.7％范围。
P：0.05-0.07％
P是为获得钢强度但又不会使钢的可成形性明显变差的最优选的元素之 一。但是，添加过量的P不仅会明显增加钢板在热轧期间的出现故障的可能性， 而且钢的表面性质也变差。如果P含量小于0.05％，很难达到目标强度，而如 果P含量超过0.07％，则存在脆性断裂可能性增加的问题。因此P含量优选在 0.05-0.07％范围。
S：0.005％或更低，N：0.005％或更低
S和N都是不可避免地加入到钢中的杂质，因此，要求尽可能控制S和N 的含量为最低。此外，要求将S和N的含量尽可能控制到最低，以获得优良的 焊接性质。但是，降低S和N含量需要增加精制成本。因此，S含量和N含量 都各自优选为0.005％或更低，该范围为本领域所允许。
可酸溶的Al：0.1-0.15％
可酸溶的Al是用于钢的晶粒细化和脱氧目的的元素。如果可酸溶的Al含 量小于0.1％，不能形成微细AlN沉淀，导致不能充分提高强度。如果可酸溶 的Al含量大于0.15％，由于晶粒细化作用，对钢的高强度方面非常有利，但是 在钢制造和连续浇铸过程中生成过量的内含物，从而不仅增加了形成表面缺陷 的可能性，而且增加了制造成本。因此，可酸溶的Al含量优选在0.1-0.15％范 围。
Nb：0.06-0.09％
从恢复-重结晶退火方面考虑，Nb与B组合，也是一种非常重要的元素。 在本发明中，Nb与溶解的C在热卷取过程中反应，在晶粒中形成大量非常微 细的NbC沉淀，在晶粒上，Nb与B相互作用形成针状铁氧体结构。针状铁氧 体结构是提高退火期间的重结晶温度的主要因素。如果Nb含量小于0.06％， 不仅会使细沉淀物沉淀不足，无法达到强度，而且还需要低温退火。如果Nb 含量超过0.09％，不利于表面性质，并且因为大量细沉淀而增加轧制负荷。因 此，Nb含量优选在0.06-0.09％范围。
B：0.0008-0.0012％
B是用于通过晶粒细化提高焊接-韧性的元素。如果B含量小于0.0008％， 由于晶粒细化不足，钢不仅不能实现焊接-韧性的提高，而且不能防止因加入P 引起的脆性断裂。如果B含量超过0.0012％，出现的问题是制造成本增加，伸 长减小。因此，B含量优选在0.0008-0.0012％范围。
Sb：0.02-0.06％
Sb是抑制Mn基氧化物析出在钢板表面上的元素。加入适当量的Sb，不仅 可以达到晶粒细化，而且能防止Mn基氧化物迁移到晶粒边界，从而显著改进 防止Mn引起的表面缺陷的效果。此外，因为即使加入少量Sb，也能提高重结 晶精制温度，所以为获得适当水平的强度，可以使用Sb，一定程度地提高退火 温度范围。考虑到与其他操作相关方面，低温退火是不适当的，因此从可操作 性考虑，设定合适的退火温度很重要。如果Sb含量小于0.02％，则所述钢不能 达到上述效果，而如果Sb含量超过0.06％，存在的问题是伸长减小，而制造成 本增加。因此，Sb含量优选在0.02-0.06％范围。
除了上述组分外，本发明的钢还包含余量的Fe和其他不可避免的杂质， 其中，可以用其他固溶体增强元素代替一部分P。
下面详细描述本发明制造钢的方法。
制造具有上述组成的钢坯后，该钢坯在高于或等于Ar3相变点的温度下(为 常规热轧条件)，用精整轧辊进行热轧，提供热轧钢板，然后，在550-600℃的 温度，对该热轧钢板进行卷取，卷取温度低于550℃有利于在钢中形成微细NbC 沉淀，并升高重结晶温度，从而保证钢的高强度。但是，这样低的卷取温度很 可能造成钢板的伸长迅速减小和频繁变形，可导致有关设备的故障。另一方面， 如果在高于600℃的温度进行卷取，热钢板卷产生翘曲变形。因此优选在 550-600℃范围的温度进行卷取。
卷取后，以大于或等于50％的压缩比对热轧钢板进行冷轧。从有关退火工 艺方面考虑，压缩比小于50％是不利的，因为会在恢复-重结晶中产生少量的晶 核形成位点。根据本发明的试验，使用较高压缩比能更容易地形成微细沉淀， 提高钢板的强度，但是，考虑到设备的特性，压缩比优选为大于或等于50％。
然后，在连续退火炉中，以150-200mpm的线速度和780-820℃的温度对冷 轧钢板进行恢复-重结晶退火。即使在低温退火条件下，小于150mpm的线速度 也能为退火后的结构提供很高的完全重结晶的倾向，使钢板无法达到大于或等 于750MPa的目标屈服强度。另一方面，从钢板强度方面考虑，线速度超过 200mpm是很有利的，因为可以缩短退火周期和重结晶退火周期。但是，由于 这种高线速度对设备能力造成了压力，因此线速度优选在150-200mpm范围。 此外，如果退火温度低于780℃，钢板的强度增加，但是伸长迅速减小，而如 果退火温度高于820℃，钢板发生完全重结晶，而无法达到目标强度。因此， 退火温度优选在780-820℃范围。
根据本发明，将重结晶率(退火时完全重结晶的结构)控制在65-75％范围。 如果退火温度太高或者如果线速度很低，则重结晶率提高至75％以上，从而很 难达到大于或等于750MPa的目标强度。另一方面，如果退火温度太低或者如 果线速度太高，则屈服强度提高，但伸长迅速减小。因此，重结晶率优选在 65-75％范围。
本发明的方式
下面参见实施例详细描述本发明。
实施例
在表2所示条件下，使用本发明钢板A和B以及具有表1所示组成的比较 钢板A和B，制备测试样品。然后，测试样品的性质，测试结果示于表2。此 时，以DIN标准，在C方向进行拉力试验，通过肉眼观察，相互进行比较，获 得表面富集度。
表1
IS：本发明的钢；CS：比较钢
表2
IE：本发明的钢；CE：比较钢；SE：表面富集；YS：屈服强度；YR：屈服比； RR：重结晶率
由表2可知，按照本发明的制造条件，使用本发明的钢A和B进行制造的 实施例1-4不仅满足了屈服强度大于或等于750Mpa、屈服比大于或等于85％ 的要求，而且由于退火后钢板表面极低的氧化物富集程度而没有产生表面缺 陷。
同时，使用不满足本发明组成要求的比较钢A和B制造比较例1-11，或者 按照不同于本发明的制造条件、但满足本发明组成要求的钢制造比较例1-11。 比较例1-11不仅无法达到大于或等于750Mpa的屈服强度和大于或等于85％的 屈服比，而且因氧化物在样品表面富集而存在表面缺陷。此外，由表2可知， 因为比较例1是在超出本发明范围的卷取温度和退火温度下制造的，因此无法 达到目标屈服强度和屈服比。比较例2因为完全重结晶而发生屈服强度迅速下 降，比较例3因没有重结晶而发生伸长减小。
因此，鉴于上述问题而完成了本发明，本发明的目的是提供一种具有优良 屈服强度和屈服比的沉淀硬化钢板，通过控制Mn含量以及添加一定量的Sb 来抑制Mn基氧化物析出在钢板表面上，这种钢板没有因Mn基氧化物的表面 富集而产生的表面缺陷，通过适当控制Nb和B，提高退火时的恢复-重结晶温 度，可获得优良的屈服强度和屈服比，本发明还提供了这种钢板的制造方法。
技术方案
根据本发明的一个方面，通过提供具有优良屈服比的沉淀硬化冷轧钢板实 现了上述目的和其他目的，所述沉淀硬化冷轧钢板包含以重量％表示的以下组 分：C：0.07-0.1％；Mn：1.4-1.7％；P：0.05-0.07％；S：0.005％或更少；N：0.005％ 或更少；可酸溶的Al：0.1-0.15％；Nb：0.06-0.09％；B：0.0008-0.0012％；Sb： 0.02-0.06％，余量的Fe和其他不可避免的杂质。
根据本发明的另一个方面，提供制造具有优良屈服比的沉淀硬化冷轧钢板 的方法，该方法包括：在高于或等于Ar3相变点的温度用精整轧辊热轧钢板坯， 形成热轧钢板，然后，在550-600℃的温度，对该热轧钢板进行卷取，所述钢 板坯包含以重量％表示的以下组分：C：0.07-0.1％；Mn：1.4-1.7％；P：0.05-0.07％； S：0.005％或更少；N：0.005％或更少；可酸溶的Al：0.1-0.15％；Nb：0.06-0.09％； B：0.0008-0.0012％；Sb：0.02-0.06％，余量的Fe和其他不可避免的杂质；以 大于或等于50％的压缩比对该热轧钢板进行冷轧，并在连续退火炉中，以 150-200mpm的线速度和780-820℃的温度对该冷轧钢板进行恢复-重结晶退火。
有益效果
由上面的描述可以清楚地知道，通过控制Mn和Sb的加入量来抑制Mn基 氧化物析出在钢板表面上并且使钢板表面变粗(coarsening)，因此本发明的沉淀 硬化钢板没有因Mn基氧化物的表面富集而产生的表面缺陷，而且，通过适当 控制Nb和B，提高退火时的恢复-重结晶温度，这种钢板的屈服强度大于或等 于750MPa，屈服比为85％。
实施本发明的最佳方式
下面详细描述本发明的优选实施方式。
在为找出解决因Mn基氧化物的富集而产生的表面缺陷的方案的研究中， 本发明人发现：通过添加Sb并结合降低Mn含量，可以抑制Mn基氧化物析出 在钢板表面上并使钢板表面变粗。具体而言，本发明人发现，添加在钢中的Sb 能起到阻断Mn基氧化物迁移到晶粒边界的作用，因而显著降低Mn引起表面 缺陷的可能性，并使晶粒细化和提高重结晶精制(recrystallizationfinishing)温度， 从而一定程度地提高了退火温度范围，以确保目标钢板强度。因此，本发明通 过添加Sb并结合降低Mn含量，来抑制Mn基氧化物析出在钢板表面上，提供 了没有表面缺陷的钢板。此外，根据本发明，Nb和B组合加入到钢中，从而 在晶粒中形成大量的NbC沉淀，使NbC沉淀与B反应，形成针状铁氧体 (acicularferrite)结构。针状铁氧体结构的作用是提高退火时的恢复-重结晶温度， 并能适应升高的恢复-重结晶温度，将重结晶率适当控制在65-75％的范围，从 而提供具有优良屈服强度和屈服比的沉淀硬化冷轧钢板，本发明还提供了制造 这种钢板的方法。下面将描述本发明的各组分。
C：0.07-0.1重量％(下面用％表示)
C的重要作用是作为在本发明的钢中形成沉淀的元素。如果C含量小于 0.07％，不能达到充分沉淀的效果，不仅会难以保证目标屈服强度，而且还有 使NbC碳化物变粗的可能。另一方面，C含量超过0.1％不仅会增加在钢生产 和连续浇铸期间浇铸件中产生裂纹的可能性，而且在热轧和卷取期间还会产生 贝氏体结构，使热轧钢板的强度明显提高，这会使热轧和冷轧时的负载增加。 因此，碳含量优选在0.07-0.1％范围。
Mn：1.4-1.7％
Mn是一种固溶体增强元素，其作用是提高钢的强度。此外，Mn的一个重 要功能是抑制热轧期间由S引起的板材破裂和热脆变。但是，随着Mn含量增 加，Mn基氧化物在退火期间很可能析出在钢板的表面上，因而造成表面缺陷。 根据本发明，虽然较低的Mn含量对钢板更适合，但是在钢中不可避免地加入 预定量或更高含量的Mn来保证钢的强度。如果Mn含量小于1.4％，即使进行 恢复退火，也很难达到大于或等于750MPa的目标屈服强度。另一方面，如果 Mn含量超过1.7％，对强度方面有利，但是Mn基内含物在退火期间很可能析 出在钢板的表面上，从而使钢的表面性质明显变差，并影响表面的清洁度和抗 氧化性。此外，过量的Mn含量会引起C当量焊接指数(C+Mn/6)增加。因此， Mn含量优选在1.4-1.7％范围。
P：0.05-0.07％
P是为获得钢强度但又不会使钢的可成形性明显变差的最优选的元素之 一。但是，添加过量的P不仅会明显增加钢板在热轧期间的出现故障的可能性， 而且钢的表面性质也变差。如果P含量小于0.05％，很难达到目标强度，而如 果P含量超过0.07％，则存在脆性断裂可能性增加的问题。因此P含量优选在 0.05-0.07％范围。
S：0.005％或更低，N：0.005％或更低
S和N都是不可避免地加入到钢中的杂质，因此，要求尽可能控制S和N 的含量为最低。此外，要求将S和N的含量尽可能控制到最低，以获得优良的 焊接性质。但是，降低S和N含量需要增加精制成本。因此，S含量和N含量 都各自优选为0.005％或更低，该范围为本领域所允许。
可酸溶的Al：0.1-0.15％
可酸溶的Al是用于钢的晶粒细化和脱氧目的的元素。如果可酸溶的Al含 量小于0.1％，不能形成微细AlN沉淀，导致不能充分提高强度。如果可酸溶 的Al含量大于0.15％，由于晶粒细化作用，对钢的高强度方面非常有利，但是 在钢制造和连续浇铸过程中生成过量的内含物，从而不仅增加了形成表面缺陷 的可能性，而且增加了制造成本。因此，可酸溶的Al含量优选在0.1-0.15％范 围。
Nb：0.06-0.09％
从恢复-重结晶退火方面考虑，Nb与B组合，也是一种非常重要的元素。 在本发明中，Nb与溶解的C在热卷取过程中反应，在晶粒中形成大量非常微 细的NbC沉淀，在晶粒上，Nb与B相互作用形成针状铁氧体结构。针状铁氧 体结构是提高退火期间的重结晶温度的主要因素。如果Nb含量小于0.06％， 不仅会使细沉淀物沉淀不足，无法达到强度，而且还需要低温退火。如果Nb 含量超过0.09％，不利于表面性质，并且因为大量细沉淀而增加轧制负荷。因 此，Nb含量优选在0.06-0.09％范围。
B：0.0008-0.0012％
B是用于通过晶粒细化提高焊接-韧性的元素。如果B含量小于0.0008％， 由于晶粒细化不足，钢不仅不能实现焊接-韧性的提高，而且不能防止因加入P 引起的脆性断裂。如果B含量超过0.0012％，出现的问题是制造成本增加，伸 长减小。因此，B含量优选在0.0008-0.0012％范围。
Sb：0.02-0.06％
Sb是抑制Mn基氧化物析出在钢板表面上的元素。加入适当量的Sb，不仅 可以达到晶粒细化，而且能防止Mn基氧化物迁移到晶粒边界，从而显著改进 防止Mn引起的表面缺陷的效果。此外，因为即使加入少量Sb，也能提高重结 晶精制温度，所以为获得适当水平的强度，可以使用Sb，一定程度地提高退火 温度范围。考虑到与其他操作相关方面，低温退火是不适当的，因此从可操作 性考虑，设定合适的退火温度很重要。如果Sb含量小于0.02％，则所述钢不能 达到上述效果，而如果Sb含量超过0.06％，存在的问题是伸长减小，而制造成 本增加。因此，Sb含量优选在0.02-0.06％范围。
除了上述组分外，本发明的钢还包含余量的Fe和其他不可避免的杂质， 其中，可以用其他固溶体增强元素代替一部分P。
下面详细描述本发明制造钢的方法。
制造具有上述组成的钢坯后，该钢坯在高于或等于Ar3相变点的温度下(为 常规热轧条件)，用精整轧辊进行热轧，提供热轧钢板，然后，在550-600℃的 温度，对该热轧钢板进行卷取，卷取温度低于550℃有利于在钢中形成微细NbC 沉淀，并升高重结晶温度，从而保证钢的高强度。但是，这样低的卷取温度很 可能造成钢板的伸长迅速减小和频繁变形，可导致有关设备的故障。另一方面， 如果在高于600℃的温度进行卷取，热钢板卷产生翘曲变形。因此优选在 550-600℃范围的温度进行卷取。
卷取后，以大于或等于50％的压缩比对热轧钢板进行冷轧。从有关退火工 艺方面考虑，压缩比小于50％是不利的，因为会在恢复-重结晶中产生少量的晶 核形成位点。根据本发明的试验，使用较高压缩比能更容易地形成微细沉淀， 提高钢板的强度，但是，考虑到设备的特性，压缩比优选为大于或等于50％。
然后，在连续退火炉中，以150-200mpm的线速度和780-820℃的温度对冷 轧钢板进行恢复-重结晶退火。即使在低温退火条件下，小于150mpm的线速度 也能为退火后的结构提供很高的完全重结晶的倾向，使钢板无法达到大于或等 于750MPa的目标屈服强度。另一方面，从钢板强度方面考虑，线速度超过 200mpm是很有利的，因为可以缩短退火周期和重结晶退火周期。但是，由于 这种高线速度对设备能力造成了压力，因此线速度优选在150-200mpm范围。 此外，如果退火温度低于780℃，钢板的强度增加，但是伸长迅速减小，而如 果退火温度高于820℃，钢板发生完全重结晶，而无法达到目标强度。因此， 退火温度优选在780-820℃范围。
根据本发明，将重结晶率(退火时完全重结晶的结构)控制在65-75％范围。 如果退火温度太高或者如果线速度很低，则重结晶率提高至75％以上，从而很 难达到大于或等于750MPa的目标强度。另一方面，如果退火温度太低或者如 果线速度太高，则屈服强度提高，但伸长迅速减小。因此，重结晶率优选在 65-75％范围。
本发明的方式
下面参见实施例详细描述本发明。
实施例
在表2所示条件下，使用本发明钢板A和B以及具有表1所示组成的比较 钢板A和B，制备测试样品。然后，测试样品的性质，测试结果示于表2。此 时，以DIN标准，在C方向进行拉力试验，通过肉眼观察，相互进行比较，获 得表面富集度。
表1
IS：本发明的钢；CS：比较钢
表2
IE：本发明的钢；CE：比较钢；SE：表面富集；YS：屈服强度；YR：屈服比； RR：重结晶率
由表2可知，按照本发明的制造条件，使用本发明的钢A和B进行制造的 实施例1-4不仅满足了屈服强度大于或等于750Mpa、屈服比大于或等于85％ 的要求，而且由于退火后钢板表面极低的氧化物富集程度而没有产生表面缺 陷。
同时，使用不满足本发明组成要求的比较钢A和B制造比较例1-11，或者 按照不同于本发明的制造条件、但满足本发明组成要求的钢制造比较例1-11。 比较例1-11不仅无法达到大于或等于750Mpa的屈服强度和大于或等于85％的 屈服比，而且因氧化物在样品表面富集而存在表面缺陷。此外，由表2可知， 因为比较例1是在超出本发明范围的卷取温度和退火温度下制造的，因此无法 达到目标屈服强度和屈服比。比较例2因为完全重结晶而发生屈服强度迅速下 降，比较例3因没有重结晶而发生伸长减小。
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