超高强度钢板及其制造方法
【技术领域】
[0001 ]本发明涉及一种超高强度钢板及其制造方法。
【背景技术】
[0002] 近来，汽车公司为了降低环境污染以及提高燃油效率和安全性，将轻质材料、高强 度材料用作汽车材料的情况逐渐增多，这种材料也被用在除汽车零部件以外的各种结构部 件上。
[0003] 现有的汽车用钢板因考虑到成型性而使用基体组织为铁素体的低碳钢系列的高 强度钢。但是，当使用低碳钢系列的高强度钢作为汽车用钢板时，在抗张强度为SOOMPa级以 上的情况下，难以在商业上确保30%以上的最大延伸率。因此，难以将抗张强度为SOOMPa级 以上的高强度钢使用在形状复杂的部件上，因此难以自由地设计部件，例如难以简化部件 的形状等。
[0004] 而且，以目前的钢板制造技术也很难制造出具有1300MPa以上的抗张强度的高强 度且可进行冷压成型或滚乳成型的钢。
[0005] 为解决上述问题而提出的方案有专利文献1和专利文献2,在这些文献中提出了一 种延展性和强度优异的奥氏体类高锰钢。
[0006] 但是，在专利文献1中虽然通过加入大量的锰来确保了延展性，但由于变形部出现 严重的加工固化而使加工后的钢板产生了容易断裂的现象，而专利文献2中虽然确保了延 展性，但由于大量添加硅(Si)而存在电镀性和热浸镀性差的缺点。此外，在所述专利文献1 和专利文献2中所提供的钢板虽然加工性优异，但由于屈服强度低，因此存在碰撞特性较差 的缺点。而且，专利文献2中的钢板由于三片可焊性(3岧吾§匀）和耐延迟断裂性较差， 并且强度低至1200MPa级以下，因此难以确保适销性，从而在商业化方面未获得成功。
[0007] 另外，近来汽车公司正在扩大使用孪晶诱发塑性（Twinning-Ind uced Plasticity，TWIP)钢，该孪晶诱发塑性钢利用了高锰钢在塑性变形中形成孪晶(Twin)来提 高加工固化率，从而能够改善成型性的特点。
[0008] 但是，具有奥氏体组织的TWIP钢在提高抗张强度方面存在局限性，因此，难以制成 高强度钢。
[0009] 现有技术文献
[0010](专利文献1)日本公开专利第1992-259325号 [0011](专利文献2)国际公开公报W002/101109号
【发明内容】
[0012]要解决的技术问题
[0013]根据本发明的一个方面，其目的在于提供一种能够制造超高强度钢的技术，该技 术是通过控制奥氏体稳定化元素的含量的同时，通过控制制造条件来确保超高强度和高延 展性，并确保优异的碰撞特性和三片点焊接性来使弯曲性等加工性优异，从而不仅可用作 车体的结构部件，而且还可以用作形状复杂的内板材料。
[0014]技术方案
[0015] 本发明的一个方面提供一种超高强度钢板，其以重量％计，包含0.4~0.7%的碳 (C)、12~24% 的锰(Mn)、0·01~3.0% 的铝(Al)、0· 3% 以下的硅（Si)、0·03% 以下的磷(P)、 0.03%以下的硫(S)、0.04%以下的氮(N)、余量的铁及其它不可避免的杂质，并包含作为微 细组织的奥氏体单相组织。
[0016] 本发明的另一个方面提供一种超高强度钢板的制造方法，该方法包括以下步骤： 在1050~1300°C的温度下加热具有上述成分组成范围的钢锭或连铸板坯而进行均质化处 理;在850~1000°C的热精乳温度:（α??早己I望巧哲色8￡ )下，对上述经过均质化处理 的钢锭或连铸板坯进行热乳;在200~700°C的温度下，对上述经过热乳的钢板进行收卷；以 30~80%的冷乳压下率对上述经过收卷的钢板进行冷乳;在400~900°C的温度下，对上述 经过冷乳的钢板进行连续退火处理；以及对上述经过连续退火处理的钢板进行再乳制。
[0017] 有益效果
[0018] 本发明通过控制添加的成分的种类和含量，并对冷乳钢板或施镀处理的钢板进一 步实施再乳制来加工固化，从而确保1300MPa以上的抗张强度和1000 MPa以上的屈服强度， 进而能够制造一种可同时确保强度和延展性的超高强度钢板。所述超高强度钢板不仅可以 充分地使用在车体的结构部件或形状复杂的内板材料中，还可以使用在需要具备优异的碰 撞特性的前纵梁(front side member)等中。
【附图说明】
[0019 ]图1是对本发明的一个具体例的钢种(表1的发明钢5)的再乳制前后的微细组织的 乳制方向晶粒的纵横比的变化进行观察的结果。
[0020] 图2是定义微细组织的乳制方向晶粒纵横比的模式图。
[0021] 图3是对本发明的一个具体例的钢种(表3的发明钢5)的再乳制前后的微细组织的 晶粒进行观察的结果。
[0022] 图4是对本发明的一个具体例的钢种(表5的发明钢7)的再乳制前后的微细组织的 平均粒度大小的变化进行观察的结果。
[0023] 图5是将表7的发明例和比较例的抗张强度及屈服强度值用图表来表示的图。
[0024] 优选实施方式
[0025] 本发明的发明人为了解决现有的高锰钢虽然通过大量添加锰而能够确保高强度， 但难以确保延展性而不易成型的问题，并进行深入的研究的结果，发现为了同时确保优异 的强度和延展性而通过控制添加的成分，并对制造出的钢进行再乳制来加工固化，从而能 够制造出一种在汽车部件制备中所需的各种加工性能优异的、能够在产品中使用的超高强 度钢板。
[0026] 此外，还确认了通过优化合金成分的组成成分和含量，不仅能够确保优异的碰撞 特性和可镀性，还能够确保三片焊接时的优异的焊接性能，从而完成了本发明。
[0027] 因此，本发明涉及一种超高强度钢板，该超高强度钢板通过控制组分体系，即通过 控制锰、碳、铝等奥氏体稳定化元素的含量来确保常温下完整的奥氏体相，并通过在塑性变 形中优化形变孪晶(deformat ion twin)的生成，同时对制造出的钢进行再乳制来确保优异 的强度，并通过控制微细组织来确保加工性和碰撞特性，除此之外，还能够确保可镀性和焊 接性。
[0028] 下面，对本发明进行详细说明。
[0029] 首先，对控制本发明的超高强度钢板的成分的原因进行详细说明。此时，成分元素 的含量都以重量％表示。
[0030] C:0.4 ~0.7%
[0031]碳(C)是对奥氏体相的稳定化起作用的元素，因此，其添加量越增加，越有利于奥 氏体相的形成。但是，如果碳含量小于0.4%，则在变形时会形成α'（阿尔法撇)_马氏体相， 因此加工时会出现裂纹，使延展性变差。另一方面，如果碳含量大于0.7%，则由于电阻的增 加而会在利用电阻进行焊接的三片点焊接时导致焊接性能下降。因此，在本发明中优选将 碳含量控制在0.4~0.7%。
[0032] Mn: 12 ~24%
[0033]锰(Mn)是与碳一起用于稳定奥氏体相所必需的元素。但是，如果锰含量小于12%， 则会生成破坏成型性的α'_马氏体相，因此虽然能够提高强度，但延展性急剧下降，加工固 化率也低。另一方面，如果锰含量大于24%，则会抑制孪晶（Twin)的生成，因此虽然能够强 度提高，但会使延展性下降，并会因电阻增加而导致焊接性下降。而且，Mn的添加量越增加， 在进行热乳时越容易产生裂纹，并且，因制造成本增加而对经济效益方面不利。因此，在本 发明中优选将Mn的含量控制在12~24%。
[0034] Α1:0·01 ~3.0%
[0035] 铝(Al)-般是为了对钢进行脱氧而添加的元素，但在本发明中铝是为了提高延展 性和耐延迟断裂性能而添加的。即，虽然Al是铁素体相的稳定的元素，但会在钢的滑移面上 增加堆垛层错能(stacking fault enegy)来抑制ε-马氏体相的生成，从而提高延展性和耐 延迟断裂性。而且，Al在Mn的添加量低的情况下也会抑制ε-马氏体相的生成，因此，Al对于 将Mn的添加量最小化的同时提高加工性能方面起到很大作用。因此，当Al的添加量小于 0.01%时，由于生成ε-马氏体相而虽然能够提高强度，但是会导致延展性急剧下降，另一方 面，如果Al的添加量大于3.0%，则会抑制孪晶的产生而降低延展性，在连续铸造时使铸造 性变差，在热乳时钢板表面会产生大量的氧化而降低产品的表面品质。因此，在本发明中优 选将Al的含量控制在0.01~3.0%。
[0036] Si:0.3% 以下
[0037] 硅(Si)作为固溶强化的元素，是通过固溶效果来降低结晶粒度，从而提高钢板的 屈服强度的元素。众所周知，通常当硅的添加量过多时，会使表面形成氧化硅层，从而降低 热浸镀性。
[0038] 但是，在大量添加 Mn的钢中添加适当量的Si时，会在表面形成薄的氧化硅层，从而 抑制Mn的氧化，由此能够防止在冷乳钢板中乳制后所形成的厚的Mn氧化层的形成，并且，能 够防止退火后冷乳钢板中的腐蚀，从而提高表面品质，并作为电镀材料的基础钢板而能够 维持优异的表面品质。但是，所述Si的添加量增加得过多时，在热乳时钢板表面会形成大量 的Si氧化物，从而导致酸洗性能下降，并使热乳钢板的表面品质下降。而且，Si在连续退火 工序和连续热浸镀工序中进行高温退火时会浓缩在钢板表面上，从而在进行热浸镀时会降 低熔融锌在钢板表面上的润湿性而降低可镀性。并且，大量地添加 Si会大幅降低钢的焊接 性。因此，为避免上述问题，硅的添加量优选为0.3 %以下。
[0039] P及S:分别为0.03%以下
[0040]在通常情况下，磷(P)和硫(S)是在制造钢时不可避免地含有的元素，因此将其含 量分别