具有杰出的屈强比和柔韧性的奥氏体型轻质高强度钢板及其制备方法

摘要

本发明涉及一种具有杰出的屈强比和柔韧性的奥氏体型轻质高强度钢板及其制备方法，并且更具体而言，涉及一种可用于制造汽车内板、外板或其他结构部件的高强度钢板以及其制备方法。本发明提供:一种具有杰出的屈强比和柔韧性的奥氏体型轻质高强度热轧钢板、冷轧钢板和电镀钢板，并且其包含(以重量%计)0.6%至1.0%的碳、0.1%至2.5%的硅、10%至15%的锰、不超过0.02%的磷、不超过0.015%的硅、5%至8%的铝、0.01%至0.20%的钛、不超过0.02%的氮、以及余量的Fe和不可避免的杂质，其中比重不大于7.4g/cm3且镁/铝的比例在2至3之间;及其制备方法。根据一个方面，本发明具有与现有技术的高强度钢板(如AHSS)相比更低的比重以及更高的屈强比并且具有杰出的柔韧性，从而使其有效的保持结构元件的硬度并且显著地适用于压缩加工并因此不仅可使汽车部件的重量更轻，还可使各种部件整合为单个部件中并且由此具有可简化加工的优势。

说明书

技术领域

本发明涉及一种具有高的屈强比和延性的奥氏体型轻质高强度钢 板及其制备方法，并且更具体而言，涉及一种用于汽车内板、外板和结 构部件的高强度钢板，以及制备所述钢板的方法。

背景技术

近来，对高强度汽车部件的需求显著增加，以允许降低汽车的重 量用于低的尾气排放和良好的汽油消耗定额(gas mileage)以及改进 汽车的撞击安全性。为此，已开发并且商业化了高延性、高强度的钢 板。

但是，由于更多的部件用于改进安全性和便利性，同时将相对较 重的电池用于使用电能而不是石油的下一代电动汽车中，因此，汽车 的重量可能增加。但是，通过使用上述高延性、高强度的钢板而降低 汽车的重量是有限的。因此，必需使用轻质材料如具有低比重的钢板 以进一步降低汽车的重量。这类具有低比重的钢板具有非常高的强度 和延性，而与竞争材料——铝(Al)——相比又相对廉价，因此其被认为 是一种可满足市场需求的替代品。

先进高强度钢(AHSS)如双相(DP)钢和相变诱导塑性(TRIP)钢是 目前典型的用于汽车的高延性、高强度钢。但是，由于在这类钢中通 过在铁素体中包括马氏体或残留奥氏体而获得强度和延性，因此，由 于不同类型的微结构之间的界面，这类钢通过位错滑移的机理进行变 形并被限制于在高强度下具有良好的延性。

用于另一种钢的典型技术公开于韩国专利申请特许公报第 1994-0002370号中:包括15%或更多Mn的高强度孪晶诱导塑性(TWIP) 钢。所述TWIP钢具有单相奥氏体微结构以及高度改进的强度-延性特 性，但是其在40%至60%的屈强比下具有低的屈服强度，并因此难以 为汽车结构部件提供足够的硬度。此外，加入大量Mn可能增加制造 成本并且降低生产线的生产率。

此外，由于轻元素——Al的加入，已经开发了具有低比重的高强 度、高延性钢板。其典型技术公开于欧洲专利第EP0889144号中。所 公开的技术涉及一种奥氏体钢板，其通过将8%或更少的Al以及10% 至30%的Mn加入到低碳钢中而形成。由于所公开的钢板具有低的碳 含量，因此加入大量的Mn以稳定其中的奥氏体。但是，当所公开的 钢板变形时，奥氏体可以容易地转变为马氏体，由此降低延性。

日本专利申请特许公报第2006-176843号公开了包括0.8%至1.2% 的碳、10%至30%的Mn以及8%至12%的Al的钢。由于Mn的含量 相对于Al的含量是低的，因此存在大量沉淀物如(Fe，Mn)₃AlC，其降 低延性并促进由加工后氢气吸收而引起的延迟断裂。

发明内容

技术问题

本发明的一个方面提供一种奥氏体型轻质高强度钢板，其包括合 适浓度的合金元素(如Mn、Si和Al)以获得800MPa或更大的拉伸 强度、30%或更大的伸长率以及60%或更大的屈强比，这些难以从相 关技术的高碳、高锰钢板或高锰、轻质钢板中获得。

技术方案

根据本发明的一个方面，提供了一种具有高的屈强比和延性的奥 氏体型轻质高强度钢板，所述钢板包含(以重量%计):C:0.6%至 1.0%、Si：0.1%至2.5%、Mn:10%至15%、P:0.02%或更少、S:0.015% 或更少、Al:5%至8%、Ti:0.01%至0.20%、N:0.02%或更少，以及 余量的Fe和不可避免的杂质，其中所述钢板具有的比重为7.4g/cm³以及Mn/Al的比例为2至3。

所述钢板可为热轧钢板、冷轧钢板和电镀钢板之一。所述钢板还 可包含至少一种选自以下的元素:Cr:0.1%至3.0%、Ni:0.05%至 2.0%、Cu:0.1%至2.0%和Mo:0.05%至0.5%。所述钢板还可包含至 少一种选自以下的元素:V:0.005%至0.5%、Nb:0.005%至0.2%、 Zr:0.005%至0.2%和B:0.0005%至0.0030%。所述钢板还可包含一种 或两种选自以下的元素:Sb:0.005%至0.2%和Ca:0.001%至0.02%。 所述钢板可以具有单相奥氏体微结构。所述钢板可以具有800MPa至 1200MPa的拉伸强度、60%或更大的屈强比以及30%或更大的伸长 率。

根据本发明的另一个方面，提供了一种制备具有高的屈强比和延 性的奥氏体型轻质高强度钢板的方法，所述方法包括:在1000℃至1200 ℃的热轧起始温度以及850℃或更高的热轧终止温度下热轧板坯以形 成钢板，其中所述板坯包含(以重量%计):C:0.6%至1.0%、Si：0.1% 至2.5%、Mn:10%至15%、P:0.02%或更少、S:0.015%或更少、Al: 5%至8%、Ti:0.01%至0.20%、N:0.02%或更少、以及余量的Fe和 不可避免的杂质，且所述板坯具有的比重为7.4g/cm³以及Mn/Al的比 例为2至3;并且在600℃或更低的温度下将热轧钢板成卷。

在将板坯热轧前，所述方法还可以包括将板坯冷却并且将板坯再 加热至1000℃至1200℃的温度。在将热轧钢板成卷后，所述方法还可 以包括:在20%至70%的压缩比下将成卷的钢板冷轧;以1℃/秒至50 ℃/秒的速率将冷轧钢板加热至等于或高于重结晶温度但是不高于900 ℃的温度后，将冷轧钢板退火10秒至180秒;并且以1℃/秒至100℃ /秒的速率冷却退火的钢板。所述方法还可以包括用至少一种选自Zn、 Zn-Fe、Zn-Al、Zn-Mg、Zn-Al-Mg、Al-Si和Al-Mg-Si的物质以20g/m²至120g/m²的电镀密度对钢板进行电镀。

有益效果

本发明提供一种与相关技术的高强度钢板(如先进高强度钢 (AHSS))相比具有低比重、高屈强比以及高延性的钢板。本发明的钢 板有效的保持结构元件的硬度并且具有良好的压缩加工特性以使所述 钢板可以用于制造汽车部件以降低汽车重量并且用于将多个部件合并 为单个模块或作为一个部件以简化机械加工或装配过程。

最佳实施方式

本发明用于解决的技术问题是相关技术的低碳、高锰钢具有小于 60%的低屈强比(屈服强度/拉伸强度)。为此，根据本发明，如下控 制钢的屈强比:加入大量的Al以通过Fe原子和Al原子之间的半径差 异而增加钢的初始应变阻力，并且因此提高钢的屈服强度;调节可增 加堆垛层错能的元素(如C、Al和Mn)的浓度以将钢的堆垛层错能 保持在合适的范围内并由此降低钢的加工硬化的速率;且加入Al和 Si以抑制钢的动态应变时效(DSA)并且防止钢的拉伸强度的提高。此 外，为了确保与强度相比良好的延性，通过加入C和Mn而使奥氏体 热稳定，并且适当地调节Al的浓度以抑制ε-马氏体的生成和 (Fe，Mn)₃AlC的沉淀。此外，调节元素(如C、Mn、Al和Si)的浓度 以控制堆垛层错能从而使位错滑移和孪晶变形一起进行，以通过孪晶 诱导塑性(TWIP)的作用获得所需的延性水平。

现在详细描述本发明。

C:0.6%至1.0%(下文中，%指的是重量%)

因为C在增加堆垛层错能并诱导动态应变时效的同时使奥氏体稳 定，因此如果C的浓度增加，则即使屈强比可略微地降低，延性也可 提高。如果C的浓度过高，则生成（Fe，Mn)₃AlC以引起由氢气诱导的 延迟断裂，并且熔融钢的凝固点降低以引起在连续铸造过程中的低温 铸造并由此对板坯制造设备产生不良的影响。因此，为了稳定奥氏体、 确保拉伸强度以及提高延性，C的浓度范围优选可在0.6%至1.0%范 围内。

Si:0.1%至2.5%

类似于Al，Si降低钢的比重并且增加钢的强度和堆垛层错能，但 是降低钢的动态应变时效。此外，由于当将钢焊接时Si影响焊接部分 的高温粘度，因此，在钢中——特别地在高锰钢中——Mn/Si的比例 可以优选地设定为不超过30。如果将大量的Si加入到钢中，则在钢上 可不均衡地形成相对厚的高温氧化层以使钢的延性降低。因此，Si的 浓度可以优选设定在0.1%至2.5%的范围内。

Mn:10%至15%

Mn，连同C一起，是使奥氏体热稳定并且增加堆垛层错能所必需 的元素。此外，Mn增加钢的晶格常数以降低钢的密度。即，Mn降低 钢的比重。在本发明中，由于将大量Al加入到钢中以增加钢的屈强比， 因此，钢的堆垛层错能可能过度增加。因此，可优选将Mn的浓度设 定在10%至15%的范围内以在降低堆垛层错能的同时确保奥氏体的热 稳定性。如果将Mn的浓度设定在上述范围内，则当制造高锰钢时， 材料成本可降低。

P:0.02%或更少

在板坯的固化期间，P沿着柱状或等轴的晶粒边界偏析(segregate) 以使板坯在高温以及在室温下易碎并可在板坯中引起裂缝。此外，在 加工后，P提高了钢的延性-脆性转变温度，并且使得钢对氢脆敏感。 因此，可优选将P的浓度设定为0.02%或更少。

S:0.015%或更少

类似于P，S引起高温脆性以及形成夹杂物(inclusion)如MnS， 由此当将钢板热轧或冷轧时引起断裂。因此，S的浓度可优选为0.015% 或更少。

Al:5%至8%

在本发明的钢板中，Al，与C和Mn一起，是一种重要的元素。 由于Al的原子半径与Fe有很大的不同，由于在钢的初始变形过程中 的原子摩擦，Al通过提高钢的强度而提高钢的屈服强度，并且Al是对 提高钢的堆垛层错能有最大影响的元素。即，Al是一种用于控制本发 明的钢板的加工硬化性能的重要元素。优选加入大量的Al以降低钢的 比重，但是加入过量的Al可增加金属间化合物如(Fe，Mn)₃AlC，从而 显著地降低钢的延性。因此，Al的浓度范围优选可在5%至8%范围内。

Ti:0.01%至0.20%

在高温下，Ti结晶为TiN以抑制钢中AlN的生成，且在中间范围 的温度下，Ti形成TiC以提高钢的屈服强度。但是，如果加入大量的 Ti，则由于TiN的过度结晶化，连续铸造喷嘴可被阻塞或可能存在夹 杂物缺陷。因此，Ti的浓度范围优选可在0.01%至0.2%范围内。

N:0.02%或更少

将相对大量的N溶解于奥氏体钢中以稳定奥氏体结构。但是，在 本发明中，由于加入大量的Al，N在熔融钢中结晶为AlN，从而阻塞 连续铸造喷嘴或产生夹杂物缺陷，并且大量的AlN引起板坯中的裂缝。 此外，如果将大量的N加入到钢中，则设备成本增加，因为当熔化钢 时必须施加较高程度的压力，并且AlN的沉淀降低了钢的延性。因此， N的浓度可优选为0.02%或更少。

尽管钢具有上述组成，但是重要的是合适地调节C、Mn和Al相 对于彼此的浓度以确保高的屈强比以及较高程度的延性。尽管加入大 量的Al就高屈强比和低比重而言是有利的，如果Mn/Al的比例低，则 可能存在铁素体或变形可以位错滑移的形式而不是孪晶变形的形式存 在，并且除此外，可生成大量的(Fe，Mn)₃AlC，从而显著地降低延性。 因此，可将Mn/Al的比例调节至2或更大，优选在2和3之间。特别 地，如果Al的浓度和Mn/Al的比例均较高，则通过微带诱发塑性(MBIP) 可获得进一步提高的延性。由于相关技术中的轻质钢板具有的Mn/Al 比在0.7至2.9范围内并且具有比本发明的钢板中的Al浓度大8%或更 多的过高的Al浓度，则生成(Fe，Mn)₃AlC，从而提高第二相的份额以 及钢板的强度，由此在冷轧过程中提高冷轧载荷并使钢板易碎。

已经描述了本发明的钢的基本组成。此外，为了调节钢的强度、 延性以及其他特性，可加入一种或多种以下的元素:Cr:0.1%至3.0%、 Ni:0.05%至2.0%、Cu:0.1%至2.0%、Mo:0.05%至0.5%、V:0.005% 至0.5%、Nb:0.005%至0.2%、Zr:0.005%至0.2%、B:0.0005%至 0.0030%、Sb:0.005%至0.2%和Ca:0.001%至0.02%。

Cr:0.1%至3.0%

Cr，具有减少堆垛层错能的功能，可加入到本发明的高Al含量的 钢中以调节堆垛层错能。此外，由于Cr可改善钢的耐腐蚀性，当钢腐 蚀时，Cr抑制氢气的吸收。但是，如果Cr的浓度过高，则可形成碳 化铬，从而降低钢的延性。因此，Cr的浓度可优选在0.1%至3.0%范 围内。

Ni:0.05%至2.0%

Ni是一种适用于本发明目的的元素，因为Ni可稳定奥氏体并增加 堆垛层错能。但是，由于Ni相对昂贵，所以在本发明中使用C和Mn 代替Ni。此外，由于将Ni加入到钢表面的钢浓缩物中以改善钢的抗腐 蚀性和抗氧化性，因此在热轧过程中，Ni减少氧化层(scale)或氧化 层缺陷、改善镀层的粘着力、并且在腐蚀过程中抑制氢气的吸收。因 此，Ni的浓度范围可优选在0.05%至2.0%范围内。

Cu:0.1%至2.0%

类似于Ni，Cu稳定奥氏体并增加堆垛层错能。与Ni相比Cu是 廉价的。因此，Cu适用于本发明的目的。但是，如果Cu的浓度过高， 则在高温下Cu作为液态存在于晶界，从而导致边界脆性以及在轧制 的钢板上产生锯齿状缺陷。因此，Cu的浓度范围可优选在0.1%至2.0% 范围内。

Mo:0.05%至0.5%

类似于Cr，Mo是一种形成铁素体的元素。此外，Mo对奥氏体的 热稳定性有影响并且形成微碳化物，从而提高钢的强度。但是，Mo 是昂贵的，并且高浓度的Mo降低钢的延性。因此，Mo的浓度可优选 在0.05%至0.5%范围内。

V:0.005%至0.5%

V是一种通过在钢中形成碳氮化物而有效提高钢的强度的元素。 但是，在固化过程中，V在晶界沉淀，从而引起在板坯中的裂缝，并 且在热轧过程中，V显著地延迟固溶强化和重结晶，从而增加轧制负 荷。因此，V的浓度范围可优选在0.005%至0.5%范围内。

Nb:0.005%至0.2%

类似于V，Nb是非常有效地形成碳氮化物并且延迟重结晶的元素， 可将Nb加入到钢中以提高钢的强度。对于这些效果，Nb的浓度可优 选在0.005%至2.0%范围内。

Zr:0.005%至0.2%

类似于Ti，Zr有效地预先从钢中移除N以抑制AIN的形成。但 是，Zr相对昂贵。因此，Zr的浓度范围可优选在0.005%至0.2%范围 内。

B:0.0005%至0.0030%

在钢中，B在晶界上偏析比P好，因此与P的偏析相关的问题可 减少。但是，如果在钢中B的浓度过高，则氧化硼在钢的表面浓缩以 降低镀锌的润湿，或形成碳化硼以降低钢的延性。因此，B的浓度可 优选在0.0005%至0.003%范围内。

Sb:0.005%至0.2%

Sb可以是本发明中的另一种特征元素。由于Sb在晶界上偏析以 降低晶界能并抑制(Fe，Mn)₃AlC的生成以及C或Al沿着晶界的扩散， 因此Sb可减少钢中由氧化引起的表面成分的移除并因此稳定钢的表 面结构。但是，如果钢中Sb的浓度过高，则钢的延性降低。因此，Sb 的浓度可优选在0.005%至0.2%范围内。

Ca:0.001%至0.02%

通常将Ca加入到钢中以移除S。Ca形成粗硫化物如CaS以改善 钢的热轧特性。但是，如果将大量的Ca作为挥发性元素加入到钢中， 则合金铁的加入可能增加并且钢中Ca的浓度可变为过量的，从而降低 钢的韧性。因此，Ca的浓度范围可优选在0.001%至0.02%范围内。

在下文中，将描述本发明用于制备钢板的方法。

将具有上述组成和浓度的板坯在1000℃至1200℃的热轧起始温度 和850℃或更高的热轧终止温度下热轧以形成热轧钢板。此时，在板坯 形成之后或在将板坯冷却并然后再加热至1000℃至1200℃之后立即可 对板坯进行热轧。如果热轧起始温度在所述范围之外，则板坯在热轧 过程中可容易破裂。如果再加热温度超过1200℃，则在晶界上可形成 低熔点的化合物，从而导致在热轧钢板上产生裂缝和碎片缺陷。热轧 可在低温下终止以降低钢板的粒度。但是，如果热轧终止温度低于850 ℃，则对热轧变形的抗性增加，并因此难以使钢板变薄。此外，钢板 的延性可由于(Fe，Mn)₃AlC的沉淀而降低。

此后，将热轧钢板在600℃或更低的温度下成卷。如果成卷温度超 过600℃，则可形成过多的(Fe，Mn)₃Al℃，从而显著地降低钢板的延性， 并且钢板的延性可能在下一次冷轧过程中不能恢复。所述热轧钢板可 具有改进的特性，例如7.4g/cm³的比重、800MPa至1200MPa的拉 伸强度、60%或更高的屈强比以及30%的伸长率。

将成卷的钢板酸洗并冷轧。可优选将成卷的钢板在20%至70%的 压缩比下冷轧。将冷轧的压缩比设置为20%或更高以便在钢板中积聚 冷轧能并在随后的退火过程中获得重结晶的微结构。如果冷轧的压缩 比小于20%，则冷轧钢板的延性可小于退火钢板。如果冷轧的压缩比 大于70%，则加工硬化可迅速地进行，从而过度地增加冷轧负载以及 降低冷轧设备的生产率。

此后，对于冷轧钢板的重结晶，将冷轧钢板以1℃/秒至50℃/秒的 速率加热至等于或高于重结晶温度但是不高于900℃的温度，并且然后 将冷轧钢板退火10秒至180秒。如果加热速率小于1℃/秒，则大量元 素如Mn、Si和Al可以在钢板的表面上以氧化物的形式浓缩，从而引 起表面缺陷并且污染退火设备。如果加热速率大于50℃/秒，则重结晶 温度可能变得过高，并且由于需要额外的快速加热设备而可使制造成 本增加。退火在重结晶温度和900℃之间的温度下进行10秒至180秒。 如果退火在低于重结晶温度的温度下进行或进行小于10秒，则钢板的 加工硬化结构可能不会恢复，并且因此可难以获得所需的延性水平。 如果退火在高于900℃的温度下进行或进行长于180秒，则钢板的晶粒 可变粗，从而降低强度，并且在钢板的表面上可形成更多的氧化物。 本发明的钢板的重结晶可在600℃至650℃范围内。

在退火后，将钢板以1℃/秒至100℃/秒的冷却速率冷却。如果冷 却速率低于该范围，则(Fe，Mn)₃AlC可沉淀，从而降低钢板的延性。如 果冷却速率高于该范围，则钢板的形状可劣化，并且可能难以在下一 步热浸涂覆过程的预定的温度——例如，在400℃至500℃的温度—— 下终止冷却过程。在退火后，所述冷轧钢板具有的粒度小于热轧钢板。

为了改进冷轧钢板的耐腐蚀性，可将冷轧钢板用至少一种选自 Zn、Zn-Fe、Zn-Al、Zn-Mg、Zn-Al-Mg、Al-Si和Al-Mg-Si的物质以 20g/m²至120g/m²的电镀密度进行电镀。如果电镀密度小于20g/m²， 则钢板的镀层在腐蚀性环境中可能损坏。即，耐腐蚀性是不足的。如 果电镀密度大于120g/m²，则由于过度电镀而使制造成本提高。

具体实施方式

现更详细地描述本发明。实施例为示例性的实施例，其旨在解释 本发明，且本发明不限于所述实施例。

实施方案

通过用具有表1中示出的组成的钢锭在表2中示出的条件下制造 钢板。在制造过程中，热轧的起始温度为1150℃，在冷轧过程中的加 热速率为5℃/秒，且退火时间为45秒。然后，如表3所示测量热轧钢 板和冷轧钢板的特性和微结构。

表1

*IS:本发明的钢，**CS:对比的钢

表2

*IS:本发明的钢、**ISP:本发明的样品、***CSP:对比样品、****CS: 对比的钢

表3

*IS:本发明的钢、**ISP:本发明的样品、***CSP:对比样品、****CS: 对比的钢

如表1至3所示，根据本发明建议的组成和制造条件制备的本发 明的样品1至9在热轧后具有的屈强比在72%至87%范围内并且在冷 轧后具有的屈强比在67%至83%范围内，以及在热轧后具有的伸长率 在34%至44范围内并且在冷轧后具有的伸长率在36%至48%范围内。 此外，本发明的样品1至9——由于加入了5%或更多的Al——具有单 相奥氏体微结构，以及7.4g/cm³或更小的比重。此外，其Mn/Al的比 例在2至3范围内，且其与闪光焊接特性有关的Mn/Si的比例优选在 等于或小于30的范围内。

但是，与本发明的样品4相比，对比样品1和2——其具有本发明 的组成但是轧制终止温度或成卷温度不在本发明建议的范围内——具 有低的伸长率并且具有奥氏体和渗碳体共存的微结构。

对比样品3至6——其具有与本发明样品4相同的热轧条件但是冷 轧压缩比、退火温度或冷却速率不在本发明建议的范围内——具有低 的伸长率率和屈强比。对比样品7至11——根据本发明建议的制造条 件制备但是具有不满足本发明的组成——具有低的伸长率或屈强比。