高強(qiáng)度低比重鋼板及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明公開(kāi)了一種高強(qiáng)度低比重鋼板及其制造方法。其特征為，本發(fā)明的一個(gè)方面的高強(qiáng)度低比重鋼板為奧氏體基體上均勻的分散平均粒徑為20μm以下的Fe?Al基金屬間化合物，所述Fe?Al基金屬間化合物的體積分?jǐn)?shù)為1～50％，作為鈣鈦礦碳化物的L12結(jié)構(gòu)的κ?碳化物((Fe，Mn)3AlC)的體積分?jǐn)?shù)為15％以下。
【專利說(shuō)明】
高強(qiáng)度低比重鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域
[0001] 本發(fā)明涉及一種相對(duì)于比重的強(qiáng)度非常優(yōu)異而能夠優(yōu)選適用于汽車用鋼板等的 高強(qiáng)度低比重鋼板及其制造方法。
【背景技術(shù)】
[0002] 近年來(lái)，為了積極應(yīng)對(duì)環(huán)境問(wèn)題，對(duì)于以減少引起溫室效應(yīng)的尾氣排放和提高燃 油效率為目的的汽車輕量化的需要逐漸增大，因此對(duì)于高強(qiáng)度低比重鋼板的研究非?；?躍。雖然鋼材的高強(qiáng)度化對(duì)于自身的輕量化是有效的方法，但是為了滿足部件所要求的鋼 性基準(zhǔn)值，當(dāng)板厚度的最少值限制為一定值以上時(shí)，僅通過(guò)高強(qiáng)度化的方法無(wú)法把板的厚 度減少到其值以下，從而難以輕量化。
[0003] 作為在上述情況下實(shí)現(xiàn)輕量化的方法，可以考慮使用比重低于鋼材的鋁 (Aluminum)合金板，但是錯(cuò)(Aluminum)合金板具有價(jià)格昂貴、加工性比鋼材差以及難以與 鋼板進(jìn)行焊接等問(wèn)題，因此在汽車部件的應(yīng)用方面受到限制。
[0004] 鐵中大量添加鋁(Aluminum)的含高A1鋼板，兼?zhèn)涓邚?qiáng)度和低比重的物理性質(zhì)，理 論上具有能夠?qū)崿F(xiàn)部件自身的輕量化的特征，但是由于具有（1)乳制時(shí)發(fā)生裂紋等制造性 差、（2)延展性低、以及（3)需要進(jìn)行復(fù)雜的熱處理等問(wèn)題而難以應(yīng)用于如汽車用鋼板等需 要同時(shí)具備高強(qiáng)度及成型性性的領(lǐng)域。
[0005] 特別是，當(dāng)A1含量增加時(shí)，理論上可提高輕量化的效率，但存在因 D03結(jié)構(gòu)的Fe3Al 或B2結(jié)構(gòu)的FeAl等金屬間化合物的析出等而延展性，熱加工性及冷加工性大幅降低的問(wèn) 題，為了抑制所述金屬間化合物的生成，當(dāng)添加大量的奧氏體穩(wěn)定化元素 Μη和C時(shí)，存在因 大量析出鈣鈦礦(Perovskite)碳化物，的L12結(jié)構(gòu)的碳化物（（Fe，Mn)3AlC)而延展性、熱 加工性及冷加工性大幅降低的問(wèn)題，因此通過(guò)通常的板材制造工序很難制造出A1含量高的 鋼材或者確保優(yōu)異的強(qiáng)度及延展性水平(Level)。
[0006] 關(guān)于這方面的技術(shù)，日本公開(kāi)專利公報(bào)第2005-120399號(hào)中提出了一種改善包含 鋁(Aluminum)的低比重高強(qiáng)度鋼的延展性及乳制加工性的技術(shù)，所述高強(qiáng)度鋼，按重量％ 計(jì)，包含C :0.01 ~5%、Si<3%、Mn:0.01~30%、P<0.02%、S<0.01%、Al:10~32%、N: 0.001~0.05%，并且根據(jù)需要包含選自11、他、0、附、]\1〇、(：〇、(：11、8、￥丄3、]\%、1?]\1、￥的1種或 兩種以上，且包含余量Fe。另外，在下述專利文獻(xiàn)1中，作為解決方案提出了如下技術(shù):對(duì)A1 含量超過(guò)10 %的含高A1的鋼，作為抑制由Fe3Al、FeAl金屬間化合物的析出引起的晶界脆化 的方法（1)通過(guò)優(yōu)化熱乳條件，最大限度地抑制熱乳、冷卻及收卷時(shí)的Fe 3Al、FeAl等金屬間 化合物的析出；（2)應(yīng)用S及P的超低化及細(xì)微碳氮化物的粒子細(xì)微化來(lái)抑制材料自身的脆 化；以及(3)難以抑制金屬間化合物的析出時(shí)，添加 Cr、Ce、B來(lái)確保制造性。但是，上述技術(shù) 不僅無(wú)法確認(rèn)所預(yù)期的乳制加工性的提高，而且屈服強(qiáng)度低、延展性的提高很小，因此在汽 車部件的應(yīng)用方面受到限制。
[0007] 另外，作為提高含高A1的鋼板的延展性及乳制加工性，提高加工性來(lái)使得通過(guò)通 常的薄鋼板制造工序能夠具有優(yōu)異的強(qiáng)度-延展性特性的技術(shù)，例如日本公開(kāi)專利公報(bào)第 2006-176843號(hào)中提出了一種包含鋁(Aluminum)的低比重高強(qiáng)度鋼及其制造技術(shù)，所述高 強(qiáng)度鋼，按重量％計(jì)，包含C:0.8~1.2%、Si<3%、Mn:10~30%、P<0.02%、S<0.02%、 八1 :8~12%、10.001~0.05%，并且根據(jù)需要可包含選自11、恥、0、附、]\1〇、〇1、8、￥、〇3、]\%、 Zr、REM中的1種或2種以上，且包含余量Fe，但是，按重量％計(jì)，A1含量為8.0~12.0%而較高 時(shí)，作為提高延展性的方法提出了如下的解決方案，即，（1)添加〇.8~1.2%的C和10~30% 的Μη，從而使基體組織為奧氏體(Austenite)(面積率>90% ); (2)通過(guò)優(yōu)化制造條件，最大 限度地抑制鐵素體(Ferr i te)和κ-碳化物（（Fe，Mn) 3A1C)相的析出（按面積率，鐵素體為5 % 以下、κ-碳化物為1%以下）。但是，上述技術(shù)屈服強(qiáng)度低，因此，在要求具備耐沖擊性的汽車 部件等的應(yīng)用方面受到限制。
[0008] 作為提高含高A1的鋼板的延展性及乳制加工性，提高加工性來(lái)使得通過(guò)通常的薄 鋼板制造工序能夠具有優(yōu)異的強(qiáng)度-延展性水平(level)的技術(shù)，例如日本公開(kāi)專利公報(bào)第 2006-118000號(hào)中提出了一種包含鋁(Aluminum)的低比重高強(qiáng)度鋼及其制造技術(shù)，所述高 強(qiáng)度鋼，按重量％計(jì)，包含C:0.1~1.0%、S<3%、Mn :10~50%、P<0.01%、S<0.01%、Al: 5 ~15%、10.001~0.05%，并且根據(jù)需要包含選自1^、他、0、附、]?〇、(：〇、〇1、8、￥、〇3、]\%、 REM、Y中的1種或2種以上、且包含余量Fe，作為改善強(qiáng)度-延展性平衡的方法，提出通過(guò)抑制 金屬組織的相分?jǐn)?shù)來(lái)使鐵素體和奧氏體復(fù)合組織化的解決方案。
[0009] 作為提高含高A1的鋼板的延展性及乳制加工性，提高加工性來(lái)使得通過(guò)通常的薄 鋼板制造工序能夠具有優(yōu)異的強(qiáng)度-延展性水平（level)的技術(shù)，日本注冊(cè)專利公報(bào)第 4235077號(hào)中提出了一種包含鋁(Aluminum)的低比重高強(qiáng)度鋼及其制造技術(shù)，所述高強(qiáng)度 鋼，按重量％計(jì)，包含C :0.01~5.0%、Si<3%、Mn:0.21~30%、P<0.1%、S<0.005、A1: 3.0~10%川 :0.001~0.05%，并且根據(jù)需要包含選自11、恥、0、附、]\1〇、(：〇、〇1、8、￥、〇3、]\%、 REM、Y、Ta、Zr、Hf、W中的1種或2種以上，且包含余量Fe，但是，該技術(shù)是以通過(guò)抑制晶界脆化 來(lái)提高韌性為基礎(chǔ)的技術(shù)，為此，作為解決方案提出了 ：（1)S、P的超低化，另外，（2)通過(guò)添 加適當(dāng)量的C來(lái)確保制造性，（3)通過(guò)限制重量元素，獲得高強(qiáng)度(440MPa以上)低比重鋼板。
[0010] 作為含高A1的低比重高強(qiáng)度鋼板的可靠的制造方法相關(guān)的技術(shù)，例如，日本公開(kāi) 專利公報(bào)第2006-509912號(hào)中提出了一種包含鋁(Aluminum)的低比重高強(qiáng)度鋼及其制造技 術(shù)，所述高強(qiáng)度鋼，按量％計(jì)，包含C:1 %以下、Μη:7.0~30.0%、A1:1.0~10.0%、Si:超過(guò) 2.5%且8%以下、厶1+31:超過(guò)3.5%且12%以下、8<0.01%、附<8%、(：11<3%、~<0.6%、 恥<0.3%、11<0.3%、￥<0.3%、？<0.01%，包含不可避免的雜質(zhì)及余量?6，但是，該技術(shù) 是在完成通常的鋼帶和鋼板的制造工序后，實(shí)施常溫成型來(lái)調(diào)節(jié)所完成的鋼生成物的屈服 強(qiáng)度的技術(shù)，其對(duì)象為利用孿晶誘導(dǎo)塑性(TWIP)的鋼。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0011](一)要解決的技術(shù)問(wèn)題
[0012] 本發(fā)明一個(gè)方面的目的在于提供一種延展性、屈服強(qiáng)度、加工淬透性、熱加工性及 冷加工性優(yōu)異的高強(qiáng)度低比重鋼板及其制造方法。
[0013] (二)技術(shù)方案
[0014] 為了實(shí)現(xiàn)上述目的，本發(fā)明的一個(gè)方面提供一種高強(qiáng)度低比重鋼板，在奧氏體基 體中，按體積％計(jì)，包含1~50%的Fe-Al基金屬間化合物及15%以下的作為鈣鈦礦L12結(jié)構(gòu) 的κ-碳化物（（Fe，Mn)3AlC)。
[0015] 另外，本發(fā)明的另一個(gè)方面提供一種高強(qiáng)度低比重鋼板的制造方法，包括:在1050 ~1250°C下對(duì)鋼坯(slab)進(jìn)行再加熱的步驟，所述鋼坯，按重量％計(jì)，包含C: 0.01~2.0 %、 Si:9.0%WT、Mn:5.0~40.0%、P:0.04%WT、S :0.04%WT、Al:4.0~20.0%、Ni:0.3~ 20.0%、N:0.001~0.05%、余量Fe及不可避免的雜質(zhì)；將再加熱的所述鋼坯以60%以上的 總壓下率在900°C以上的溫度下進(jìn)行熱精乳來(lái)獲得熱乳鋼板的步驟；以及將所述熱乳鋼板 以5 °C /秒以上的速度冷卻至600 °C以下后收卷的步驟。
[0016] 另外，上述的技術(shù)方案并不是列舉了本發(fā)明的所有特征。本發(fā)明的各種特征和基 于所述特征的優(yōu)點(diǎn)和效果，可通過(guò)參照下述的【具體實(shí)施方式】能夠更加詳細(xì)地理解。
[0017](三)有益效果
[0018]根據(jù)本發(fā)明的鋼板比重為7.47g/cc以下，屈服強(qiáng)度為600MPa以上，最大抗張強(qiáng)度 (TS)乘以總延伸率（TE)為12，500MPa · %以上，平均加工硬化率為（TS-YS)/UE(UE( % ): Uniform Elongation，均勾延伸率)的值為8MPa/%以上，因此可優(yōu)選適用于汽車鋼板等。
【附圖說(shuō)明】
[0019] 圖1是對(duì)本發(fā)明的一例的鑄片的再加熱后的微觀組織進(jìn)行觀察并示出的照片。
[0020] 圖2是對(duì)本發(fā)明的一例的熱鋼板的微觀組織進(jìn)行觀察并示出的照片。
[0021] 圖3是對(duì)本發(fā)明的一例的熱乳鋼板的退火后的微觀組織進(jìn)行觀察并示出的照片。
[0022] 圖4是對(duì)本發(fā)明的一例的冷乳鋼板的微觀組織進(jìn)行觀察并示出的照片。
[0023] 圖5是對(duì)本發(fā)明的一例的冷乳鋼板的退火（1分鐘）后微觀組織進(jìn)行觀察并示出的 照片。
[0024] 圖6是對(duì)本發(fā)明的一例的冷乳鋼板的退火（15分鐘)后的微觀組織進(jìn)行觀察并示出 的照片。
[0025] 圖7示出本發(fā)明的一例的冷乳鋼板退火15分鐘后的試片的X射線衍射分析結(jié)果。 [0026]最佳實(shí)施方式
[0027]本發(fā)明人從合金組成和制造方法兩個(gè)方面對(duì)提高兼?zhèn)涓邚?qiáng)度和低比重的物理性 質(zhì)的含高A1鋼板的延展性、屈服強(qiáng)度、加工淬透性、熱加工性及冷加工性的方法，反復(fù)進(jìn)行 研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，包含4重量％以上的A1的含高A1的鋼板的延展性、熱加工性及冷加工性劣 化的原因是在制造工序中（1)沒(méi)能充分地抑制作為鈣鈦礦(perovskite)碳化物的碳化物 的析出，或者(2)FeAl或Fe 3Al金屬間化合物的形狀、大小及分布在沒(méi)有適當(dāng)?shù)乜刂频那闆r 下析出。
[0028]另外，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，對(duì)于合金組成，添加適當(dāng)含量的Ni，適當(dāng)?shù)乜刂茒W氏體穩(wěn)定 化元素 C及Μη的含量，對(duì)于制造方法，適當(dāng)?shù)乜刂迫橹萍盁崽幚項(xiàng)l件的情況下，（1 )κ-碳化物 的析出被抑制，（2)促進(jìn)Fe-Al基金屬間化合物的高溫析出，從而奧氏體基體內(nèi)形成1~50% 的Fe-Al基金屬間化合物，可以分散平均大小為20μπι以下的細(xì)微的FeAl或Fe 3Al金屬間化合 物，由此能夠制造具有優(yōu)異的延展性、屈服強(qiáng)度、加工淬透性及乳制加工性的高強(qiáng)度低比重 鋼板。
[0029]更加具體地，對(duì)于含高A1的鋼板，如果大量添加如C及Μη等奧氏體穩(wěn)定化元素，則 在高溫下奧氏體和作為具有BCC結(jié)構(gòu)的無(wú)序的固溶體的鐵素體共存，在冷卻過(guò)程中，所述奧 氏體分解為鐵素體和κ-碳化物，所述鐵素體依次相變?yōu)锽2結(jié)構(gòu)的FeAl (以下，稱為' B2相'） 及D03結(jié)構(gòu)的Fe3Al (以下，稱為'D03相'）金屬間化合物。此時(shí)，當(dāng)強(qiáng)度高的金屬間化合物的 核生成及生長(zhǎng)沒(méi)能適當(dāng)?shù)乜刂茣r(shí)，大小變粗大，分布不均勻，從而降低加工性及強(qiáng)度-延展 性平衡。在所述鋼材中添加 Ni時(shí)，B2相的生成焓（鈕營(yíng)詞）增加，從而提高B2相的高溫穩(wěn)定 性。特別是，當(dāng)Ni添加適當(dāng)含量以上時(shí)，在高溫下，B2相代替鐵素體與奧氏體共存，對(duì)其進(jìn)行 熱乳后或熱乳/冷乳及退火熱處理后，如果以適當(dāng)?shù)乃俣纫陨系睦鋮s速度進(jìn)行冷卻，則可抑 制碳化物的過(guò)度生成，從而在常溫下能夠形成主要由奧氏體相和B2相構(gòu)成的微觀組織， 由此，能夠制造具有突出的延展性、優(yōu)異的乳制加工性、高的屈服強(qiáng)度和突出的加工淬透性 的高強(qiáng)度低比重鋼板。
[0030]進(jìn)一步地，如上所述熱乳后在冷卻過(guò)程中控制生成的κ-碳化物在冷乳過(guò)程中會(huì)誘 發(fā)奧氏體基體內(nèi)位錯(cuò)的平面滑移（Planar Glide)，生成高密度的細(xì)微剪切帶（Shear Band)，這樣生成的剪切帶，對(duì)冷乳板材進(jìn)行退火熱處理時(shí)，用作B2相的不均質(zhì)核生成點(diǎn)，有 助于奧氏體基體內(nèi)B2相的細(xì)微化和均質(zhì)分散，由此能夠制造延展性、屈服強(qiáng)度、加工淬透 性、熱加工性及冷加工性更加優(yōu)異的超高強(qiáng)度低比重鋼板。
[0031 ]以下，對(duì)本發(fā)明的高強(qiáng)度低比重鋼板進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明。
[0032] 本發(fā)明的高強(qiáng)度低比重鋼板的特征在于，將奧氏體作為基體組織，按體積％計(jì)，包 含1~50 %的Fe-Al基金屬間化合物和15 %以下的作為鈣鈦礦碳化物的L12結(jié)構(gòu)的κ-碳化物 ((Fe，Mn)3AlC)。由于確保上述的微觀組織，因此能夠提供延展性、屈服強(qiáng)度、加工淬透性、 熱加工性及冷加工性非常優(yōu)異的超高強(qiáng)度低比重鋼板。
[0033] 所述Fe-Al基金屬間化合物的體積分?jǐn)?shù)小于1體積％時(shí)，可能無(wú)法獲得充分的強(qiáng)化 效果，相反，當(dāng)體積分?jǐn)?shù)超過(guò)50體積％時(shí)，因脆化而可能無(wú)法獲得充分的延展性。因此，根據(jù) 本發(fā)明的一個(gè)具體實(shí)施例，所述Fe-Al基金屬間化合物的體積分?jǐn)?shù)優(yōu)選為1~50體積％，更 優(yōu)選為5~45體積％。
[0034]根據(jù)本發(fā)明的一具體實(shí)施例，所述Fe-Al基金屬間化合物可以具有平均粒徑為20μ m以下的粒子形態(tài)。粗大的Fe-Al基金屬間化合物的生成可能會(huì)導(dǎo)致乳制加工性及機(jī)械物理 性質(zhì)的劣化，因此所述粒子形態(tài)的Fe-Al基金屬間化合物的平均粒徑優(yōu)選為20μπι以下，更優(yōu) 選為2μηι以下。
[0035] 另外，根據(jù)本發(fā)明的另一具體實(shí)施例，所述Fe-Al基金屬間化合物可以具有粒子形 態(tài)或與鋼板的乳制方向平行的帶(band)狀，此時(shí)，所述帶狀的Fe-Al基金屬間化合物的體積 分?jǐn)?shù)優(yōu)選為40%以下，更優(yōu)選為25%以下。另外，平行于所述乳制方向的帶的平均厚度可以 為40μηι以下，平均長(zhǎng)度可以為500μηι以下，平均寬度可以為200μηι。
[0036] 根據(jù)本發(fā)明的一具體實(shí)施例，所述Fe-Al基金屬間化合物可以是Β2相或者D03相。
[0037] L12結(jié)構(gòu)的κ-碳化物（（Fe，Mn)3AlC)具有使鋼板的延展性、熱加工性及冷加工性劣 化的問(wèn)題，因此優(yōu)選抑制κ-碳化物的形成，根據(jù)本發(fā)明的一具體實(shí)施例，所述κ-碳化物 ((Fe，Mn)3AlC)的體積分?jǐn)?shù)優(yōu)選控制為15%以下，更優(yōu)選控制為7%以下。
[0038] 另外，鋼板的微觀組織中鐵素體組織相比作為基體的奧氏體軟質(zhì)，從而沒(méi)有強(qiáng)化 效果，因此優(yōu)選抑制鐵素體組織的形成，根據(jù)本發(fā)明的一具體實(shí)施例，所述鐵素體組織的體 積分?jǐn)?shù)優(yōu)選控制為15 %以下，更優(yōu)選控制為5 %以下。
[0039] 據(jù)本發(fā)明的一具體實(shí)施例，具有上述微觀組織的鋼板的比重為7.47g/cc以下，屈 服強(qiáng)度為600MPa以上，最大抗張強(qiáng)度(TS)乘以全延伸率(TE)的值為12,500MPa · %以上，平 均加工硬化率(TS-YS)/UE(UE( % ):Uniform Elongation，均勻延伸率）的值為8MPa/%以 上，因此可以優(yōu)選適用于汽車用鋼板等。
[0040] 以下、對(duì)為了確保所述高強(qiáng)度低比重鋼板的優(yōu)選合金組成進(jìn)行詳細(xì)的說(shuō)明。
[0041] 碳(C):0.01 ~2.0 重量 ％
[0042] C穩(wěn)定作為基體組織的奧氏體，抑制κ-碳化物的析出，從而C是對(duì)于提高鋼板的相 對(duì)于比重的強(qiáng)度起到重要作用的必要元素。本發(fā)明中為了得到這種效果，所述碳含量?jī)?yōu)選 包含0.01重量％以上。但是，當(dāng)所述碳含量超過(guò)2.0重量％時(shí)，加劇碳化物的高溫析出，從 而使鋼板的熱加工性及冷加工性顯著劣化，因此，本發(fā)明中所述碳含量?jī)?yōu)選控制為0.01~ 2.0重量％。
[0043] 硅(Si):9.0重量％以下
[0044] Si通過(guò)固溶強(qiáng)化提高鋼板的強(qiáng)度，而且比重低，因此是有效提高鋼板的非強(qiáng)度的 元素，但過(guò)度添加不僅會(huì)降低熱加工性，而且在進(jìn)行熱乳時(shí)鋼板表面形成紅色氧化皮，從而 降低鋼板的表面品質(zhì)，而且使化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性顯著劣化，因此在本發(fā)明中所述硅含量?jī)?yōu)選 控制為9.0重量％以下。
[0045] 錳(Μη):5·0~40.0重量 ％
[0046] Μη不僅能夠穩(wěn)定作為基體組織的奧氏體，而且與鋼的制造工序中不可避免地包含 的S結(jié)合而形成MnS，從而具有能夠抑制由固溶S引起的晶界脆化的作用。本發(fā)明中為了得到 這種效果，所述錳的含量?jī)?yōu)選包含5.0重量％以上。然而，當(dāng)所述錳含量超過(guò)40重量％時(shí)，形 成β-Μη相或在高溫下穩(wěn)定δ-鐵素體，但是會(huì)妨礙奧氏體的穩(wěn)定性，因此，本發(fā)明中所述錳含 量?jī)?yōu)選控制為5.0~40.0重量％。
[0047] 另外，為了確保作為基體組織的奧氏體相的穩(wěn)定性，更優(yōu)選地，當(dāng)所述Μη的含量為 5.0%以上且低于14.0%時(shí)，所述C的含量為0.6%以上，當(dāng)所述Μη的含量為14.0%以上且小 于20.0%時(shí)，所述C含量為0.3%以上。
[0048] 磷(P) :0.04重量％以下
[0049] P是鋼中不可避免地包含的雜質(zhì)，是偏析在晶界而成為降低鋼的韌性的主要原因 的元素，優(yōu)選控制為盡可能低。理論上，最好將所述磷的含量控制為〇%，但考慮到當(dāng)前的冶 煉技術(shù)和費(fèi)用，其不可避免地包含在鋼中。因此，重要的是控制上限，在本發(fā)明中所述磷含 量的上限控制為0.04重量％。
[0050] 硫(S) :0.04重量％以下
[0051] S是鋼中不可避免地包含的雜質(zhì)，是成為使鋼的熱加工性及韌性劣化的主要原因 的元素，優(yōu)選控制為盡可能低。理論上，最好將所述硫含量控制為〇%，但考慮到當(dāng)前的冶煉 技術(shù)和費(fèi)用，其不可避免地包含在鋼中。因此，重要的是控制上限，在本發(fā)明中所述硫含量 的上限控制為0.04重量％。
[0052] 鋁(Α1):4·0 ~20.0 重量 ％
[0053] Α1是用于實(shí)現(xiàn)鋼板的低比重化的必要元素，并且形成Β2相及D03相，對(duì)提高鋼板的 延展性、屈服強(qiáng)度、加工淬透性、熱加工性及冷加工性起重要作用的元素。本發(fā)明中為了得 到這種效果，所述鋁的含量?jī)?yōu)選為4.0重量％以上。然而，當(dāng)所述鋁的含量超過(guò)20.0重量％ 時(shí)，κ-碳化物析出過(guò)多，使鋼板的延展性、熱加工性及冷加工性急劇降低，因此在本發(fā)明中 所述鋁的含量?jī)?yōu)選控制為4.0~20.0重量％。
[0054]鎳(Ni) :0.3~20.0重量％
[0055] Ni是抑制κ-碳化物的過(guò)度析出，在高溫下穩(wěn)定B2相，從而是形成本發(fā)明中所要獲 得的微觀組織即奧氏體作為基體組織，F(xiàn)e-Al基金屬間化合物均勻分散的微觀組織所必須 包含的元素。當(dāng)所述鎳含量低于0.3重量％時(shí)，在高溫下穩(wěn)定B2相的效果非常小，從而無(wú)法 得到預(yù)期的微觀組織，相反，當(dāng)所述鎳含量超過(guò)20.0重量％時(shí)，會(huì)過(guò)度增加 B2相的相分?jǐn)?shù)， 從而顯著降低加工性。因此，在本發(fā)明中所述鎳含量?jī)?yōu)選控制為0.3~20.0重量％，更優(yōu)選 控制為0.5~18重量％，再更優(yōu)選控制為1.0~15重量％。
[0056] 氮(N) :0.001 ~0.05重量％
[0057] N在鋼中形成氮化物來(lái)抑制晶粒的粗大化。在本發(fā)明中為了得到這種效果，氮含量 優(yōu)選為0.001重量％以上。然而，當(dāng)所述氮含量超過(guò)0.05重量％時(shí)，會(huì)降低鋼的韌性，因此， 在本發(fā)明中所述氮含量?jī)?yōu)選控制為〇. 〇〇1~〇. 05重量％。
[0058]包含余量Fe及不可避免的雜質(zhì)。另外，并不排除添加除上述組成之外的有效成分， 根據(jù)所預(yù)期的強(qiáng)度-延展性平衡及其他的必要特性，可以添加如下成分。
[0059] Cr:0.01 ~7.0 重量 ％
[0060] Cr不僅提高鋼的強(qiáng)度-延展性平衡，而且還可以抑制κ-碳化物的過(guò)度析出。在本發(fā) 明中為了得到這種效果，所述鉻含量?jī)?yōu)選為0.01重量％以上。然而，當(dāng)所述鉻含量超過(guò)7.0 重量％時(shí)，剛的延展性及韌性劣化，在高溫下加劇碳化鐵（（Fe，Mn) 3C)等碳化物的析出，從 而顯著降低鋼的熱加工性及冷加工性。因此在本發(fā)明中所述鉻含量?jī)?yōu)選控制為0.01~7.0 重量％。
[0061 ] (：〇、〇1、1?11、詘、？(1、1廣？七及厶11:0.01~15.0重量％
[0062]這些元素的作用與Ni相似，具有鋼中與A1化學(xué)結(jié)合，在高溫下穩(wěn)定B2相的作用。在 本發(fā)明中為了得到這種效果，這些元素的含量?jī)?yōu)選為0.01重量％以上。然而，當(dāng)這些元素的 含量超過(guò)15.0重量％時(shí)，過(guò)度形成析出相，因此，在本發(fā)明中這些元素的含量?jī)?yōu)選控制為 0.01 ~15.0 重量 ％。
[0063] Li:0.001 ~3.0 重量 ％
[0064] 鋼中Li與A1結(jié)合，從而在高溫下穩(wěn)定B2相。本發(fā)明中為了得到這種效果，所述Li的 含量?jī)?yōu)選為〇. 001重量％以上。另外，所述Li與碳的化學(xué)親和力高，當(dāng)過(guò)度添加時(shí)形成過(guò)度 的碳化物，從而鋼的物理性質(zhì)劣化，因此在本發(fā)明中所述Li的含量的上限優(yōu)選限制為3.0重 量％。
[0065] 5(：、11、5廣￥、2廣]\1〇、1^、了3及硼系元素類1^]\1:0.005~3.0重量％
[0066]這些元素在鋼中與A1結(jié)合，從而在高溫下起到穩(wěn)定B2相的作用。本發(fā)明中為了得 到這種效果，這些元素的含量?jī)?yōu)選為0.005重量％以上。然而，這些元素與碳的化學(xué)親和力 高，從而過(guò)渡添加時(shí)形成過(guò)度的碳化物而使鋼的物理性質(zhì)劣化，因此，在本發(fā)明中這些元素 的含量的上限優(yōu)選限制為3.0重量％。
[0067] V 及 Nb :0.005~1.0重量 ％
[0068] V及Nb是碳氮化物形成元素，如同本發(fā)明的低碳-高錳鋼中，起到提高鋼的強(qiáng)度及 成型性，通過(guò)晶粒細(xì)微化來(lái)提高鋼的韌性的作用。本發(fā)明中為了得到這種效果，這些元素的 含量?jī)?yōu)選為0.001重量％以上。然而，當(dāng)這些元素的含量超過(guò)1.0重量％時(shí)，因過(guò)度析出碳化 物而制造性及鋼的物理性質(zhì)劣化，因此，在本發(fā)明中這些元素的含量的上限優(yōu)選限制為1.0 重量％。
[0069] W:〇.〇l ~5.0 重量 ％
[0070] W具有提高鋼的強(qiáng)度及韌性的作用。本發(fā)明中為了得到這種效果，所述鎢的含量?jī)?yōu) 選為0.01重量％以上。然而，所述鎢的含量超過(guò)5.0重量％時(shí)，過(guò)度生成硬質(zhì)相或析出物，從 而使制造性及鋼的物理性質(zhì)劣化，因此，在本發(fā)明中W的含量的上限優(yōu)選限制為5.0重量％。
[0071] Ca: 0 · 001 ~0 · 02重量 ％、Mg: 0 · 0002~0 · 4重量 ％
[0072] Ca及Mg具有生成硫化物和/或氧化物，從而提高鋼的韌性的作用。本發(fā)明中為了得 到這種效果，Ca的含量?jī)?yōu)選為0.001重量％以上，Mg的含量?jī)?yōu)選為0.0002重量％以上。然而， 當(dāng)含量過(guò)高時(shí)會(huì)增大夾雜物的個(gè)體密度或大小，從而顯著降低鋼的韌性及加工性，因此，Ca 的含量上限優(yōu)選限制為0.02重量％，Mg的含量的上限優(yōu)選限制為0.4重量％。
[0073] Β:0·0001 ~0.1 重量 ％
[0074] Β是有效強(qiáng)化晶界的元素，本發(fā)明中為了得到這種效果，Β的含量?jī)?yōu)選為0.0001重 量％以上。然而，當(dāng)Β的含量超過(guò)0.1重量％時(shí)，大幅降低鋼的加工性，因此Β的含量的上限優(yōu) 選限制為0.1重量％。
[0075]以上說(shuō)明的本發(fā)明的高強(qiáng)度低比重鋼板可以通過(guò)多種方式制造，對(duì)于其制造方法 并不特別限定。例如，所述高強(qiáng)度低比重鋼板可以通過(guò)以下四種方法來(lái)制造。
[0076] (1)板坯再加熱-熱乳-冷卻及收卷
[0077]首先，將滿足所述組成的鋼坯再加熱至1050~1250Γ。當(dāng)板坯的再加熱溫度低于 1050°C時(shí)，因碳氮化物沒(méi)有充分的固溶，從而不能確保預(yù)期的強(qiáng)度和延展性，熱乳板韌性不 足，可能會(huì)引起熱破壞。另外，再加熱溫度的上限對(duì)高碳基成分尤其重要，從而將再加熱溫 度的上限限制為1250°C，以確保熱加工性。
[0078]之后，對(duì)再加熱的所述鋼坯進(jìn)行熱乳來(lái)得到熱乳鋼板。此時(shí)，為了促進(jìn)B2帶的微觀 組織的均質(zhì)化及細(xì)微化，熱乳時(shí)總壓下率優(yōu)選限制為60%以上，為了控制脆化相κ-碳化物 ((Fe，Mn) 3A1C)的過(guò)度析出，熱精乳溫度優(yōu)選限制為900 °C以上。
[0079]之后，將所述熱乳鋼板以5°C/秒以上的冷卻速度冷卻至600°C以下的溫度后進(jìn)行 收卷。將所述熱乳鋼板進(jìn)行冷卻時(shí)，當(dāng)冷卻速度低于5°C/秒時(shí)，在冷卻過(guò)程中會(huì)過(guò)度析出脆 化相κ-碳化物（(Fe，Mn) 3AlC)，從而鋼板的延展性劣化。另外，所述冷卻速度越快，對(duì)抑制κ-碳化物（（Fe，Mn)3AlC)的析出越有利，因此本發(fā)明中對(duì)冷卻速度的上限不進(jìn)行特別地限制。
[0080] 將所述熱乳鋼板進(jìn)行收卷時(shí)，收卷開(kāi)始溫度超過(guò)600°C時(shí)，冷卻后過(guò)度析出脆化相 κ-碳化物（（Fe，Mn)3AlC)，從而具有鋼板的延展性劣化的問(wèn)題。另外，在低于600°C的溫度 下，不發(fā)生析出κ-碳化物（（Fe，Mn) 3AlC)的問(wèn)題，因此，本發(fā)明中對(duì)所述收卷開(kāi)始溫度下限 不進(jìn)行特別地限制。
[0081] 圖1是將對(duì)本發(fā)明的一發(fā)明例的鑄片再加熱后的微觀組織進(jìn)行觀察并示出的照 片。參照?qǐng)D1，可以確認(rèn)本發(fā)明的鋼板中Ni含量適當(dāng)，因此在高溫下B2相可以代替鐵素體與 奧氏體共存。
[0082] 圖2是對(duì)本發(fā)明的一發(fā)明例的鋼板熱乳后的微觀組織進(jìn)行觀察并示出照片。B2相 在乳制方向上平行延伸，形成寬度約為lOym的帶（Band)狀，由奧氏體相形成的基體 (Matrix)，部分顯示為再結(jié)晶的變形組織。參照?qǐng)D2,可以知道本發(fā)明的鋼板進(jìn)行熱乳時(shí)，因 熱精乳溫度被適當(dāng)?shù)目刂疲瑥亩种屏舜嗷唳?碳化物（（Fe，Mn)3AlC)的過(guò)度析出。
[0083] (2)板坯再加熱-熱乳-冷卻及收卷-退火-冷卻
[0084] 根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)具體實(shí)施例，如上所述，再加熱、熱乳、冷卻及收卷后，為了進(jìn)一 步提高所述熱乳鋼板的延展性，可以將如上所述收卷的熱乳鋼板在800~1250Γ下進(jìn)行1~ 60分鐘的退火。
[0085] 這是為了降低所述熱乳及冷卻時(shí)所發(fā)生的剩余應(yīng)力，為了更加精密地控制奧氏體 基體內(nèi)B2相的體積分?jǐn)?shù)、形狀及分布，由于退火溫度決定奧氏體和B2相的相對(duì)相分?jǐn)?shù)，因此 可以根據(jù)預(yù)期的物理性質(zhì)調(diào)整鋼板的強(qiáng)度-延展性平衡。但是，為了防止退火中過(guò)度析出K-碳化物（（Fe，Mn) 3AlC)，所述退火溫度優(yōu)選為800°C以上，為了防止晶粒粗大化，所述退火溫 度優(yōu)選為1250 °C以下。
[0086] 上述退火時(shí)，當(dāng)退火時(shí)間小于1分鐘時(shí)，B2帶不能充分改進(jìn)為粒子形態(tài)，相反，當(dāng)退 火時(shí)間超過(guò)60分鐘時(shí)，降低生產(chǎn)性，并且晶?？赡軙?huì)粗大化，因此所述退火時(shí)間優(yōu)選為1~ 60分鐘，更優(yōu)選為5~30分鐘。
[0087]之后，將退火的所述熱乳鋼板以5°C/秒以上的冷卻速度冷卻至600°C以下的溫度 后進(jìn)行收卷。將退火的所述熱乳鋼板進(jìn)行冷卻時(shí)，當(dāng)冷卻速度低于5°C/秒時(shí)，在冷卻過(guò)程中 過(guò)度析出脆化相κ-碳化物（（Fe，Mn) 3AlC)，具有鋼板的延展性的問(wèn)題。另外，所述冷卻速度 越快，對(duì)抑制κ-碳化物（（Fe，Mn)3AlC)的析出越有利。因此，本發(fā)明中冷卻速度的上限不進(jìn) 行特別地限制。
[0088]將退火的所述熱乳鋼板進(jìn)行收卷時(shí)，當(dāng)收卷開(kāi)始溫度超過(guò)600 °C時(shí)，冷卻后過(guò)度析 出脆化相κ-碳化物（（Fe，Mn)3AlC)，從而具有鋼板的延展性劣化的問(wèn)題。另外，當(dāng)收券開(kāi)始 溫度低于600°C時(shí)，不發(fā)生κ-碳化物（（Fe，Mn) 3AlC)析出的問(wèn)題，因此，本發(fā)明中所述收卷開(kāi) 始溫度的下限不進(jìn)行特別地限制。
[0089]圖3是示出本發(fā)明的一個(gè)例子的退火后的熱乳鋼板的微觀組織照片。顯示由奧氏 體相形成的基體(Matrix)再結(jié)晶而粒子大小(Grain Size)為20~50μηι的分布，雖然B2相部 分保持平行于乳制方向的帶狀，但是大部分Β2帶被分解而顯示5~ΙΟμπι大小的粒子形態(tài) (Granular)〇
[0090] (3)板坯再加熱-熱乳-冷卻及收卷-1次退火及冷卻-2次退火-冷卻
[0091] 根據(jù)本發(fā)明的另一個(gè)具體實(shí)施例，如上所述再加熱、熱乳、冷卻及收卷、1次退火及 冷卻后，可以在800~1100 °C下進(jìn)行30秒~60分鐘的2次退火。
[0092]這是為了奧氏體基體內(nèi)B2相的細(xì)微化及均質(zhì)分散。本發(fā)明中為了得到這種效果，2 次退火溫度優(yōu)選為800 °C以上。然而，當(dāng)2次退火溫度超過(guò)1100 °C時(shí)，有可能晶粒粗大化以及 B2相的相分?jǐn)?shù)降低，因此所述2次退火溫度優(yōu)選為800~1100°C，更優(yōu)選為800~1000°C。 [0093]另外，當(dāng)2次退火時(shí)間少于30秒時(shí)，具有B2相的析出不充分的問(wèn)題，相反，當(dāng)2次退 火時(shí)間超過(guò)60分鐘時(shí)，有可能晶粒粗大化。因此，所述2次退火時(shí)間優(yōu)選為30秒~60分鐘，更 優(yōu)選為1~30分鐘。
[0094]之后，將2次退火的所述熱乳鋼板，以5°C/秒以上的冷卻速度冷卻至600°C以下的 溫度。將2次退火的所述2熱乳鋼板進(jìn)行冷卻時(shí)，當(dāng)冷卻速度低于5°C/秒時(shí)，冷卻過(guò)程中過(guò)度 析出脆化相κ-碳化物（（Fe，Mn) 3AlC)，從而具有鋼板的延展性劣化的問(wèn)題。另外，所述冷卻 速度越快，對(duì)抑制κ-碳化物（（Fe，Mn)3A1C)的析出越有利。因此，本發(fā)明中冷卻速度的上限 不進(jìn)行特別地限制。
[0095]將2次退火的所述熱乳鋼板進(jìn)行冷卻時(shí)，當(dāng)冷卻結(jié)束溫度溫度超過(guò)600 °C時(shí)，冷卻 后過(guò)度析出脆化相κ-碳化物（（Fe，Mn)3AlC)，從而具有鋼板的延展性劣化的問(wèn)題。另外，當(dāng) 冷卻結(jié)束溫度低于600°C時(shí)，不發(fā)生κ-碳化物（（Fe，Mn) 3AlC)析出的問(wèn)題，因此，本發(fā)明中所 述冷卻結(jié)束溫度的下限不進(jìn)行特別地限制。
[0096] (4)板坯再加熱-熱乳-冷卻及收卷-7令乳-退火-冷卻
[0097]根據(jù)本發(fā)明的另一具體實(shí)施例，如上所述再加熱、熱乳、冷卻及收卷后，將如上所 述收卷的熱乳鋼板在_20°C以上的溫度下、以30%以上的總壓下率進(jìn)行冷乳來(lái)制造冷乳鋼 板。這是為了充分生成細(xì)微剪切帶(Shear Band)，本發(fā)明中為了得到這種效果，總壓下率優(yōu) 選為30%以上。
[0098] 之后，將所述冷乳鋼板在800~1100°C的溫度下進(jìn)行30秒~60分鐘的退火。通過(guò)所 述冷乳來(lái)生成的剪切帶（Shear Band)，退火時(shí)用作B2相不均質(zhì)核生成點(diǎn)，有助于奧氏體基 體內(nèi)B2相的細(xì)微化及均勻分散。本發(fā)明中為了得到這種效果，退火溫度優(yōu)選為800°C以上。 然而，當(dāng)退火溫度超過(guò)1100 °C時(shí)，可能晶粒粗大化以及B2相的相分?jǐn)?shù)降低。因此所述退火溫 度優(yōu)選為800~1100 °C，更優(yōu)選為800~1000 °C。
[0099] 另外，退火時(shí)間少于30秒時(shí)，B2相的析出不充分，相反，退火時(shí)間超過(guò)60分鐘時(shí)，可 能晶粒粗大化。因此，所述退火時(shí)間優(yōu)選為30秒~60分，更優(yōu)選為1~30分鐘。
[0100] 之后，將退火的所述冷乳鋼板以5°C/秒以上的冷卻速度冷卻至600°C以下的溫度 后進(jìn)行收卷。將退火的所述熱乳鋼板進(jìn)行冷卻時(shí)，當(dāng)冷卻速度低于5°C/秒時(shí)，冷卻過(guò)程中過(guò) 度析出脆化相κ-碳化物（（Fe，Mn) 3AlC)，從而具有鋼板的延展性劣化的問(wèn)題。另外，所述冷 卻速度越快，對(duì)抑制κ-碳化物（（Fe，Mn)3A1C)的析出越有利。因此，本發(fā)明中冷卻速度的上 限不進(jìn)行特別地限制。
[0101 ]將退火的所述冷乳鋼板進(jìn)行冷卻時(shí)，當(dāng)冷卻結(jié)束溫度超過(guò)600 °C時(shí)，冷卻后過(guò)度析 出脆化相κ-碳化物（(Fe，Mn)3AlC)，從而具有鋼板的延展性劣化的問(wèn)題。另外，在低于600°C 溫度下不發(fā)生κ-碳化物（（Fe，Mn)3AlC)析出問(wèn)題，本發(fā)明中所述冷卻結(jié)束溫度的下限不進(jìn) 行特別地限制。
[0102] (5)板坯再加熱-熱乳-冷卻及收卷-退火-7令乳-退火-冷卻
[0103] 根據(jù)本發(fā)明的另一具體實(shí)施例，再加熱、熱乳、冷卻及收卷、退火及冷乳后，可以將 所述冷乳鋼板在800~1100°C的溫度下進(jìn)行30秒~60分鐘的退火。通過(guò)所述冷乳來(lái)生成的 剪切帶（Shear Band)，退火時(shí)用作B2相不均質(zhì)核生成點(diǎn)，有助于奧氏體基體內(nèi)B2相的細(xì)微 化及均勻分散。本發(fā)明中為了得到這種效果，退火溫度優(yōu)選為800°C以上。然而，當(dāng)退火溫度 超過(guò)1100°C時(shí)，可能晶粒粗大化、B2相的相分?jǐn)?shù)降低。因此所述退火溫度優(yōu)選為800~1100 °C，更優(yōu)選為800~1000 °C。
[0104] 另外，退火時(shí)間少于30秒時(shí)，B2相的析出不充分，相反，退火時(shí)間超過(guò)60分鐘時(shí)，可 能晶粒粗大化。因此，所述退火時(shí)間優(yōu)選為30秒~60分，更優(yōu)選為1~30分鐘。
[0105]之后，將退火的所述熱乳鋼板以5°C/秒以上的冷卻速度冷卻至600°C以下的溫度 后進(jìn)行收卷。將退火的所述熱乳鋼板進(jìn)行冷卻時(shí)，當(dāng)冷卻速度低于5°C/秒時(shí)，冷卻過(guò)程中過(guò) 度析出脆化相κ-碳化物（（Fe，Mn) 3AlC)，從而具有鋼板的延展性劣化的問(wèn)題。另外，所述冷 卻速度越快，對(duì)抑制κ-碳化物（（Fe，Mn)3A1C)的析出越有利。因此，本發(fā)明中冷卻速度的上 限不進(jìn)行特別地限制。
[0106] 將退火的所述冷乳鋼板進(jìn)行冷卻時(shí)，當(dāng)冷卻結(jié)束溫度超過(guò)600 °C時(shí)，冷卻后過(guò)度析 出脆化相κ-碳化物（(Fe，Mn)3AlC)，從而具有鋼板的延展性劣化的問(wèn)題。另外，在低于600°C 的溫度下不發(fā)生κ-碳化物（（Fe，Mn)3AlC)的析出問(wèn)題，本發(fā)明中所述冷卻結(jié)束溫度的下限 不進(jìn)行特別地限制。
[0107] 圖4是對(duì)本發(fā)明的一例的冷乳鋼板的微觀組織進(jìn)行觀察并示出的照片。奧氏體基 體(Matrix)內(nèi)B2相在乳制方向上平行延伸，形成寬度約為5μηι的帶(Band)狀。
[0108] 圖5是對(duì)本發(fā)明的一例的冷乳鋼板退火（1分鐘）后的微觀組織進(jìn)行觀察并示出的 照片。奧氏體基體內(nèi)沿著剪切帶析出細(xì)微的B2相，清楚地顯示圖4中未看見(jiàn)的奧氏體的變形 微觀組織。另外，還清楚地顯示B2帶內(nèi)的變形線（Slip Line)，這是因?yàn)檠刂鳥2帶的變形線 析出了奧氏體。
[0109] 圖6是對(duì)本發(fā)明的一例的冷乳鋼板退火（15分)后的微觀組織進(jìn)行觀察并示出的照 片。奧氏體基體內(nèi)B2相的析出加速，并且，沿著B2帶的變形線，奧氏體的析出加速，從而B2帶 被分解。另外，在圖6的下端部，約2μηι大小的奧氏體粒子和約Ιμπι大小的B2粒子混合存在，這 是由冷乳時(shí)形成的Β2帶在退火時(shí)分解而形成的。
[0110] 圖7示出本發(fā)明的一例的冷乳鋼板退火15分鐘后的試片進(jìn)行X射線衍射分析結(jié)果。 可知作為鋼板的微觀組織只包含奧氏體及Β2相，分析的Β2相的體積分?jǐn)?shù)約為33%。
[0111] 以下，通過(guò)實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行更加詳細(xì)的說(shuō)明，但是需要注意的是以下的實(shí)施 例僅僅是為了更加詳細(xì)說(shuō)明本發(fā)明而例示的，本發(fā)明的權(quán)利范圍并不限定于以下實(shí)施例。 本發(fā)明的權(quán)利范圍是由權(quán)利要求書記載的事項(xiàng)和由此合理推導(dǎo)的內(nèi)容來(lái)決定。
[0112] (實(shí)施例1)
[0113] 使用真空感應(yīng)電恪爐(Vacuum Induction Melting Furnace)來(lái)準(zhǔn)備具有下述表1 的合金組成的鋼水熔鋼后，利用所述熔鋼制造約40kg的鑄錠（Ingot)。所制造的鑄錠的大小 為300mm(寬）X 30mm(長(zhǎng)度）X 80mm(厚度）。所制造的鑄錠進(jìn)行固溶化處理后（Solution Treatment)，進(jìn)行板還乳制(Slab Rolling)來(lái)制造厚度為8~25mm的板還(Slab)。
[0114] 之后，按照下述表2的條件進(jìn)行再加熱，熱乳及冷乳來(lái)制造冷乳鋼板，將所述冷乳 鋼板按下述表3的條件進(jìn)行退火。之后，利用X射線衍射（XRD)測(cè)定相分?jǐn)?shù)，利用比重計(jì) (Pycnometer)測(cè)定比重，以1 X 10-3/秒的初期變形率進(jìn)行抗拉試驗(yàn)，評(píng)價(jià)了機(jī)械物理性質(zhì)。 其結(jié)果顯示于表3中。
[0115] 表1
[0116]
[0117]表2
[0118]
[0119」 表3
[0120]
[0121]表4
[0122]
[0123] 從表4可知，發(fā)明鋼1~16均由奧氏體基體和B2結(jié)構(gòu)或D03結(jié)構(gòu)的金屬間化合物的 第2相形成，可以確認(rèn)一部分包含15%以下的κ-碳化物。并且，可以確認(rèn)比重為7.47g/cc以 下，屈服強(qiáng)度為600MPa以上，最大抗張強(qiáng)度(TS)乘以總延伸率(TE)的值為12,500MPa · %以 上，平均加工硬化率（TS_YS)/UE(UE( % ): Uniform Elongation、均勾延伸率）的值為 8MPa/% 以上。
[0124] 然而，雖然比較鋼1~4是像發(fā)明鋼一樣以?shī)W氏體為基體的輕量鋼，但是，不包含B2 結(jié)構(gòu)或D03結(jié)構(gòu)的金屬間化合物的第2相?？芍霰容^鋼1~4延展性優(yōu)異，但平均加工硬 化率(TS-YS) /UE明顯低于發(fā)明鋼。
[0125] 另外，比較鋼5及6為以鐵素體相(A2結(jié)構(gòu):無(wú)序BBC)為基體的輕量鋼，可知最大抗 張強(qiáng)度和均加工硬化率(TS-YS)/UE顯著低于發(fā)明鋼。
[0126] 另外，比較鋼7~11為由FCC單相組織形成的孿晶誘導(dǎo)塑性(TWIP)鋼。TWIP鋼中一 部分顯示與發(fā)明鋼類時(shí)水平的平均加工硬化率(TS-YS)/UE，但是TWIP鋼比重沒(méi)有減少或減 少程度少，從而不能視為輕量鋼，并且屈服強(qiáng)度明顯低于發(fā)明鋼。
[0127] 另外，現(xiàn)有鋼1~3分別對(duì)應(yīng)于無(wú)間隙原子（Interstitial Free，IF)鋼、雙相(Dual Phase，DP)鋼、以及熱壓成型（Hot Press Forming，ΗΡΕ)鋼。比較比較鋼1~11和現(xiàn)有鋼1~ 3,可知本發(fā)明實(shí)施例的發(fā)明鋼1~16具有新的微觀組織，是具有強(qiáng)度、延伸率、加工硬化率 及輕量化程度均優(yōu)異的組合的新型鋼材。
[0128] (實(shí)施例2)
[0129] 為了評(píng)價(jià)退火條件對(duì)鋼板的物理性質(zhì)產(chǎn)生的影響，對(duì)于發(fā)明鋼4,按所述實(shí)施例1 的條件依次進(jìn)行再加熱、熱乳、冷卻及收卷、冷乳后，按照下述表5的條件進(jìn)行退火處理。之 后，通過(guò)與實(shí)施例1相同的方法實(shí)施抗拉試驗(yàn)，將結(jié)果顯示于表5中。
[0130] 表5
[0131]
[0132] 參照表5可知，即使是同一種鋼，在不同的退火條件下顯示不同的物理性質(zhì)，對(duì)于 發(fā)明鋼4,特別是在870~920 °C溫度下進(jìn)行2~15分鐘的退火熱處理后，以10°C/秒以上的速 度進(jìn)行冷卻時(shí)，具有優(yōu)異的機(jī)械物理性質(zhì)。
[0133] (實(shí)施例3)
[0134] 與實(shí)施例1及2不同，通過(guò)上述的制造方法（1)制造熱乳鋼板。更加具體地，具有下 述表6的合金組成的鋼坯在1150 °C下進(jìn)行7 200秒的再加熱后，進(jìn)行熱乳來(lái)制造熱乳鋼板，此 時(shí)熱乳開(kāi)始溫度為l〇50°C，結(jié)束溫度為900°C，壓下率為84.4%。之后，將所述熱乳鋼板水冷 (water quenching)至600°C，然后進(jìn)行收卷。之后，通過(guò)與實(shí)施例1同樣的方法測(cè)定相分?jǐn)?shù)， 實(shí)施抗拉試驗(yàn)后，其結(jié)果顯示于表7中。
[0135] 表6
[0136]
[0139]從表7可以知道，通過(guò)上述的制造方法（1)所制造的熱乳鋼板也由奧氏體基體和B2 結(jié)構(gòu)或D03結(jié)構(gòu)的金屬間化合物的第2相形成，并且，可以確認(rèn)屈服強(qiáng)度為600Mpa以上，最大 抗張強(qiáng)度(TS)乘以全延伸率(TE)的值為12,500MPa · %以上，平均加工硬化率(TS-YS)/UE (UE( % ) :Uniform Elongation，均勾延伸率）的值滿足8MPa/%以上的值。
[0140] 實(shí)施例4
[0141] 與實(shí)施例1~3不同，通過(guò)上述的制造方法(2)制造熱乳鋼板。更加具體地，具有發(fā) 明鋼5的合金組成的鋼坯在1150 °C下進(jìn)行7200秒的再加熱后，進(jìn)行熱乳來(lái)制造熱乳鋼板，這 時(shí)，熱乳開(kāi)始溫度為1050°C，結(jié)束溫度為900°C，壓下率為88.0%。之后，將所述熱乳鋼板以 20°C/秒的速度冷卻至600°C，然后進(jìn)行收卷。之后，將收卷的所述熱乳鋼板按下述表8的條 件進(jìn)行退火及冷卻，通過(guò)與實(shí)施例1同樣的方法測(cè)定相分?jǐn)?shù)及比重，實(shí)施抗拉試驗(yàn)后，其結(jié) 果顯示于表8中。
[0142] 表8
[0143]
[0144] 從表8可知，通過(guò)上述的制造方法(2)所制造的熱乳鋼板也由奧氏體基體和B2結(jié)構(gòu) 或D03結(jié)構(gòu)的金屬間化合物的第2相形成，并且，可以確認(rèn)屈服強(qiáng)度為600MPa以上，最大抗張 強(qiáng)度(TS)乘以全延伸率(TE)的值為12,500MPa · %以上，平均加工硬化率(TS-YS)/UE(UE (% ) :Uniform Elongation，均勾延伸率）的值滿足8MPa/%以上的值。
[0145] (實(shí)施例5)
[0146] 與實(shí)施例1~4不同，通過(guò)上述的制造方法(3)制造熱乳鋼板。更加具體地，將具有 發(fā)明鋼5的合金組成的鋼坯在1150°C下進(jìn)行7200秒鐘的再加熱后，進(jìn)行熱乳來(lái)制造熱乳鋼 板，此時(shí)，熱乳開(kāi)始開(kāi)始溫度為1050°C，結(jié)束溫度為900°C，壓下率為88.0%。之后，將所述熱 乳鋼板以20°C/秒速度冷卻至600°C，然后進(jìn)行收卷。之后，將收卷的熱乳鋼板在1100°C下進(jìn) 行3600秒鐘的1次退火，然后以20 °C /秒的速度進(jìn)行冷卻。之后，將1次退火及冷卻的所述熱 乳鋼板在800°C下進(jìn)行900秒鐘的2次退火，然后進(jìn)行水冷(water quenching)。之后，通過(guò)與 實(shí)施例1同樣的方法測(cè)定相分?jǐn)?shù)及比重，實(shí)施抗拉試驗(yàn)后，其結(jié)果顯示于表9中。
[0147] 表9
[0148]
[0149 ]從表9可知，通過(guò)上述的制造方法(3)所制造的熱乳鋼板也由奧氏體基體和B2結(jié)構(gòu) 或D03結(jié)構(gòu)的金屬間化合物的第2相形成，并且，可以確認(rèn)屈服強(qiáng)度為600MPa以上，最大抗張 強(qiáng)度(TS)乘以全延伸率(TE)的值為12,500MPa · %以上，平均加工硬化率(TS-YS)/UE(UE (% ) :Uniform Elongation，均勾延伸率）的值滿足8MPa/%以上的值。
[0150] (實(shí)施例6)
[0151] 與實(shí)施例1~5不同，通過(guò)上述的制造方法(5)制造熱乳鋼板。更加具體地，將具有 發(fā)明鋼12的合金組成的鋼坯在1150°C下進(jìn)行7200秒鐘的再加熱后，進(jìn)行熱乳來(lái)制造熱乳鋼 板，此時(shí)，熱乳開(kāi)始溫度為1050°C，結(jié)束溫度為900°C，壓下率為88.0%。之后，將所述熱乳鋼 板以20°C/秒的速度冷卻至600°C，然后進(jìn)行收卷。之后，將收卷的熱乳鋼板在1100°C下進(jìn)行 900秒鐘的退火后，以66.7 %的壓下率進(jìn)行冷乳來(lái)制造冷乳鋼板。之后，將所冷乳鋼板在900 °〇下，進(jìn)行900秒鐘的退火后進(jìn)行水冷(water quenching)。之后，通過(guò)與實(shí)施例1同樣的方 法測(cè)定相分?jǐn)?shù)及比重，實(shí)施抗拉試驗(yàn)后，其結(jié)果顯示于表10中。
[0152] 表1〇
[0153]
[0154] 從表10可知，通過(guò)上述的制造方法(5)所制造的熱乳鋼板也由奧氏體基體和B2結(jié) 構(gòu)或D03結(jié)構(gòu)的金屬間化合物的第2相形成，另外，可以確認(rèn)滿足屈服強(qiáng)度為600MPa以上，最 大抗張強(qiáng)度(TS)乘以總延伸率(TE)的值為12,500MPa · %以上，平均加工硬化率(TS-YS)/ UE(UE( % ) :Uniform Elongation，均勾延伸率）的值為8MPa/% 以上。
【主權(quán)項(xiàng)】
1. 一種高強(qiáng)度低比重鋼板，其特征在于，在奧氏體基體中，按體積％計(jì)，包含1~50%的 Fe-Al基金屬間化合物及15%以下的作為鈣鈦礦碳化物的1^12結(jié)構(gòu)的1〇-碳化物（$6，111) 3AlC)〇2. 如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度低比重鋼板，其特征在于，所述鋼板，按體積％計(jì)，包含5 ~45%的Fe-Al基金屬間化合物。3. 如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度低比重鋼板，其特征在于，所述鋼板，按體積％計(jì)，包含 7 %以下的作為鈣鈦礦碳化物的L12結(jié)構(gòu)的κ-碳化物（（Fe，Mn) 3A1C)。4. 如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度低比重鋼板，其特征在于，所述Fe-Al基金屬間化合物具 有平均粒徑為20μπι以下的粒子形態(tài)。5. 如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度低比重鋼板，其特征在于，所述Fe-Al基金屬間化合物具 有平均粒徑為2μπι以下的粒子形態(tài)。6. 如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度低比重鋼板，其特征在于，所述Fe-Al基金屬間化合物具 有平均粒徑為20μπι以下的粒子形態(tài)或具有平行于鋼板乳制方向的帶狀。7. 如權(quán)利要求6所述的高強(qiáng)度低比重鋼板，其特征在于，平行于所述鋼板的乳制方向的 帶狀的Fe-Al基金屬間化合物的體積分?jǐn)?shù)為40%以下。8. 如權(quán)利要求6所述的高強(qiáng)度低比重鋼板，其特征在于，平行于所述鋼板的乳制方向的 帶狀的Fe-Al基金屬間化合物的平均厚度為40μηι以下，平均長(zhǎng)度為500μηι以下，平均寬度為 200μηι以下。9. 如權(quán)利要求1~8中任意一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度低比重鋼板，其特征在于，所述Fe-Al基金 屬間化合物為B2結(jié)構(gòu)或D03結(jié)構(gòu)。10. 如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度低比重鋼板，其特征在于，所述鋼板，按體積％計(jì)，包含 15%以下的鐵素體。11. 如權(quán)利要求1~10中任意一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度低比重鋼板，其特征在于，所述鋼板，按 重量％計(jì)，包含C:0.01~2.0%、Si:9.0% 以下、Μη:5·0~40.0%、卩：0.04%以下、5:0.04% 以下、Α1:4·0~20.0%、Ni:(h 3~20.0%、Ν:0·001~0.05%、余量Fe及不可避免的雜質(zhì)。12. 如權(quán)利要求11所述的高強(qiáng)度低比重鋼板，其特征在于，所述Μη含量為5.0%以上且 小于14.0 %時(shí)，所述C的含量為0.6 %以上，所述Μη含量為14.0 %以上且小于20.0 %時(shí)，所述 C的含量為0.3%以上。13. 如權(quán)利要求11所述的高強(qiáng)度低比重鋼板，其特征在于，所述鋼板，按重量％計(jì)，進(jìn)一 步包含選自 Cr:0.01~7.0%、Co:0.01~15.0%、Cu:0.01~15.0%、Ru :0.01~15.0%、Rh: 0.01~15.0%、Pd:0.01~15.0%、Ir:0.01~15.0%、Pt :0.01~15.0%、Au:0.01~15.0%、 Li :0.001~3.0%、Sc :0.005~3.0%、Ti:0.005~3.0%、Sr :0.005~3.0%、V:0.005~ 3.0%、2『：0.005~3.0%、]?〇:0.005~3.0%、1^ :0.005~3.0%、丁&:0.005~3.0%、鑭系元 素類 REM:0.005~3.0%、V:0.005~1.0%、Nb:0.005~1.0%、W :0.01~5.0%、Ca:0.001~ 0.02%、Mg:0.0002 ~0.4%及 Β:0·0001~0.1%中的1種以上。14. 如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度低比重鋼板，其特征在于，所述鋼板的比重為7.47g/cc 以下，屈服強(qiáng)度為600MPa以上，最大抗張強(qiáng)度乘以總延伸率的值(TSXE1)為12,500MPa · % 以上，平均加工硬化率（TS_YS)/UE(UE( % ) :Uniform Elongation，均勾延伸率）的值為 8MPa/% 以上。15. -種高強(qiáng)度低比重鋼板的制造方法，其特征在于，包括： 在1050~1250 °C的溫度下對(duì)鋼坯進(jìn)行再加熱的步驟，所述鋼坯，按重量％計(jì)，包含C: 0.01~2.0%、Si:9.0%WT、Mn:5.0~40.0%、P:0.04%WT、S :0.04%WT、Al:4.0~ 20.0%、附：0.3~20.0%川:0.001~0.05%、余量？6及不可避免的雜質(zhì)； 將再加熱的所述鋼坯以60%以上的總壓下率在900°C以上的溫度下進(jìn)行熱精乳來(lái)獲得 熱乳鋼板的步驟；以及 將所述熱乳鋼板以5 °C /秒以上的速度冷卻至600 °C以下后收卷的步驟。16. 如權(quán)利要求15所述的高強(qiáng)度低比重鋼板的制造方法，其特征在于，在所述收卷后， 進(jìn)一步包含： 將收卷的所述熱乳鋼板在800~1250°C的溫度下退火1~60分鐘的步驟；以及 將退火的所述熱乳鋼板以5°C/秒以上的速度冷卻至600 °C以下的步驟。17. 如權(quán)利要求15所述的高強(qiáng)度低比重鋼板的制造方法，其特征在于，在所述收卷后， 進(jìn)一步包含： 將收卷的所述熱乳鋼板在800~1250 °C的溫度下進(jìn)行1~60分鐘的1次退火的步驟； 將退火的所述熱乳鋼板以5°C/秒以上的速度冷卻至600 °C以下的步驟； 將冷卻的所述熱乳鋼板在800~1100°C的溫度下進(jìn)行30秒~60分鐘的2次退火的步驟； 以及 將2次退火的所述熱乳鋼板以5°C/秒以上的速度冷卻至600 °C以下的步驟。18. 如權(quán)利要求15所述的高強(qiáng)度低比重鋼板的制造方法，其特征在于，在所述收卷后， 進(jìn)一步包含： 將收卷的所述熱乳鋼板，在_20°C以上的溫度下以30%以上的總壓下率進(jìn)行冷乳來(lái)獲 得冷乳鋼板的步驟； 將所述冷乳鋼板在800~1100°C的溫度下進(jìn)行30秒~60分鐘退火的步驟；以及 將退火的所述冷乳鋼板以5 °C /秒以上的速度冷卻至600 °C以下的步驟。19. 如權(quán)利要求15所述的高強(qiáng)度低比重鋼板的制造方法，其特征在于，在所述收卷后， 進(jìn)一步包含： 將收卷的所述熱乳鋼板在800~1250 °C的溫度下退火1~60分鐘的步驟； 將退火的所述熱乳鋼板在_20°C以上的溫度下以30%以上的總壓下率進(jìn)行冷乳來(lái)獲得 冷乳鋼板的步驟； 將所述冷乳鋼板在800~1100°C的溫度下進(jìn)行30秒~60分鐘退火的步驟；以及 將退火的所述冷乳鋼板以5 °C /秒以上的速度冷卻至600 °C以下的步驟。20. 如權(quán)利要求15~19中任意一項(xiàng)所述的高強(qiáng)度低比重鋼板的制造方法，其特征在于， 當(dāng)所述Μη含量為5.0%以上且小于14.0 %時(shí)，所述C的含量為0.6 %以上，當(dāng)所述Μη含量為 14.0 %以上且小于20.0 %時(shí)，所述C含量為0.3 %以上。
【文檔編號(hào)】C21D8/02GK106068333SQ201380081904
【公開(kāi)日】2016年11月2日
【申請(qǐng)日】2013年12月26日 公開(kāi)號(hào)201380081904.5, CN 106068333 A, CN 106068333A, CN 201380081904, CN-A-106068333, CN106068333 A, CN106068333A, CN201380081904, CN201380081904.5, PCT/2013/12163, PCT/KR/13/012163, PCT/KR/13/12163, PCT/KR/2013/012163, PCT/KR/2013/12163, PCT/KR13/012163, PCT/KR13/12163, PCT/KR13012163, PCT/KR1312163, PCT/KR2013/012163, PCT/KR2013/12163, PCT/KR2013012163, PCT/KR201312163
【發(fā)明人】金漢洙, 金洛俊, 許潤(rùn)旭, 金相憲, 李在祥, 具真謨
【申請(qǐng)人】Posco公司, 浦項(xiàng)工科大學(xué)校產(chǎn)學(xué)協(xié)力團(tuán)