CN105473748A - 超高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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CN105473748A CN201380078894.XA CN201380078894A CN105473748A CN 105473748 A CN105473748 A CN 105473748A CN 201380078894 A CN201380078894 A CN 201380078894A CN 105473748 A CN105473748 A CN 105473748A
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Abstract

本发明涉及一种超高强度钢板及其制造方法，更具体地，本发明能够通过控制奥氏体稳定化元素的含量和影响可镀性的元素的含量的同时，通过再轧制来增加孪晶的产生，因此能够确保焊接性和耐延迟断裂特性，同时还确保优异的屈服强度和延展性，从而能够提供一种碰撞特性优异且加工性能得到提高的超高强度钢板。

Description

超高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种超高强度钢板及其制造方法。
背景技术
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。
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800MPa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800MPa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。
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轧成型的钢。
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。
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)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。
另外，近来汽车公司正在扩大使用孪晶诱发塑性(Twinning-InducedPlasticity，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。
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。
现有技术文献
(专利文献1)日本公开专利第1992-259325号
(专利文献2)国际公开公报WO02/101109号
发明内容
要解决的技术问题
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。
技术方案
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。
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℃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℃的热精轧温度下，对上述经过均质化处理的钢锭或连铸板坯进行热轧；在200～700℃的温度下，对上述经过热轧的钢板进行收卷；以30～80％的冷轧压下率对上述经过收卷的钢板进行冷轧；在400～900℃的温度下，对上述经过冷轧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轧制。
有益效果
本发明通过控制添加的成分的种类和含量，并对冷轧钢板或施镀处理的钢板进一步实施再轧制来加工固化，从而确保1300MPa以上的抗张强度和1000MPa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(frontsidemember)等中。
附图说明
图1是对本发明的一个具体例的钢种(表1的发明钢5)的再轧制前后的微细组织的轧制方向晶粒的纵横比的变化进行观察的结果。
图2是定义微细组织的轧制方向晶粒纵横比的模式图。
图3是对本发明的一个具体例的钢种(表3的发明钢5)的再轧制前后的微细组织的晶粒进行观察的结果。
图4是对本发明的一个具体例的钢种(表5的发明钢7)的再轧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。
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。
优选实施方式
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轧制来加工固化，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。
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。
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(deformationtwin)的生成，同时对制造出的钢进行再轧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。
下面，对本发明进行详细说明。
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。
C：0.4～0.7％
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％。
Mn：12～24％
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，在进行热轧时越容易产生裂纹，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％。
Al：0.01～3.0％
铝(Al)一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(stackingfaultenegy)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，在热轧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％。
Si：0.3％以下
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。
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，由此能够防止在冷轧钢板中轧制后所形成的厚的Mn氧化层的形成，并且，能够防止退火后冷轧钢板中的腐蚀，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，在热轧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，并使热轧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。
P及S：分别为0.03％以下
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，因此将其含量分别控制在0.03％以下。尤其是P会引起偏析(segregation)而降低钢的加工性，而S会形成粗大的锰硫化物(MnS)，从而产生凸缘裂纹等缺陷，并降低钢板的扩孔性，因此，优选尽量抑制它们的含量。
N：0.04％以下
在凝固过程中，氮(N)在奥氏体晶粒内与Al反应而析出微细的氮化物，从而促进孪晶的产生，从而在钢板成型时提高强度和延展性。但是，如果其含量大于0.04％，则会使氮化物过度析出而降低热加工性和延伸率，因此，优选将N含量的上限控制在0.04％。
在本发明中，为了更有效地实现预期的效果，特别是碰撞特性和可镀性，除了上述组成成分之外，还可以包含镍(Ni)、铬(Cr)及锡(Sn)。
Ni：0.05～1.0％
镍(Ni)作为在稳定奥氏体相方面有效的元素，是对提高钢板的强度有效的元素。但是，如果镍的添加量小于0.05％而微量添加时，难以获得上述效果，另一方面，如果镍的添加量大于1.0％，则会因增加制造成本而不具有经济性。因此，在本发明中优选将Ni的含量控制在0.05％～1.0％。
Cr：0.05～1.0％
铬(Cr)是对改善钢板的可镀性和提高钢板强度方面有效的元素。但是，如果Cr的含量小于0.05％，则难以获得上述效果，另一方面，如果Cr的含量大于1.0％，则会因增加制造成本而不具有经济性。因此，在本发明中优选将Cr的含量控制在0.05～1.0％。
Sn：0.01～0.1％
锡(Sn)是与上述铬(Cr)一起对改善钢板的可镀性和提高钢板强度方面有效的元素。但是，如果Sn的含量小于0.01％，则难以获得上述效果，另一方面，如果Sn的含量大于0.1％，则会因增加制造成本而不具有经济性。因此，在本发明中优选将Sn的含量控制在0.01～0.1％。
不仅如此，在本发明中，为了更有效地实现焊接性和加工性，还可以包含钛(Ti)及硼(B)。此时，除了所述Ti及B之外，可将Ni和Cr中的一种元素单独添加或混合添加。当添加镍和铬中的一种以上元素时，优选使其添加量在上述的组成范围内。
Ti：0.005～0.10％
钛(Ti)是与碳结合而形成碳化物的强碳化物元素，而此时形成的碳化物由于抑制晶粒的生长，因此，钛是细化结晶粒度的有效元素。当将所述Ti与B混合添加时，在柱状晶的晶界上会形成高温化合物，从而能够防止晶界裂纹。但是，如果Ti的添加量小于0.005％而微量添加时，难以获得上述效果，另一方面，如果Ti的添加量大于0.10％，则过量的Ti会偏析到晶界上而导致晶界脆化，或者会使析出相过度粗大化而降低晶粒的生长效果。因此，在本发明中优选将Ti的含量控制在0.005～0.10％。
B：0.0005～0.0050％
硼(B)是与所述Ti一起添加而形成晶界的高温化合物的元素，其起到防止形成晶界裂纹的作用。但是，如果所述B的添加量小于0.0005％而微量添加时，难以获得上述效果，另一方面，如果B的添加量大于0.0050％，则会因形成硼化合物而降低可镀性。因此，在本发明中优选将B的含量控制在0.0005％～0.0050％。
优选地，满足上述组分体系的钢板包含作为微细组织的奥氏体单相组织，所述微细组织包含70％以上的通过加工固化而使轧制方向的晶粒的纵横比(aspectration)为2以上的晶粒
如果微细组织的轧制方向的晶粒的纵横比小于2，则难以确保预期的强度和延展性。因此，通过使加工固化而变形的晶粒的轧制方向的纵横比为2以上，并且包含70％以上的这种晶粒，从而能够确保优异的强度和延展性，同时能够确保优异的碰撞特性。
此外，本发明的钢板的微细组织的平均粒度大小优选为2～10μm，如果微细组织的平均粒度大小大于10μm，则难以确保预期的强度和延展性，此外，虽然平均粒度越小越有利于确保强度，但因操作上的局限性，优选将微细组织的平均粒度的下限控制在2μm。更优选地，当平均粒度为2～5μm时，有利于确保优异的强度和延展性。
如上所述，在本发明中，通过控制组分体系能够在焊接钢板时确保1.0～1.5kA的电流范围。
在焊接技术中，点焊接是利用电阻产生的电阻热来使对象材料熔融而接合的技术。在进行点焊接时，如果使用添加了过多的合金元素的材料，则会因基材的电阻增加或接触表面产生氧化物等而导致电阻产生变化，因此会使用于点焊接的操作条件受限，或者即使能够进行焊接，但在焊接部分还会出现缺陷，从而使焊接性下降。因此，在大量添加碳和锰的钢中，由于基材的电阻急剧增加会使点焊接性下降，因此，在本发明中，能够通过适当地控制碳和锰的含量来在点焊接时确保1.0～1.5kA的电流范围。
下面，对本发明的发明人为了制造满足上述组分体系的超高强度钢板而得出的最优选的方法进行详细说明。
在本发明中，可通过加热由如上所述的组分体系和组成范围构成的钢锭或连铸板坯而进行均质化处理后，经过热轧和热轧收卷来制造热轧钢板，或者可将所述热轧钢板进行冷轧及退火处理来制造冷轧钢板，或者可将所述冷轧钢板制造成电镀锌钢板或熔融镀锌钢板。在本发明中将上述钢锭或连铸板坯简称为板坯。
下面，对上述钢板的各制造过程的制造条件分别进行详细说明。
加热步骤(均质化处理)：1050～1300℃
优选地，在本发明中，加热高锰钢的板坯而进行均质化处理时，将加热温度设定在1050～1300℃。
对板坯进行加热而进行均质化处理时，加热温度越高，越会增加晶粒度，并且，因产生表面氧化而会导致强度下降或表面变得较差。
而且，由于在板坯的柱状晶的晶界上会生成液态膜，因此在热轧时有可能会产生龟裂。因此，优选将加热温度的上限控制在1300℃。另一方面，如果加热温度低于1050℃，则在精轧时难以确保温度，因此，会因温度下降而导致轧制负荷增加，从而无法充分地轧制至规定的厚度，因此，优选将加热温度的下限控制在1050℃。
热轧步骤：热精轧温度为850～1000℃
对上述经过加热来进行均质化处理的板坯实施热轧而制成钢板。此时，优选将热精轧温度设定为850～1000℃。
如果热精轧温度低于850℃，则因轧制负荷增大而不仅会损坏轧制机，而且还会降低钢板内部的品质，另一方面，如果热精轧温度高于1000℃而过高，则轧制时会产生表面氧化。因此，优选将热精轧温度控制在850～1000℃，更优选将热精轧温度控制在900～1000℃。
收卷步骤：200～700℃
对上述经过热轧的钢板进行热轧收卷，此时，优选在700℃以下的收卷温度下实施。
在进行热轧收卷时，如果收卷温度高于700℃，则在热轧钢板的表面会产生厚的氧化膜和内部氧化而使得在酸洗过程中不容易去除氧化层，因此，优选将收卷温度设定在700℃以下。但是，为了使收卷温度低于200℃，需在热轧后喷射大量的冷却水，而这会导致难以进行收卷(coiling)而降低可加工性。因此，优选将收卷温度范围的下限设定为200℃。
冷轧步骤：冷轧压下率为30～80％
在如上所述的条件下完成热轧后，可在一般条件下实施冷轧，以控制钢板的形状及厚度。此时，为了满足客户要求的厚度，以及为了控制强度和延伸率，优选在30～80％的冷轧压下率下进行冷轧。
连续退火步骤：400～900℃
对上述经过冷轧的钢板进行连续退火处理。此时，优选在400～900℃的连续退火温度下实施，其目的是为了同时获得优异的可镀性和高强度。
更具体地，在进行连续退火时，如果退火温度过低，则难以确保充分的加工性，并且，在低温下难以充分引起能够维持奥氏体相程度的奥氏体转变，因此，优选在400℃以上的温度下进行连续退火。但是，如果退火温度过高，则会通过再结晶过多或晶粒生长而使强度下降至1000MPa以下，特别是在热浸镀时表面的氧化物会变多而难以获得优异的可镀性，因此将连续退火温度的上限控制在900℃。
本发明的高锰钢是不发生相转变的奥氏体钢，因此加热至再结晶温度以上时能够确保充分的加工性。因此，优选在通常的退火条件下实施退火来制造。
可将在上述制造条件下制造的冷轧钢板浸渍在镀液中来制造热浸镀钢板，或者通过进行电镀来制造电镀钢板，或者通过合金化热浸镀处理来制造合金化热浸镀钢板。
可通过通常使用的方法和条件进行电镀来制造所述电镀钢板。而且，可对经过连续退火处理的冷轧钢板进行通常的合金化热浸镀处理，从而制造合金化热浸镀钢板。
通常情况下，在进行电镀或合金化热浸镀工序时，由于热处理条件对普通的组织转变钢产生影响，因此大部分情况下都会要求适当的热处理条件，然而，本发明的高锰钢具有奥氏体单相组织且不产生转变，因此，即使没有特殊的热处理条件，在机械特性方面也不会产生太大的差异。因此，可以通过在通常的条件下进行电镀来制造钢板。
而且，可以利用调质轧制(SkinPassMill)、二次轧制(DoubleReduction)、热精轧及连续轧制中的一种工序来对通过上述方法制得的钢板，例如，通过上述条件制得的冷轧钢板、热浸镀钢板、合金化热浸镀钢板或电镀钢板实施再轧制，从而能够通过加工固化来提高强度。
此时，为有效提高抗张强度并获得不大的轧制负荷，再轧压下率优选为30％以上。更优选地，以30～50％范围的压下率进行轧制。
如图1所示，通过电子背散射衍射(ElectronBackScatteredDiffraction，EBSD)所观察到的根据再轧制的微细组织变化的结果为，在再轧制前的轧制方向晶粒的纵横比(aspectratio)为小于1左右，而再轧制后的轧制方向晶粒的纵横比为2以上，且这样的晶粒为70％以上。而且，还确认到孪晶分数(twinfraction)也得到了增加。因此，本发明的高锰钢可通过再轧制来确保超高强度和优异的碰撞特性。因此，再轧制后的轧制方向晶粒的纵横比为2以上的晶粒优选为70％以上。
在此，如图2所示，晶粒的纵横比是指以晶粒的宽度a和高度b的比率b/a来表示的值。
而且，如图4所示，观察再轧制前后的微细组织的粒度大小的结果为，再轧制前的平均粒度大小为10μm左右，而再轧制后的平均粒度微细化至5μm左右，并且孪晶分数也得到了增加。
一般情况下，因冷轧或拉伸等的变形，晶粒会沿着变形方向延伸，但在TWIP钢的情况下，会因变形而使晶粒延伸的同时，形成孪晶(Twin)。此时，所形成的孪晶在晶粒内形成新的晶粒取向的同时，显示出晶粒的微细化效果。因此，进行再轧制会使晶粒微细化，从而能够确保超高强度。在本发明中，为确保超高强度，再轧制后的微细组织的平均粒度大小优选为2～10μm。
与施镀层的腐蚀性不同，碰撞特性与内部金属基体层的机械特性有关，并且，施镀时的热处理条件不会对具有奥氏体单相组织的高锰钢的机械特性产生影响，因此，本发明还包括镀金钢板的碰撞特性。
如上所述，满足本发明所提出的组分体系和制造条件的钢板是抗张强度为1300MPa以上的超高强度钢板，同时具有1000MPa以上的屈服强度。
即，本发明不仅能够确保强度而且还能确保优异的延展性，从而在钢板成型时能够确保优异的加工性能。
下面，通过实施例对本发明进行更详细的说明。但是，以下实施例仅仅是为了更详细地说明本发明而例示的，并不限定本发明的权利要求范围。
具体实施方式
(实施例1)
将具有以下表1中的组分体系的钢锭在1200℃的加热炉中维持一个小时后实施热轧。此时，将热精轧温度设定为900℃，热轧后在650℃下进行收卷。然后，利用所述热轧钢板进行酸洗，并以50％的冷轧压下率实施冷轧。然后，在800℃的退火温度和400℃的过时效温度下，对经过冷轧的试片进行连续退火模拟热处理，然后，按照下表2中所示的那样，通过改变再轧压下率来实施再轧制。
利用上述制造的冷轧钢板进行再轧制处理时，根据再轧压下率的机械性质，即通过拉伸试验来评价强度和延伸率，并表示在下述表2中。此时，将经过再轧制的钢板以JIS5号标准对拉伸试片进行加工后，利用万能拉伸试验机来进行拉伸试验。
表1
试片 C Al Mn P S Si N 类别7 -->
1 0.35 1.48 11.50 0.01 0.01 0.01 0.0080 比较钢
2 0.59 0.00 14.92 0.02 0.01 0.01 0.0080 比较钢
3 0.55 1.55 15.27 0.01 0.01 0.01 0.0071 发明钢
4 0.58 1.81 15.13 0.01 0.01 0.01 0.0082 发明钢
5 0.59 2.02 15.18 0.01 0.00 0.01 0.0077 发明钢
6 0.60 0.05 25.00 0.01 0.01 0.06 0.0068 比较钢
表2
上述表2是对钢板的强度进行评价的结果，所述钢板是通过对具有表1中的组分体系的钢锭进行热轧、冷轧后进行再轧制并加工固化的钢板。此时，在表2中将根据再轧制时的再轧压下率的抗张强度、屈服强度及延伸率优异的钢进行区分，并表示为发明例。
如上述表2所示，利用表1的试片1的钢种1-1至1-3，其碳和锰含量小于本发明所建议的范围，因此屈服强度和抗张强度低，特别是与再轧压下率为30％以上的情况(钢种1-3)相比，再轧压下率小于30％的情况(钢种1-1、1-2)下，屈服强度和抗张强度更低。
此外，利用表1中试片2的钢种2-1和2-2是未添加铝的情况，同样可知在该情况下也未能够确保屈服强度和抗张强度。在此也同样地，与再轧压下率为30％以上的情况(钢种2-2)相比，在再轧压下率小于30％的情况(钢种2-1)下，屈服强度和抗张强度更低。
此外，利用表1中试片6的钢种6-1至6-3为锰和硅的含量未满足本发明所建议的范围的情况，其显示出了低的屈服强度，在此也同样地，与再轧压下率为30％以上的情况相比，在再轧压下率小于30％的情况下，屈服强度和抗张强度更低。
因此，根据上述结果可知，要确保优异的屈服强度和抗张强度，再轧制时的再轧压下率优选为30％以上。
另一方面，在利用了满足本发明所建议的全部组分体系的试片的情况(钢种3-1至5-4)下，屈服强度和抗张强度全部显示出优异的值。
与此同时，为了了解通过再轧制而使屈服强度和抗张强度的提高对微细组织带来的影响，通过电子背散射衍射(ElectronBackScatteredDiffraction，EBSD)，并利用本发明的发明钢5来观察了再轧制前后的微细组织的变化，并将其结果变化表示在图1中。
其结果如图1所示，再轧制前的轧制方向的晶粒的纵横比约为1左右，但再轧制后的轧制方向的晶粒的纵横比为2以上，并且，所述晶粒为70％以上。而且，还确认到再轧制使孪晶分数也得到了增加。如上所述，可解释为，通过再轧制能够使轧制方向的晶粒的纵横比增加的同时，还能够增加孪晶的形成，从而使再轧制后的抗张强度和屈服强度得到增加。由此，可判断为，在所述其它发明例的情况下，通过再轧制后来提高抗张强度和屈服强度，可以具有优异的碰撞特性。
因此，本发明的高锰钢可通过再轧制来确保超高强度和优异的碰撞特性。
(实施例2)
将具有以下表3中所示的组分体系的钢锭在1200℃的加热炉中维持一个小时，然后进行热轧。此时，将热精轧温度设定为900℃，热轧后在650℃的温度下进行收卷。然后，利用所述热轧钢板进行酸洗，并以50％的冷轧压下率实施冷轧。然后，在800℃的退火温度和400℃的过时效温度下，对经过冷轧的试片进行连续退火模拟热处理。此外，在与上述的条件相同的条件下，对所述冷轧钢板进行连续退火模拟热处理后，将热浸镀锌浴(hot-dipgalvanizingbath)的温度设定为460℃，并实施热浸镀锌模拟试验。然后，如图4所示，通过改变再轧压下率，对通过与上述相同的方法进行连续退火的钢板实施再轧制。
测定上述制得的热浸镀锌钢板的可镀性，并将其表示在图4中。此时，钢板的施镀是通过将热浸镀锌浴的温度设定为460℃并将钢板放入所述热浸镀锌浴中来实施的。然后，通过肉眼观察施镀钢板的外观来评价可镀性。此时，在表4中，若施镀层均匀，则用“良好”表示，若施镀层不均匀，则用“不良”表示。
此外，利用上述制造的冷轧钢板进行再轧制处理时，根据再轧压下率的机械性质，即通过拉伸试验来评价强度和延伸率，并表示在下述表4中。此时，将经过再轧制的钢板以JIS5号标准对拉伸试片进行加工后，利用万能拉伸试验机来进行拉伸试验。
表3
试片 C Al Mn P S Si Ni Cr Sn N 类别
1 0.35 1.48 12.00 0.01 0.01 0.01 0.255 0.31 0.03 0.0080 比较钢
2 0.59 0.00 14.92 0.02 0.01 0.01 0.004 0.30 0.00 0.0080 比较钢
3 0.75 1.01 15.24 0.02 0.01 0.01 0.004 0.31 0.00 0.0088 比较钢
4 0.59 2.02 15.18 0.01 0.00 0.01 0.009 0.31 0.00 0.0077 比较钢
5 0.51 1.31 15.42 0.02 0.01 0.01 0.255 0.31 0.03 0.0078 发明钢
6 0.50 1.79 15.23 0.01 0.00 0.01 0.253 0.31 0.03 0.0083 发明钢
7 0.62 1.60 18.20 0.01 0.01 0.01 0.210 0.20 0.03 0.0078 发明钢
8 0.60 0.05 24.00 0.01 0.01 0.06 - - - 0.0068 发明钢
表4
上述表4中的可镀性结果是在对表3的试片进行再轧制之前，对制得的冷轧钢板进行热浸镀锌模拟试验的钢的施镀性的测量结果。此外，强度测量结果是对具有表3中的组分体系的钢锭进行热轧、冷轧后进行再轧制并加工固化的钢板的强度的评价结果。
如图4所示，钢种1-1至1-3是利用表3的试片1的情况，由于对可镀性产生影响的镍(Ni)、铬(Cr)或锡(Sn)的含量满足本发明所建议的含量，因此显示良好的可镀性，但是，由于对钢板的强度产生影响的碳(C)的含量小于本发明所建议的含量，因此在进行加工固化后无法确保抗张强度和屈服强度。特别是与再轧压下率为30％以上的情况相比，再轧压下率小于30％的情况下，其强度更低。
此外，表3的试片2至4是未添加对可镀性产生影响的Sn的情况，因此，可以确认利用这些试片的钢种2-1、2-2、3-1、4-1至4-4的可镀性较差。
此外，利用表3的试片8的钢种8-1至8-3是未添加对可镀性产生影响的Ni、Cr、Sn中的任何一种元素的情况，因此，可观察到可镀性非常差。
另一方面，利用了满足本发明所建议的全部组分体系的试片5至7的钢种(5-1至5-4、6-2至6-5及7-2至7-3)不仅可镀性优异，而且屈服强度和抗张强度也均显示出了优异的值。但是，由于钢种6-1和7-1是以小于30％的再轧压下率进行再轧制的情况，因此，在这种情况下其抗张强度和屈服强度都未能满足本发明的要求。即，结果表明，进行再轧制时再轧压下率越高，具体为30％以上时，其屈服强度和抗张强度就越能够得到提高。因此，通过上述结果可知，为确保优异的屈服强度和抗张强度，再轧制时的再轧压下率优选为30％以上。
与此同时，为了了解通过再轧制而使屈服强度和抗张强度的提高对微细组织带来的影响，通过电子背散射衍射，并利用本发明的发明钢5来观察了再轧制后的微细组织的变化，并将其变化表示在图3中。
如图3所示，可确认到再轧制后的轧制方向的晶粒的纵横比为2以上，所述晶粒为70％以上，且形成很多孪晶。
如上所述，可解释为，通过再轧制能够使轧制方向的晶粒的纵横比增加的同时，还能够增加孪晶的形成，从而使再轧制后的抗张强度和屈服强度得到增加。由此，可判断为，在所述其它发明例的情况下，通过再轧制后来提高抗张强度和屈服强度，可以具有优异的碰撞特性。
因此，本发明的高锰钢可通过再轧制来确保超高强度和优异的碰撞特性。
(实施例3)
将具有以下表5中所示的组分体系的钢锭在1200℃的加热炉中维持一个小时，然后进行热轧。此时，将热精轧温度设定为900℃，热轧后在650℃的温度下进行收卷。然后，利用所述热轧钢板进行酸洗，并以50％的冷轧压下率进行冷轧。然后，在800℃的退火温度和400℃的过时效温度下，对经过冷轧的试片进行连续退火模拟热处理。此外，在800℃的退火温度下，对所述冷轧钢板进行连续退火后，将热浸镀锌浴的温度设定为460℃，并实施热浸镀锌模拟试验。
将如上所述制造的冷轧钢板以JIS5号标准对拉伸试片进行加工后，利用万能拉伸试验机来进行拉伸试验，并将其结果表示在表6中。
此外，利用经过所述连续退火模拟热处理的冷轧钢板和镀敷钢板来评价可进行三片焊接的电流范围。其是利用ISO标准点焊接试验方法，对本发明的钢板(TWIP钢)、软(Mild)钢、双相(DP)钢进行三片焊接并设定可焊接的电流范围来实施的，并将其结果表示在表6中。
此外，用冷轧钢板制造标准杯形件，并在盐雾条件下确认延迟断裂是否导致裂纹产生。这是按照标准杯形件的制造方法以1.8的拉延比制造拉延杯后，对制得的杯形件进行盐雾试验(SST)来测量裂纹产生时间，以裂纹产生时间(240小时)为标准，若直到标准时间不产生裂纹，则判断为良好的状态。将其结果表示在表6中。
并且，根据利用冷轧钢板进行再轧制处理的钢板的组分体系和制造条件的机械性质，即通过拉伸试验来评价钢板的强度和延伸率，并将其结果表示在表7和表5中。
表5
表6
在上述表6中，将焊接电流范围和耐延迟断裂性优异的钢进行区分，并表示为发明钢。
如所述表6中所示，利用表5中的试片1的钢种1的组分体系中碳和锰的含量低于本发明所建议的范围，因此无法确保钢的强度和延展性，且耐延迟断裂性较差。由于利用表5中的试片2的钢种2的组分体系中未添加铝，因此耐延迟断裂性较差，从而产生了裂纹。而且，利用表5中的试片3的钢种3和利用试片11的钢种11的碳含量高于本发明所建议的范围，因此，被确认为，可实施三片点焊接的电流范围小于1kA。此外，利用未满足本发明所建议的锰和硅含量范围的试片12的钢种12也无法确保充分的强度和延展性，并且耐延迟断裂性也较差。
但是，利用表5中的发明钢的钢种3至10是碳、锰、铝的含量最优化的情况，因此，三片点焊接电流范围为1kA以上，范围比较大，耐延迟断裂性也良好。
表7
上述表7是对具有表5中的组分体系的钢锭进行热轧、冷轧后，进行再轧制并加工固化的钢板的强度进行评价的结果。
在所述表7中，将根据再轧压下率的抗张强度、屈服强度及延伸率优异的钢进行区分，并表示为发明钢。
如所述表7中所示，利用表5的试片1的情况，碳和锰的含量低于本发明所建议的范围，因此其屈服强度小，特别是与再轧压下率为30％以上的情况相比，再轧压下率小于30％的情况下，其屈服强度更低。此外，利用碳含量高于本发明所建议的范围的试片3或试片11的情况下，即使再轧压下率大于30％，其屈服强度或抗张强度还是低，特别是再轧压下率小于30％时，更难以确保强度。此外，利用表5中试片12的情况也是锰及硅的含量未满足本发明所建议的范围的情况，因此屈服强度低，但是，此时与再轧压下率为30％以上的情况相比，再轧压下率小于30％的情况下，其屈服强度值更低。因此，通过所述结果可知，对于确保屈服强度，再轧制时的再轧压下率优选为30％以上。
与此同时，为了了解通过再轧制而使屈服强度和抗张强度的提高对微细组织带来的影响，通过电子背散射衍射(ElectronBackScatteredDiffraction，EBSD)，并利用本发明的发明钢7来观察了再轧制前后的微细组织的变化，并将其变化表示在图4中。
如图4所示，再轧制前的晶粒的平均大小约为10μm左右，而再轧制之后，晶粒被微细化的同时，其平均大小约为5μm左右，此外，还确认到再轧制使孪晶分数也得到了增加。如上所述，可解释为，通过进行再轧制能够使晶粒微细化的同时，使孪晶的形成增加，从而再轧制后抗张强度和屈服强度能够得到提高。
此外，图5是将上述表7的比较例和发明例的抗张强度和屈服强度值通过图表示出的图，因此可确认比较例和发明例的抗张强度和屈服强度范围。如图5所示，可确认，再轧制时根据再轧压下率，汽车用碰撞部件所要求的屈服强度为1000MPa以上，抗张强度为1300MPa的优异的范围为本发明所建议的范围。

Claims (14)

1.一种超高强度钢板，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。
2.根据权利要求1所述的超高强度钢板，其中，所述钢板的微细组织包含70％以上的通过加工固化而使轧制方向的晶粒的纵横比(aspectration)为2以上的晶粒。
3.根据权利要求1所述的超高强度钢板，其中，所述钢板还包含0.05～1.0％的镍(Ni)、0.05～1.0％的铬(Cr)及0.01～0.10％的锡(Sn)。
4.根据权利要求1所述的超高强度钢板，其中，所述钢板还包含0.005～0.10％的钛(Ti)及0.0005～0.0050％的硼(B)，并且还包含0.05～1.0％的镍(Ni)及0.05～1.0％的铬(Cr)中的一种以上。
5.根据权利要求4所述的超高强度钢板，其中，所述钢板的微细组织加工固化后的平均粒度大小为2～10μm。
6.根据权利要求4所述的超高强度钢板，其中，所述钢板焊接时的电流范围为1.0～1.5kA。
7.根据权利要求1所述的超高强度钢板，其中，所述钢板的抗张强度为1300Mpa以上，屈服强度为1000Mpa以上。
8.根据权利要求1所述的超高强度钢板，其中，所述钢板为冷轧钢板、热浸镀钢板、合金化热浸镀钢板及电镀钢板中的一种。
9.一种超高强度钢板的制造方法，其包括以下步骤：
在1050～1300℃的温度下加热钢锭或连铸板坯而进行均质化处理，其中，所述钢锭或连铸板坯以重量％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；
在850～1000℃的热精轧温度下，对上述经过均质化处理的钢锭或连铸板坯进行热轧；
在200～700℃的温度下，对上述经过热轧的钢板进行收卷；
以30～80％的冷轧压下率对上述经过收卷的钢板进行冷轧；
在400～900℃的温度下，对上述经过冷轧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轧制。
10.根据权利要求9所述的超高强度钢板的制造方法，其中，所述钢锭或连铸板坯还包含0.05～1.0％的镍(Ni)、0.05～1.0％的铬(Cr)及0.01～0.10％的锡(Sn)。
11.根据权利要求9所述的超高强度钢板的制造方法，其中，所述钢锭或连铸板坯还包含0.005～0.10％的钛(Ti)及0.0005～0.0050％的硼(B)，并且还包含0.05～1.0％的镍(Ni)及0.05～1.0％的铬(Cr)中的一种以上。
12.根据权利要求9所述的高强度钢板的制造方法，其中，所述再轧制步骤是通过调质轧制(SkinPassMill)、二次轧制(DoubleReduction)、热精轧及连续轧制中的一种工序来实施的。
13.根据权利要求9所述的超高强度钢板的制造方法，其中，所述再轧制步骤是以30～50％的再轧压下率来实施的。
14.根据权利要求9所述的超高强度钢板的制造方法，其中，在所述退火处理步骤之后，进一步实施电镀或热浸镀工序。
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