CN109328241B - 屈服强度优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的一个方面涉及屈服强度优异的超高强度高延展性钢板，以重量％计，所述钢板包含：C：0.04～0.18％、Si：2％以下、Mn：4～10％、P：0.05％以下(0％除外)、S：0.02％以下(0％除外)、Al：0.5％以下(0％除外)、N：0.02％以下(0％除外)、余量的Fe及其它不可避免的杂质，且满足Si+Mn：6～10％，并且以体积分数计，微细组织包含12％以上的残余奥氏体及60％以上的退火马氏体。

Description

屈服强度优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及屈服强度优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法。
背景技术
为了汽车钢板的轻量化，需要将钢板的厚度变薄，而另一方面，为了确保冲击安全性，需要将钢板的厚度变厚，因此，同时确保轻量化及冲击安全性具有互相矛盾的一面。
为了解决此问题，需要在提高材料的强度的同时增加成型性，而通过双相组织钢(Dual Phase Steel，DP钢)、相变诱导塑性钢(Transformation Induced Plasticity，TRIP钢)、复相组织钢(Complex Phase，CP钢)等已知为先进高强度钢(Advanced High StrengthSteel，AHSS)的多种汽车钢板，已知其是可以实现的。
虽然可以通过增加这种先进的高强度钢的碳含量或添加合金成分来提高强度，但是，当考虑点焊性等实用性方面时，可以实现的拉伸强度局限在约1200MPa级的水平。
以多种方式开发了实现拉伸强度和伸长率的乘积为23,000MPa％以上的现有技术。
专利文献1中使用包含3.5～9.0％的Mn的钢，从而确保抗拉强度与延伸率的乘积为30,000MPa％以上的非常优异的物理性能，另外，屈服比低，为0.43～0.65的水平，最高屈服强度也低，为720MPa的水平，因此具有难以与热处理后的屈服强度为1050MPa水平的常规1.5G级热压成型(HPF)钢进行竞争的缺点。
专利文献2涉及如下技术，即，包含2～9％的Mn，并将逆相变处理的双相组织钢在100℃到Ac1+50℃的温度区域进行热温变形，从而使晶粒微细化来提高低温韧性，其结果，虽然具有屈服强度得到提高的优点，但具有需要在制造工序的最后步骤中进行热温变形的缺点。此外，所述专利文献2在长时间进行热处理的分批退火炉(Batch AnnealingFurnace，BAF)中进行最终退火，因此，最终产品的L曲率差而具有形状质量(shapeproperties)不良的问题。
专利文献3提出了在包含3～7％的Mn的钢中添加Al来升高Ac1的温度，从而可以进行连续退火的制造方法，但是具有添加Al而引起的难以确保连铸作业性的缺点。
另外，专利文献4及专利文献5提供了利用包含3.5～10％的Mn的钢制造拉伸强度为980MPa以上且拉伸强度与伸长率的乘积为24000MPa％以上的高强度钢板的方法，但是，由于热轧后在Ac1相变点以下的温度下进行收卷，因此抑制由优先分配(partitioning)Mn而引起的奥氏体的增加和退火马氏体的形成，从而具有无法有效地确保冷变形性的缺点。此外，由于最终退火及中间退火等仅在两相区中进行，因此，判断为最终组织中的铁素体和其它相之间的硬度差会非常大，并认为这会导致最终产品的屈服强度变差。不仅如此，专利文献4及专利文献5中没有提及屈服强度，而仅简单地评价了弯曲性，这可能会适合于简单部件的成型，但是无法针对复杂的冲压成型提供合适的制造方法。
(现有技术文献)
专利文献1：中国专利公开号第101638749号
专利文献2：中国专利公开号第103060678号
专利文献3：韩国公开专利公报第2012-0070739号
专利文献4：韩国公开专利公报第2014-0060574号
专利文献5：国际申请号PCT-JP2012-005706
发明内容
要解决的技术问题
本发明的一个方面的目的在于提供超高强度高延展性钢板及其制造方法，所述钢板的拉伸强度与伸长率(elongation)的乘积优异的同时屈服强度也优异，从而易于应用在冲击结构部件中，并且形状质量也优异，从而适合于冷压成型。
另外，本发明所要解决的技术问题并不限定于上述的内容。本发明所要解决的技术问题可以通过说明书的整体内容进行理解，本发明所属技术领域中具有常规知识的人员在理解本发明的附加技术问题方面应没有任何困难。
技术方案
本发明的一个方面涉及屈服强度优异的超高强度高延展性钢板，以重量％计，所述钢板包含：C：0.04～0.18％、Si：2％以下、Mn：4～10％、P：0.05％以下(0％除外)、S：0.02％以下(0％除外)、Al：0.5％以下(0％除外)、N：0.02％以下(0％除外)、余量的Fe及其它不可避免的杂质，且满足Si+Mn：6～10％，
并且以体积分数计，微细组织包含12％以上的残余奥氏体及60％以上的退火马氏体。
此外，本发明的另一个方面涉及制造屈服强度优异的超高强度高延展性钢板的方法，其包括以下步骤：
在1100～1300℃的温度范围下加热板坯，其中，以重量％计，所述板坯包含C：0.04～0.18％、Si：2％以下、Mn：4～10％、P：0.05％以下(0％除外)、S：0.02％以下(0％除外)、Al：0.5％以下(0％除外)、N：0.02％以下(0％除外)、余量的Fe及其它不可避免的杂质，且满足Si+Mn：6～10％；
在Ar3～1000℃的温度范围下，将经过加热的所述板坯进行热精轧，从而得到热轧钢板；
在720℃以下的温度下，对所述热轧钢板进行收卷；
在Ac1～Ac1+(Ac3-Ac1)/2的温度范围下，对经过收卷的所述热轧钢板进行热处理30分钟以上；
将经过热处理的所述热轧钢板进行冷轧，从而得到冷轧钢板；
一次退火，其为将所述冷轧钢板在Ac3以上的温度下维持30秒以上后进行冷却；以及
二次退火，其为将经过一次退火的所述冷轧钢板在580℃～Tmax的温度范围下维持10秒～5分钟后进行冷却。
(其中，Tmax＝667.64+129.1C-6.51Mn+38.52Si+29.3Al1.6，所述式中，各元素的符号是以重量％表示的各元素含量的值)。
此外，如上所述的技术方案并没有列出本发明的所有特征。对于本发明的多种特征及其所带来的优点和效果可以通过参照以下具体的实施方式来更加详细地理解。
有益效果
本发明具有如下效果，即能够提供超高强度高延展性钢板及其制造方法，所述钢板的拉伸强度与伸长率的乘积优异的同时屈服强度也优异，从而易于应用在冲击结构部件中，并且形状质量也优异，从而适合于冷压成型。
附图说明
图1为示出钢板的形状的模式图。
图2为利用Thermo-Calc Software公司的热力学计算软件Thermo-Calc计算的0.14C-7Mn-1Si钢的平衡状态图。
图3为对将最终退火(a)以连续退火进行热处理的发明例7及(b)以分批退火(Batch Annealing)进行热处理的钢板的形状进行拍摄的照片。
图4为通过扫描电子显微镜对发明例10的微细组织进行拍摄的照片。
图5为为了测量发明例10的相分数而用铜靶材(Cu target)测量X射线衍射峰的分布图(profile)。
最佳实施方式
下面，对本发明的优选实施方式进行说明。但是，本发明的实施方式可以变形为其它多种方式，本发明的范围并不限定于以下所说明的实施方式。此外，本发明的实施方式是为了对本技术领域中具有通常知识的人员更加完整地说明本发明而提供的。
下面，对本发明的一个方面的屈服强度优异的超高强度高延展性钢板进行详细的说明。
本发明的一个方面的屈服强度优异的超高强度高延展性钢板，以重量％计，包含：C：0.04～0.18％、Si：2％以下、Mn：4～10％、P：0.05％以下(0％除外)、S：0.02％以下(0％除外)、Al：0.5％以下(0％除外)、N：0.02％以下(0％除外)、余量的Fe及其它不可避免的杂质，且满足Si+Mn：6～10％，
并且以体积分数计，微细组织包含12％以上的残余奥氏体及60％以上的退火马氏体。
首先，对本发明的合金成分进行详细的说明。以下，各元素含量的单位为重量％。
C：0.04～0.18％
C是为了残余奥氏体的稳定化而添加的重要的元素，需要添加0.04％以上。但是，当C的含量超过0.18％时，如同本发明的含有大量Mn时，会使作为汽车结构部件的主要接合技术的点焊性变差。因此，C的含量优选为0.04～0.18％。
Si：2％以下
Si是抑制铁素体中的碳化合物的析出，并促进铁素体中的碳向奥氏体扩散的元素，从而有助于残余奥氏体的稳定化。
当Si的含量超过2％时，热轧性及冷轧性会变得非常差，并且在钢表面形成Si氧化物，从而会阻碍热浸镀性，因此，优选将Si的含量限定为2.0％以下。
另外，本发明中所述Si的含量可以为0％，这是因为如后所述，随着含有大量的Mn，即使不添加Si也容易确保残余奥氏体的稳定性。
Mn：4～10％
Mn是为了残余奥氏体的形成及稳定化，以及为了冷却时抑制铁素体相变而在相变组织钢中利用的最多的元素。
当Mn的含量小于4％时，易于发生铁素体相变，并且不足以确保奥氏体，从而难以确保本发明的TS×El为23,000MPa％以上，当Mn的含量超过10％时，具有难以进行连续连铸生产，并且由于投入大量的合金铁而使钢水温度降低等难以稳定地确保生产性的问题。因此，Mn的含量优选为4～10％。
Si+Mn：6～10％
Si及Mn不仅需要满足上述各元素的含量范围，而且所添加的其含量还需要达到6～10％。
当Si+Mn的含量小于6％时，会使奥氏体的稳定化不充分，当Si+Mn的含量超过10％时，会降低屈服比，从而具有无法优选应用于汽车结构部件的问题。
P：0.05％以下(0％除外)
P是固溶强化元素，但是P的含量超过0.05％时，降低焊接性，并且会增加发生钢的脆性的风险，因此优选限定为0.05％以下。更优选地，可以限制为0.02％以下。
S：0.02％以下(0％除外)
S与P同样是钢中的杂质元素，并且是阻碍钢板的延展性及焊接性的元素。当S的含量超过0.02％时，阻碍钢板的延展性及焊接性的可能性高，因此优选将S含量的上限限定为0.02％。
Al：0.5％以下(0％除外)
Al也是抑制铁素体中的碳化物的生成而有助于残余奥氏体的稳定化的元素。但是，当Al的含量增多时，具有在铸造时通过与保护渣(mold flux)的反应而难以制造完好的板坯，而且形成表面氧化物而阻碍热浸镀性的问题。此外，Al是升高Ac1的元素，并且如同下述所记载，本发明在进行两相区热处理的同时，还将二次退火温度限定为580℃～Tmax，因此优选将Al含量的上限限定为0.5％。
N：0.02％以下(0％除外)
N虽然是对奥氏体的稳定化起到有效作用的元素，但是N的含量超过0.02％时，发生脆性的危险性高，并且析出过多的AlN等会降低连铸质量，因此优选将N含量的上限限定为0.02％。
本发明的剩余成分为铁(Fe)。但是，在通常的制造过程中会从原料或周围环境不可避免地混入并不需要的杂质，因此无法将其进行排除。对于通常的制造过程中的技术人员而言，这些杂质是众所周知的，因此，本说明书中不对其所有内容进行特别提及。
此时，除了上述的合金成分之外，还可以进一步包含Ti：0.1％以下(0％除外)、Nb：0.1％以下(0％除外)、V：0.2％以下(0％除外)及Mo：0.5％以下(0％除外)中的一种以上。
Ti：0.1％以下(0％除外)
Ti是形成微细碳化物的元素，有助于确保本发明的强度。此外，Ti是形成氮化物的元素，将钢中的N以TiN析出，并通过清除(scavenging)来抑制AlN的析出，从而具有降低连铸时产生裂纹的危险性的优点，因此，以化学当量计，更优选添加48/14*[N]以上。当Ti的含量超过0.1％时，粗大的碳化物的析出及钢中的碳量的减少会导致强度的减少，此外，在连铸时，会引起喷嘴的堵塞，因此优选将Ti含量限定为0.1％以下。
Nb：0.1％以下(0％除外)
Nb是偏析在奥氏体晶界中而在退火热处理时抑制奥氏体晶粒的粗大化，并通过形成微细碳化物而增加强度的元素。当Nb的含量超过0.1％时，粗大的碳化物的析出及钢中碳量的减少会导致强度的减少，并且合金投入量过多而会引起合金铁成本上升的问题。
V：0.2％以下(0％除外)
V是通过形成低温析出物而有助于增加强度的元素。当V的含量超过0.2％时，粗大的碳化物的析出及钢中碳量的减少会导致强度的减少，并且合金投入量过多而会引起合金铁成本上升的问题。
Mo：0.5％以下(0％除外)
Mo提高钢的淬透性而能够有效地抑制铁素体的形成，并且在退火后冷却时，具有抑制铁素体的形成的效果。此外，通过形成微细的碳化物，非常有助于增加强度。但是，当Mo的含量超过0.5％时，具有合金投入量过多而引起的合金铁成本上升的问题。
此外，除了上述合金成分之外，可以进一步包含Zr：0.001～0.1％及W：0.001～0.5％中的一种以上。
与Ti、Nb、V、Mo相同，所述Zr和W是对钢板的析出强化及晶粒微细化有效的元素。所述Zr及W的含量分别小于0.001％时，难以确保如上所述的效果。另一方面，Zr的含量超过0.1％、W的含量超过0.5％时，上述效果会饱和，并且由于制造费用的上升以及过多的析出物，导致延展性降低。
此外，除了上述合金成分之外，可以进一步包含Ni：1％以下(0％除外)、Cu：0.5％以下(0％除外)及Cr：1％以下(0％除外)中的一种以上。
所述Ni、Cu、Cr是有助于残余奥氏体稳定化的元素，并且是与上述的C、Si、Mn、Al等一同起到复合作用而有助于奥氏体的稳定化。但是，当添加Ni：超过1％、Cu：超过0.5％、Cr：超过1％时，会过多地增加制造费用，因此限定它们的上限。
另外，就Cu而言，在热轧时会引起脆性，因此，在添加Cu时更优选一同添加Ni。
进一步地，除了上述合金成分之外，可以进一步包含Sb：0.1％以下(0％除外)、Ca：0.01％以下(0％除外)及B：0.01％以下(0％除外)中的一种以上。
Sb具有通过晶界偏析来阻碍Si、Al等表面氧化元素的移动，从而提高镀覆表面质量的效果，但是，当Sb的含量超过0.1％时，会发生镀锌层的合金化延迟的问题。
Ca是控制硫化物的形态而有效提高加工性的元素，但是，当Ca的含量超过0.01％时，上述效果会饱和，因此优选添加0.01％以下的Ca。
B通过与Mn、Cr等的复合效果来提高淬透性，从而在高温冷却时具有抑制软质铁素体相变的优点，但是，当B的含量超过0.01％时，在制造成镀覆钢板时，表面富集过量的B，从而会引起镀覆粘附性的劣化，因此优选添加0.01％以下的B。
下面，对本发明的微细组织进行详细的说明。
以体积分数计，本发明的钢板的微细组织包含12％以上的残余奥氏体及60％以上的退火马氏体。
通过满足上述的合金成分及微细组织，从而拉伸强度为980MPa以上的同时屈服强度优异，由此能够确保屈服比为0.75以上，并且能够确保拉伸强度与伸长率的乘积为23,000MPa％以上。
当残余奥氏体小于12体积％或者退火马氏体小于60体积％时，具有难以确保所有上述的拉伸强度、屈服比、拉伸强度与伸长率的乘积的问题。
此时，除了所述残余奥氏体及所述退火马氏体之外的余量可以由包含α马氏体及ε马氏体的其它不可避免的相构成，所述其它不可避免的相的体积分数可以为28％以下。
此外，本发明的钢板的表示形状质量的波高(Wave Height，WH)值可以为5mm以下。
参考显示钢板形状的模式图图1进行说明，Pn表示相邻的峰与峰的距离，Hn表示所述峰与峰的连接线和谷的高度差。此时，波高(Wave Height，WH)值表示钢板的轧制方向上的每1000mm长度的最大H值(mm)。
当波高(Wave Height，WH)值超过5mm时，形状不良，导致会发生难以冲压成型的问题。
进一步地，本发明的钢板可以为冷轧钢板、热浸镀钢板及合金化热浸镀钢板中的一种。
例如，将所述冷轧钢板浸渍在Zn、Zn-Al、Al-Si、Al-Si-Mg、Zn-Mg-Al等镀浴中，可以得到所述热浸镀钢板，将所述热浸镀钢板进行合金化热处理，可以得到所述合金化热浸镀钢板。
本发明的钢板能够确保高屈服强度，并且通过冷压成型的加工硬化可以生产具有更高的屈服强度的最终产品。因此，能够确保与通过热压成型(Hot Press Forming)制造的产品类似的屈服强度，并且拉伸强度与伸长率的乘积为23,000MPa％以上，因此，即使在冷压成型后伸长率也很充裕，从而与伸长率在10％以下的水平的热压成型(Hot PressForming)部件相比，具有制造成部件后冲击能量的吸收能力非常优异的优点。
此外，形状质量优异，从而冷压成型的作业性优异，并且可以应用冷压成型，从而能够抑制在高温成型时引发的CO2的产生。因此，与热压成型(Hot Press Forming)钢相比，为环保材料，能够有助于保护地球环境。
下面，对本发明的另一个方面的制造屈服强度优异的超高强度高延展性钢板的方法进行详细的说明。
本发明的另一个方面的制造屈服强度优异的超高强度高延展性钢板的方法包括以下步骤：
在1100～1300℃的温度范围下加热满足上述合金成分的板坯；在Ar3～1000℃的温度范围下，对经过加热的所述板坯进行热精轧，从而得到热轧钢板；在720℃以下的温度下，对所述热轧钢板进行收卷；在Ac1～Ac1+(Ac3-Ac1)/2的温度范围下，对经过收卷的所述热轧钢板进行热处理30分钟以上；将经过热处理的所述热轧钢板进行冷轧，从而得到冷轧钢板；一次退火，其为将所述冷轧钢板在Ac3以上的温度下维持30秒以上后进行冷却；以及二次退火，其为将经过一次退火的所述冷轧钢板在580℃～Tmax的温度范围下维持10秒～5分钟后进行冷却。
(其中，Tmax＝667.64+129.1C-6.51Mn+38.52Si+29.3Al1.6，所述式中，各元素的符号是以重量％表示的各元素含量的值。)
板坯加热步骤
在1100～1300℃的温度范围下加热满足上述合金成分的板坯。
当板坯的加热温度小于1100℃时，会发生热轧负荷急剧增加的问题，当板坯的加热温度超过1300℃时，表面氧化皮的量增加，从而会导致材料的损失，含有大量的Mn时，会存在液相，因此优选将板坯的加热温度限定为1100～1300℃。
热轧步骤
在Ar3～1000℃的温度范围下，对经过加热的所述板坯进行热精轧，从而得到热轧钢板。
当热精轧温度小于Ar3(冷却奥氏体时，开始出现铁素体时的温度)时，会发生铁素体+奥氏体两相区或铁素体区的轧制，因此会形成混晶组织，并且会存在由热轧负荷的变动而引起的误操作的可能性，因此不优选。另外，当热精轧温度超过1000℃时，产生氧化皮引起的表面缺陷的可能性增加，因此不优选。
收卷步骤
在720℃以下的温度下，对所述热轧钢板进行收卷。
当所述收卷时的温度超过720℃时，钢板表面形成过多的氧化膜，从而具有引起缺陷的可能性，因此优选将收卷时的温度的上限限定为720℃。
收卷温度越低，热轧钢板的强度越高，从而具有作为后续工序的冷轧的轧制负荷升高的缺点，但是，如本发明在冷轧前进行热处理的情况下，不会成为问题，因此对收卷温度的下限不进行特别的限制。但是，冷轧机的轧制能力优异或使用可逆式轧机的情况下，可以不需要进行冷轧前的热处理。
热处理步骤
在Ac1～Ac1+(Ac3-Ac1)/2的温度范围下，对经过收卷的所述热轧钢板进行热处理30分钟以上。
所述Ac1是从低温开始升高温度时，开始出现奥氏体时的温度，Ac3是指在升温时100％都成为奥氏体时的温度。这些温度是考虑实际升温时的相变动力学(kinetic)的温度，并非是相平衡温度。
如图2所示，Ac1随着Mn量而变化，因此，为了降低冷轧强度，需要在适当温度下进行热处理。
本发明中，基于钢中含有的大量的Mn，热轧收卷后形成大量的马氏体，并会存在基于高合金的一部分奥氏体。对这种热轧钢板进行升温时，马氏体的回火会降低强度，但是在单靠回火来有效地降低强度方面存在局限性。因此，以Ac1以上的温度进行热处理才会进一步出现奥氏体，同时，碳从BCC结构的马氏体有效地移动到奥氏体，从而降低强度。但是，热处理温度升高时，会出现过多的奥氏体，其在冷轧时会相变为大量的马氏体，反而具有使冷轧负荷升高的缺点。因此，在本发明中，在收卷后进行冷轧之前，优选在Ac1～Ac1+((Ac3-Ac1)/2)的温度范围内进行冷轧前的热处理。
冷轧步骤
对经过热处理的所述热轧钢板进行冷轧，从而得到冷轧钢板。此时，可以在冷轧之前进行酸洗处理来去除氧化层。
通常的情况下，退火时的再结晶举动会随着冷轧压下率而变化，因此需要定义冷轧压下率的下限，但是，如同本发明在最终(二次)退火前进行一次退火热处理，即，在Ac3以上的温度下实施奥氏体单相退火时，无需对冷轧压下率进行特别的限制。
一次退火步骤
进行一次退火，即，将所述冷轧钢板在Ac3以上的温度下维持30秒以上后进行冷却。
这是为了在最终(二次)退火之前确保马氏体和残余奥氏体相(phase)，并且其是为了抑制相(phase)间硬度偏差，所述相间硬度偏差是在最终两相区退火时，经过冷轧的样品的相变的退火马氏体再结晶而产生的。
但是，在实际热处理中，即使在Ac3以上的温度下进行热处理，也会由于动力学(kinetics)的问题，发生尚存极少量退火马氏体的两相区退火，但对于最终物理性能不会产生很大影响。
二次退火步骤
进行二次退火，即，将经过一次退火的所述冷轧钢板在580℃～Tmax的温度范围下维持10秒～5分钟后进行冷却。这是为了同时确保强度和延展性及形状质量。
(其中，Tmax＝667.64+129.1C-6.51Mn+38.52Si+29.3Al1.6，所述式中，各元素的符号是以重量％表示的各元素含量的值。)
所述二次退火热处理时的温度小于580℃时，无法充分地形成奥氏体，从而具有无法稳定地确保强度及延展性的问题。另一方面，二次退火热处理时的温度超过Tmax时，具有难以确保75％以上的屈服比的问题。
Tmax＝667.64+129.1C-6.51Mn+38.52Si+29.3Al1.6
(其中，所述式中，各元素的符号是以重量％表示的各元素含量的值。)
所述Tmax为引用自2015年的Graduate Institute of Ferrous Technology ofPOSTECH的Se-Woong Lee的博士学位论文第184页中的关系式。在所述学位论文中，该温度是为了确保最大残余奥氏体而推导出的温度，但是本发明人确认到也可以将该温度用作可以确保75％以上的屈服强度的最高热处理温度，从而设定为二次退火热处理温度的上限。
当所述二次退火热处理时的维持时间小于10秒时，无法确保充分的热处理效果，当所述二次退火热处理时的维持时间超过5分钟时，存在钢板发生蛇行等可能性，会难以在连续生产线上实施。
此时，所述二次退火步骤可以在连续退火设备中进行。
包含大量的Mn等的钢种在最终退火时进行30分钟以上的长时间热处理时，可以得到优异的拉伸强度及伸长率的平衡(balance)，但是可以进行长时间的热处理的实质性的方法为对卷板进行热处理的分批退火(Batch Annealing)方式，而并非是通常的连续退火设备，当使用分批退火(Batch Annealing)方式进行热处理时，热处理后，在轧制长度方向上会发生弯曲，并且波高(Wave Height，WH)值超过5mm，导致钢板的形状会变得不良，因此会产生难以冲压成型的问题。
因此，本发明的二次(最终)退火优选在连续退火设备中进行短暂热处理。
另外，还可以进一步包括将经过二次退火的所述冷轧钢板浸渍在镀浴中，从而形成镀层的步骤。例如，可以将经过退火的所述冷轧钢板浸渍在Zn、Zn-Al、Al-Si、Al-Si-Mg、Zn-Mg-Al等镀浴中，从而形成镀层。
此时，还可以进一步包括在形成所述镀层后进一步进行合金化热处理，从而形成合金化镀层的步骤。例如，可以在480～600℃的温度范围中进行合金化热处理。
具体实施方式
下面，通过实施例对本发明进行更加具体的说明。但是，需要注意的是，下述实施例仅仅是为了例示本发明以进行更加详细的说明，而并不是为了限定本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围是根据权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容所决定的。
将具有下述表1中的组成的钢真空熔炼为30kg的钢锭(ingot)后在1200℃的温度下维持1小时，然后进行热轧，并在900℃下完成精轧，并且装入预先加热至600℃的炉中维持1小时后进行炉冷，以此模拟热轧收卷。之后，在600℃下，将冷却至常温的试片进行热处理10小时，对其进行酸洗及50％的冷轧。
以下述表2中的条件，将经过冷轧的所述试片进行热处理，然后对各试片测量机械物理性能，并示于下述表2中。
下述表1中的各元素的含量为重量％。
下述表2中YS(Yield Strength)表示屈服强度，TS(Tensile Strength)表示拉伸强度，El(Elongation)表示伸长率，YR(Yield Ratio，YR(％)＝YS/TS×100)表示屈服比。
此外，下述表2中Tmax＝667.64+129.1C-6.51Mn+38.52Si+29.3Al1.6，所述式中，各元素的符号是以重量％表示的各元素含量的值。
[表1]
钢种 C Si Mn Al Ti Nb V Mo P S N Si+Mn
比较钢1 0.18 1.46 2.59 0.501 0.02 0 0 0 0.01 0.0056 0.0044 4.05
比较钢2 0.174 1.5 3.36 0.031 0 0 0 0 0.011 0.002 0.0058 4.86
比较钢3 0.11 0 5.01 0.031 0 0 0 0 0.009 0.0062 0.0065 5.01
比较钢4 0.1 0.5 5.06 0.026 0 0 0 0 0.0069 0.0057 0.0054 5.56
发明钢1 0.14 1.11 5.01 0.031 0.06 0.04 0 0.25 0.0057 0.0045 0.0045 6.12
发明钢2 0.12 0 7.1 0.04 0.06 0 0 0.251 0.0085 0.0065 0.0063 7.1
发明钢3 0.16 1.08 6.2 0.045 0 0 0.117 0 0.0061 0.0071 0.0045 7.28
发明钢4 0.141 1.01 7.25 0.034 0.058 0.042 0 0.248 0.0064 0.0055 0.0047 8.26
发明钢5 0.14 0.99 7.51 0.029 0.06 0.041 0 0.252 0.0085 0.0068 0.0051 8.5
发明钢6 0.06 0 8.5 0.028 0.03 0.039 0 0 0.0082 0.0063 0.0052 8.5
发明钢7 0.08 1.02 8 0.03 0 0 0 0 0.0077 0.0069 0.0064 9.02
比较钢5 0.14 1.5 9 0.025 0.061 0.041 0 0.247 0.0064 0.0082 0.0067 10.5
比较钢6 0.06 1.04 9.5 0.031 0 0 0 0 0.0054 0.0075 0.0063 10.54
[表2]
Figure GDA0001910442930000141
Figure GDA0001910442930000151
均满足本发明中提出的合金成分及制造方法的发明例的拉伸强度为980MPa以上、屈服比为0.75以上、拉伸强度与伸长率的乘积为23,000MPa％以上，能够确保优异的机械物理性能。
均不满足本发明中提出的合金成分及制造方法的比较例1及2未能确保高屈服比，而且拉伸强度与伸长率的乘积差。
比较钢3及4满足各元素的含量，但它们是Si+Mn小于4％的情况，通过应用本发明中提出的制造条件的比较例3及4可知，虽然能够确保高屈服比，但拉伸强度及拉伸强度与伸长率的乘积差。
比较钢5及6满足各元素的含量，但它们是Si+Mn超过10％的情况，通过应用本发明中提出的制造条件的比较例11～14可知，虽然拉伸强度和伸长率能够得到非常优异的值，但是未能确保高屈服比。
另外，满足本发明中提出的合金成分，但不满足本发明中提出的制造条件的比较例5～10的屈服比低或拉伸强度与伸长率的乘积差。
尤其，与进行一次退火热处理的情况相比，如同比较例7及8的省略一次退火热处理时的拉伸强度与伸长率的乘积急剧降低，从而冷成型性差。
图3为对将发明钢4的最终退火(a)以连续退火进行热处理的发明例7及(b)以分批退火(Batch Annealing)进行热处理的钢板的形状进行拍摄的照片。
发明例7的WH值为1mm，能够确保良好的形状质量，但是，在其它条件相同但以分批退火(Batch Annealing)进行热处理时的WH值为120mm，形状质量差，因此不适于冲压成型。
图4为通过扫描电子显微镜对发明例10的微细组织进行拍摄的照片，由于是非常微细的组织，因此在高分辨率的扫描电子显微镜中也难以区分各个相(phase)。这可以通过利用X射线的衍射实验克服。
根据以用于测量发明例10的相分数的铜靶材(Cu target)测量X射线衍射峰的分布图(profile)的图5，确认了发明例10的微细组织为19％的残余奥氏体、3％的ε马氏体、78％的退火马氏体，由于高的残余奥氏体分数及微细的晶粒尺寸，从而能够确保高屈服强度和延展性。
此外，根据发明例2及3的X射线分析结果，确认了发明例2为13％的残余奥氏体、4％的ε马氏体及83％的退火马氏体，发明例3为16％的残余奥氏体、5％的ε马氏体及79％的退火马氏体，并判断为微细的晶粒尺寸和稳定的奥氏体分数的确保对实现高延展性超高强度起到主要的作用。
以上参考实施例进行了说明，但该技术领域中熟练的技术人员应当能够理解在不超出权利要求书中记载的本发明的思想及领域的范围内可以对本发明进行多种修改及变更。

Claims (16)

1.屈服强度优异的超高强度高延展性钢板，以重量％计，所述钢板包含：C：0.04～0.18％、Si：2％以下、Mn：4～10％、P：0.05％以下且0％除外、S：0.02％以下且0％除外、Al：0.5％以下且0％除外、N：0.02％以下且0％除外、余量的Fe及其它不可避免的杂质，且满足Si+Mn：6～10％，
并且以体积分数计，微细组织包含12％以上的残余奥氏体及60％以上的退火马氏体，
并且表示形状质量的波高(WH)值为5mm以下。
2.根据权利要求1所述的屈服强度优异的超高强度高延展性钢板，其中，以重量％计，所述钢板进一步包含Ti：0.1％以下且0％除外、Nb：0.1％以下且0％除外、V：0.2％以下且0％除外及Mo：0.5％以下且0％除外中的一种以上。
3.根据权利要求1所述的屈服强度优异的超高强度高延展性钢板，其中，以重量％计，所述钢板进一步包含Zr：0.001～0.1％及W：0.001～0.5％中的一种以上。
4.根据权利要求1所述的屈服强度优异的超高强度高延展性钢板，其中，以重量％计，所述钢板进一步包含Ni：1％以下且0％除外、Cu：0.5％以下且0％除外及Cr：1％以下且0％除外中的一种以上。
5.根据权利要求1所述的屈服强度优异的超高强度高延展性钢板，其中，以重量％计，所述钢板进一步包含Sb：0.1％以下且0％除外、Ca：0.01％以下且0％除外及B：0.01％以下且0％除外中的一种以上。
6.根据权利要求1所述的屈服强度优异的超高强度高延展性钢板，其中，所述钢板的微细组织中，除了所述残余奥氏体及所述退火马氏体之外的余量由包含α马氏体及ε马氏体的其它不可避免的相构成，所述其它不可避免的相的体积分数为28％以下。
7.根据权利要求1所述的屈服强度优异的超高强度高延展性钢板，其中，所述钢板的拉伸强度为980MPa以上，屈服比为0.75以上，拉伸强度与伸长率的乘积为23,000MPa％以上。
8.根据权利要求1所述的屈服强度优异的超高强度高延展性钢板，其中，所述钢板为冷轧钢板、热浸镀钢板及合金化热浸镀钢板中的一种。
9.制造屈服强度优异的超高强度高延展性钢板的方法，其包括以下步骤：
在1100～1300℃的温度范围下加热板坯，其中，以重量％计，所述板坯包含C：0.04～0.18％、Si：2％以下、Mn：4～10％、P：0.05％以下且0％除外、S：0.02％以下且0％除外、Al：0.5％以下且0％除外、N：0.02％以下且0％除外、余量的Fe及其它不可避免的杂质，且满足Si+Mn：6～10％；
在Ar3～1000℃的温度范围下，对经过加热的所述板坯进行热精轧，从而得到热轧钢板；
在720℃以下的温度下，对所述热轧钢板进行收卷；
在Ac1～Ac1+(Ac3-Ac1)/2的温度范围下，对经过收卷的所述热轧钢板进行热处理30分钟以上；
将经过热处理的所述热轧钢板进行冷轧，从而得到冷轧钢板；
一次退火，其为将所述冷轧钢板在Ac3以上的温度下维持30秒以上后进行冷却；以及
二次退火，其为将经过一次退火的所述冷轧钢板在580℃～Tmax的温度范围下维持10秒～5分钟后进行冷却，
其中，Tmax＝667.64+129.1C-6.51Mn+38.52Si+29.3Al1.6，所述式中，各元素的符号是以重量％表示的各元素含量的值。
10.根据权利要求9所述的制造屈服强度优异的超高强度高延展性钢板的方法，其特征在于，所述二次退火步骤在连续退火设备中进行。
11.根据权利要求9所述的制造屈服强度优异的超高强度高延展性钢板的方法，其中，所述方法进一步包括将经过二次退火的所述冷轧钢板浸渍在镀浴中，从而形成镀层的步骤。
12.根据权利要求11所述的制造屈服强度优异的超高强度高延展性钢板的方法，其中，所述方法进一步包括在形成所述镀层后进一步进行合金化热处理，从而形成合金化镀层的步骤。
13.根据权利要求9所述的制造屈服强度优异的超高强度高延展性钢板的方法，其中，以重量％计，所述板坯进一步包含Ti：0.1％以下且0％除外、Nb：0.1％以下且0％除外、V：0.2％以下且0％除外及Mo：0.5％以下且0％除外中的一种以上。
14.根据权利要求9所述的制造屈服强度优异的超高强度高延展性钢板的方法，其中，以重量％计，所述板坯进一步包含Zr：0.001～0.1％及W：0.001～0.5％中的一种以上。
15.根据权利要求9所述的制造屈服强度优异的超高强度高延展性钢板的方法，其中，以重量％计，所述板坯进一步包含Ni：1％以下且0％除外、Cu：0.5％以下且0％除外及Cr：1％以下且0％除外中的一种以上。
16.根据权利要求9所述的制造屈服强度优异的超高强度高延展性钢板的方法，其中，以重量％计，所述板坯进一步包含Sb：0.1％以下且0％除外、Ca：0.01％以下且0％除外及B：0.01％以下且0％除外中的一种以上。
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