具体实施方式

在下文中，将参考附图详细地描述本发明，以便易于由本发明所属领域的技术人员实施。本发明可以以各种不同的形式实施，并不限于本文描述的示例性实施方案。在整个本说明书中，相同的附图标记指代相同的部件或相似的部件。此外，将省略对可能不必要地使本发明的主题名称不清楚的公知功能和配置的详细描述。

为了在发生诸如碰撞的事故时确保乘客的安全并根据燃料效率规定减轻车身的重量，增加了用于车辆的钢板中高强度、高延展性且高抗拉性的钢的使用。在用于车辆的部件中，影响碰撞安全性的构件和填充体具有复杂的形状，因此，以存在铁素体和马氏体的两相确保伸长率的双相(DP)钢无法通过机械性质(例如，抗拉强度(TS)：980MPa，伸长率(EL)：15％，TS×EL＝14700MPa％)来确保适当的成形性。因此，作为与DP钢相比延展性优异的高强度钢板，TRIP钢板受到关注。这种TRIP钢分为多种类型，例如含有残余奥氏体并以多边形铁素体为主相的TRIP型多边形铁素体钢(TPF钢)和含有残余奥氏体并以贝氏体铁素体为母相的TRIP型贝氏体铁素体钢(TBF钢)。然而，目前使用的常规TRIP钢因多边形铁素体和残余奥氏体的双相组织(无法摆脱混合规则(ROM)的限制)或者主要基体由贝氏体组成的组织而已经达到极限。

用于车辆的超高强度钢板的发展方向已引起各钢材企业的关注。例如，虽然通过铁素体、退火马氏体和残余奥氏体的复合组织获得高强度和高伸长率，但存在因铁素体的份数低而使得屈服比(YR)(＝YS/TS)(即屈服强度(YS)和抗拉强度(TS)之比)高的问题，导致加工性差。另外，又例如，虽然确保了高强度和适当高的成形性和加工性，但是由于碳含量高，存在焊接性差的缺点。又例如，虽然通过铁素体、退火马氏体、残余奥氏体和贝氏体的复合组织获得具有优异冲缘加工性的高强度冷轧钢板，但由于热处理条件的限制(例如，过时效阶段比一般的CGL需要更长的时间)，存在难以在一般的连续镀锌生产线(CGL)中制造钢板的缺点。

在本发明中，将描述超高强度钢板及其制造方法，所述超高强度钢板通过可使得大量生产以稳定地获得高抗拉强度、适当的伸长率和扩孔率(HER)的工艺条件来控制最终的微观组织从而即使是高强度也仍具有优异的成形性。钢板的最终微观组织包括11％至20％的超细铁素体、65％或更大的回火马氏体、10％至20％的残余奥氏体，并且各相的晶粒尺寸可以小于5μm。优选的是，钢板的屈服强度为800MPa或更大，抗拉强度为1180MPa或更大，伸长率为14％或更大，最终材料的抗拉强度×总伸长率的值约为20000或更大，扩孔率为30％或更大。

此外，还可以添加诸如Ti、Nb和V的合金元素，以形成适量的碳化物，使得残余奥氏体的晶粒可以细化而不会显著降低成形性和伸长率，这通过适当地确保残余奥氏体的稳定性以提高强度、伸长率和确保相变诱导塑性装置的成形性的能力，在材料补偿方面具有优势。此外，通过铁素体晶粒的细化以及因铁素体中存在析出物而引起的析出硬化，抑制了因铁素体份数增加而导致的屈服强度和抗拉强度降低。因此，将组分体系中(Ti+Nb+V)的量调节为0.05重量％或更少。

在下文中，将更详细地描述具有上述特性的根据本发明的示例性实施方案的具有高成形性和高强度的钢板。

具有高强度和高成形性的钢板

根据本发明的示例性实施方案的具有高强度的钢板包含：以重量％计，0.12％至0.22％的碳(C)、1.6％至2.4％的硅(Si)、2.0％至3.0％的锰(Mn)、0.01％至0.05％的铝(Al)、总量大于0且小于或等于0.05％的在钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)中的一种或多种、0.015％或更少的磷(P)、0.003％或更少的硫(S)、0.006％或更少的氮(N)，余量的铁(Fe)以及其它不可避免的杂质。

在下文中，将详细描述根据本发明的示例性实施方案的具有高成形性和高强度的钢板中所含的各组分的作用和含量。(各组分的含量以钢板总量的重量％表示，下文以％表示)。

碳(C)：0.12％至0.22％

碳(C)是炼钢中最重要的合金元素，本发明中碳的主要目的是起到基本强化作用并用于稳定奥氏体。奥氏体中高浓度的碳(C)提高了奥氏体的稳定性，从而易于确保合适的奥氏体以获得材料改进。然而，过高的碳(C)含量可能因碳当量增加而导致焊接性降低，并且在冷却过程中可能产生多个渗碳体析出组织(例如珠光体)。因此，优选以钢板总重量的0.12％至0.22％的量包含碳(C)。当碳(C)的含量小于0.12％时，难以确保钢板的强度，而当碳(C)的含量超过0.22％时，焊接性可能因碳当量的增加而降低，并且韧性和延展性可能变差。

硅(Si)：1.6％至2.4％

硅(Si)是抑制在铁素体中形成碳化物的元素，特别是抑制因Fe3C的形成而导致材料变差的元素。此外，硅(Si)提高碳(C)的活性以增加奥氏体的扩散速率。硅(Si)也被认为是稳定铁素体的元素，并且被认为是通过在冷却期间增加铁素体份数来增加延展性的元素。此外，硅(Si)具有非常高的抑制碳化物形成的能力，因此是在形成贝氏体时通过增加残余奥氏体中的碳浓度来确保TRIP效应的必要元素。如果硅(Si)的添加量小于1.6％，则难以确保上述效果。另一方面，如果硅(Si)的添加量超过2.4％，则在加工过程中可能在钢板的表面上形成氧化物(SiO₂)，在热轧过程中可能增加轧制负荷，并且可能产生大量的红色氧化皮。因此，优选以钢板总重量的1.6％至2.4％的量添加硅(Si)。

锰(Mn)：2.0％至3.0％

锰(Mn)是稳定奥氏体的元素。随着锰(Mn)的添加，马氏体形成起始温度Ms逐渐降低，从而在连续退火过程中增加残余奥氏体份数。

锰(Mn)的含量为钢板总重量的2.0％至3.0％。当锰(Mn)的添加量小于2.0％时，不能充分确保上述效果。当锰的添加量超过3.0％时，因为由于碳当量增加导致焊接性降低，并且在加工过程中在钢板的表面上形成氧化物(MnO)，相应部分的润湿性较差，因此镀层性能可能降低。

铝(Al)：0.01％至0.05％

与硅(Si)一样，铝(Al)被认为是稳定铁素体并抑制碳化物形成的元素。另外，铝(Al)具有提高平衡温度的作用，因此当添加铝(Al)时，适当的热处理温度范围变宽。然而，如果铝的添加量小于0.01％，则无法实现上述效果，而如果铝的添加量超过0.05％，则可能由于AlN析出而在连续铸造中出现问题。因此，铝的添加量可以为钢板总重量的0.01％至0.05％。

钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)中的至少一种的总量：大于0且小于或等于0.05％

钢中可以包含钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)中的至少一种。首先，铌(Nb)、钛(Ti)和钒(V)是在钢中以碳化物形式析出的元素，它们在本发明中的目的是：通过根据析出物的形成细化初始奥氏体晶粒，从而确保残余奥氏体的稳定性，提高强度，细化铁素体晶粒，并因铁素体中析出物的存在而进行析出硬化。钛(Ti)可以用于抑制AlN的形成以抑制连续铸造期间裂纹的形成。然而，如果过量添加钛(Ti)，则存在以下缺点：形成粗大析出物从而减少钢中的碳量，这样导致材料劣化、材料变差和制造成本增加等。因此，钛(Ti)的量需要调节至三种合金元素的总量大于0且小于或等于0.05重量％。

其它元素

磷(P)、硫(S)和氮(N)在炼钢过程中可能会不可避免地添加到钢中。即，理想地，优选不包含它们，但是由于工艺技术难以完全去除它们，因此可能会很少地包含一定量的它们。

磷(P)可以在钢中起到类似于硅的作用。然而，如果磷(P)的添加量超过钢板总重量的0.015％，则钢板的焊接性可能降低并且其脆性可能增加从而导致材料变差。因此，磷(P)的添加量可以控制为钢板总重量的0.015％或更少。

硫(S)会抑制钢的韧性和焊接性，因此可以控制其含量为钢板总重量的0.003％或更少。

如果钢中存在过量的氮(N)，则可能会析出大量的氮化物，从而降低延展性。因此，氮(N)的含量可以控制为钢板总重量的0.006％或更少。

本发明的具有上述合金组分的高强度钢板具有包括铁素体、回火马氏体和残余奥氏体的微观组织。此处，微观组织中残余奥氏体的体积份数可以为10体积％至20体积％。高强度钢板的晶粒可以为均具有5μm或更小的尺寸的细晶粒。

在本发明制造的钢板的最终微观组织中，铁素体份数对整体材料的影响很大，因此，应确保11％至20％的铁素体份数，并且优选地，13％至18％的铁素体份数是合适的。如果铁素体份数小于11％，则屈服比高，导致加工性降低，不利于确保伸长率。另一方面，如果铁素体份数为20％或更大，则由于作为基体组织的回火组织的份数降低，因此难以确保足够的强度。残余奥氏体的存在量优选为10％至20％，因为它是能够同时确保钢板强度和伸长率的关键组织。回火马氏体的含量可以为65％或更大以确保强度。

同时，本发明的具有上述合金组分的高强度钢板的微观组织可以包括Ti基析出物、Nb基析出物和V基析出物中的至少一种，并且析出物可以为TiC、NbC和VC。在钢板的任一点处在单位面积(1μm²＝1μm x 1μm)内存在的析出物中，各自具有的尺寸均为100nm或更小的析出物与各自具有的尺寸均超过100nm的析出物的比率可以为4:1或更大，优选为9:1或更大。如果该比率低于上述比率，则晶粒的细化不充分，这使得钢板的强度降低。

此外，单位面积内存在的各自具有的尺寸均为100nm或更小的析出物的数量可以为50至100。如果各自具有的尺寸均为100nm或更小的析出物的数量超过100，则最终微观组织中残余奥氏体内的碳含量减少，这样抑制了TRIP效应并降低了强度和伸长率。如果各自具有的尺寸均为100nm或更小的析出物的数量小于50，则退火期间的晶粒细化不充分。

当然，本发明的具有合金组分的高强度钢板可以具有这样的微观组织，其中在上述单位面积内的析出物比率为4:1至9:1或更大，同时各自具有的尺寸均为100nm或更小的析出物的数量为50至100。

析出物主要在冷轧钢板的连续退火过程中析出，如之后所描述的。通过在连续过程中以3℃/s至10℃/s的升温速率控制含有钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)中的至少一种(不过其总含量大于0且小于或等于0.05重量％)的冷轧钢板，在任意单位面积内各自具有的尺寸均为100nm或更小的析出物与各自具有的尺寸均超过100nm的析出物的比率可以控制为4:1或9:1或更大，并且各自具有的尺寸均为100nm或更小的析出物的数量可以控制为50至100，这使得能够获得具有优异的强度、伸长率和扩孔率的钢板。

高强度钢板可以具有以下的材料性质：例如，屈服强度(YS)：850MPa或更大，抗拉强度(TS)：1180MPa或更大，伸长率(EL)：14％或更大，扩孔率(HER)：30％或更大。因此，根据本发明的示例性实施方案的高强度钢板可以应用于需要高强度和高成形性的领域。

上述根据本发明实施方案的高强度钢板可以通过以下一个实施方案的方法进行制造。本发明提供一种钢板及其制造方法，所述钢板在具有适当的受控组成比的合金组分的情况下，通过在进行热轧过程和冷轧过程之后进行连续退火过程而具有优异的伸长率、扩孔率和强度。

制造具有高强度和高成形性的钢板的方法

图1示意性地示出根据本发明示例性实施方案的制造具有高强度和高成形性的钢板的方法的工艺流程图。

参考图1，制造钢板的方法包括：使用钢坯制造热轧板的步骤(S100)；通过对热轧板进行冷轧来制造冷轧板的步骤(S200)；对冷轧板进行初次热处理的步骤(S300)；对经过初次热处理的冷轧板依次进行缓慢冷却和淬火的步骤(S400)；以及通过再加热经淬火的冷轧板来进行二次热处理的步骤(S500)。

首先，在使用钢坯制造热轧板的步骤(S100)中，所述钢坯包含：以重量％计，0.12％至0.22％的碳(C)、1.6％至2.4％的硅(Si)、2.0％至3.0％的锰(Mn)、0.01％至0.05％的铝(Al)，总量大于0且小于或等于0.05％的在钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)中的一种或多种、0.015％或更少的磷(P)、0.003％或更少的硫(S)、0.006％或更少的氮(N)，余量的铁(Fe)以及其它不可避免的杂质。此外，添加诸如Ti、Nb、V的合金元素，使得通过铁素体晶粒的细化和因铁素体中存在的析出物而引起的析出硬化，抑制了因铁素体份数增加而导致的屈服强度和抗拉强度的降低。

此外，使用钢坯制造热轧板的步骤(S100)可以在再加热温度为1150℃至1250℃，精轧温度为900℃至950℃，卷绕温度为550℃至650℃的条件下进行。

再加热过程是这样的步骤，其对钢坯进行再加热以使铸造过程中的偏析组分重新溶解，并且在铸造时使组分均质化。钢坯的再加热温度优选约为1150℃至1250℃，从而确保正常的热轧温度。如果再加热温度低于1150℃，则可能出现热轧负荷急剧增加的问题，而如果再加热温度超过1250℃，则可能由于初始奥氏体晶粒的粗大化而难以确保最终生产的钢板的强度。随后，在对钢坯进行再加热之后，可以按照常规方式进行热轧，并且可以在900℃至950℃的温度下进行精轧以形成热轧板。精轧之后，将热轧板以10℃/s至30℃/s的冷却速率冷却到550℃至650℃，然后进行卷绕。

接下来，通过对热轧板进行冷轧来制造冷轧板的步骤(S200)是酸洗然后冷轧热轧板的步骤。进行冷轧以调节使用热轧材料最终生产的钢板的厚度，并且在冷轧之前对热轧材料进行酸洗。由于最终生产的钢板的微观组织是在最终冷轧组织的后续连续退火过程中确定的，因此热轧材料的组织形成了细长的组织。该工序以40％至60％的压下率进行。

随后，对冷轧板进行初次热处理的步骤(S300)可以在升温速率为3℃/s至10℃/s、起始温度为(A_C3-20)℃至A_C3℃、保持时间为60秒或更长的条件下进行。初次热处理步骤中的(A_C3-20)℃至A_C3℃的温度可以例如为826℃至846℃的温度。

进行初次热处理的步骤(S300)在奥氏体和铁素体的双相畴条件下进行。在本发明中，在(A_C3-20)℃至A_C3℃的范围内进行热处理，以通过确保适当的铁素体份数并确保在最终微观组织中具有理想的铁素体、回火马氏体和残余奥氏体，来获得钢板的目标最终材料。

在对经过初次热处理的冷轧板依次进行缓慢冷却和淬火的步骤(S400)中，缓慢冷却包括将经过初次热处理的冷轧板以5℃/s至10℃/s的冷却速率冷却到700℃至800℃的温度。即，在进行初次热处理(退火)的步骤(S300)之后，以5℃/s至10℃/s的冷却速率缓慢冷却到700℃至800℃，这是为了通过意图确保热处理过程中的在最终微观组织内的一定量的铁素体来确保最终微观组织的塑性。取决于缓慢冷却过程条件，也可能形成不含铁素体的微观组织。

淬火可以包括：将经缓慢冷却的冷轧板以50℃/s或更大的冷却速率冷却到200℃至300℃的温度，然后将经冷却的冷轧板保持5秒至20秒。即，在缓慢冷却之后，需要以50℃/s或更大的冷却速率快速淬火到200℃至300℃的淬火结束温度，这是为了通过在缓慢冷却之后控制淬火结束温度以使微观组织中的奥氏体转变为马氏体，从而容易地确保最终材料，并且为了抑制淬火过程中可能发生的相变，需要50℃/s或更大的冷却速率。

在通过再加热经淬火的冷轧板来进行二次热处理的步骤(S500)中，二次热处理可以包括：将经淬火的冷轧板以10℃/s至20℃/s的升温速率加热到400℃至460℃的温度，然后将经加热的冷轧板保持10秒至300秒。即，在对经过初次热处理的冷轧板依次进行缓慢冷却和淬火的步骤(S400)之后，通过将冷轧板在400℃至460℃的再加热阶段中保持10秒至300秒并且在此过程中经由残余奥氏体和马氏体回火中的碳浓度确保强度和伸长率，来制造冷轧钢板。

在制造冷轧钢板的至少一个表面上具有镀层的冷轧镀覆钢板时，可以在进行二次热处理之后增加镀锌步骤，该镀锌步骤包括将冷轧钢板浸入430℃至470℃的镀浴中，进行30秒至100秒。在镀锌步骤之后，可以通过增加镀锌退火步骤使镀层合金化，合金化在490℃至530℃的温度下进行。

根据本发明的示例性实施方案的具有高强度和高成形性的钢板可以通过上述方法进行制造。

通过上述工艺流程制得的根据本发明的钢板的最终微观组织包括：以体积份数计，11％至20％的超细铁素体、65％或更大的回火马氏体、10％至20％的残余奥氏体。参考图2，高强度钢板的晶粒可以为具有5μm或更小的尺寸的细晶粒。在根据本发明的示例性实施方案的具有高强度和高成形性的钢板中，铁素体份数对整体材料具有很大影响，因此，应确保11％至20％的铁素体份数，并且优选地，13％至18％的铁素体份数是合适的。如果铁素体份数小于11％，则屈服比高，导致加工性降低，不利于确保伸长率。另一方面，如果铁素体份数为20％或更大，则由于作为基体组织的回火组织的份数降低，因此难以确保足够的强度。残余奥氏体的存在量优选为10％至20％，因为它是能够同时确保钢板强度和伸长率的关键组织。同时，回火马氏体的含量可以为65％或更大以确保强度。

根据本发明的示例性实施方案的具有高强度和高成形性的钢板的材料可以具有850MPa或更大的屈服强度、1180MPa或更大的抗拉强度、14％或更大的伸长率、约为20000或更大的最终材料的抗拉强度×总伸长率的值、30％或更大的扩孔率，并且优选地，屈服强度为850MPa至1080MPa，抗拉强度为1180MPa至1300MPa，伸长率为14％至20％，最终材料的抗拉强度×总伸长率的值约为20000或更大，扩孔率为30％或更大。影响最终生产的钢板材料的因素包括：因晶粒细化而使得强度增加，确保残余奥氏体的稳定性，因析出硬化而使得强度增加，因相变诱导塑性而使得通过残余奥氏体的相变来确保强度和伸长率，因作为基本基体的马氏体本身而使得强度增加，以及通过铁素体确保伸长率等。最终材料具有的抗拉强度×总伸长率的值为20000或更大，这一般满足相应超高强度水平的建议值，在也考虑扩孔率的情况下，可以估计成形性将类似于或优于具有相同强度的可比较材料的成形性。

本发明的实施方案

在下文中，将公开更详细地示出本发明的配置和操作的优选实验实施例。然而，这是作为本发明的优选实施例提供的，而本发明的精神不应被解释为受以下实验实施例的限制。

表1示出了根据本发明的实验实施例的钢板的组成(单位：重量％)。

[表1]

参考表1，根据本发明的实验实施例的钢板的组成包括：以重量％计，0.18％的碳(C)、1.8％的硅(Si)、2.8％的锰(Mn)、0.03％的铝(Al)、总量为0.02％的在钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)中的一种或多种、0.012的磷(P)、0.002％的硫(S)、0.0038％的氮(N)，以及余量的铁(Fe)。该组成满足以下组成范围：以重量％计，0.12％至0.22％的碳(C)、1.6％至2.4％的硅(Si)、2.0％至3.0％的锰(Mn)、0.01％至0.05％的铝(Al)、总量大于0且小于或等于0.05％的在钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)中的一种或多种、0.015％或更少的磷(P)、0.003％或更少的硫(S)、0.006％或更少的氮(N)，以及余量的铁(Fe)。根据本发明实施例的条件对具有表1中所述合金组分的板坯进行相同的热轧过程和冷轧过程以制造冷轧钢板的样品。表2示出了根据本发明的实验实施例的连续退火工艺条件。根据表2所示的工艺条件对冷轧钢板的样品进行加工以制造对比例1和2以及实施例1的样品。

[表2]

参考表2，①至③项对应于图1所示的初次热处理步骤(S300)，④至⑦项对应于图1所示的缓慢冷却和淬火步骤(S400)，⑧和⑨项对应于图1所示的二次热处理步骤(S500)。在表2的实施例1中，用于进行对冷轧板进行初次热处理的步骤(S300)的工艺条件满足起始温度在826℃至846℃的范围内，并且保持时间在60秒或更长的范围内；用于进行对经过初次热处理的冷轧板依次进行缓慢冷却和淬火的步骤(S400)的工艺条件满足冷却速率在5℃/s至10℃/s的范围内，缓慢冷却结束温度在700℃至800℃的范围内，淬火速率在50℃/s或更大的范围内，淬火结束温度在200℃至300℃的范围内；用于进行通过再加热经淬火的冷轧板来进行二次热处理的步骤(S500)的工艺条件满足再加热温度在400℃至460℃的范围内，并且再加热保持时间在10秒至300秒的范围内。

另一方面，在对比例1和2中，用于进行对冷轧板进行初次热处理的步骤(S300)的工艺条件不满足起始温度在826℃至846℃的范围内。即，在对比例1中，初次热处理起始温度低于826℃，而在对比文件例2中，初次热处理起始温度高于846℃。

表3示出了根据本发明的实验实施例的钢板的最终微观组织和材料。

[表3]

参考表3，实施例1的钢板满足在最终微观组织中，铁素体α的体积份数在11％至20％的范围内，回火马氏体的体积份数在65％或更大的范围内，残留γ的体积份数在10％至20％的范围内。另外，钢板满足屈服强度(YS)的范围为850MPa或更大，抗拉强度(TS)的范围为1180MPa或更大，伸长率(T.EL)的范围为14％或更大，扩孔率(HER)的范围为30％或更大，抗拉强度(TS)与伸长率(T.EL)的乘积的范围为20000或更大。

另一方面，对比例1的钢板分别不满足：在最终微观组织中回火马氏体的体积份数在65％或更大的范围内，屈服强度(YS)在850MPa或更大的范围内，抗拉强度(TS)在1180MPa或更大的范围内，扩孔率(HER)在30％或更大的范围内。并且，对比例2的钢板不满足在最终微观组织中铁素体α的体积份数在11％至20％的范围内，以及抗拉强度(TS)和伸长率(T.EL)的乘积在20000或更大的范围内。

即，对比例1的经过在825℃的退火温度下的双相畴退火过程的钢板表现出相对高的伸长率，但由于屈服强度(YS)低并且扩孔率(HER)低而未实现目标材料。通过高的铁素体份数确保了高伸长率，但由于没有充分确保回火马氏体，因此强度降低。另外，认为由于硬度在相之间差别大的铁素体与回火马氏体之间的界面增加，因此扩孔率降低。

对比例2的经过在855℃的退火温度下的单相畴退火处理阶段的钢板具有850MPa或更大的屈服强度、1180MPa或更大的抗拉强度、14％或更大的伸长率、30％或更大的扩孔率，但不满足约为20000或更大的最终材料的抗拉强度×总伸长率的值。这认为是由于没有确保足够的铁素体份数。

另一方面，可以看出，实施例1的经过在840℃(即正好低于A_C3的温度)的退火温度下的处理阶段的钢板具有优异的屈服强度、抗拉强度和伸长率、以及扩孔率。另外，其成品率低，因此加工性优异。这认为是由于在适当的工艺条件下形成了理想的铁素体、回火马氏体和残余奥氏体微观组织。

尽管以上描述集中于本发明的实施方案，但是以本领域技术人员的水平可以做出各种改变或修饰。除非脱离本发明的范围，否则可以认为这些改变和修饰属于本发明。因此，本发明的范围应以所述权利要求来判断。