高强度低比重钢板及其制造方法

高强度低比重钢板及其制造方法
【专利摘要】本发明公开了一种高强度低比重钢板及其制造方法。其特征为，本发明的一个方面的高强度低比重钢板为奥氏体基体上均匀的分散平均粒径为20μm以下的Fe?Al基金属间化合物，所述Fe?Al基金属间化合物的体积分数为1～50％，作为钙钛矿碳化物的L12结构的κ?碳化物((Fe，Mn)3AlC)的体积分数为15％以下。
【专利说明】
高强度低比重钢板及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明涉及一种相对于比重的强度非常优异而能够优选适用于汽车用钢板等的 高强度低比重钢板及其制造方法。
【背景技术】
[0002] 近年来，为了积极应对环境问题，对于以减少引起温室效应的尾气排放和提高燃 油效率为目的的汽车轻量化的需要逐渐增大，因此对于高强度低比重钢板的研究非常活 跃。虽然钢材的高强度化对于自身的轻量化是有效的方法，但是为了满足部件所要求的钢 性基准值，当板厚度的最少值限制为一定值以上时，仅通过高强度化的方法无法把板的厚 度减少到其值以下，从而难以轻量化。
[0003] 作为在上述情况下实现轻量化的方法，可以考虑使用比重低于钢材的铝 (Aluminum)合金板，但是错(Aluminum)合金板具有价格昂贵、加工性比钢材差以及难以与 钢板进行焊接等问题，因此在汽车部件的应用方面受到限制。
[0004] 铁中大量添加铝(Aluminum)的含高A1钢板，兼备高强度和低比重的物理性质，理 论上具有能够实现部件自身的轻量化的特征，但是由于具有（1)乳制时发生裂纹等制造性 差、（2)延展性低、以及（3)需要进行复杂的热处理等问题而难以应用于如汽车用钢板等需 要同时具备高强度及成型性性的领域。
[0005] 特别是，当A1含量增加时，理论上可提高轻量化的效率，但存在因 D03结构的Fe3Al 或B2结构的FeAl等金属间化合物的析出等而延展性，热加工性及冷加工性大幅降低的问 题，为了抑制所述金属间化合物的生成，当添加大量的奥氏体稳定化元素 Μη和C时，存在因 大量析出钙钛矿(Perovskite)碳化物，的L12结构的碳化物（（Fe，Mn)3AlC)而延展性、热 加工性及冷加工性大幅降低的问题，因此通过通常的板材制造工序很难制造出A1含量高的 钢材或者确保优异的强度及延展性水平(Level)。
[0006] 关于这方面的技术，日本公开专利公报第2005-120399号中提出了一种改善包含 铝(Aluminum)的低比重高强度钢的延展性及乳制加工性的技术，所述高强度钢，按重量％ 计，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%，并且根据需要包含选自11、他、0、附、]\1〇、(：〇、(：11、8、￥丄3、]\%、1?]\1、￥的1种或 两种以上，且包含余量Fe。另外，在下述专利文献1中，作为解决方案提出了如下技术:对A1 含量超过10 %的含高A1的钢，作为抑制由Fe3Al、FeAl金属间化合物的析出引起的晶界脆化 的方法（1)通过优化热乳条件，最大限度地抑制热乳、冷却及收卷时的Fe 3Al、FeAl等金属间 化合物的析出；（2)应用S及P的超低化及细微碳氮化物的粒子细微化来抑制材料自身的脆 化；以及(3)难以抑制金属间化合物的析出时，添加 Cr、Ce、B来确保制造性。但是，上述技术 不仅无法确认所预期的乳制加工性的提高，而且屈服强度低、延展性的提高很小，因此在汽 车部件的应用方面受到限制。
[0007] 另外，作为提高含高A1的钢板的延展性及乳制加工性，提高加工性来使得通过通 常的薄钢板制造工序能够具有优异的强度-延展性特性的技术，例如日本公开专利公报第 2006-176843号中提出了一种包含铝(Aluminum)的低比重高强度钢及其制造技术，所述高 强度钢，按重量％计，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%，并且根据需要可包含选自11、恥、0、附、]\1〇、〇1、8、￥、〇3、]\%、 Zr、REM中的1种或2种以上，且包含余量Fe，但是，按重量％计，A1含量为8.0~12.0%而较高 时，作为提高延展性的方法提出了如下的解决方案，即，（1)添加〇.8~1.2%的C和10~30% 的Μη，从而使基体组织为奥氏体(Austenite)(面积率>90% ); (2)通过优化制造条件，最大 限度地抑制铁素体(Ferr i te)和κ-碳化物（（Fe，Mn) 3A1C)相的析出（按面积率，铁素体为5 % 以下、κ-碳化物为1%以下）。但是，上述技术屈服强度低，因此，在要求具备耐冲击性的汽车 部件等的应用方面受到限制。
[0008] 作为提高含高A1的钢板的延展性及乳制加工性，提高加工性来使得通过通常的薄 钢板制造工序能够具有优异的强度-延展性水平(level)的技术，例如日本公开专利公报第 2006-118000号中提出了一种包含铝(Aluminum)的低比重高强度钢及其制造技术，所述高 强度钢，按重量％计，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%，并且根据需要包含选自1^、他、0、附、]?〇、(：〇、〇1、8、￥、〇3、]\%、 REM、Y中的1种或2种以上、且包含余量Fe，作为改善强度-延展性平衡的方法，提出通过抑制 金属组织的相分数来使铁素体和奥氏体复合组织化的解决方案。
[0009] 作为提高含高A1的钢板的延展性及乳制加工性，提高加工性来使得通过通常的薄 钢板制造工序能够具有优异的强度-延展性水平（level)的技术，日本注册专利公报第 4235077号中提出了一种包含铝(Aluminum)的低比重高强度钢及其制造技术，所述高强度 钢，按重量％计，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%，并且根据需要包含选自11、恥、0、附、]\1〇、(：〇、〇1、8、￥、〇3、]\%、 REM、Y、Ta、Zr、Hf、W中的1种或2种以上，且包含余量Fe，但是，该技术是以通过抑制晶界脆化 来提高韧性为基础的技术，为此，作为解决方案提出了 ：（1)S、P的超低化，另外，（2)通过添 加适当量的C来确保制造性，（3)通过限制重量元素，获得高强度(440MPa以上)低比重钢板。
[0010] 作为含高A1的低比重高强度钢板的可靠的制造方法相关的技术，例如，日本公开 专利公报第2006-509912号中提出了一种包含铝(Aluminum)的低比重高强度钢及其制造技 术，所述高强度钢，按量％计，包含C:1 %以下、Μη:7.0~30.0%、A1:1.0~10.0%、Si:超过 2.5%且8%以下、厶1+31:超过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%，包含不可避免的杂质及余量?6，但是，该技术 是在完成通常的钢带和钢板的制造工序后，实施常温成型来调节所完成的钢生成物的屈服 强度的技术，其对象为利用孪晶诱导塑性(TWIP)的钢。

【发明内容】

[0011](一)要解决的技术问题
[0012] 本发明一个方面的目的在于提供一种延展性、屈服强度、加工淬透性、热加工性及 冷加工性优异的高强度低比重钢板及其制造方法。
[0013] (二)技术方案
[0014] 为了实现上述目的，本发明的一个方面提供一种高强度低比重钢板，在奥氏体基 体中，按体积％计，包含1~50%的Fe-Al基金属间化合物及15%以下的作为钙钛矿L12结构 的κ-碳化物（（Fe，Mn)3AlC)。
[0015] 另外，本发明的另一个方面提供一种高强度低比重钢板的制造方法，包括:在1050 ~1250°C下对钢坯(slab)进行再加热的步骤，所述钢坯，按重量％计，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及不可避免的杂质；将再加热的所述钢坯以60%以上的 总压下率在900°C以上的温度下进行热精乳来获得热乳钢板的步骤；以及将所述热乳钢板 以5 °C /秒以上的速度冷却至600 °C以下后收卷的步骤。
[0016] 另外，上述的技术方案并不是列举了本发明的所有特征。本发明的各种特征和基 于所述特征的优点和效果，可通过参照下述的【具体实施方式】能够更加详细地理解。
[0017](三)有益效果
[0018]根据本发明的钢板比重为7.47g/cc以下，屈服强度为600MPa以上，最大抗张强度 (TS)乘以总延伸率（TE)为12，500MPa · %以上，平均加工硬化率为（TS-YS)/UE(UE( % ): Uniform Elongation，均勾延伸率)的值为8MPa/%以上，因此可优选适用于汽车钢板等。
【附图说明】
[0019] 图1是对本发明的一例的铸片的再加热后的微观组织进行观察并示出的照片。
[0020] 图2是对本发明的一例的热钢板的微观组织进行观察并示出的照片。
[0021] 图3是对本发明的一例的热乳钢板的退火后的微观组织进行观察并示出的照片。
[0022] 图4是对本发明的一例的冷乳钢板的微观组织进行观察并示出的照片。
[0023] 图5是对本发明的一例的冷乳钢板的退火（1分钟）后微观组织进行观察并示出的 照片。
[0024] 图6是对本发明的一例的冷乳钢板的退火（15分钟)后的微观组织进行观察并示出 的照片。
[0025] 图7示出本发明的一例的冷乳钢板退火15分钟后的试片的X射线衍射分析结果。 [0026]最佳实施方式
[0027]本发明人从合金组成和制造方法两个方面对提高兼备高强度和低比重的物理性 质的含高A1钢板的延展性、屈服强度、加工淬透性、热加工性及冷加工性的方法，反复进行 研究，结果发现，包含4重量％以上的A1的含高A1的钢板的延展性、热加工性及冷加工性劣 化的原因是在制造工序中（1)没能充分地抑制作为钙钛矿(perovskite)碳化物的碳化物 的析出，或者(2)FeAl或Fe 3Al金属间化合物的形状、大小及分布在没有适当地控制的情况 下析出。
[0028]另外，本发明人发现，对于合金组成，添加适当含量的Ni，适当地控制奥氏体稳定 化元素 C及Μη的含量，对于制造方法，适当地控制乳制及热处理条件的情况下，（1 )κ-碳化物 的析出被抑制，（2)促进Fe-Al基金属间化合物的高温析出，从而奥氏体基体内形成1~50% 的Fe-Al基金属间化合物，可以分散平均大小为20μπι以下的细微的FeAl或Fe 3Al金属间化合 物，由此能够制造具有优异的延展性、屈服强度、加工淬透性及乳制加工性的高强度低比重 钢板。
[0029]更加具体地，对于含高A1的钢板，如果大量添加如C及Μη等奥氏体稳定化元素，则 在高温下奥氏体和作为具有BCC结构的无序的固溶体的铁素体共存，在冷却过程中，所述奥 氏体分解为铁素体和κ-碳化物，所述铁素体依次相变为B2结构的FeAl (以下，称为' B2相'） 及D03结构的Fe3Al (以下，称为'D03相'）金属间化合物。此时，当强度高的金属间化合物的 核生成及生长没能适当地控制时，大小变粗大，分布不均匀，从而降低加工性及强度-延展 性平衡。在所述钢材中添加 Ni时，B2相的生成焓（钮营詞）增加，从而提高B2相的高温稳定 性。特别是，当Ni添加适当含量以上时，在高温下，B2相代替铁素体与奥氏体共存，对其进行 热乳后或热乳/冷乳及退火热处理后，如果以适当的速度以上的冷却速度进行冷却，则可抑 制碳化物的过度生成，从而在常温下能够形成主要由奥氏体相和B2相构成的微观组织， 由此，能够制造具有突出的延展性、优异的乳制加工性、高的屈服强度和突出的加工淬透性 的高强度低比重钢板。
[0030]进一步地，如上所述热乳后在冷却过程中控制生成的κ-碳化物在冷乳过程中会诱 发奥氏体基体内位错的平面滑移（Planar Glide)，生成高密度的细微剪切带（Shear Band)，这样生成的剪切带，对冷乳板材进行退火热处理时，用作B2相的不均质核生成点，有 助于奥氏体基体内B2相的细微化和均质分散，由此能够制造延展性、屈服强度、加工淬透 性、热加工性及冷加工性更加优异的超高强度低比重钢板。
[0031 ]以下，对本发明的高强度低比重钢板进行详细说明。
[0032] 本发明的高强度低比重钢板的特征在于，将奥氏体作为基体组织，按体积％计，包 含1~50 %的Fe-Al基金属间化合物和15 %以下的作为钙钛矿碳化物的L12结构的κ-碳化物 ((Fe，Mn)3AlC)。由于确保上述的微观组织，因此能够提供延展性、屈服强度、加工淬透性、 热加工性及冷加工性非常优异的超高强度低比重钢板。
[0033] 所述Fe-Al基金属间化合物的体积分数小于1体积％时，可能无法获得充分的强化 效果，相反，当体积分数超过50体积％时，因脆化而可能无法获得充分的延展性。因此，根据 本发明的一个具体实施例，所述Fe-Al基金属间化合物的体积分数优选为1~50体积％，更 优选为5~45体积％。
[0034]根据本发明的一具体实施例，所述Fe-Al基金属间化合物可以具有平均粒径为20μ m以下的粒子形态。粗大的Fe-Al基金属间化合物的生成可能会导致乳制加工性及机械物理 性质的劣化，因此所述粒子形态的Fe-Al基金属间化合物的平均粒径优选为20μπι以下，更优 选为2μηι以下。
[0035] 另外，根据本发明的另一具体实施例，所述Fe-Al基金属间化合物可以具有粒子形 态或与钢板的乳制方向平行的带(band)状，此时，所述带状的Fe-Al基金属间化合物的体积 分数优选为40%以下，更优选为25%以下。另外，平行于所述乳制方向的带的平均厚度可以 为40μηι以下，平均长度可以为500μηι以下，平均宽度可以为200μηι。
[0036] 根据本发明的一具体实施例，所述Fe-Al基金属间化合物可以是Β2相或者D03相。
[0037] L12结构的κ-碳化物（（Fe，Mn)3AlC)具有使钢板的延展性、热加工性及冷加工性劣 化的问题，因此优选抑制κ-碳化物的形成，根据本发明的一具体实施例，所述κ-碳化物 ((Fe，Mn)3AlC)的体积分数优选控制为15%以下，更优选控制为7%以下。
[0038] 另外，钢板的微观组织中铁素体组织相比作为基体的奥氏体软质，从而没有强化 效果，因此优选抑制铁素体组织的形成，根据本发明的一具体实施例，所述铁素体组织的体 积分数优选控制为15 %以下，更优选控制为5 %以下。
[0039] 据本发明的一具体实施例，具有上述微观组织的钢板的比重为7.47g/cc以下，屈 服强度为600MPa以上，最大抗张强度(TS)乘以全延伸率(TE)的值为12,500MPa · %以上，平 均加工硬化率(TS-YS)/UE(UE( % ):Uniform Elongation，均匀延伸率）的值为8MPa/%以 上，因此可以优选适用于汽车用钢板等。
[0040] 以下、对为了确保所述高强度低比重钢板的优选合金组成进行详细的说明。
[0041] 碳(C):0.01 ~2.0 重量 ％
[0042] C稳定作为基体组织的奥氏体，抑制κ-碳化物的析出，从而C是对于提高钢板的相 对于比重的强度起到重要作用的必要元素。本发明中为了得到这种效果，所述碳含量优选 包含0.01重量％以上。但是，当所述碳含量超过2.0重量％时，加剧碳化物的高温析出，从 而使钢板的热加工性及冷加工性显著劣化，因此，本发明中所述碳含量优选控制为0.01~ 2.0重量％。
[0043] 硅(Si):9.0重量％以下
[0044] Si通过固溶强化提高钢板的强度，而且比重低，因此是有效提高钢板的非强度的 元素，但过度添加不仅会降低热加工性，而且在进行热乳时钢板表面形成红色氧化皮，从而 降低钢板的表面品质，而且使化学转化处理性显著劣化，因此在本发明中所述硅含量优选 控制为9.0重量％以下。
[0045] 锰(Μη):5·0~40.0重量 ％
[0046] Μη不仅能够稳定作为基体组织的奥氏体，而且与钢的制造工序中不可避免地包含 的S结合而形成MnS，从而具有能够抑制由固溶S引起的晶界脆化的作用。本发明中为了得到 这种效果，所述锰的含量优选包含5.0重量％以上。然而，当所述锰含量超过40重量％时，形 成β-Μη相或在高温下稳定δ-铁素体，但是会妨碍奥氏体的稳定性，因此，本发明中所述锰含 量优选控制为5.0~40.0重量％。
[0047] 另外，为了确保作为基体组织的奥氏体相的稳定性，更优选地，当所述Μη的含量为 5.0%以上且低于14.0%时，所述C的含量为0.6%以上，当所述Μη的含量为14.0%以上且小 于20.0%时，所述C含量为0.3%以上。
[0048] 磷(P) :0.04重量％以下
[0049] P是钢中不可避免地包含的杂质，是偏析在晶界而成为降低钢的韧性的主要原因 的元素，优选控制为尽可能低。理论上，最好将所述磷的含量控制为〇%，但考虑到当前的冶 炼技术和费用，其不可避免地包含在钢中。因此，重要的是控制上限，在本发明中所述磷含 量的上限控制为0.04重量％。
[0050] 硫(S) :0.04重量％以下
[0051] S是钢中不可避免地包含的杂质，是成为使钢的热加工性及韧性劣化的主要原因 的元素，优选控制为尽可能低。理论上，最好将所述硫含量控制为〇%，但考虑到当前的冶炼 技术和费用，其不可避免地包含在钢中。因此，重要的是控制上限，在本发明中所述硫含量 的上限控制为0.04重量％。
[0052] 铝(Α1):4·0 ~20.0 重量 ％
[0053] Α1是用于实现钢板的低比重化的必要元素，并且形成Β2相及D03相，对提高钢板的 延展性、屈服强度、加工淬透性、热加工性及冷加工性起重要作用的元素。本发明中为了得 到这种效果，所述铝的含量优选为4.0重量％以上。然而，当所述铝的含量超过20.0重量％ 时，κ-碳化物析出过多，使钢板的延展性、热加工性及冷加工性急剧降低，因此在本发明中 所述铝的含量优选控制为4.0~20.0重量％。
[0054]镍(Ni) :0.3~20.0重量％
[0055] Ni是抑制κ-碳化物的过度析出，在高温下稳定B2相，从而是形成本发明中所要获 得的微观组织即奥氏体作为基体组织，Fe-Al基金属间化合物均匀分散的微观组织所必须 包含的元素。当所述镍含量低于0.3重量％时，在高温下稳定B2相的效果非常小，从而无法 得到预期的微观组织，相反，当所述镍含量超过20.0重量％时，会过度增加 B2相的相分数， 从而显著降低加工性。因此，在本发明中所述镍含量优选控制为0.3~20.0重量％，更优选 控制为0.5~18重量％，再更优选控制为1.0~15重量％。
[0056] 氮(N) :0.001 ~0.05重量％
[0057] N在钢中形成氮化物来抑制晶粒的粗大化。在本发明中为了得到这种效果，氮含量 优选为0.001重量％以上。然而，当所述氮含量超过0.05重量％时，会降低钢的韧性，因此， 在本发明中所述氮含量优选控制为〇. 〇〇1~〇. 05重量％。
[0058]包含余量Fe及不可避免的杂质。另外，并不排除添加除上述组成之外的有效成分， 根据所预期的强度-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不仅提高钢的强度-延展性平衡，而且还可以抑制κ-碳化物的过度析出。在本发 明中为了得到这种效果，所述铬含量优选为0.01重量％以上。然而，当所述铬含量超过7.0 重量％时，刚的延展性及韧性劣化，在高温下加剧碳化铁（（Fe，Mn) 3C)等碳化物的析出，从 而显著降低钢的热加工性及冷加工性。因此在本发明中所述铬含量优选控制为0.01~7.0 重量％。
[0061 ] (：〇、〇1、1?11、诎、？(1、1广？七及厶11:0.01~15.0重量％
[0062]这些元素的作用与Ni相似，具有钢中与A1化学结合，在高温下稳定B2相的作用。在 本发明中为了得到这种效果，这些元素的含量优选为0.01重量％以上。然而，当这些元素的 含量超过15.0重量％时，过度形成析出相，因此，在本发明中这些元素的含量优选控制为 0.01 ~15.0 重量 ％。
[0063] Li:0.001 ~3.0 重量 ％
[0064] 钢中Li与A1结合，从而在高温下稳定B2相。本发明中为了得到这种效果，所述Li的 含量优选为〇. 001重量％以上。另外，所述Li与碳的化学亲和力高，当过度添加时形成过度 的碳化物，从而钢的物理性质劣化，因此在本发明中所述Li的含量的上限优选限制为3.0重 量％。
[0065] 5(：、11、5广￥、2广]\1〇、1^、了3及硼系元素类1^]\1:0.005~3.0重量％
[0066]这些元素在钢中与A1结合，从而在高温下起到稳定B2相的作用。本发明中为了得 到这种效果，这些元素的含量优选为0.005重量％以上。然而，这些元素与碳的化学亲和力 高，从而过渡添加时形成过度的碳化物而使钢的物理性质劣化，因此，在本发明中这些元素 的含量的上限优选限制为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，如同本发明的低碳-高锰钢中，起到提高钢的强度及 成型性，通过晶粒细微化来提高钢的韧性的作用。本发明中为了得到这种效果，这些元素的 含量优选为0.001重量％以上。然而，当这些元素的含量超过1.0重量％时，因过度析出碳化 物而制造性及钢的物理性质劣化，因此，在本发明中这些元素的含量的上限优选限制为1.0 重量％。
[0069] W:〇.〇l ~5.0 重量 ％
[0070] W具有提高钢的强度及韧性的作用。本发明中为了得到这种效果，所述钨的含量优 选为0.01重量％以上。然而，所述钨的含量超过5.0重量％时，过度生成硬质相或析出物，从 而使制造性及钢的物理性质劣化，因此，在本发明中W的含量的上限优选限制为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，从而提高钢的韧性的作用。本发明中为了得 到这种效果，Ca的含量优选为0.001重量％以上，Mg的含量优选为0.0002重量％以上。然而， 当含量过高时会增大夹杂物的个体密度或大小，从而显著降低钢的韧性及加工性，因此，Ca 的含量上限优选限制为0.02重量％，Mg的含量的上限优选限制为0.4重量％。
[0073] Β:0·0001 ~0.1 重量 ％
[0074] Β是有效强化晶界的元素，本发明中为了得到这种效果，Β的含量优选为0.0001重 量％以上。然而，当Β的含量超过0.1重量％时，大幅降低钢的加工性，因此Β的含量的上限优 选限制为0.1重量％。
[0075]以上说明的本发明的高强度低比重钢板可以通过多种方式制造，对于其制造方法 并不特别限定。例如，所述高强度低比重钢板可以通过以下四种方法来制造。
[0076] (1)板坯再加热-热乳-冷却及收卷
[0077]首先，将满足所述组成的钢坯再加热至1050~1250Γ。当板坯的再加热温度低于 1050°C时，因碳氮化物没有充分的固溶，从而不能确保预期的强度和延展性，热乳板韧性不 足，可能会引起热破坏。另外，再加热温度的上限对高碳基成分尤其重要，从而将再加热温 度的上限限制为1250°C，以确保热加工性。
[0078]之后，对再加热的所述钢坯进行热乳来得到热乳钢板。此时，为了促进B2带的微观 组织的均质化及细微化，热乳时总压下率优选限制为60%以上，为了控制脆化相κ-碳化物 ((Fe，Mn) 3A1C)的过度析出，热精乳温度优选限制为900 °C以上。
[0079]之后，将所述热乳钢板以5°C/秒以上的冷却速度冷却至600°C以下的温度后进行 收卷。将所述热乳钢板进行冷却时，当冷却速度低于5°C/秒时，在冷却过程中会过度析出脆 化相κ-碳化物（(Fe，Mn) 3AlC)，从而钢板的延展性劣化。另外，所述冷却速度越快，对抑制κ-碳化物（（Fe，Mn)3AlC)的析出越有利，因此本发明中对冷却速度的上限不进行特别地限制。
[0080] 将所述热乳钢板进行收卷时，收卷开始温度超过600°C时，冷却后过度析出脆化相 κ-碳化物（（Fe，Mn)3AlC)，从而具有钢板的延展性劣化的问题。另外，在低于600°C的温度 下，不发生析出κ-碳化物（（Fe，Mn) 3AlC)的问题，因此，本发明中对所述收卷开始温度下限 不进行特别地限制。
[0081] 图1是将对本发明的一发明例的铸片再加热后的微观组织进行观察并示出的照 片。参照图1，可以确认本发明的钢板中Ni含量适当，因此在高温下B2相可以代替铁素体与 奥氏体共存。
[0082] 图2是对本发明的一发明例的钢板热乳后的微观组织进行观察并示出照片。B2相 在乳制方向上平行延伸，形成宽度约为lOym的带（Band)状，由奥氏体相形成的基体 (Matrix)，部分显示为再结晶的变形组织。参照图2,可以知道本发明的钢板进行热乳时，因 热精乳温度被适当的控制，从而抑制了脆化相κ-碳化物（（Fe，Mn)3AlC)的过度析出。
[0083] (2)板坯再加热-热乳-冷却及收卷-退火-冷却
[0084] 根据本发明的一个具体实施例，如上所述，再加热、热乳、冷却及收卷后，为了进一 步提高所述热乳钢板的延展性，可以将如上所述收卷的热乳钢板在800~1250Γ下进行1~ 60分钟的退火。
[0085] 这是为了降低所述热乳及冷却时所发生的剩余应力，为了更加精密地控制奥氏体 基体内B2相的体积分数、形状及分布，由于退火温度决定奥氏体和B2相的相对相分数，因此 可以根据预期的物理性质调整钢板的强度-延展性平衡。但是，为了防止退火中过度析出K-碳化物（（Fe，Mn) 3AlC)，所述退火温度优选为800°C以上，为了防止晶粒粗大化，所述退火温 度优选为1250 °C以下。
[0086] 上述退火时，当退火时间小于1分钟时，B2带不能充分改进为粒子形态，相反，当退 火时间超过60分钟时，降低生产性，并且晶粒可能会粗大化，因此所述退火时间优选为1~ 60分钟，更优选为5~30分钟。
[0087]之后，将退火的所述热乳钢板以5°C/秒以上的冷却速度冷却至600°C以下的温度 后进行收卷。将退火的所述热乳钢板进行冷却时，当冷却速度低于5°C/秒时，在冷却过程中 过度析出脆化相κ-碳化物（（Fe，Mn) 3AlC)，具有钢板的延展性的问题。另外，所述冷却速度 越快，对抑制κ-碳化物（（Fe，Mn)3AlC)的析出越有利。因此，本发明中冷却速度的上限不进 行特别地限制。
[0088]将退火的所述热乳钢板进行收卷时，当收卷开始温度超过600 °C时，冷却后过度析 出脆化相κ-碳化物（（Fe，Mn)3AlC)，从而具有钢板的延展性劣化的问题。另外，当收券开始 温度低于600°C时，不发生κ-碳化物（（Fe，Mn) 3AlC)析出的问题，因此，本发明中所述收卷开 始温度的下限不进行特别地限制。
[0089]图3是示出本发明的一个例子的退火后的热乳钢板的微观组织照片。显示由奥氏 体相形成的基体(Matrix)再结晶而粒子大小(Grain Size)为20~50μηι的分布，虽然B2相部 分保持平行于乳制方向的带状，但是大部分Β2带被分解而显示5~ΙΟμπι大小的粒子形态 (Granular)〇
[0090] (3)板坯再加热-热乳-冷却及收卷-1次退火及冷却-2次退火-冷却
[0091] 根据本发明的另一个具体实施例，如上所述再加热、热乳、冷却及收卷、1次退火及 冷却后，可以在800~1100 °C下进行30秒~60分钟的2次退火。
[0092]这是为了奥氏体基体内B2相的细微化及均质分散。本发明中为了得到这种效果，2 次退火温度优选为800 °C以上。然而，当2次退火温度超过1100 °C时，有可能晶粒粗大化以及 B2相的相分数降低，因此所述2次退火温度优选为800~1100°C，更优选为800~1000°C。 [0093]另外，当2次退火时间少于30秒时，具有B2相的析出不充分的问题，相反，当2次退 火时间超过60分钟时，有可能晶粒粗大化。因此，所述2次退火时间优选为30秒~60分钟，更 优选为1~30分钟。
[0094]之后，将2次退火的所述热乳钢板，以5°C/秒以上的冷却速度冷却至600°C以下的 温度。将2次退火的所述2热乳钢板进行冷却时，当冷却速度低于5°C/秒时，冷却过程中过度 析出脆化相κ-碳化物（（Fe，Mn) 3AlC)，从而具有钢板的延展性劣化的问题。另外，所述冷却 速度越快，对抑制κ-碳化物（（Fe，Mn)3A1C)的析出越有利。因此，本发明中冷却速度的上限 不进行特别地限制。
[0095]将2次退火的所述热乳钢板进行冷却时，当冷却结束温度温度超过600 °C时，冷却 后过度析出脆化相κ-碳化物（（Fe，Mn)3AlC)，从而具有钢板的延展性劣化的问题。另外，当 冷却结束温度低于600°C时，不发生κ-碳化物（（Fe，Mn) 3AlC)析出的问题，因此，本发明中所 述冷却结束温度的下限不进行特别地限制。
[0096] (4)板坯再加热-热乳-冷却及收卷-7令乳-退火-冷却
[0097]根据本发明的另一具体实施例，如上所述再加热、热乳、冷却及收卷后，将如上所 述收卷的热乳钢板在_20°C以上的温度下、以30%以上的总压下率进行冷乳来制造冷乳钢 板。这是为了充分生成细微剪切带(Shear Band)，本发明中为了得到这种效果，总压下率优 选为30%以上。
[0098] 之后，将所述冷乳钢板在800~1100°C的温度下进行30秒~60分钟的退火。通过所 述冷乳来生成的剪切带（Shear Band)，退火时用作B2相不均质核生成点，有助于奥氏体基 体内B2相的细微化及均匀分散。本发明中为了得到这种效果，退火温度优选为800°C以上。 然而，当退火温度超过1100 °C时，可能晶粒粗大化以及B2相的相分数降低。因此所述退火温 度优选为800~1100 °C，更优选为800~1000 °C。
[0099] 另外，退火时间少于30秒时，B2相的析出不充分，相反，退火时间超过60分钟时，可 能晶粒粗大化。因此，所述退火时间优选为30秒~60分，更优选为1~30分钟。
[0100] 之后，将退火的所述冷乳钢板以5°C/秒以上的冷却速度冷却至600°C以下的温度 后进行收卷。将退火的所述热乳钢板进行冷却时，当冷却速度低于5°C/秒时，冷却过程中过 度析出脆化相κ-碳化物（（Fe，Mn) 3AlC)，从而具有钢板的延展性劣化的问题。另外，所述冷 却速度越快，对抑制κ-碳化物（（Fe，Mn)3A1C)的析出越有利。因此，本发明中冷却速度的上 限不进行特别地限制。
[0101 ]将退火的所述冷乳钢板进行冷却时，当冷却结束温度超过600 °C时，冷却后过度析 出脆化相κ-碳化物（(Fe，Mn)3AlC)，从而具有钢板的延展性劣化的问题。另外，在低于600°C 温度下不发生κ-碳化物（（Fe，Mn)3AlC)析出问题，本发明中所述冷却结束温度的下限不进 行特别地限制。
[0102] (5)板坯再加热-热乳-冷却及收卷-退火-7令乳-退火-冷却
[0103] 根据本发明的另一具体实施例，再加热、热乳、冷却及收卷、退火及冷乳后，可以将 所述冷乳钢板在800~1100°C的温度下进行30秒~60分钟的退火。通过所述冷乳来生成的 剪切带（Shear Band)，退火时用作B2相不均质核生成点，有助于奥氏体基体内B2相的细微 化及均匀分散。本发明中为了得到这种效果，退火温度优选为800°C以上。然而，当退火温度 超过1100°C时，可能晶粒粗大化、B2相的相分数降低。因此所述退火温度优选为800~1100 °C，更优选为800~1000 °C。
[0104] 另外，退火时间少于30秒时，B2相的析出不充分，相反，退火时间超过60分钟时，可 能晶粒粗大化。因此，所述退火时间优选为30秒~60分，更优选为1~30分钟。
[0105]之后，将退火的所述热乳钢板以5°C/秒以上的冷却速度冷却至600°C以下的温度 后进行收卷。将退火的所述热乳钢板进行冷却时，当冷却速度低于5°C/秒时，冷却过程中过 度析出脆化相κ-碳化物（（Fe，Mn) 3AlC)，从而具有钢板的延展性劣化的问题。另外，所述冷 却速度越快，对抑制κ-碳化物（（Fe，Mn)3A1C)的析出越有利。因此，本发明中冷却速度的上 限不进行特别地限制。
[0106] 将退火的所述冷乳钢板进行冷却时，当冷却结束温度超过600 °C时，冷却后过度析 出脆化相κ-碳化物（(Fe，Mn)3AlC)，从而具有钢板的延展性劣化的问题。另外，在低于600°C 的温度下不发生κ-碳化物（（Fe，Mn)3AlC)的析出问题，本发明中所述冷却结束温度的下限 不进行特别地限制。
[0107] 图4是对本发明的一例的冷乳钢板的微观组织进行观察并示出的照片。奥氏体基 体(Matrix)内B2相在乳制方向上平行延伸，形成宽度约为5μηι的带(Band)状。
[0108] 图5是对本发明的一例的冷乳钢板退火（1分钟）后的微观组织进行观察并示出的 照片。奥氏体基体内沿着剪切带析出细微的B2相，清楚地显示图4中未看见的奥氏体的变形 微观组织。另外，还清楚地显示B2带内的变形线（Slip Line)，这是因为沿着B2带的变形线 析出了奥氏体。
[0109] 图6是对本发明的一例的冷乳钢板退火（15分)后的微观组织进行观察并示出的照 片。奥氏体基体内B2相的析出加速，并且，沿着B2带的变形线，奥氏体的析出加速，从而B2带 被分解。另外，在图6的下端部，约2μηι大小的奥氏体粒子和约Ιμπι大小的B2粒子混合存在，这 是由冷乳时形成的Β2带在退火时分解而形成的。
[0110] 图7示出本发明的一例的冷乳钢板退火15分钟后的试片进行X射线衍射分析结果。 可知作为钢板的微观组织只包含奥氏体及Β2相，分析的Β2相的体积分数约为33%。
[0111] 以下，通过实施例对本发明进行更加详细的说明，但是需要注意的是以下的实施 例仅仅是为了更加详细说明本发明而例示的，本发明的权利范围并不限定于以下实施例。 本发明的权利范围是由权利要求书记载的事项和由此合理推导的内容来决定。
[0112] (实施例1)
[0113] 使用真空感应电恪炉(Vacuum Induction Melting Furnace)来准备具有下述表1 的合金组成的钢水熔钢后，利用所述熔钢制造约40kg的铸锭（Ingot)。所制造的铸锭的大小 为300mm(宽）X 30mm(长度）X 80mm(厚度）。所制造的铸锭进行固溶化处理后（Solution Treatment)，进行板还乳制(Slab Rolling)来制造厚度为8~25mm的板还(Slab)。
[0114] 之后，按照下述表2的条件进行再加热，热乳及冷乳来制造冷乳钢板，将所述冷乳 钢板按下述表3的条件进行退火。之后，利用X射线衍射（XRD)测定相分数，利用比重计 (Pycnometer)测定比重，以1 X 10-3/秒的初期变形率进行抗拉试验，评价了机械物理性质。 其结果显示于表3中。
[0115] 表1
[0116]
[0117]表2
[0118]
[0119」 表3
[0120]
[0121]表4
[0122]
[0123] 从表4可知，发明钢1~16均由奥氏体基体和B2结构或D03结构的金属间化合物的 第2相形成，可以确认一部分包含15%以下的κ-碳化物。并且，可以确认比重为7.47g/cc以 下，屈服强度为600MPa以上，最大抗张强度(TS)乘以总延伸率(TE)的值为12,500MPa · %以 上，平均加工硬化率（TS_YS)/UE(UE( % ): Uniform Elongation、均勾延伸率）的值为 8MPa/% 以上。
[0124] 然而，虽然比较钢1~4是像发明钢一样以奥氏体为基体的轻量钢，但是，不包含B2 结构或D03结构的金属间化合物的第2相。可知所述比较钢1~4延展性优异，但平均加工硬 化率(TS-YS) /UE明显低于发明钢。
[0125] 另外，比较钢5及6为以铁素体相(A2结构:无序BBC)为基体的轻量钢，可知最大抗 张强度和均加工硬化率(TS-YS)/UE显著低于发明钢。
[0126] 另外，比较钢7~11为由FCC单相组织形成的孪晶诱导塑性(TWIP)钢。TWIP钢中一 部分显示与发明钢类时水平的平均加工硬化率(TS-YS)/UE，但是TWIP钢比重没有减少或减 少程度少，从而不能视为轻量钢，并且屈服强度明显低于发明钢。
[0127] 另外，现有钢1~3分别对应于无间隙原子（Interstitial Free，IF)钢、双相(Dual Phase，DP)钢、以及热压成型（Hot Press Forming，ΗΡΕ)钢。比较比较钢1~11和现有钢1~ 3,可知本发明实施例的发明钢1~16具有新的微观组织，是具有强度、延伸率、加工硬化率 及轻量化程度均优异的组合的新型钢材。
[0128] (实施例2)
[0129] 为了评价退火条件对钢板的物理性质产生的影响，对于发明钢4,按所述实施例1 的条件依次进行再加热、热乳、冷却及收卷、冷乳后，按照下述表5的条件进行退火处理。之 后，通过与实施例1相同的方法实施抗拉试验，将结果显示于表5中。
[0130] 表5
[0131]
[0132] 参照表5可知，即使是同一种钢，在不同的退火条件下显示不同的物理性质，对于 发明钢4,特别是在870~920 °C温度下进行2~15分钟的退火热处理后，以10°C/秒以上的速 度进行冷却时，具有优异的机械物理性质。
[0133] (实施例3)
[0134] 与实施例1及2不同，通过上述的制造方法（1)制造热乳钢板。更加具体地，具有下 述表6的合金组成的钢坯在1150 °C下进行7 200秒的再加热后，进行热乳来制造热乳钢板，此 时热乳开始温度为l〇50°C，结束温度为900°C，压下率为84.4%。之后，将所述热乳钢板水冷 (water quenching)至600°C，然后进行收卷。之后，通过与实施例1同样的方法测定相分数， 实施抗拉试验后，其结果显示于表7中。
[0135] 表6
[0136]
[0139]从表7可以知道，通过上述的制造方法（1)所制造的热乳钢板也由奥氏体基体和B2 结构或D03结构的金属间化合物的第2相形成，并且，可以确认屈服强度为600Mpa以上，最大 抗张强度(TS)乘以全延伸率(TE)的值为12,500MPa · %以上，平均加工硬化率(TS-YS)/UE (UE( % ) :Uniform Elongation，均勾延伸率）的值满足8MPa/%以上的值。
[0140] 实施例4
[0141] 与实施例1~3不同，通过上述的制造方法(2)制造热乳钢板。更加具体地，具有发 明钢5的合金组成的钢坯在1150 °C下进行7200秒的再加热后，进行热乳来制造热乳钢板，这 时，热乳开始温度为1050°C，结束温度为900°C，压下率为88.0%。之后，将所述热乳钢板以 20°C/秒的速度冷却至600°C，然后进行收卷。之后，将收卷的所述热乳钢板按下述表8的条 件进行退火及冷却，通过与实施例1同样的方法测定相分数及比重，实施抗拉试验后，其结 果显示于表8中。
[0142] 表8
[0143]
[0144] 从表8可知，通过上述的制造方法(2)所制造的热乳钢板也由奥氏体基体和B2结构 或D03结构的金属间化合物的第2相形成，并且，可以确认屈服强度为600MPa以上，最大抗张 强度(TS)乘以全延伸率(TE)的值为12,500MPa · %以上，平均加工硬化率(TS-YS)/UE(UE (% ) :Uniform Elongation，均勾延伸率）的值满足8MPa/%以上的值。
[0145] (实施例5)
[0146] 与实施例1~4不同，通过上述的制造方法(3)制造热乳钢板。更加具体地，将具有 发明钢5的合金组成的钢坯在1150°C下进行7200秒钟的再加热后，进行热乳来制造热乳钢 板，此时，热乳开始开始温度为1050°C，结束温度为900°C，压下率为88.0%。之后，将所述热 乳钢板以20°C/秒速度冷却至600°C，然后进行收卷。之后，将收卷的热乳钢板在1100°C下进 行3600秒钟的1次退火，然后以20 °C /秒的速度进行冷却。之后，将1次退火及冷却的所述热 乳钢板在800°C下进行900秒钟的2次退火，然后进行水冷(water quenching)。之后，通过与 实施例1同样的方法测定相分数及比重，实施抗拉试验后，其结果显示于表9中。
[0147] 表9
[0148]
[0149 ]从表9可知，通过上述的制造方法(3)所制造的热乳钢板也由奥氏体基体和B2结构 或D03结构的金属间化合物的第2相形成，并且，可以确认屈服强度为600MPa以上，最大抗张 强度(TS)乘以全延伸率(TE)的值为12,500MPa · %以上，平均加工硬化率(TS-YS)/UE(UE (% ) :Uniform Elongation，均勾延伸率）的值满足8MPa/%以上的值。
[0150] (实施例6)
[0151] 与实施例1~5不同，通过上述的制造方法(5)制造热乳钢板。更加具体地，将具有 发明钢12的合金组成的钢坯在1150°C下进行7200秒钟的再加热后，进行热乳来制造热乳钢 板，此时，热乳开始温度为1050°C，结束温度为900°C，压下率为88.0%。之后，将所述热乳钢 板以20°C/秒的速度冷却至600°C，然后进行收卷。之后，将收卷的热乳钢板在1100°C下进行 900秒钟的退火后，以66.7 %的压下率进行冷乳来制造冷乳钢板。之后，将所冷乳钢板在900 °〇下，进行900秒钟的退火后进行水冷(water quenching)。之后，通过与实施例1同样的方 法测定相分数及比重，实施抗拉试验后，其结果显示于表10中。
[0152] 表1〇
[0153]
[0154] 从表10可知，通过上述的制造方法(5)所制造的热乳钢板也由奥氏体基体和B2结 构或D03结构的金属间化合物的第2相形成，另外，可以确认满足屈服强度为600MPa以上，最 大抗张强度(TS)乘以总延伸率(TE)的值为12,500MPa · %以上，平均加工硬化率(TS-YS)/ UE(UE( % ) :Uniform Elongation，均勾延伸率）的值为8MPa/% 以上。
【主权项】
1. 一种高强度低比重钢板，其特征在于，在奥氏体基体中，按体积％计，包含1~50%的 Fe-Al基金属间化合物及15%以下的作为钙钛矿碳化物的1^12结构的1〇-碳化物（$6，111) 3AlC)〇2. 如权利要求1所述的高强度低比重钢板，其特征在于，所述钢板，按体积％计，包含5 ~45%的Fe-Al基金属间化合物。3. 如权利要求1所述的高强度低比重钢板，其特征在于，所述钢板，按体积％计，包含 7 %以下的作为钙钛矿碳化物的L12结构的κ-碳化物（（Fe，Mn) 3A1C)。4. 如权利要求1所述的高强度低比重钢板，其特征在于，所述Fe-Al基金属间化合物具 有平均粒径为20μπι以下的粒子形态。5. 如权利要求1所述的高强度低比重钢板，其特征在于，所述Fe-Al基金属间化合物具 有平均粒径为2μπι以下的粒子形态。6. 如权利要求1所述的高强度低比重钢板，其特征在于，所述Fe-Al基金属间化合物具 有平均粒径为20μπι以下的粒子形态或具有平行于钢板乳制方向的带状。7. 如权利要求6所述的高强度低比重钢板，其特征在于，平行于所述钢板的乳制方向的 带状的Fe-Al基金属间化合物的体积分数为40%以下。8. 如权利要求6所述的高强度低比重钢板，其特征在于，平行于所述钢板的乳制方向的 带状的Fe-Al基金属间化合物的平均厚度为40μηι以下，平均长度为500μηι以下，平均宽度为 200μηι以下。9. 如权利要求1~8中任意一项所述的高强度低比重钢板，其特征在于，所述Fe-Al基金 属间化合物为B2结构或D03结构。10. 如权利要求1所述的高强度低比重钢板，其特征在于，所述钢板，按体积％计，包含 15%以下的铁素体。11. 如权利要求1~10中任意一项所述的高强度低比重钢板，其特征在于，所述钢板，按 重量％计，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及不可避免的杂质。12. 如权利要求11所述的高强度低比重钢板，其特征在于，所述Μη含量为5.0%以上且 小于14.0 %时，所述C的含量为0.6 %以上，所述Μη含量为14.0 %以上且小于20.0 %时，所述 C的含量为0.3%以上。13. 如权利要求11所述的高强度低比重钢板，其特征在于，所述钢板，按重量％计，进一 步包含选自 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%、镧系元 素类 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种以上。14. 如权利要求1所述的高强度低比重钢板，其特征在于，所述钢板的比重为7.47g/cc 以下，屈服强度为600MPa以上，最大抗张强度乘以总延伸率的值(TSXE1)为12,500MPa · % 以上，平均加工硬化率（TS_YS)/UE(UE( % ) :Uniform Elongation，均勾延伸率）的值为 8MPa/% 以上。15. -种高强度低比重钢板的制造方法，其特征在于，包括： 在1050~1250 °C的温度下对钢坯进行再加热的步骤，所述钢坯，按重量％计，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及不可避免的杂质； 将再加热的所述钢坯以60%以上的总压下率在900°C以上的温度下进行热精乳来获得 热乳钢板的步骤；以及 将所述热乳钢板以5 °C /秒以上的速度冷却至600 °C以下后收卷的步骤。16. 如权利要求15所述的高强度低比重钢板的制造方法，其特征在于，在所述收卷后， 进一步包含： 将收卷的所述热乳钢板在800~1250°C的温度下退火1~60分钟的步骤；以及 将退火的所述热乳钢板以5°C/秒以上的速度冷却至600 °C以下的步骤。17. 如权利要求15所述的高强度低比重钢板的制造方法，其特征在于，在所述收卷后， 进一步包含： 将收卷的所述热乳钢板在800~1250 °C的温度下进行1~60分钟的1次退火的步骤； 将退火的所述热乳钢板以5°C/秒以上的速度冷却至600 °C以下的步骤； 将冷却的所述热乳钢板在800~1100°C的温度下进行30秒~60分钟的2次退火的步骤； 以及 将2次退火的所述热乳钢板以5°C/秒以上的速度冷却至600 °C以下的步骤。18. 如权利要求15所述的高强度低比重钢板的制造方法，其特征在于，在所述收卷后， 进一步包含： 将收卷的所述热乳钢板，在_20°C以上的温度下以30%以上的总压下率进行冷乳来获 得冷乳钢板的步骤； 将所述冷乳钢板在800~1100°C的温度下进行30秒~60分钟退火的步骤；以及 将退火的所述冷乳钢板以5 °C /秒以上的速度冷却至600 °C以下的步骤。19. 如权利要求15所述的高强度低比重钢板的制造方法，其特征在于，在所述收卷后， 进一步包含： 将收卷的所述热乳钢板在800~1250 °C的温度下退火1~60分钟的步骤； 将退火的所述热乳钢板在_20°C以上的温度下以30%以上的总压下率进行冷乳来获得 冷乳钢板的步骤； 将所述冷乳钢板在800~1100°C的温度下进行30秒~60分钟退火的步骤；以及 将退火的所述冷乳钢板以5 °C /秒以上的速度冷却至600 °C以下的步骤。20. 如权利要求15~19中任意一项所述的高强度低比重钢板的制造方法，其特征在于， 当所述Μη含量为5.0%以上且小于14.0 %时，所述C的含量为0.6 %以上，当所述Μη含量为 14.0 %以上且小于20.0 %时，所述C含量为0.3 %以上。
【文档编号】C21D8/02GK106068333SQ201380081904
【公开日】2016年11月2日
【申请日】2013年12月26日 公开号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
【发明人】金汉洙, 金洛俊, 许润旭, 金相宪, 李在祥, 具真谟
【申请人】Posco公司, 浦项工科大学校产学协力团