制造马氏体钢的方法及其马氏体钢与流程

本发明涉及一种适合于在连续退火线中加工的马氏体钢的连续制造方法，特别地涉及具有1500mpa或更大的抗拉强度的马氏体钢。

冷轧钢板在冷轧机的连续镀锌、连续退火和其他热处理加工线中被连续加工。为了优化热处理过程例如退火和镀锌的效率，通过搭接缝焊接将钢板首尾接合。具体地，前一(第一)卷的尾部或尾端与进入(第二)卷的首端在轧机的入口端处接合在一起，从而形成连续接合板，该连续接合板可以在轧机中以比如果单独加工板将实现的效率高得多的效率被连续加工。

常规的搭焊机或压薄滚焊机可以有效地用于焊接低碳高强度低合金(“hsla”)级钢。焊缝在单个道次中形成，其中焊接设备(例如，安装在滑架上的一对相对的电极)在以空闲模式返回至其原始位置之前沿着hsla级钢的重叠部分移动以形成焊缝。

先进高强度钢(ahss)尤其是具有比hsla级钢或低碳等级的抗拉强度高的抗拉强度的马氏体钢的发展。马氏体钢的特征在于其高碳当量、高抗拉强度和高电阻率。该高抗拉强度对汽车工业尤其有利，例如，在车架中使用马氏体钢及其提高的抗拉强度允许生产重量减轻且伴随着燃料效率改善的汽车组件，而不会不利地影响车辆的安全性。但是由于高碳含量，马氏体钢特别不能通过常规的缝焊工艺被连续加工，因为这些焊接工艺在没有预热的情况下被用于两种高碳钢时，由于高碳钢的凝固并冷却的熔融区由相对硬且脆的高碳马氏体组成以及氧化物形成的事实，会导致脆且弱的焊缝。该脆且硬的显微组织在焊接之后立刻形成裂纹或者在连续退火、酸洗或镀锌线内部进行加工时形成裂纹。此外，ahss的很高的合金含量(尤其是高碳含量)和高电阻率使这些等级对焊接参数极为敏感。

因此，为了通过轧机对高碳钢进行安全且可靠的加工，需要将高碳钢替换为高碳钢焊缝，因为在连续退火线或任何其他连续热处理过程期间，焊缝的失效可能导致完全连续冷轧机的加工路线停机相对短的时间(例如，1小时)或较长时间(例如，1天)，这取决于焊缝断裂的位置和严重性。

ahss的连续加工领域中的早期研究和发展已经产生几种用于连续生产ahss的方法，例如在焊接之后应用感应加热。该替代解决方案需要安装感应加热单元或单独的工段，这需要资本投入和大量额外的加工时间以使焊缝冷却。因此，该解决方案不适合于冷轧机的连续热处理路线。

此外，授权专利us8803023还提出了一种通过提出用于ahss钢的两个焊接道次的焊接机制。但是该专利没有说明抗拉强度大于1700mpa的钢的焊接。

因此，根据上面提及的出版物，本发明的目的是提供一种方法，该方法在连续退火中加工ahss尤其是马氏体钢以制造抗拉强度大于1500mpa的钢以用于制造汽车，以及所述方法允许未经热处理的ahss钢尤其是马氏体钢通过连续热处理过程进行热处理。

因此，本发明的目的是通过提供适合用于连续热处理加工线的方法和钢的组合带卷以生产将在汽车中使用的马氏体钢板来解决这些问题，该马氏体钢板同时具有：

-大于或等于1500mpa，优选地高于1700mpa，更优选地高于1900mpa的极限抗拉强度，

-大于或等于1200mpa，优选地高于1400mpa的屈服强度。

本发明的另一个目的还在于提供一种用于制造这些板的方法，该方法与常规工业应用兼容，同时对制造参数变化是稳健的。

本发明的钢的组合带卷可以任选地涂覆有锌或锌合金，或涂覆有铝或铝合金以改善其耐腐蚀性。

本发明通过制造中间产品来补救问题，该中间产品是通过沿着ahss钢尤其是马氏体钢的未经热处理的冷轧钢板的两个宽度焊接低碳钢或hsla级钢(以下称为纵梁(stringer)钢件)制造的组合带卷。因此，ahss至ahss焊缝被更坚固且更可靠的hsla至hsla焊缝代替，以将ahss卷间接接合在一起用于连续热处理过程例如退火或镀锌。

本发明的组合带卷必须具有大于或等于12次弯曲循环的焊缝可弯曲性，使得其可以用作连续退火线或任何其他热处理过程的输入。

本发明的组合带卷必须具有大于70％的焊缝韧性使得该组合带卷可以承受连续热处理过程的波动。

优选地，这样的钢组合带卷适用于制造待用于汽车的冷轧板。

优选地，这样的钢组合带卷也可以具有对于成型的良好适应性，特别地对于轧制具有良好的可焊接性和可涂覆性。

在本文中具体说明了该方法以理解本发明。根据本发明的马氏体钢可以通过由本文中提及的顺序步骤组成的方法生产：

根据本发明的马氏体钢板可以通过任何以下方法来生产。优选的方法在于提供具有根据本发明的初始钢的化学组成的钢的半成品铸件。铸件可以制成锭或者连续地制成薄板坯或薄带的形式，即，具有从对于板坯的约220mm到对于薄带的几十毫米的厚度。

例如，具有初始钢的化学组成的板坯通过连续铸造来制造，其中该板坯任选地在连续铸造过程期间经历直接软压下以避免中心偏析并且确保局部碳与标称碳之比保持低于1.10。通过连续铸造过程提供的板坯可以在连续铸造之后直接在高温下使用，或者可以首先冷却至室温然后再加热以进行热轧。

经受热轧的板坯的温度优选地为至少1000℃，并且必须低于1280℃。在板坯的温度低于1150℃的情况下，在轧机上施加过大的负荷，此外，在精轧期间钢的温度可能降低至铁素体转变温度，从而钢将在其中转变的铁素体包含在组织中的状态下被轧制。因此，板坯的温度优选地足够高，使得可以在ac3至ac3+100℃的温度范围内完成热轧并且最终轧制温度保持高于ac3。必须避免在高于1280℃的温度下的再加热，因为它们在工业上是昂贵的。

ac3至ac3+100℃的最终轧制温度范围是优选的以具有有利于再结晶和轧制的组织。必须具有最终轧制道次以在大于850℃的温度下进行，因为低于该温度，钢板表现出可轧制性方面的显著下降。然后将以此方式获得的板以高于30℃/秒的冷却速率冷却至必须为475℃至650℃的卷取温度。优选地，冷却速率将小于或等于200℃/秒。

然后将经热轧的钢板在475℃至650℃的卷取温度下卷取以避免椭圆化，并且优选地在低于625℃下卷取以避免氧化皮形成。这样的卷取温度的优选范围为500℃至625℃。经卷取的热轧钢板在经受任选的热带退火之前被冷却至室温。

经热轧的钢板可以经受任选的氧化皮去除步骤以在任选的热带退火之前除去在热轧期间形成的氧化皮。然后，经热轧的板可以经受在400℃至750℃的温度下的任选的热带退火至少12小时且不超过96小时，温度保持低于750℃以避免使热轧显微组织部分转变并因此失去显微组织同质性。此后，该经热轧的钢板的任选的氧化皮去除步骤可以通过例如这样的板的酸洗来进行。该经热轧的钢板经受冷轧以获得具有35％至90％的厚度压下率的冷轧钢板。然后获得经冷轧的钢板。该未经热处理的冷轧钢板也称为初始钢。

此后，提供由碳含量为0.001％至0.25％或更小的任何钢组成的至少两个纵梁。用于本发明的纵梁是与经冷轧的钢板具有相同宽度和厚度的钢件，并且根据本发明的要求在长度上可以变化。本发明的纵梁钢必须总是含有0.001％至0.25％，并且优选0.001％至0.20％的碳含量。所提供的两个纵梁在下文中被称为纵梁1和纵梁2。

然后，至少将经冷轧的钢板的前两个外绕组开卷，然后准备经冷轧的钢板的经开卷的绕组的前端(leadingend)用于焊接。在图1中示出了图形化表示，其中10示出了经冷轧的钢板的经开卷的外绕组的准备端，20示出了经冷轧的钢板的经开卷的前两个外绕组，并且标记30表示剩余的卷取冷轧钢板。

准备纵梁1的宽度中的任何一个用于焊接。图2示出了纵梁的准备宽度100，并且110为纵梁。此后，将纵梁1的准备宽度焊接至经冷轧的钢板的准备端以获得经焊接的冷轧钢板。

图3示出了具有纵梁的经冷轧的钢板的焊接端，其中200为焊缝，110为纵梁，20示出了经冷轧的钢板的两个外绕组，并且30示出了剩余的经卷取的冷轧钢板。

然后将经焊接的冷轧钢板回卷以使未焊接的端部作为外绕组。将经焊接的冷轧钢板的未焊接端作为外绕组，然后至少将前两个外绕组开卷，并准备经焊接的冷轧钢板的经开卷的未焊接端用于焊接。

如图4中所示准备纵梁2的任一宽度用于焊接，其中准备端表示为400，纵梁2表示为410。然后将纵梁2的准备宽度焊接至经焊接的冷轧钢板的准备端以获得复合钢板。

图5示出了整体表示为550的平坦的组合带卷的示意图，其中500是平坦的经开卷的冷轧钢板，110为纵梁1，410为纵梁2，200表示纵梁1与经冷轧的钢板之间的焊缝。510表示纵梁2与经焊接的冷轧钢板之间的焊缝。

此后，将组合带卷送至连续退火循环以进行热处理，这将赋予本发明的钢必要的机械特性和显微组织，以及对焊缝的可弯曲性和组合带卷的韧性进行测试。

在复合钢板的退火中，以大于2℃/秒并且优选地大于3℃/秒的加热速率将复合钢板加热至ac3至ac3+100℃的均热温度，其中复合钢板的ac3通过使用下式计算：

ac3＝901-262＊c-29＊mn+31＊si-12＊cr-155＊nb+86＊al

其中元素含量以经冷轧的钢板的重量百分比表示。

将复合钢板在该均热温度下保持10秒至500秒时间以确保强加工硬化初始组织的完全再结晶和完全转变为奥氏体。然后将复合钢板以大于25℃/秒的冷却速率冷却至小于ms温度并且优选地小于400℃的温度，并将复合钢板在150℃至400℃的温度范围保持10秒至1000秒时间以赋予本发明所需的显微组织，然后将复合钢板冷却至室温以获得经冷却的复合钢板。

此后，进行剪切切头操作以除去纵梁1和纵梁2以获得马氏体钢板。

在制造马氏体钢的方法中将使用的马氏体钢板的化学组成如下：

碳在钢的组合带卷中以0.10％至0.4％存在。碳是通过产生低温转变相例如马氏体来提高本发明的钢的强度所必需的元素，此外，碳在奥氏体稳定化中也起着关键作用，因此，它是确保残余奥氏体的必需元素。因此，碳起着两个关键作用，一个是提高强度，另一个是保持奥氏体以赋予延性。但是，碳含量小于0.10％将不能够使本发明钢所需的足够量的奥氏体稳定化。另一方面，在碳含量超过0.4％时，钢表现出差的点焊性，这限制了其应用于汽车部件。

本发明的钢的组合带卷的锰含量为0.2％至2％。该元素是γ源的。添加锰的目的实质上是获得包含奥氏体的组织。锰是使奥氏体在室温下稳定以获得残余奥氏体的元素。强制至少约0.2重量％的锰的量以向本发明的钢提供强度和淬透性以及使奥氏体稳定。因此，本发明优选较高百分比的锰，例如2％。但是，当锰含量大于2％时，其产生不利影响，例如，其在退火之后的冷却期间阻碍奥氏体向贝氏体的转变。另外，锰含量高于2％也使本发明钢的可焊接性劣化，以及可能无法实现延性目标。

本发明的钢的组合带卷的硅含量为0.4％至2％。硅是可以在过时效期间阻碍碳化物析出的成分，因此，由于硅的存在，富碳奥氏体在室温下是稳定的。此外，由于硅在碳化物中的溶解性差，它有效地抑制或阻碍碳化物的形成，因此，还促进贝氏体组织中低密度碳化物的形成(这是根据本发明所寻求的)以赋予本发明的钢以其基本机械特性。但是，不相称的硅含量不产生提及的效果，并且引起诸如回火脆化的问题。因此，浓度被控制在2％的上限内。

本发明的钢的组合带卷的铬含量为0.2％至1％。铬是向钢提供强度和硬化的基本元素，但是在以高于1％使用时，会损害钢的表面光洁度。此外，铬含量低于1％使贝氏体组织中碳化物的分散模式变粗，因此使贝氏体中碳化物的密度保持为低。

铝的含量为0.01％至1％。在本发明中，铝除去钢水中存在的氧以防止氧在凝固过程期间形成气体相。铝还将氮固定在钢中以形成氮化铝，从而减小晶粒尺寸。较高的铝含量(高于1％)使ac3点增加至高温，从而降低生产率。当添加高的锰含量时，可以使用0.8％至1％的铝含量，以抵消锰对转变点和奥氏体形成随温度的演变的影响。

硫不是必需的元素，但可能作为杂质包含在钢中，从本发明的观点出发，硫含量优选地尽可能低，但从制造成本的观点出发，硫含量为0.09％或更小。此外，如果钢中存在较高的硫，则其尤其是与锰结合形成硫化物，并降低其对本发明的有益影响。

本发明的钢的磷成分为0.002％至0.09％。磷降低点焊性和热延性，特别是由于其倾向于在晶界偏析或与锰共偏析。由于这些原因，其含量被限制为0.09％，优选地低于0.06％。

为了避免材料的老化并使凝固期间氮化铝(其对钢的机械特性是有害的)的析出最小化，将氮限制为0.09％。

镍可以作为任选的元素以0％至1％的量添加以提高钢的组合带卷的强度并改善其韧性。需要最少0.01％来获得这样的效果。然而，当其含量高于1％时，镍导致延性劣化。

铜可以作为任选的元素以0％至1％的量添加以提高钢的组合带卷的强度并改善其耐腐蚀性。需要最少0.01％来获得这样的效果。然而，当其含量高于1％时，它会使表面外观劣化。

钼是构成本发明的钢的0％至0.1％的任选元素；钼在改善淬透性和硬度、延缓贝氏体的出现以及避免贝氏体中的碳化物析出方面起着有效作用。然而，钼的过多添加增加合金元素的添加成本，因此出于经济原因，将其含量限制为0.1％。

铌在本发明的钢中以0％至0.1％存在，并且适合于形成碳氮化物以通过析出硬化来赋予本发明的钢强度。铌还将通过其作为碳氮化物的析出以及通过阻碍在加热过程期间的再结晶来影响显微组织组分的尺寸。因此，在保持温度结束时以及因此在完全退火之后形成的更细的显微组织将导致产物的硬化。然而，铌含量高于0.1％在经济上并不令人关注，因为观察到其影响的饱和作用，这意味着额外量的铌不会导致产品的任何强度改善。

钛与铌相同以0％至0.1％添加至本发明的钢，它参与到碳氮化物中，因此在硬化中起作用。但是，它也形成在铸造产品凝固期间出现的氮化钛。钛的量因此限制为0.1％以避免形成对可成型性不利的粗氮化钛。在低于0.001％的钛含量的情况下，不会对本发明的钢产生任何影响。

本发明的钢中的钙含量为0.001％至0.005％。钙作为任选的元素特别是在夹杂物处理期间被添加至本发明的钢。钙通过阻止呈球形式的有害的硫含量从而阻碍硫的有害影响来有助于钢的精炼。

钒通过形成碳化物或碳氮化物有效地增强钢的强度，从经济的观点出发，上限为0.1％。其他元素例如铈、硼、镁或锆可以按以下比例单独或组合添加：铈≤0.1％，硼≤0.003％，镁≤0.010％以及锆≤0.010％。直至所指示的最大含量水平，这些元素使得可以在凝固期间细化晶粒。钢的组成的剩余部分由铁和由加工导致的不可避免的杂质组成。

本发明的钢所使用的纵梁的组成如下：

第一纵梁和第二纵梁包含以下元素：以重量百分比表示，0.001％≤c≤0.25％；0.2％≤mn≤2％；0.01％≤si≤2％；0.01％≤cr≤1％；0.01％≤al≤1％；0％≤s≤0.09％；0％≤p≤0.09％；0％≤n≤0.09％；以及可以包含以下任选的元素中的一种或更多种：0％≤ni≤1％；0％≤cu≤1％；0％≤mo≤0.1％；0％≤nb≤0.1％；0％≤ti≤0.1％；0％≤v≤0.1％；0.0015％≤b≤0.005％；0％≤sn≤0.1％；0％≤pb≤0.1％；0％≤sb≤0.1％；0％≤ca≤0.1％；剩余组成由铁和不可避免的杂质组成。

初始钢的组成包含以下元素：以重量百分比表示，0.1％≤c≤0.4％；0.2％≤mn≤2％；0.4％≤si≤2％；0.2％≤cr≤1％；0.01％≤al≤1％；0％≤s≤0.09％；0％≤p≤0.09％；0％≤n≤0.09％；以及可以包含以下任选的元素中的一种或更多种：0％≤ni≤1％；0％≤cu≤1％；0％≤mo≤0.1％；0％≤nb≤0.1％；0％≤ti≤0.1％；0％≤v≤0.1％；0.0015％≤b≤0.005％；0％≤sn≤0.1％；0％≤pb≤0.1％；0％≤sb≤0.1％；0％≤ca≤0.1％；剩余组成由铁和由加工导致的不可避免的杂质组成。

马氏体钢板的显微组织包含：

残余奥氏体和贝氏体成分以0％至25％的量累积存在并且是本发明的任选成分。优选地，残余奥氏体和贝氏体成分的量有利地为5％至20％。残余奥氏体赋予延性，贝氏体岛向本发明的钢提供强度。

按面积分数计，马氏体构成显微组织的80％至100％。马氏体可以在钢的组合带卷在320℃至480℃之间退火之后被冷却时形成并且可以在320℃至480℃的温度范围内进行的过时效保持期间被回火。马氏体赋予本发明延性和强度。

本发明的钢包含从痕量到最大10％的铁素体。铁素体不旨在成为本发明的一部分，而是由于钢的加工而形成为残余显微组织。铁素体的含量必须保持尽可能低并且不得超过10％。高达10％铁素体的成分百分比赋予本发明的钢以延性，但是当铁素体的存在超过10％时，其可能会降低钢部件的组合带卷的抗拉强度。

除了上面提及的显微组织之外，初始钢板的显微组织不含诸如珠光体和渗碳体的显微组织组分。

实施例

本文中出现的以下测试、实施例、图形示例和表格本质上是非限制性的并且必须仅出于说明目的来考虑，并且将显示本发明的有利特征。

表1汇总了具有不同的组成的初始钢，表1a示出了进行连续退火之前的初始钢板、纵梁1和纵梁2的规格及其具体的碳含量和抗拉强度，其中表2示出了对复合钢板进行的退火参数。此后，表3汇总了试验期间获得的初始钢板的显微组织，表4汇总了获得的组合带卷的焊接特性以及初始钢所实现的机械特性的评估结果。

表1

表1a

表1a示出了初始钢板以及纵梁1和纵梁2的抗拉强度。表1a还提及了初始钢和纵梁的碳含量和厚度。

根据本发明；r＝参考；带下划线的值：不是根据本发明

表2

表2汇总了对组合带卷实施的退火工艺参数以赋予表1的初始钢所需的机械特性以使其成为马氏体钢。钢组成i1至i3用于制造根据本发明的马氏体钢板。该表还说明了参考钢板，其在表中表示为r1至r3。表2还示出了ms和ac3的列表。对本发明钢和参考钢，ms和ac3限定如下：

ms(℃)＝539-423c-30mn-18ni-12cr-11si-7mo

ac3＝901-262^＊c-29^＊mn+31^＊si-12^＊cr-155^＊nb+86^★al

其中元素含量以重量百分比表示。

表2如下：

i＝根据本发明；r＝参考；带下划线的值：不是根据本发明

表3：汇总了根据标准进行的各种机械测试的结果。为了测试焊缝韧性，根据astme643-15进行奥尔森杯突试验(olsencuptest)，为了测试极限抗拉强度和屈服强度，根据jis-z2241进行测试。测试焊接样品的焊缝可弯曲性，焊接样品在盐罐处理(saltpottreatment)之后经受超过5英寸和10英寸半径的弯曲以及15次交替的弯曲-不弯曲循环。使用15次交替的弯曲循环，因为连续退火循环具有至少15个辊，带必须跨越该辊。

表3

i＝根据本发明；r＝参考；带下划线的值：不是根据本发明

表4例示了根据标准在不同显微镜(例如扫描电子显微镜)上进行的用于确定本发明钢和参考钢两者以面积分数表示的显微组织的测试结果。此外，为了清楚地阐明本发明方法的发明特征，图6示出了在r1上焊接纵梁1期间形成的裂纹，图7示出了其中未形成裂纹的发明例。

在本文中规定了结果：

表4：

i＝根据本发明；r＝参考；带下划线的值：不是根据本发明。