专利名称：用于制备冷轧多相钢产品的钢组合物的制作方法
技术领域：
本发明涉及将用于制备TRIP钢产品的含磷钢组合物。本发明同样涉及所述产品的制备方法及其最终产品。
技术发展水平汽车工业要求减重，这意味着使用强度更高的材料，以便能够在不放弃安全性和功能要求的前提下减小部件的厚度。超高强度钢(UHSS)薄板产品，尤其是TRIP钢产品具有突出的高强度与良好成形性组合，因此能够为这一问题提供解决办法。此外，经常要求借助电镀锌或者热浸镀锌来提高上述钢薄板产品的耐腐蚀性。
有几个文献介绍了这种UHSS产品。EP-A-1096029涉及一种回火马氏体TRIP钢的制备，该钢的化学组成中以硅锰为基本元素，并且含有(以重量％计)0.05-0.20％C，0.3-1.8％Si和1.0-3.0％Mn，以及，一种或多种下述添加元素(以重量％计)0.05-1％Cr+Mo，≤0.003％B，0.01-0.1％Ti+Nb+V和≤0.01％Ca+REM。冷轧制备方法包括三个连续的退火步骤。第一个步骤中，薄板在至少5秒期间完全奥氏体化，并且随后快速冷却(＞10℃/s)至Ms(马氏体转变开始点)温度以下，以获得板条马氏体。第二个和第三个步骤合并在一个连续退火或电镀处理线中，包括在临界区(Ac1＜T＜Ac3)重新加热薄板5-120秒，冷却(＞5℃/s)至500℃或更低，然后，对薄板进行电镀或电镀退火处理。该发明存在两个主要缺点。第一个缺点在于获得板条马氏体初始显微组织所要求的额外退火步骤。该额外处理步骤不仅增大总处理成本，而且还会使后勤供应复杂化以及影响连续退火或者热浸镀锌处理线入口处的可焊性。在焊缝或热影响区中萌生的裂纹将容易扩展进入硬而脆的马氏体组织中，增大两卷材间焊缝发生完全断裂的危险。第二个主要缺点与这些钢中Si含量相当高有关。从约0.5％Si开始，众所周知，由于存在Si的氧化物，上述高的Si含量会引起如表面质量的问题，结果酸洗后产生具有不规则和极高粗糙度的表面。此外，从腐蚀保护角度考虑对这种Si含量高的基体进行热浸镀锌时，通常获得的表观质量不能满足汽车用途的要求，而且，表面上存在裸区的危险非常高。
EP-A-0922782也介绍了一种冷轧Si-Mn基TRIP钢的制备，该钢含有(以重量％计)0.05-0.40％C，1.0-3.0％Si，0.6-3.0％Mn，0.02-1.5％Cr，0.01-0.20％P和0.01-0.3％Al。与前述的发明相反，该产品不要求使用额外的退火步骤。组成中添加Cr的目的是延迟贝氏体的形成和促进针状铁素体与马氏体的形成，因为本发明人认为贝氏体对于Si-Mn基TRIP钢的碰撞(crushing)特性不利。添加P是为了避免形成珠光体和提高铁素体相的强度。由于可焊性问题，P的最大含量被限制在0.2％。但是，该发明中高的Si含量再次损害热浸镀锌性能，导致表观质量不能达到要求和表面上存在裸区的危险非常高。由于Si含量高，在热轧带材上会出现难于去除的红鳞，可以预期这也会引起加工困难。
EP-A-0796928介绍了Al基双相钢的制备，该钢含有(以重量％计)0.05-0.3％C，0.8-3.0％Mn，0.4-2.5％Al和0.01-0.2％Si。此外，该钢可以含有下述元素之一(以重量％计)＜0.05％Ti，＜0.8％Cr，＜0.5％Mo，＜0.5％Ni，＜0.05％Nb和＜0.08％P。实施压下量高于40％冷轧之后，材料在740-850℃的温度下进行临界退火，随后，以10-50K/s的冷却速度冷却至Zn镀液温度。与前述两种组合物相比，该组合物中几乎不合Si，因而很容易对该钢进行热浸镀锌并且避免形成有害的红鳞。然而，与Si相反，Al不能产生强烈的固溶强化效应。这意味着为了达到中等程度的高强度水平(例如Rm＝700MPa)，需使用相当高的Al含量。但是，已知所述高的Al含量会在连铸期间引起粘模，以及由于在焊接区存在Al的氧化物而损害焊接性。这对于焊接结构的碰撞性能尤为不利。为了避免出现铸造问题，要求使用适合的极细浇注粉剂，但这会引起健康问题。由于工人必须配戴面罩和需要采用很多特殊措施，因此，炼钢厂一般不愿意生产这类组合物。
EP-A-1170391介绍了通过在工艺中加入渗氮(0.03-2重量％N)步骤制备低碳(＜0.08重量％)、低硅(＜0.5重量％)和低铝(＜0.3重量％)TRIP钢。必须保持低含量的Al和Si，以避免析出氮化物，从而避免损失自由N。此外，为了保证热浸镀锌性能，优选Si含量低于0.2重量％。考虑到焊接性能以及钢中存在氮也能够稳定残余奥氏体这一事实，保持极低的含碳量。薄钢板中加入所述氮在热终轧期间或其刚刚结束之后、在再结晶退火期间、在临界退火期间、或者通过一种或多种上述工艺的组合进行。所有这些工艺步骤均要求将薄钢板在含有不低于2％氨气的气氛中，550-800℃下保持2秒至10分钟。显然，该渗氮步骤使得生产工艺更加困难，并且要求对现有装备进行复杂的技术改造。此时，该工艺在国际被认为不具有工业可行性。而且，该钢的合金含量极低，不能获得高于650MPa的抗拉强度。
US-A-5470529介绍了基于各种宽范围变化的Al-Si成分组合制备冷轧TRIP钢。碳含量范围设定为0.05-0.3重量％，但更优选0.1-0.2重量％。Si含量保持低于1.0重量％，以避免形成红鳞，但是更优选为0.2-0.9重量％。锰的添加量为0.005-4.0重量％，但是更优选为0.5-2.0重量％。与传统Si-Mn TRIP组合物相比，出于各种原因，采用Al取代部分Si。同Si一样，Al在贝氏体保温期间也能够避免渗碳体析出。这样就能够使用较低含量的Si，从而能够避免形成红鳞。此外，添加Al提高了Ar3温度，导致在临界退火期间形成的奥氏体相中的碳浓度增加。这进而促使残余奥氏体稳定化，并且使得钢对于在低应力区发生应力诱发的相变较大敏感，从而改善了孔膨胀比。因此，将Al含量设定为0.1-2.0重量％，更优选为0.5-1.5重量％。然而，由于Al和Si均为铁素体稳定元素，所以，为了避免残余奥氏体过度稳定，应对这两种元素的总含量进行限制。Al+Si含量应该为0.5-3.0重量％，更优选为1.5-2.5重量％。该发明中，P被认为是附带的杂质元素，应尽可能加以限制。P含量设定为0.1重量％或更低，优选低于0.02重量％。组成中添加Cu是为了有助于去除红鳞，改善冷轧产品的耐腐蚀性，和改善与熔融Zn的润湿性。因此，Cu含量为0.1-2.0重量％，更优选0.1-0.6重量％。为了避免使用Cu时的热脆问题，也添加Ni。从经济角度考虑，将其含量限制为1.0重量％，优选0.5重量％。下面的限制条件也应满足Ni(重量％)＞Cu(重量％)/3(当Cu＞0.5重量％时)和Mn+Ni＞0.5重量％。也可以添加Cr，以便稳定残余奥氏体和进一步改善耐腐蚀性。Cr的添加范围为0.5-5.0重量％，更优选0.6-1.6重量％。为了提高抗拉强度，还可以进一步添加Ti，Nb和V。这些元素中，Nb和Ti的上限优选为0.05重量％，V的上限为0.10重量％。尽管该发明中为了避免形成红磷，限定Si的最大量＜1重量％，但是，大多数冷轧钢实例的Si含量为0.5-1.1重量％。据认为这后一种情况会增大热浸镀锌的困难(与熔融Zn的润湿性差)和降低表观质量(裸露区)。这些钢实例中没有一种像高Si-TRIP钢那样含有微合金化添加元素，已知这些元素显著提高热轧带材的硬度，导致冷轧力的大幅增加。另一方面，低Si(0.2-0.4重量％)的示例钢展现出高的屈服强度(570-590MPa)，但仅仅适中的极限抗拉强度(≤700MPa)和总延伸率(A50≤30％)。在这种钢中未额外添加P。这些钢组合物的一大缺点在于添加Cu和Ni的必要性，这两种元素在大块扁碳钢的生产中被认为是杂质。如果炼钢厂必须铸造这种钢，则会出现与废品回收有关的后勤问题。此外，使用Ni，Cu和Cr会造成合金化成本大大提高。
EP-A-1154028介绍了P合金化的低Al、低Si TRIP钢的制备，该钢含有(以重量％计)0.06-0.17％C，1.35-1.80％Mn，0.35-0.50％Si，0.02-0.12％P，0.05-0.50％Al，最多0.07％Nb，最多0.2％V，最多0.05％Ti，最多30ppm B以及100-350ppm N。当添加碳化物形成元素Ti，Nb或V时，碳含量优选0.16重量％。残余奥氏体量限制为最多10％。低Si含量与相当低C含量的组合导致抗拉强度相当低(＜600MPa)。当添加未合金化元素时，强度水平显著提高(800MPa)，但延伸率急剧下降(A80＜17％)。延伸率在所有情形中均相当低，这可以从有限添加Al和C致使残余奥氏体稳定性下降中得到解释。
L.Barbé等已研究了添加磷对几种TRIP组合物(从纯Si-TRIP钢，到Al-Si组合TRIP钢，再到纯Al-TRIP钢的范围)的影响(“磷对冷轧并临界退火的TRIP-辅助钢性能的影响(“Effect of phosphorus onthe properties of a cold rolled and intercritically annealedTRIP-aided steel”)”，关于TRIP-辅助高强度铁合金的国际会议(Int，Conf，on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys)，Ghent，2002年6月19-21日)。他们发现含有(以重量％计)0.24％C，1.66％Mn，0.6％Al，0.4％Si和0.073％P的TRIP-辅助钢组合物能够获得优异的机械性能组合(A80＝28.4％和UTS＝788MPa)。然而，本发明的发明人实施的实验室试验表明添加0.6重量％低含量的Al使所获得的机械性能对工艺参数如线速度和过时效温度的变化非常敏感。这可能会导致不同镀锌线(例如具有温度约490-460℃的不同长度的均镀区(levelling zone)之间无法兼容，或者甚至导致机械性能强烈依赖厚度。这可以用Al添加量过低导致残余奥氏体稳定性不足和最佳过时效时间明显变长来说明。
0.Yakubovs ky等已经研究了几种TRIP组成(从纯Si-TRIP钢，到Al-Si组合TRIP钢，再到纯Al-TRIP钢的范围)的应力-应变特性和烘烤硬化特性(“TRIP和TRIP辅助多相钢的应力-应变特性和烘烤硬化(Stresss train behaviour and bake hardening of TRIP andTRIP-aided multipha sesteels)”，关于TRIP-辅助高强度铁合金的国际会议，Ghent，2002年6月19-21日)。在所有情形中，碳含量均被限制为(以重量％计)0.15％，锰含量为1.5％。所研究的钢中也包括一种含有(以重量％计)0.25-0.45％Si，1.5-2.0％Al和0.05-0.10％PTRIP钢。该论文中未提及这一组合物的机械性能。基于本发明的发明人根据由工业生产和实验室研究建立的抗拉强度与碳含量的关系，所建议的化学组成中碳的合金化不足，不能获得700-850MPa的抗拉强度。而且，Al含量高要求使用适合的极细浇注粉剂，这会引起健康问题。此外，由于Al含量高，在焊接区会存在Al的氧化物，这会损害焊接性能。
S.Papaefthymiou等研究了在临界退火之后马上进行不同应变量的单轴变形的两种Al-Si-TRIP钢的组织演变和力学特性(“含Al TRIP钢的组织演变和力学特性(Microstructure development andmechanical behaviour of Al-containing TRIP-steels)”，关于TRIP-辅助高强度铁合金的国际会议，Ghent，2002年6月19-21日)。作为这一特定处理的结果并且由于试样形状不标准，论文中提及的机械性能不可比。可以将所研究的这两种含Al TRIP钢分为低Al和高Al钢。低Al钢含有(以重量％计)0.19％C，1.5％Mn，0.26％Si，0.086％P和0.52％Al；高Al钢含有(以重量％计)0.17％C，1.46％Mn，0.26％Si，0.097％P和1.81％Al。正如前面所解释的那样，低Al钢的机械性能对工艺参数如线速度和过时效温度的变化非常敏感。这可能会导致不同镀锌线之间无法兼容，或者甚至导致机械性能强烈依赖厚度。另一方面，高Al钢再次要求使用适合的极细浇注粉剂，这会引起健康问题。此外，由于焊接区会存在Al的氧化物，这会损害焊接性能。
A.Pichler等(“低合金TRIP钢的热处理、残余奥氏体稳定性与机械性能之间的关系(Correlation between thermal treatment，retained austenite stability and mechanical properties oflow-alloyed TRIP steels)”，关于TRIP-辅助高强度铁合金的国际会议，Ghent，2002年6月19-21日)研究了不同退火工艺参数对低合金TRIP钢的残余奥氏体稳定性和机械性能的影响，所述TRIP钢含有(以重量％计)～0.2％C，～1.6％Si+Al，～1.5％Mn，＜0.5％Cr+Mo，＜0.04％P，＜0.01％S和＜0.05％Ti+Nb。由于该组成中未就Al/Si之比作出说明，因此，不能就镀锌性能下结论。所提及的P含量不足于在保持良好的焊接性(碳含量充分减小)同时，获得所要求的机械性能(高抗拉强度与高延伸率组合)。
发明目的本发明的目的是提供一种高强度、低Si、低Al、P合金化的TRIP钢组合物，该钢组合物用于通过冷轧制备易于镀锌的钢产品。
本发明的又一个目的是提供制备这种产品的方法，并且最终提供所述产品本身，其中，所述组合物、所述方法和所述产品均不存在现有的技术问题。
发明概述本发明涉及一种目的用作未镀覆、电镀锌或热浸镀锌的材料的P合金化的Al-Si冷轧TRIP钢组合物。所述组合物的特征在于下述含量-C1300-2600ppm-Mn10000-22000ppm-Al8000-15000ppm-Si2000-6000ppm-P400-1000ppm-S最多120ppm-N最多200ppm-Ti最多1000ppm-Nb最多1000ppm-V最多1000ppm-B最多10ppm余者主要是铁和附带杂质。
该组合物新颖的创造性步骤在于元素P，Si，Al和C的特定组合。特别是，添加超过现有技术水平的P，同时限制Si和Al的最大含量，能够降低达到一定强度水平所需的C含量，同时又具有更好的可焊接性。
三个特定实施方案涉及相同的化学组合物，但是碳含量分属三个不同的子范围，这与要达到的强度水平有关-UTS(极限抗拉强度)≥590MPa碳含量1300-1900ppm。两个特定的实施方案的特征在于它们的碳含量分别为1350-1900ppm和1400-1900ppm。
-UTS≥690MPa碳含量1700-2300ppm-UTS≥780MPa碳含量2000-2600ppm
同样地，三个特定实施方案涉及处于同样子范围的碳含量，这与要达到的强度水平有关，但是，还具有如下特定化学组成-Mn13000-22000ppm-Al8000-14000ppm-Si2500-4500ppm-P600-1000ppm-S最多120ppm-N最多150ppm-Ti最多200ppm-Nb最多100ppm-V最多100ppm-B最多5ppm余者主要是铁和附带杂质。
同样地，另外三个特定实施方案涉及处于同样子范围的碳含量，这与要达到的强度水平有关，而铝含量处于下述特定子范围9000-1300ppm。其他合金元素的子范围与前述涉及不同碳含量的三个实施方案的内容相同。
本发明同样涉及一种制备冷轧TRIP钢产品的方法，其包括如下步骤-制备具有根据本发明组成钢坯，-热轧所述钢坯，其中，终轧温度高于Ar3温度，以形成热轧基体，-将所述基体冷却至500-680℃的卷曲温度(CT)，-在所述卷曲温度下卷曲所述基体，-酸洗所述基体，以除掉氧化物，-冷轧所述基体以减小厚度，其中，最小压下量为40％。
根据第一个实施方案，本发明的方法还包括如下步骤-在760-850℃的温度下保温所述基体，-以大于2℃/s的冷却速度将所述基体冷却至360-450℃，
-将所述基体在所述温度下保持小于700s的时间，-以大于1℃/s的冷却速度将所述基体冷却至室温，-对所述基体进行最大压下量为1.5％的光整冷轧。
根据第二个实施方案，本发明的方法还包括一个电镀锌层的步骤。
根据第三个实施方案，本发明的方法在冷轧步骤之后还包括下述处理步骤-在760-850℃的温度下保温所述基体，-以大于2℃/s的冷却速度将所述基体冷却至Zn镀液温度，-将所述基体在490-460℃温度下保持小于200s的时间，-在所述Zn镀液中对所述基体进行热浸镀锌处理，-以大于2℃/s的冷却速度将所述基体冷却至室温。
所述包括热浸镀锌步骤的方法还可以包括对所述基体进行最大压下量为1.5％光整冷轧的步骤。
本发明同样涉及一种钢产品，其根据本发明的方法制备，并且其显微组织中含有30-75％铁素体、10-40％贝氏体、0-20％残余奥氏体和(可能地)0-10％马氏体。
本发明同样涉及一种钢产品，其根据本发明的方法制备，并且其碳含量为1300-1900ppm。所述产品的屈服强度为320-480MPa，抗拉强度高于590MPa，延伸率A80高于26％，n值(此为应变硬化系数，其在10％和均匀延伸率之间计算出)大于0.2。
本发明还涉及一种钢产品，其根据本发明的方法制备，并且其碳含量为1700-2300ppm。所述产品的屈服强度为350-510MPa，抗拉强度高于700MPa，延伸率A80高于24％，n值(在10％和均匀延伸率之间计算出)大于0.19。
本发明还涉及一种钢产品，其根据本发明的方法制备，并且其碳含量为2000-2600ppm。所述产品的屈服强度为400-600MPa，抗拉强度高于780MPa，延伸率A80高于22％，n值(在10％和均匀延伸率之间计算出)大于0.18。
本发明还涉及一种钢产品，其根据本发明的方法制备，并且其碳含量为2000-2600ppm。所述产品的屈服强度为450-700MPa，抗拉强度高于980MPa，延伸率A80高于18％，n值(在10％和均匀延伸率之间计算出)大于0.14。
根据本发明的钢产品可以在纵向和横向均具有高于40MPa的烘烤硬化BH2。
优选实施方案详述根据本发明，提供一种用于制备P合金化Al-Si TRIP钢产品的钢组合物。采用此处述及的最宽的化学组成范围，并结合适当的处理参数，将能够使所获产品具有要求的TRIP显微组织、良好焊接性以及优异的机械性能，并且具有极高的抗拉强度与总延伸率之积(该值代表碰撞时的高能吸收潜力)。优选范围涉及更窄范围的机械性能，例如保证780MPa的最小抗拉强度，或者涉及更严格的焊接性要求(C的最大范围，参见以下内容)。
C1300ppm-2600ppm。第一个优选子范围是1300-1900ppm。第二个优选子范围是1700-2300ppm。第三个优选子范围是2000-2600ppm。因为对于淬透性碳是最重要元素，为了确保强度，每个子范围的最小含碳量是需要的。每个子范围中所要求范围的最大值与焊接性有关。示例性组合物A，E和F以及对照组合物B，C和D(表1，3-8)说明的是碳对机械性能的影响。对照组合物B，C和D(表2)说明的是碳含量对点焊性能的影响。对于两个具体的实施方案，碳的两个具体的子范围特点在于1350-1900ppm和1400-1900ppm。这些子范围的目的在于确保极限抗拉强度至少600MPa。
Mn10000-22000ppm，优选13000-22000ppm。锰起奥氏体稳定剂的作用，因而能够降低残余奥氏体的Ms温度。此外，锰能够抑止珠光体形成，而且，还能够通过固溶强化提高钢的强度总水平。另一方面，添加过量的Mn会导致当从保温温度冷却时不能充分形成珠光体，从而使残余奥氏体中的碳浓度不足，致使其稳定性下降。Mn含量过高还将提高焊缝的硬度，并促进有害的带状组织的形成。
Al8000-15000ppm，优选8000-14000ppm，最优选9000-13000ppm。添加铝是因为与Si相比，它是一种程度更强烈的铁素体稳定剂，因而能够在保温以及从保温温度冷却期间促进铁素体的形成，因此能够稳定残余奥氏体。残余奥氏体被稳定的原因在更大程度上是因为Al还能够在过时效期间抑止从残余奥氏体中析出碳。与Si不同，Al对电镀性无有害影响。但是，已知Al含量高于15000ppm时要求使用适合的极细浇注粉剂，这会引起健康问题。此外，由于焊接区会存在Al的氧化物，这会损害焊接性能。但是，需要最小含量的Al，以便使材料能够在具有不同均镀区长度的不同热浸镀锌线上进行处理，并且能够确保很高的工艺持久性。
Si2000-6000ppm，优选2500-4500ppm。硅的作用与Al基本相同，只是程度稍小一些。即Si是一种铁素体稳定剂，能够在过时效步骤期间抑止碳化物的析出，因此能够在室温下稳定残余奥氏体。此外，Si也有助于通过固溶强化提高钢的强度总水平。但是，需对Si的最大含量加以限制，因为众所周知Si会引起诸如表面质量等问题，原因是所存在的Si的氧化物在酸洗之后会产生具有不规则且极高粗糙度的表面。而且，从腐蚀保护的角度考虑，对高Si含量的基体进行热浸镀锌处理一般会导致表观质量不能满足汽车应用场合，此外，表面上存在裸区的危险非常高。
P400-1000ppm，优选600-1000ppm。添加磷主要是为了降低含碳量，以便在改善焊接性，同时保持同样水平的抗拉强度。此外，已知P与Si一起，能够通过在过时效步骤期间抑止碳化物的析出，来提高残余奥氏体的稳定性。在这一点上，P添加量低于400ppm不会使碳含量充分降低。当添加超过1000ppm P时，则产生偏析缺陷的危险增加，而焊接性再次下降。
S最多120ppm。必须限制S含量，因为夹杂物含量过多会损害成形性。
N最多200ppm，优选最多150ppm，否则会形成过多的损害成形性的AlN和/或TiN析出相。
Ti对于抗拉强度低于980MPa的根据本发明制备的产品而言，最多1000ppm，优选低于200ppm。为了通过细化晶粒和析出强化来提高钢的抗拉强度，可以添加钛。但是，对于低于980MPa的抗拉强度，甚至不添加Ti，而通过使用适当的工艺参量，也能够在碳的每个子范围内获得预期的机械性能，因而能够避免增加组合物成本或额外的工艺困难(例如轧制力)。
Nb对于抗拉强度低于980MPa的根据本发明制备的产品而言，最多1000ppm，优选低于100ppm。为了通过细化晶粒和析出强化来提高钢的抗拉强度，可以添加铌。但是，对于低于980MPa的抗拉强度，甚至不添加Nb，而通过使用适当的工艺参量，也能够在碳的每个子范围内获得预期的机械性能，因而能够避免增加组合物成本或额外的工艺困难(例如轧制力)。
V对于抗拉强度低于980MPa的根据本发明制备的产品而言，最多1000ppm，优选低于100ppm。为了通过细化晶粒和析出强化来提高钢的抗拉强度，可以添加钒。但是，对于低于980MPa的抗拉强度，甚至不添加V，而通过使用适当的工艺参量，也能够在碳的每个子范围内获得预期的机械性能，因而能够避免增加组合物成本。
B最多10ppm，优选最多5ppm。由于对铁素体形核有不利影响，应避免存在硼。
本发明同样涉及制备所述钢产品的方法。该方法包括如下步骤-制备具有例如如上所述的根据本发明组成的钢坯，-如必要，将所述钢坯重新加热至高于1000℃，优选高于1200℃的温度，-热轧所述钢坯，其中，在最后热轧机架上的终轧温度FT高于Ar3温度，-冷却至卷曲温度CT，优选连续冷却至CT温度，一般采用40-50℃/s的速度。也可以采用阶梯冷却方式，-热轧机卷曲所述基体，卷曲温度CT为500-680℃，优选600-680℃。对该温度范围进行选择，以便产生尽可能软的热轧带材，从而有利于进行冷轧，-酸洗所述基体，以便除掉氧化物，-进行冷轧，以减小厚度。冷轧压下量优选高于40％。
根据本发明的第一个实施方案，在上述步骤之后，在连续退火线上进行退火处理，其包括如下步骤-在760-850℃的温度下对所述酸洗后的冷轧基体进行保温，以便产生由铁素体和奥氏体构成的显微组织。如果选择保温温度高于850℃，则所形成的奥氏体量过多，这会导致在最终产品中的残余奥氏体的稳定性下降。由于残余奥氏体的稳定性下降，则在最后冷却至室温期间，会有相当数量的残余奥氏体也转变成马氏体，这会损害延伸性。而另一方面，如果选择的保温温度过低，则在保温期间形成的奥氏体量不足。这可能会导致残余奥氏体过于稳定，这会也使机械性能下降。
-以高于2℃/s的冷却速度将所述基体冷却至360-450℃的保温温度。在该温度范围的保温时间小于700秒。当所选保温温度低于360℃时，会有相当数量的残余奥氏体转变成马氏体，导致最终产品中出现类DP特性(初始n值高，且随着应变增加而减小)。另一方面，保温温度高于450℃时，将会由于碳的析出而导致残余奥氏体分解。这也会损害延伸性。
-以高于1℃/s的冷却速度将所述基体最终冷却至低于150℃的温度。
-最后，可以对所述基体进行压下量优选0.3-1.5％的光整冷轧减薄。
第二个优选实施方案包括上述同样的处理步骤，但是还另外包括电镀锌层的步骤。
根据本发明的第三个实施方案，在冷轧步骤之后，在连续热浸镀锌线上进行退火处理，其包括如下步骤-在760-850℃的温度下对所述酸洗后的冷轧基体进行保温，以便产生由铁素体和奥氏体构成的显微组织。如果选择保温温度高于850℃，则所形成的奥氏体量过多，这会导致在最终产品中的残余奥氏体的稳定性下降。由于残余奥氏体的稳定性下降，则在最后冷却至室温期间，会有相当数量的残余奥氏体也转变成马氏体，这会损害延伸性。而另一方面，如果选择的保温温度过低，则在保温期间形成的奥氏体量不足。这可能会导致残余奥氏体过于稳定，这也会使机械性能下降。
-以高于2℃/s的冷却速度将所述基体冷却至Zn镀液温度，-在490-460℃温度范围保温所述基体，保温时间小于200秒，并且优选为5-80秒。
-在所述Zn镀液中对所述基体进行热浸镀锌处理，-以高于2℃/s的冷却速度最终冷却至室温。
-最后，可以对所述基体进行压下量优选0.3-1.5％的光整冷轧减薄。
根据初始热轧薄板的厚度和冷轧机进行充分高的冷轧量的能力，冷轧之后本发明的钢基体厚度可以小于1mm。因而，厚度为0.3-2.5mm是可行的。
所获得的冷轧产品具有一种多相组织，其室温下含有30-75％铁素体、10-40％贝氏体、0-20％残余奥氏体以及可能比例的马氏体(0-10％)。然而，应该限制室温下的马氏体量，以便维持TRIP钢所特有的n值特性(随应变不变或增大)和机械性能。实施例中给出了具体的机械性能与工艺参数值之间的关系。
冷轧但未平整轧制的产品在所有情形下均表现出一种屈服点延伸，这是TRIP钢的典型特征，意味着显微组织中没有或者只有极少量的马氏体。这种屈服点延伸可以通过对最终产品进行平整轧制加以抑制。小压下量的平整轧制足于避免出现屈服点延伸，而且，应该避免平整轧制压下量大于1.5％，以便防止屈服强度过度增加。
最终的冷轧产品还优选随着应变的增加具有恒定或增大的n值。该特性意味着随着拉伸试验的继续，残余奥氏体逐渐转变成马氏体，从而延缓缩颈的出现，实现了抗拉强度与总延伸率的优异组合。
根据本发明生产的TRIP钢产品的耐用性(robustness)由以下优选的Al范围(8000-14000ppm，并且最优选为9000-13000ppm)的最小Al含量来确保。Al含量更低会导致残余奥氏体的稳定性下降。这会因奥氏体分解析出碳而增大损失机械性能的危险，并且，另一方面，稳定性较差的残余奥氏体在应变期间更容易转变成马氏体，从而限制了材料的成形性。添加更少的Al也会延迟贝氏体的转变动力学。因此，机械性能对工艺条件例如线速度和过时效温度以及实际处理线布局(过时效部分的短或长)的依赖程度增加。采用在优选范围的Al含量，能够避免这种对生产线的依赖性和避免耐用性的损失。
关于所获得的冷轧产品的焊接性，与抗拉强度相同的无P的Al-SiTRIP钢相比，添加磷可使碳含量降低。在所研究的碳含量范围，降低碳含量能够改善焊接性，这种由添加P带来的碳含量的降低可以认为是本发明的主要优点。
当采用本发明的组合物时，不会遇到在现有技术现状中描述的各组合物中存在的上述不同缺点-为了确保热浸镀锌性能，应限制Si含量。本发明的热浸镀锌冷轧钢的表面外观能充分满足汽车未暴露部位的应用要求，而Si含量较高的基体一般会导致其表面外观不足以满足汽车应用要求，而且，在表面存在裸露区的危险大的多。
-为了避免要求对钢坯热装料，以防止形成裂纹，应进一步限制Si含量。
-通过限制Si含量，也能够避免在热轧基体表面上出现红鳞。
-添加与热浸镀锌相容的少量Si能够更容易地达到预期的抗拉强度水平。与无Si的Al-TRIP钢相比，它允许使用更低的C含量或更低的Al含量。
-对最大Al含量进行限制，以避免使用适合的极细浇注粉剂，因为这可能引起健康问题。而且，当Al含量高(＞1.5％)时，由于在焊缝区存在Al的氧化物，可能会损害焊接性。然而，一个最低Al含量能够确保高的工艺可靠性(robustness)，以及较低的对连续退火或热浸镀锌线的线速度、过时效温度以及布局的敏感性。
-对于给定的抗拉强度，与其它Al-Si TRIP钢相比，为了改善焊接性，通过添加P并且不需要微合金化，限制C含量。
-本发明的钢产品中未添加Ni，Cu或Cr。这就避免与废品回收有关的问题，而且也降低了化学组合物的成本。
优选实施方案详述-实施例1.实施例组合物表1示出了根据本发明的P合金化Al-Si TRIP钢产品的实验室铸件的组合物实例(编号A，E和F)以及对照组合物实例(B，C和D)，所述对照组合物中C含量高于本发明主张的范围和/或未有意添加磷。进行了实验室热循环模拟试验和拉伸实验，以获得具有上述这些示例性组合物的试样的机械性能。应该指出的是在下述内容中，所提及的所有机械性能均根据标准EN10002-1测得。
1.1冷轧并连续退火的产品加工步骤为-铸造，-在1250℃下重新加热1小时，-在奥氏体区热轧至3.5mm的最终厚度，-水冷至600℃的卷曲温度，-冷轧至1mm的最终厚度，在前述处理步骤之后，由薄板加工出具有与轧制方向平行的80mm计量长度的拉伸试样。所述试样在进行两步热循环之后，于两个盐浴槽中进行热处理。在临界区退火处理(IAT)给定时间(IAt)之后，将试样在温度较低的盐浴槽中淬火并且等温保持(BHT)给定时间(BHt)。机械性能列于表3中，并且与TRIP700级的规范一致。未进行平整轧制。当将表3中的机械性能(实施例组合物A)与表5中的结果(特别是对照组合物C)比较时可以清楚发现本发明的钢中添加P显然能够在保持抗拉强度水平的前提下将碳含量降低500ppm。该C含量降低的确改善了焊接性(参见表20.25C与0.20C之差)。
表7包括在对组合物E和F的钢试样实施几种连续退火模拟之后获得的机械性能。比较表5和表7的数据(特别是比较E和B)，可以清楚地发现与碳含量多600ppm且未有目的地添加磷的对照组合物相比，本发明组合物的抗拉强度甚至更高。
1.2冷轧并热浸镀锌的产品加工步骤为-铸造，-在1250℃下重新加热1小时，-在奥氏体区热轧至3.5mm的最终厚度，-水冷至600℃的卷曲温度，-冷轧至1mm的最终厚度，在前述处理步骤之后，由薄板加工出具有与轧制方向平行的80mm计量长度的拉伸试样。所述试样在进行两步热循环之后，于两个盐浴槽中进行热处理。在临界区退火处理之后，将试样在温度较低的盐浴槽中淬火并且等温保持。调整温度和保温时间，以便近似模拟各处理步骤，包括热浸镀锌步骤。机械性能列于表4中，并且清楚地表明本发明获得了非常可靠的热浸镀锌TRIP700产品大范围改变工艺参数(IAT，Iat，BHT，BHt)均会获得机械性能相当的产品。未进行平整轧制。当将表4中的机械性能(实施例组合物A)与表6中的结果(特别是对照组合物C)比较时可以清楚发现本发明的钢中添加P显然能够在保持抗拉强度水平的前提下将碳含量降低500ppm。该C含量降低的确改善了焊接性(参见表2)。
表8包括在对组合物E和F的钢试样实施几种热浸镀锌模拟之后获得的机械性能。考察表6和表8的数据(特别是比较E和B)，可以清楚地发现与碳含量多600ppm且未有目的地添加磷的参照组合物相比，本发明组合物的抗拉强度甚至更高。
表1Al-Si TRIP钢的组合物(ppm)。组合物A，E，F是根据本发明的组合物，B，C和D是对照组合物。
表2在根据AFNOR-A87001对点焊焊缝进行横向拉伸实验中Imax处测得的最大力平均值
表3冷轧并连续退火的根据本发明的P合金化Al-Si TRIP钢(组合物A)的机械性能。未实施平整轧制。厚度1mm。
表4冷轧并热浸镀锌的根据本发明的P合金化Al-Si TRIP钢(组合物A)的机械性能。未实施平整轧制。厚度1mm。(BH＝贝氏体保温＝在通过锌镀液之前保温)
表5冷轧并连续退火的Al-Si TRIP对照钢的机械性能。(RD轧制方向；TD横向)
表6热浸镀锌的Al-Si TRIP对照钢的机械性能。(RD轧制方向；TD横向)
表7冷轧并连续退火的根据本发明的P合金化Al-Si TRIP钢(组合物E和F)的机械性能。未实施平整轧制。厚度1mm。
表8冷轧并热浸镀锌的根据本发明的P合金化Al-Si TRIP钢(组合物E和F)的机械性能。未实施平整轧制。厚度1mm。(BH＝贝氏体保温＝在通过锌镀液之前保温)
权利要求
1.一种将在包括冷轧步骤的方法中用于制备未镀覆、电镀锌或热浸镀锌的TRIP钢产品的钢组合物，所述钢组合物的特征在于下述含量-C1300-2600ppm，-Mn10000-22000ppm，-Al8000-15000ppm，-Si2000-6000ppm，-P400-1000ppm，-S最多120ppm，-N最多200ppm，-Ti最多1000ppm，-Nb最多1000ppm，-V最多1000ppm，-B最多10ppm.余者主要是铁和附带杂质。
2.根据权利要求1的钢组合物，其中碳含量为1300-1900ppm。
3.根据权利要求2的钢组合物，其中碳含量为1350-1900ppm。
4.根据权利要求2的钢组合物，其中碳含量为1400-1900ppm。
5.根据权利要求1的钢组合物，其中碳含量为1700-2300ppm。
6.根据权利要求1的钢组合物，其中碳含量为2000-2600ppm。
7.根据权利要求2-6中之一项的钢组合物，其含有-Mn13000-22000ppm，-Al8000-14000ppm，-Si2500-4500ppm，-P600-1000ppm，-S最多120ppm，-N最多150ppm，-Ti最多200ppm，-Nb最多100ppm，-V最多100ppm，-B最多5ppm.
8.根据权利要求7的钢组合物，其中铝含量为9000-13000ppm。
9.一种制备冷轧TRIP钢产品的方法，其包括下述步骤-制备具有根据权利要求1-8中之任何一项的组合物的钢坯，-热轧所述钢坯，其中，终轧温度高于Ar3温度，以形成热轧基体，-将所述基体冷却至500-680℃的卷曲温度(CT)，-在所述卷曲温度下卷曲所述基体，-酸洗所述基体，以去除氧化物，-采用最小40％的压下量冷轧所述基体，以减小厚度。
10.根据权利要求9的方法，其还包括下述步骤-在760-850℃下保温所述基体，-采用大于2℃/s的冷却速度将所述基体冷却至360-450℃，-在该温度范围内保温所述基体，时间小于700秒，-采用大于1℃/s的冷却速度将所述基体冷却至室温，-对所述基体进行最大压下量为1.5％的光整冷轧减薄。
11.根据权利要求10的方法，其还包括电镀锌层的步骤。
12.根据权利要求9的方法，其还包括下述步骤-在760-850℃下保温所述基体，-采用大于2℃/s的冷却速度将所述基体冷却至Zn镀液的温度，-在490-460℃温度范围内保温所述基体，时间小于200秒，-在所述Zn镀液中对所述基体进行热浸镀锌，-采用大于2℃/s的冷却速度将所述基体冷却至室温。
13.根据权利要求12的方法，其还包括对所述基体进行最大压下量为1.5％的光整冷轧压下的步骤。
14.根据权利要求8-11中之任何一项的方法制备并且组织中含有30-75％铁素体、10-40％贝氏体、0-20％残余奥氏体和可能地0-10％马氏体的钢产品。
15.根据权利要求10-13中之任何一项的方法制备的钢产品，所述产品的碳含量为1300-1900ppm，所述产品的屈服强度为320-480MPa，抗拉强度高于590MPa，延伸率A80大于26％，并且，在10％和均匀延伸率之间计算出的应变硬化系数大于0.2。
16.根据权利要求10-13中之任何一项的方法制备的钢产品，所述产品的碳含量为1700-2300ppm，所述产品的屈服强度为350-510MPa，抗拉强度高于700MPa，延伸率A80大于24％，并且，在10％和均匀延伸率之间计算出的应变硬化系数大于0.19。
17.根据权利要求10-13中之任何一项的方法制备的钢产品，所述产品的碳含量为2000-2600ppm，所述产品的屈服强度为400-600MPa，抗拉强度高于780MPa，延伸率A80大于22％，并且，在10％和均匀延伸率之间计算出的应变硬化系数大于0.18。
18.根据权利要求10-13中之任何一项的方法制备的钢产品，所述产品的碳含量为2000-2600ppm，所述产品的屈服强度为450-700MPa，抗拉强度高于980MPa，延伸率A80大于18％，并且，在10％和均匀延伸率之间计算出的应变硬化系数大于0.14。
19.根据权利要求14-18中之任何一项制备的钢产品，在纵向与横向的烘烤硬化BH2均高于40MPa。
全文摘要
本发明涉及一种目的用来采用包括冷轧步骤的方法制备未镀覆、电镀锌或热浸镀锌的TRIP钢产品的钢组合物，所述钢组合物的特征在于磷的特定添加。添加磷是为了在通过充分降低碳含量保持良好焊接性的同时获得所要求的机械性能(高的抗拉强度与高的延伸率组合)。本发明还涉及一种制备钢产品的方法，以及所获得的钢产品，所述产品具有本发明的组合物。
文档编号C21D8/00GK1729307SQ200380106957
公开日2006年2月1日 申请日期2003年11月6日 优先权日2002年12月20日
发明者J·安东尼森, L·巴贝, M·德梅耶, L·托萨尔-马丁内斯, S·克莱森斯, S·范德普特, S·雅各布斯, B·德库曼 申请人:于西纳股份有限公司