高强度冷轧钢板和生产该钢板的方法

高强度冷轧钢板和生产该钢板的方法
【专利摘要】本发明涉及适用于汽车、建筑材料等的高强度冷轧钢板，特别是成形性优异的高强度钢板。特别地，本发明涉及一种具有至少980MPa拉伸强度的冷轧钢板和生产该钢板的方法。
【专利说明】高强度冷轧钢板和生产该钢板的方法

【技术领域】
[0001]本发明涉及适用于汽车、建筑材料等的高强度冷轧钢板，特别是成形性优异的高 强度钢板。特别地，本发明涉及拉伸强度至少980MPa的冷乳钢板。

【背景技术】
[0002] 对于各种各样的应用，提高的强度水平是轻质结构的先决条件，特别地在汽车行 业，由于车身质量减少可使耗油量减少。
[0003] 汽车车身部件通常由薄钢板冲压出，形成复杂的薄板结构件。然而，由传统的高强 度钢无法生产出这样的部件，因为其形成复杂结构件的能力过低。由于这个原因，多相相变 诱导塑性辅助钢（TRIP钢）在过去几年获得了相当大的关注。
[0004] TRIP钢具有多相微观结构，包括亚稳定的残留奥氏体相，其能产生TRIP效应。当 钢变形时，奥氏体转变成马氏体，从而导致显著的加工硬化。这种硬化效应，在材料中起到 抵抗颈缩和推迟板料成型操作的失效。该TRIP钢的微观结构可以极大地改变其机械性能。 该TRIP钢微观结构最重要的方面是残留奥氏体相的体积百分比、尺寸和形态，因为这些属 性直接影响到钢变形时奥氏体向马氏体的转变。有几种方法在室温下化学稳定奥氏体。在 低合金TRIP钢中奥氏体通过其碳含量和小尺寸奥氏体晶粒实现稳定化。使奥氏体稳定所 必需的碳含量大约为1重量％。然而，因为可焊性受损，钢中的高碳含量在很多应用中不能 使用。
[0005] 因此，需要特殊的处理工艺路线将碳集中在奥氏体中，以便在室温下稳定它。普通 TRIP钢的化学成分中还包含其他元素的少量添加，以帮助稳定化奥氏体，以及有助于产生 将碳分配在奥氏体中的微观结构。最常见的添加剂是1.5wt%的硅和锰二者。为了抑制在 贝氏体转变时奥氏体分解，通常认为硅含量应该至少1重量％是必要的。钢中硅含量是重 要的，因为硅不溶于渗碳体。US 2〇〇9/〇2387l3公开了这样的TRIP钢。然而，高硅含量可以 导致热乳钢的表面质量差和冷轧钢的涂覆性能差。因此，已经研究了用其他元素部分或完 全取代硅，并且已报道了铝基合金设计有前景的结果。然而，使用铝的缺点是转变温度（AJ 的升高，使得完全奥氏体化在传统工业退火生产线中完全奥氏体化非常困难或不可能。
[0006] 根据基体相，例举了以下主要类型的TRIP钢：
[0007] TPF具有多边形铁素体基体的TRIP钢
[0008] TPF钢，如前所述，包含来自相对柔软的多边形铁素体的基体与来自贝氏体和残 留奥氏体的夹杂物。残留奥氏体变形时转变为马氏体，产生理想的TRIP效应，使得钢实现 了的强度和压延性的优良组合。尽管它们的伸缘成形性与具有更均匀微观结构和更强基体 的TBF，TMF和ΤΑΜ钢相比要低。
[0009] TBF具有贝氏体铁素体基体的TRIP钢
[0010] TBF钢一直为人所知并且受到很多关注，因为贝氏体铁素体基体使其具有良好 的伸缘成形性（stretch flangability)。此外，类似于TPF钢，TRIP效应通过应变诱导亚 稳的残留奥氏体岛转变为马氏体，确保显著地改进了其压延性。
[0011] TMF具有马氏体铁素体基体的^^钢
[0012] TMF钢还含有嵌入强马氏体基体的亚稳残留奥氏体小岛，使得这种钢相比TBF钢 取得更好的伸缘成形性。虽然这种钢也展现出 TRIP效应，但它们的压延性与TBF钢相比较 低。
[0013] ΤΑΜ具有为退火马氏体基体的TRIP钢
[0014] ΤΑΜ钢含有由新生马氏体再退火获得的针状铁素体基体。基本应变夹杂物亚稳态 残留奥氏体转变为马氏体再一次激活了明显的TRIP效应。尽管它们有希望得到强度，压 延性和伸缘成形性的组合，但这种钢由于复杂且昂贵的双 -热周期而未获得显著的产业效 龍。
[0015] TRIP钢的成形性主要受残留奥氏体相的相转变特性影响，而这又受奥氏体化学成 分、及其形态和其它因素的影响。在ISIJ International Vol. 50 (2010)，No. 1，第162-168 页中，对具有至少980MPa的拉伸强度TBF钢的成形性的影响进行了探讨。然后，该文献中 检测的冷乳材料是在950°C退火并在盐浴中300-500°C条件下进行200秒奥氏体回火。因 此，由于高退火温度，这种材料不适合在传统工业退火生产线上生产。


【发明内容】

[0016] 本发明涉及一种具有至少980MPa拉伸强度和优异成形性的高强度冷轧钢板，以 及在工业规模上生产该钢板的方法。特别地，本发明涉及一种具有适于在传统工业退火生 产线上生产的性能的冷轧TBF钢板。因此，该钢板不仅具有良好的成形性，还同时在A e3温 度，Ms温度，奥氏体回火时间和温度以及其它因素（例如影响热轧钢板的表面质量和在工业 退火生产线钢板的加工性能的粘性等级（sticky scale))方面是优化的。
[0017] 发明详述
[0018] 本发明描述在权利要求中。
[0019] 冷轧高强度TBF钢板由以下元素组成（按Wt%计）：
[0020] c 0.1 -0.3 施 2.0 - 3.0 Si 0,4-1,0 Or 0,1 - 03 Si + Or >09 Al <0.8 Nb <0.1 Mo < 0.3 Ti <0.2 V <0.2 Cii <0.5 M <0.5
[0021] B. <0,005 ::〇a： :<_S Mg： <_5 REM.《〇.:卿5:
[0022] 除杂质外平衡量为Fe。
[0023] 各元素的限制解释如下。
[0024] 元素 C，Mn, Si和Cr对本发明是必不可少的，原因如下：
[0025] C:0. 1-0. 3%
[0026] C是稳定奥氏体的元素，并且对在残留奥氏体相中获得足够的碳是重要的。c对于 获得所需的强度水平也是重要的。通常，可预期的是，每〇· 1% c增加约lOOMPa的拉伸强 度。当C低于0.1%时，很难获得980MPa的拉伸强度。如果C超过0.3%，则可焊接性会受 损。因此，根据所需强度水平，优选范围是〇· 15-0. 25%，0· 15-0· 19%或者0· 19-0. 23%。
[0027] Μη:2. 0-3. 0%
[0028]锰是固溶强化元素，其通过降低Ms温度稳定奥氏体，和在冷却中防止铁素体和珠 光体的形成。此外，Μη降低Ae3温度。在含量小于2%时难以获得980MPa的拉伸强度，并 且对于传统工业退火生产线，奥氏体化温度可能会太高。然而，如果Μη的含量高于3%, 可能会出现偏析问题并且加工性可能劣化。因此，优选范围是2. 0-2. 6%，2. 1 -2.5%， 2. 3 - 2. 5%和 2_ 3 - 2· 7%。
[0029] Si:0· 4-1.0
[0030] Si充当固溶体增强元素，并且对于确保薄钢板的强度是重要的。Si不溶于渗碳 体，因为Si在渗碳体形成之前从贝氏体晶界扩散开必须要时间，因而起到在贝氏体相变过 程中极大的延缓碳化物形成的作用。
[0031] 因此，优选范围是 0· 6-1. 0%，0· 6 - 1· 0,0. 7-0· 95%和 〇. 75-0. 90%。
[0032] Cr:0. 1-0. 9
[0033] Cr对于增加钢板的强度是有效的。Cr是形成铁素体的元素并且减缓珠光体和贝 氏体的形成。增加 Cr含量仅会轻微地降低Αε3温度和Ms温度。预料不到的是，添加Cr会引 起稳定化的残留奥氏体数量的大幅增加。然而，由于贝氏体相变延迟而需要更长的保持时 间，因此当使用普通生产线速度时在传统工业退火生产线上生产是困难或不可能的。由于 这个原因，Cr的含量优选限制至0. 6%。优选范围是0· 15-0. 6%，〇. 15-0. 35%，0. 2-0. 4% 和 0.25 -0.35%。
[0034] Si+Cr ： ^ 0. 9
[0035] Si和Cr组合添加时，在增加残余奥氏体数量上具有协同和完全预料不到的效果； 而这反过来导致延展性改善。由于这些原因，Si+Cr的含量优选限制至l 4%。优选范围是 1· 0-1· 4%，1. 05-1· 30%和 1. 1-1. 2%。
[0036] Mn+1. 3*Cr: ^ 3. 5
[0037] Μη和Cr极大地延缓了贝氏体的形成，并且在保持贝氏体范围期间产生高含量的 仅中等稳定的未转变奥氏体。在冷却期间大部分剩余的奥氏体转变成马氏体，导致最终的 微观结构中出现大量的马氏体/奥氏体粒子。在这种情况下，所得到的扩孔值相当低并且 因此Mn+1. 3*Cr不得不限制至3. 5,优选Mn+1. 3*Cr < 3. 2。
[0038] 除C，Mn，Si和Cr之外，该钢可以任选地包含以下一种或多种元素以调节微观结 构，影响相变动力学和/或微调一种或多种机械性能。
[0039] A1: ^ 0. 8
[0040] A1促进铁素体形成，并且也通常用作还原剂。A1与Si -样不溶于渗碳体，并且因 此在渗碳体能形成之前必须从贝氏体晶粒边界扩散出来。Ms温度随着A1含量增加而增加。 A1进一步的缺点是导致心3温度剧烈增加，以致对于传统CA生产线奥氏体化温度可能太高。 由于这些原因，A1的含量优选限制为小于0. 1%，最优选小于0.06%。
[0041] Nb:<0. 1
[0042] Nb通常用于低合金钢，由于其对晶粒长大的显著影响而用于以改善强度和初性。 由于析出NbC，Nb通过细化基体微观结构和残留奥氏体相而因此增加了强度延伸率平衡。 该钢可以任选地包含至少0. 015Nb，优选至少0· 〇25Nb。含量在0. 1%以上时效果饱和。
[0043] 优选范围是0.01-0.08%，0.01 -0.04%和0.01-0.03%，甚至还能优选范围 0· 02-0. 08%，0_ 02-0· 04%和 0· 02-0· 03%。
[0044] Mo: <0.3
[0045] 可以加入Mo来提高强度。将Mo和Nb -起加入导致析出细NbMoC，而进一步改进 强度和韧性的组合。
[0046] Ti:<0. 2 ；V:<0. 2
[0047] 这些元素对沉淀强化（precipitation hardening)有效。Ti的加入量优选0.01_ 0· 1%，0· 02 - 0.08%或 0.02 - 0.05% .V 的加入量优选 0.01-0· 或 0.02 -0.08%。
[0048] Cu:<0. 5 ；Ni:<0. 5
[0049] 这些元素是固溶强化元素并且对抗腐蚀性有积极的效果。加入量可以为〇· Οδ-Ο. 5%或者如果需要为 〇. 1 - 〇· 3%。
[0050] B: <0.005
[0051 ] B抑制铁素体的形成并且提局钢板的可焊接性。为达到明显的效果应至少加入 0.0002%。然而，过量会劣化可加工性。
[0052] 优选范围是 <〇· 004%，0. 0005-0. 003%和 0. 0008-0· 0017%。
[0053] Ca: <0.005； Mg:<〇. 〇〇5； REM: <0· 005
[0054] 可以加入这些元素以控制钢板内夹杂物的形态并且因此提扩孔性和伸缘成形性。
[0055] 优选范围为 〇· 0005-0. 005 % 和 0· 001-0. 003%。
[0056] Si>Al
[0057] 由于与Si相比A1增加奥氏体化温度更显著，根据本发明的高强度冷乳钢板具 有硅基设计，也就是Si的含量要大于A1的含量，优选Si>l. 3A1，更优选Si>2Al，最优选 Si>3Al 或甚至 SD10A1。
[0058] Si>Cr
[0059] 在本发明的钢板中，特别是具有硅基设计的钢板，由于它对贝氏体相变的抑制效 应优选控制Si的含量大于Cr的含量并限制Cr的含量。由于这个原因，优选保持Si>Cr，优 选Si>l. 3Cr，更优选Si>l. 5Cr，甚至更优选Si>2Cr，最优选Si>3Cr。
[0060] 该冷乳高强度TBF钢板具有多相微观结构，包括（按vol %计）
[0061] 残留奥氏体 5-20
[0062] 贝氏体+贝氏体铁素体+回火马氏体彡80
[0063] 多边形铁素体彡10
[0064] 残留奥氏体（RA)含量为5-20%，优选5-16%。因为TRIP效应，当高延伸率是必 需的时，残留奥氏体是先决条件。高含量的残留奥氏体减少了伸缘成形性。在这些钢板中， 所述多边形铁素体被贝氏体铁素体（BF)替代，并且所述微观结构通常包含超过50%的BF。 基体由高位错密度增强的BF板条组成，并且在板条之间存在残留奥氏体。在最终的微观结 构中也许出现较小数量的马氏体。这些马氏体粒子通常紧密接触残留奥氏体粒子，因此被 称为马氏体-奥氏体（MA)粒子。如果需要高扩孔型钢板，马氏体-奥氏体（MA)粒子的尺 寸应当最大3 μ m，而需要1?延伸型钢板时粒子尺寸可能要到6 μ m。
[0065] 残留奥氏体含量的测量使用Proc. Int.Conf.on TRIP-aided高强度铁合金 (2002)，Ghent, Belgium, p. 61-64中详细描述的饱和磁化方法。
[0066] 通过LePera色彩蚀刻后的光学显微镜使用图像分析软件测定Μ粒子尺寸。该蚀 刻技术例如在金相学，Vol. 12 (1979)，No. 3, 263-268有充分的记载。
[0067] 该冷乳高强度TBF钢板具有以下机械性能
[0068] 拉伸强度（Rm)彡 980MPa
[0069] 总延伸率（A80)彡4%
[0070] 扩孔率（λ) ^ 20%
[0071] 扩孔率（λ)优选25%，更优选彡30 %并且甚至更优选彡40%。
[0072] 根据欧洲标准ΕΝ 10002第1部分获得所述RjPA8。值，其中沿板条的纵向方向取 样。
[0073] 根据IS0/WD 16630用扩孔试验测定得出扩孔率（λ )。在这个试验中，将具有60° 顶角的圆锥形打孔机在具有100x100mm2大小的钢板上压出10毫米直径的冲孔。一旦确定 第一个裂纹，测试立即停止测试并且在相互正交的两个方向测量孔洞直径。其算术平均值 用于计算。
[0074] 按％计的扩孔率（λ )计算如下：
[0075] λ = (Dh - Do)/Do X 100
[0076]其中Do是开始时的孔径（10mm)，Dh是试验后的孔径。
[0077]钢板的成形性进一步通过下面参数进行评估：强度-延伸率平衡（RmXA80)和伸 缘成形性（RmX λ)来评估。
[0078]高延伸型钢板具有高强度-延伸率平衡，高扩孔型钢板具有高的伸缘成形性。 [0079] 本发明的钢板满足下列条件的至少之一：
[0080] RmXA80 ^13 OOOMPa%
[0081] RmX λ 彡 40 OOOMPa%
[0082]本发明的钢板的机械性能能够通过合金化组分和微观结构进行很大程度的调整。 [0083] 根据本发明一个可能的变体，所述钢包含0. 15-0. 19的c，2. 1 _ 2. 5的Μη, 0.7-0.95的Si，0· 15-0· 35的Cr。任选地，将Si+Cr调节至彡1.0和进一步该钢可以包含 0. 〇2_0. 03Nb。该钢板满足下列要求至少之一：
[0084] (1〇= 980-12(^?&，久。）彡6，优选7%，（入）彡20%，优选彡40%和进一步满 足下列至少之一：
[0085] R^XAg。彡 13 OOOMPa % 和 RmX λ 彡 40 OOOMPa%，优选彡 50 OOOMPa%。
[0086] 典型的化学组成可以包含0. 17的C，2.3的Mn，0.85的Si，0.25的Cr，最多的 0. 025Nb，除了杂质余量为Fe。
[0087] 根据本发明另一个可能的变体，该钢包含〇. 19-0. 23的C，2· 3 - 2. 7的Μη, 0· 7 - 0· 95的Si,0· 2-0. 4的Cr。任选地，将Si+Cr调节至彡1. 1和进一步所述钢可以包含 0. 01-0. 03的Nb。该钢板满足下列要求至少之一：
[0088] 〇〇=1180_15001?&，（八8。）彡6，优选7%，（\)彡20%，优选彡31%和进一步 满足下列至少之一：
[0089] R"XA8。彡 13 OOOMPa%和心乂 λ 彡 40 OOOMPa%，优选彡 45 OOOMPa%。
[0090] 典型的化学组成可以包含0.21的C，2. 5的Μη，0. 85的Si，0.3的Cr，0.07的Mo, 最多0. 025Nb，除了杂质余量为Fe。
[0091] 本发明的钢板可以在传统工业退火生产线上生产。该工艺包括以下步骤：
[0092] a)提供具有前述组成的冷轧钢带；
[0093] b)在高于Ae3的温度Tan退火所述冷乳钢带，使钢完全奥氏体化，随后
[0094] c)冷却所述冷乳钢带，特别是从680_750°C冷却到快速冷却的冷却停止温度TKC， 所述TKC在320和475°C之间，以足以避免铁素体的冷却速度形成，冷却速度为20-100°C / s，随后
[0095] d)奥氏体回火所述冷乳钢带，所述奥氏体回火在TQA条件下，范围为k-eo-c至 ?^+ΘΟΓ，和
[0096] e)冷却冷轧钢带至环境温度。
[0097] 该工艺优选包括以下步骤：
[0098] 步骤b)中，在840-860°C进行退火，退火保持时间tan为至多100s，优选20-80s，
[0099] 步骤c)中，所述冷却可以如下进行，以约3_20°C /s的第一冷却速度CR1，从退火 温度Tm冷却至在680到750°C之间的缓慢冷却终止温度Tsc，和以在20-100? /s的第二冷 却速度CR2,至快速冷却终止温度TKC，和
[0100] 步骤d)中，所述奥氏体回火在350和475°C之间的温度TQA进行，时间间隔tQA为 150-450s，优选 280-320s。
[0101] 优选地，在步骤C)和d)之间，没有外部加热施加于冷轧钢带。
[0102] 调节热处理条件的原因陈述如下：
[0103] 退火温度Tm>Ae3温度：
[0104] 通过完全奥氏体化所述钢能够控制多边形铁素体的含量。如果退火温度Tan低于 Ac3温度，会有多边形铁素体含量将超过10%的风险。太多的多边形铁素体会使MA组分尺 寸更大。
[0105] 快速冷却冷却停止温度TRC,范围为320 - 475°C :
[0106] 通过控制快速冷却冷却停止温度TRC在320和475°C之间的温度，能够控制嫩组 分的尺寸和残留奥氏体RA的含量。如果快速冷却冷却停止温度TRC超出了该温度范围，Μ 组分的尺寸会变大而且RA的含量会变低。此外，如果TRC低于上述温度范围，RA的含量会 变低。这两种情况都将导致钢板的均匀性和总延伸率劣化。
[0107] 奥氏体回火温度TQA范围为Tms - 60°C至Tms+90°C
[0108] 通过控制奥氏体回火温度Τω在T"s - 60°C至TK+90°C之间，优选TMS - 60°C至 T"s+8(TC，能够控制残留奥氏体RA的含量。较低的奥氏体回火温度TQA将降低RA的含量。 较高的奥氏体回火温度T QA将降低RA的含量和增加 MA组分的尺寸。类似于TRC，这两种情 况都将降低钢板的均匀延伸率Ag和总延伸率A 8Q。
[0109] 第一和第二冷却速度，CR1，CR2 :
[0110] 通过控制以约3-20? /s第一冷却速度CR1，从退火温度Tan冷却至680到750? 之间的缓慢冷却终止温度Tsc，和以20-100? /s的第二冷却速度CR2冷却至快速冷却终止 温度TRC，能够控制多边形铁素体的含量。降低冷却速度CR2将增加多边形铁素体的含量至 超过10%。第一冷却速度CR1源于许多退火生产线的规划和本身，它没有直接影响钢板的 微观结构和机械性能。然而，作为退火生产线的一部分，该冷却速度必须恰当调整以能够完 成整个退火周期。 tom] 在本发明的一个实施方案中钢板是高延伸型钢板，具有强度-延伸率平衡 R"XA80彡13 OOOMPa%，优选彡13 500MPa%，最优选彡14 OOOMPa0%。在这种情况下，步骤 d)中奥氏体回火在TMs-30°C至TMs+90°C的奥氏体回火温度下进行，例如T Ms-30°C至475°C， 优选 TMs-10°C至 440°C。
[0112] 在本发明的另一个实施方案中钢板是高扩孔型钢板，具有伸缘成形性Ι^Χ λ彡40 OOOMPa%，优选彡50 OOOMPa%，最优选彡55 OOOMPa%，步骤d)中奥氏体回火在1^-601 至TMs+30°C的奥氏体回火温度下进行，优选T Ms-60°C至400°C，更优选TMs-60°C至380°C。 实施例
[0113] 制造具有根据表I的化学组成的多个试验合金1-14。制成钢板，并在传统CA生 产线根据表II中规定的参数经受热处理。检测钢板的微观结构以及多种机械性能并且结 果在表III列出。
[0114] 在ΜΑ尺寸ditt-栏，给出了通过图像分析测出的马氏体-奥氏体粒子的颗粒尺寸， 其中所述MA尺寸划分为三大类：
[0115] ?小，其中MA粒子尺寸dM彡3μηι，
[0116] ?中等，其中 3 μ m<dM<6 μ m,
[0117] ?大，其中 dM 彡 6 μ m。
[0118] 在渗碳体一栏中，N表示微观结构中可发现的渗碳体含量几乎可忽略，而γ表明在 最终的微观结构中存在大量有害的渗碳体。
[0119] 当对比本发明钢板的结果与不含有所要求范围内的铬的钢板10和11的结果时， 铬对微观结构和机械性能的积极影响是明显的。表III中的试验No. 28-33显示，在一些情 况下残留奥氏体的含量太低（No. 28, 29和31)并且所述微观结构含有一些渗碳体。
[0120] 来自没有添加 Cr的具有0.6% Si的钢板No. 10和具有0.82% Si的钢板No. 11 的结果显示，对于在贝氏体转变时防止渗碳体的形成，Si的含量太低。本发明的钢板则展 示了完成不同的表现。因此，似乎Cr在延迟或阻止渗碳体析出方面的表现类似于Si。部分 基于这些结果，开发了添加 Cr且具有Si基合金设计的所要求的TBF钢板，其具有在连续退 火生产线上生产的提高的可加工性。
[0121] No. 12的钢板取得了合理的机械性能。然而，表面调查表明，相比于低硅材料其显 示出采用硅-氧化物显著更高的表面覆盖率，其增加了退火过程中辊上形成泡的风险，因 此这种材料超出了本发明的范围。
[0122] 从具有0.62%3;[和0.140而不满足51+&彡0.9的钢板1^0.13的结果来看，3;[和 Cr的协同效应太低而不能确保适当的延伸率和扩孔率分别地满足之前所要求的RmXASO 和RmX λ (表III中实施例No. 37)。
[0123] 从来自钢板No. 14的结果来看，Cr>Si的含量并且同时Mn+l，3*Cr>3.5,通过应用 表II中的退火周期3获得了低的扩孔率数值（表III中的No. 42)。正如前面提到的，如此 高的Μη和Cr含量导致奥氏体回火阶段贝氏体形成的极大延迟。因此，获得了包含很大一 部分Μ粒子的微观结构，其导致扩孔行为相当差。
[0124] 使钢板No. 6经受所要求的奥氏体回火温度范围之外的退火，也就是325°C的低奥 氏体回火温度（加热周期No. 6)和485?的高奥氏体回火温度TQA(加热周期No· 7)。该退 火的结果在表III实施例No. 38和39中分别给出。由于残留奥氏体RA含量不足，低奥氏 体回火温度导致非常低的延伸率，Rp〇. 2,相应后果为C缓慢再分布到奥氏体中并且更强的 驱动力使渗碳体在马氏体中析出。高奥氏体回火温度无法抑制奥氏体部分分解为铁素体和 渗碳体，从而导致低量的稳定残留奥氏体。
[0125] 进一步的比较例代表退火温度Tan为78(TC的加热周期No. 8。这种低临界区退火 导致相当高的铁素体含量，并且因此扩孔性适中（表III中的实施例No. 40)。 、
[0126] 表II周期No. 9给出了冷却速度为l〇°C /s的例子。可以看到，如此低的冷却速度 导致在从退火温度冷却到奥氏体回火阶段铁素体形成，并且因此孔扩张性适中（表111实 施例 No. 41)。
[0127]

【权利要求】
1. 一种高强度冷轧钢板，具有： a) 由以下元素组成的组分（按wt%计）： 除杂质外平衡量的Fe,
b) 多相微观结构，包括（按vol%计） 残留奥氏体5-20 贝氏体+贝氏体铁素体+回火马氏体> 80 多边形铁素体< 10 c) 至少一种以下的机械性能 拉伸强度（Rm)彡980MPa 延伸率（A8tl)彡4% 扩孔率（λ)彡20%，优选彡30% 和满足至少一种下列条件 RmXA80 ^ 13 OOOMPa % RmX λ 彡 40 000MPa%。
2. 根据权利要求1的高强度冷轧钢板，满足以下至少一项：
3. 根据前述权利要求任一项的高强度冷轧钢板，满足以下至少一项：
4. 根据前述权利要求任一项的高强度冷轧钢板，满足以下至少一项：
5. 根据前述权利要求任一项的高强度冷轧钢板，其中马氏体-奥氏体粒子（M)的最大 尺寸< 6 μ m，优选< 3 μ m。
6. 根据前述权利要求任一项的高强度冷轧钢板，其中多相微观结构包括（按vol%计） 残留奥氏体5-16 贝氏体+贝氏体铁素体+回火马氏体> 80 多边形铁素体< 10。
7. 根据前述权利要求任一项的高强度冷轧钢板，其中钢包括： 可选地
Si+Cr ^LO NbO.02-0. 03 和其中所述钢板满足下列条件的至少一项： (Rm)980-1200MPa (A80)彡 6,优选 >7% (λ) ^ 40% 和以下至少一项 RmXA80 ^ 13 OOOMPa % RmX λ 彡 40 OOOMPa%，优选彡 50 OOOMPa%。
8. 根据权利要求1-6中任一项的高强度冷轧钢板，其中所述钢包括
可选地 Si+Cr ^ I. 1 NbO.02-0. 03 和其中所述钢板满足以下要求 (Rm)1180-1500MPa (A80)彡 6,优选 >7% (λ)彡 31% 且优选满足以下条件 RmX λ 彡 40 OOOMPa%，优选彡 45 OOOMPa%。
9. 根据前述权利要求任一项的高强度冷轧钢板，其中比率（Mn+1.3*Cr) <3. 5,优选 ^ 3. 2〇
10. 根据前述权利要求任一项的高强度冷轧钢板，其中Si的含量大于Al的含量，优选 Si>l. 3A1，更优选Si>2Al，最优选Si>3Al或者甚至Si>10Al。
11. 根据前述权利要求任一项的高强度冷轧钢板，其中Si的含量大于Cr的含量，优选 Si>l. 3Cr，更优选Si>l. 5Cr，甚至更优选Si>2Cr，最优选Si>3Cr。
12. 根据前述权利要求任一项的高强度冷轧钢板，其不设置热镀锌层。
13. 制造根据前述权利要求任一项的高强度冷轧钢板的方法，包括以下步骤： a) 提供具有前述权利要求任一项所述组成的冷轧钢带； b) 在高于Aci3温度的温度下退火所述冷轧钢带，以便使钢完全奥氏体化，随后 c) 以足以避免铁素体形成的冷却速度冷却所述冷轧钢带，特别是从680-750°C冷却进 行到快速冷却的冷却停止温度TKC，所述T kc在350和475°C之间，优选在380和420°C之间， 所述冷却速度为20-100°C /s，随后 d) 在 TMs-30°C至 TMs+90°C，优选在 TMs-30°C至 475°C，更优选在 TMs-10° -440°C 的条件 下奥氏体回火所述冷轧钢带，并且 e)冷却所述冷轧钢带至环境温度， 其中所述钢是高延伸型钢，具有强度-延伸率平衡RmX A80彡13 OOOMPa%，优选彡13 500MPa%，最优选彡 14 OOOMPa%。
14.制造根据前述权利要求任一项的高强度冷轧钢板的方法，包括以下步骤： a) 提供具有前述权利要求任一项所述组成的冷轧钢带； b) 在高于Ac3温度的温度下退火冷轧钢带，以便使钢完全奥氏体化，随后 c) 以足以避免铁素体形成的冷却速度冷却所述冷轧钢带，特别是从680-750°C冷却进 行到快速冷却的冷却停止温度TKC，所述T kc在320和400°C之间，优选在340和380°C之间， 所述冷却速度为20-100°C /s，随后 d) 在 TMs-60°C至 TMs+30°C，优选在 TMs-60°C至 400°C，更优选在 TMs-60°C至 380°C 的条件 下奥氏体回火所述冷轧钢带，并且 e) 冷却所述冷轧钢带至环境温度， 其中所述钢是高扩孔型的钢，具有伸缘成形性RmX λ >40 OOOMPa%，优选>50 OOOMPa %，最优选彡 55 OOOMPa %。
【文档编号】C22C38/04GK104245971SQ201380016237
【公开日】2014年12月24日 申请日期:2013年4月2日 优先权日:2012年3月30日
【发明者】S.保罗, D.克里赞, A.皮彻勒, 中屋道治 申请人:奥钢联钢铁有限责任公司, 株式会社神户制钢所