冷轧并经热处理的钢板及其制造方法与流程

本发明涉及冷轧并经热处理的钢板，其适合用作车辆用钢板。汽车部件需要满足两个不一致的需求，即，易于成形且具有强度，但是近年来，考虑到全球环境问题，还给与汽车以改善燃料消耗的第三个要求。因此，现在汽车部件必须由具有高成形性的材料制成，以便符合复杂汽车组件的易于装配的标准，并且同时必须针对车辆耐撞性和耐久性而提高强度，同时减轻车辆的重量以改善燃料效率。因此，进行了大量的研究和开发努力以通过增加材料的强度来减少汽车中使用的材料的量。相反地，钢板强度的增加降低了可成形性，并且因此必须开发具有高强度和高成形性二者的材料。在高强度和高成形性钢板的领域中的早期研究和开发已经产生了数种用于生产高强度和高成形性钢板的方法，本文列举了这些方法中的一些方法以用于对本发明的整体的理解。us9074272描述了具有以下化学组成的钢：0.1％至0.28％c、1.0％至2.0％si、1.0％至3.0％mn，剩余部分由铁和不可避免的杂质组成。显微组织包含5％至20％的残余奥氏体、40％至65％的贝氏体铁素体、30％至50％的多边形铁素体、以及少于5％的马氏体。us9074272涉及具有优异的延伸率的冷轧钢板，但是其中所描述的发明未能达到作为在保持复杂汽车部件坚固性的同时减轻重量的要求的900mpa的强度。us2015/0152533公开了用于生产高强度钢的方法，该高强度钢包含：c:0.12％至0.18％、si:0.05％至0.2％、mn:1.9％至2.2％、al:0.2％至0.5％、cr:0.05％至0.2％、nb:0.01％至0.06％、p:≤0.02％、s:≤0.003％、n:≤0.008％、mo:≤0.1％、b:≤0.0007％、ti:≤0.01％、ni:≤0.1％，cu:≤0.1％，以及作为剩余部分的铁和不可避免的杂质。通过专利申请us2015/0152533中描述的方法生产的钢板应当具有由以下组成的显微组织：50体积％至90体积％的铁素体(包括贝氏体铁素体)、5体积％至40体积％的马氏体、至多15体积％的残余奥氏体，以及至多10体积％的其他组织成分。尽管us2015/0152533包含大量马氏体(即，多达40％)，但仍未能达到900mpa的抗拉强度水平。us2014/170439提供了冷轧钢板。该钢板具有大于1000mpa的强度、大于12％的均匀延伸率和大于90°的v形弯曲性。钢板的组成以重量百分比表示包含：0.15％≤c≤0.25％、1.8％≤mn≤3.0％、1.2％≤si≤2％、0％≤al≤0.10％、0％≤cr≤0.50％、0％≤cu≤1％、0％≤ni≤1％、0％≤s≤0.005％、0％≤p≤0.020％、nb≤0.015％、ti≤0.020％、v≤0.015％、co≤1％、n≤0.008％、b≤0.001％，其中mn+ni+cu≤3％。组成的剩余部分由铁和由加工产生的不可避免的杂质组成。显微组织以面积百分比计包含5％至20％的多边形铁素体、10％至15％的残余奥氏体、5％至15％的马氏体和余量的贝氏体。贝氏体为板条形式并且包含在板条之间的碳化物。每单位表面积的大于0.1微米的板条间碳化物的数目n小于或等于50000/mm2。还提供了制造方法和机动车辆。但是us2014/170439没有提及钢的磷化性(phosphatabilty)。由于与高强度和高成形性钢板的制造有关的已知的现有技术具有一个或另一个缺陷，因此需要强度大于1000mpa的冷轧钢板及其制造方法。本发明的目的是通过制造同时具有以下特征的可用的冷轧钢板来解决这些问题：-极限抗拉强度大于或等于1000mpa，并且优选地高于1180mpa，或者甚至高于1220mpa，-与至少96％的表面的良好磷化性。在一个优选的实施方案中，根据本发明的钢板可以具有大于或高于700mpa的屈服强度值。优选地，这样的钢还可以具有良好的成形适应性，特别是对于具有良好可焊性和可涂覆性的轧制。本发明的另一目的还在于提供用于制造这些板的方法，该方法与常规的工业应用相容同时对于制造参数变化是稳健的。本发明的冷轧经热处理的钢板可以任选地涂覆有锌或锌合金，或者涂覆有铝或铝合金以改善其耐腐蚀性。图1不是根据本发明。图1为示出了由于冷轧钢板表面上的内部氧化物和由其形成的内部氧化物层而形成的裂纹的显微照片。为了展示裂纹，将裂纹之一标记为10。该冷轧钢板属于表1的钢种7。图2为示出了根据本发明的冷轧钢板的表面的显微照片。该冷轧钢板没有内部氧化物层。该冷轧钢板属于表1的钢种2。图3不是根据本发明。图3为示出了由于冷轧并经热处理的钢板的表面上的内部氧化物和由其形成的内部氧化物层而形成的裂纹的显微照片。为了展示裂纹，将裂纹之一标记为20。该冷轧钢板属于表1的钢种7。图4为示出了根据本发明的冷轧并经热处理的钢板的表面的显微照片。该冷轧钢板具有小于3微米的内部氧化物层。该冷轧钢板属于表1的钢种2。图5为展示了不是根据本发明的冷轧并经热处理的钢板上的磷化的显微照片。图5展示了在覆盖范围内的孔隙率。将孔隙率标记之一突出显示为30。图5属于表1的钢种7。图6为展示了根据本发明的冷轧并经热处理的钢板上的磷化的显微照片。所展示的钢板属于表1的钢种2，具有100％的磷化覆盖率。本发明的其他特征和优点将由本发明的以下详细描述而变得明显。钢中存在0.18％至0.24％的碳。碳是通过产生诸如马氏体的低温转变相来提高钢板的强度所必需的元素。此外，碳也在奥氏体稳定中起关键作用。小于0.18％的含量不会使奥氏体稳定，从而降低了强度以及延展性。另一方面，当碳含量超过0.24％时，焊接区和热影响区显著硬化，并因此损害了焊接区的机械特性。本发明的钢的锰含量为1.5％至2.5％。锰是既赋予强度又使奥氏体稳定以获得残余奥氏体的元素。已经发现至少约1.5重量％的量的锰用以提供钢板的强度和淬透性以及用以使奥氏体稳定。因此，较高百分比的锰例如1.9％至2.2％是优选的。但是当锰大于2.5％时，这产生诸如在用于贝氏体转变的等温保持期间减缓奥氏体向贝氏体的转变的不利影响，导致延展性降低。此外，锰含量高于2.5％也会降低本发明的钢的可焊性。本发明的钢的硅含量为1.2％至2％。硅作为一种成分阻碍了碳从奥氏体中析出。因此，由于1.2％的硅的存在，因此富含碳的奥氏体在室温下是稳定的。然而，添加大于2％的硅不改善所提到的效果并且导致诸如热轧脆化的问题。因此，浓度被控制在2％的上限以内。本发明的钢的铝的含量为0.01％至0.06％。在这样的范围内，钢中的铝结合氮以形成氮化铝，从而减小晶粒的尺寸。但是，在本发明中当铝的含量超过0.06％时，会提高ac3点，从而降低生产率。本发明的钢的铬含量为0.2％至0.5％。铬是为钢提供强度和硬化必不可少的元素，但在使用时高于0.5％损害钢的表面光洁度。本发明的钢的磷含量被限制为0.02％。磷是在固溶体中硬化且还干扰碳化物的形成的元素。因此，至少0.002％的少量的磷可以是有利的，但是磷特别是由于其在晶界处偏析或者与锰共偏析的倾向而也具有其不利影响，例如点焊性和热延展性的降低。由于这些原因，磷含量优选地限制为最大0.015％。硫不是必需元素，但可以作为杂质包含在钢中。从制造成本的角度出发，硫含量优选地尽可能低，但为0.03％或更少，并且优选地为至多0.003％。此外，如果钢中存在较高的硫，则硫尤其与mn和ti结合以形成硫化物并且降低了它们对本发明的有益影响。铌是可以以0％至0.06％，优选地0.0010％至0.06％添加到钢中的任选元素。铌适合于通过沉淀硬化来形成碳氮化物以赋予根据本发明的钢以强度。由于铌在加热期间延迟重结晶，因此在保持温度结束时以及因此在完全退火之后所形成的显微组织更精细，这导致产品硬化。但是，当铌含量高于0.06％时，碳氮化物的量对于本发明是不利的，这是因为大量的碳氮化物倾向于降低钢的延展性。钛是可以以0％至0.08％，优选地0.001％至0.08％添加到本发明的钢中的任选元素。与铌一样，其参与在碳氮化物中，因此在硬化中起作用。但是钛也参与形成在铸造产品凝固期间出现的tin。ti的量因此被限制为0.08％，以避免对扩孔不利的粗tin。在钛含量低于0.001％的情况下，钛不对本发明的钢产生任何影响。钒是可以以0％至0.1％，优选地0.001％至0.01％添加到本发明的钢中的任选元素。与铌一样，其参与在碳氮化物中，因此在硬化中起作用。但是钒也参与形成在铸造产品凝固期间出现的vn。v的量因此被限制为0.1％，以避免对扩孔不利的粗vn。在钒含量低于0.001％的情况下，钒不对本发明的钢产生任何影响。钙是可以以0％至0.005％，优选地0.001％至0.005％添加到本发明的钢中的任选元素。钙尤其是在夹杂物处理期间作为任选元素而添加到本发明的钢中。钙通过在对钢进行球化处理中捕获有害的硫含量而有助于钢的精炼。诸如铈、硼、镁或锆的其他元素可以以如下比例单独添加或者组合添加：ce≤0.1％，b≤0.01％，mg≤0.05％和zr≤0.05％。直至所示的最大含量水平，这些元素使得能够在凝固期间细化晶粒。在本发明的钢中存在的合金元素中，硅、锰、铝和铬是比铁更可氧化的，并且众所周知，在卷取、热带退火、退火期间以及在其他类似的热处理工艺期间，除铁之外所提及的元素也经历选择性氧化，从而形成内部氧化物。图1为展示了不是根据本发明的冷轧钢板的显微照片，该冷轧钢板具有内部氧化物层，其中这些选择性氧化物由于降低的氧分压而在热轧钢板上卷取期间形成，这些选择性氧化物还导致在冷轧钢板上冷轧期间在晶界处产生裂纹。在图1中，还展示了在冷轧钢板的表面上的裂纹(10)。图1还示出了冷轧钢板表面上的厚度大于1微米的内部氧化物。类似地，选择性氧化也在退火期间发生。图2为展示了根据本发明的冷轧钢板的显微照片，其中该冷轧钢板没有内部氧化物。图3为展示了不是根据本发明的经热处理的冷轧钢板的显微照片，该经热处理的冷轧钢板具有内部氧化物层，其中这些选择性氧化物由于降低的氧分压而在热轧钢板上卷取期间或者在热轧钢板上热带退火或在冷轧钢板上退火期间形成，这些选择性氧化物还导致在冷轧钢板上冷轧期间在晶界处产生裂纹，这在退火期间会加剧。在图3中，还展示了在经热处理的冷轧钢板的表面上的裂纹(20)。图3还示出了冷轧钢板表面上的厚度大于3微米的内部氧化物。图4为展示了根据本发明的经热处理的冷轧钢板的显微照片，其中该经热处理的冷轧钢板具有内部氧化物层，并且根据本发明，厚度高达3微米的氧化物层在经热处理的冷轧板上是可接受的。因此，本发明设想实施特定的工艺参数，例如保持卷取温度低于500℃，并在冷轧之前进行至少一次强制酸洗以控制内部氧化物的形成。本发明使最终的冷轧并经热处理的钢板上的内部氧化物层保持高达3微米。在一个优选的实施方案中，这样的层由铁、硅、锰和铬形成。在另一个实施方案中，优选在冷轧之后在冷轧板上存在厚度为1微米或更小的内部氧化物层。钢的组成的剩余部分由铁和由加工产生的不可避免的杂质组成。根据本发明的钢板的显微组织以面积分数计包含0％至15％的回火马氏体、10％至15％的残余奥氏体、和任选地至多30％的铁素体，余量由贝氏体组成，贝氏体含量为至少55％。贝氏体是钢的基体并且以最小55％，优选地60％包含在内。在本发明的框架内，贝氏体包括板条贝氏体和粒状贝氏体。粒状贝氏体为具有非常低密度的碳化物的贝氏体，这意味着钢包含少于100个碳化物/100μm2的面积单位。板条贝氏体为薄铁素体板条的形式，其中碳化物形成在板条之间。板条之间存在的碳化物的尺寸使得大于0.1微米的碳化物的数目低于50,000/mm2。板条贝氏体为钢提供足够的扩孔，而粒状贝氏体提供了改善的延伸率。回火马氏体以0％至15％的量包含在内。优选具有所述含量的回火马氏体以达到1000mpa或更高的强度水平，并且如果马氏体量达到超过15％，则将对延展性产生不利影响。残余奥氏体以10％至15％的量包含在内。已知残余奥氏体的碳的溶解度高于贝氏体，并因此充当有效的碳阱，从而延缓贝氏体中碳化物的形成。本发明的残余奥氏体优选地含有0.9％至1.15％的碳，其中奥氏体中的平均碳含量为1.00％。奥氏体还赋予本发明的钢以延展性。马氏体和奥氏体优选可以作为分离相或者以马氏体-奥氏体岛状物的形式存在于根据本发明的钢中。铁素体可以以0％至30％存在于钢中。这样的铁素体可以包括多边形铁素体、板条铁素体、针状铁素体、板状铁素体或外延铁素体。本发明中铁素体的存在可以赋予钢以可成形性和延伸率。铁素体的存在由于下述事实而具有负面影响：铁素体通过诸如马氏体和贝氏体的硬质相增大了硬度差距并且降低了局部延展性。如果铁素体的存在高于30％，则无法达到目标抗拉强度。根据本发明的钢板可以通过任何合适的方法生产。优选的方法包括提供具有根据本发明的化学组成的钢的半成品铸件。该铸件可以制成锭或者连续制成薄板坯或薄带的形式，即，厚度范围从对于板坯的约220mm至对于薄带的数十毫米。例如，板坯将被视为半成品。具有上述化学组成的板坯通过连铸而制造，其中板坯优选地在铸造期间经历直接的轻微压下，以确保消除中心偏析和孔隙率降低。通过连铸工艺提供的板坯可以在连铸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。经历热轧的板坯的温度优选地为至少1000℃，优选地高于1200℃且必须低于1280℃。在板坯的温度低于1000℃的情况下，对轧机施加过大的负荷，此外，钢的温度在精轧期间可能降低至铁素体转变温度，由此钢将在组织中含有转变铁素体的状态下被轧制。此外，温度不得高于1280℃，这是因为将存在导致粗的铁素体晶粒的粗糙铁素体晶粒的形成的风险，这降低了这些晶粒在热轧期间重结晶的能力。初始铁素体晶粒尺寸越大，重结晶越不容易，这意味着必须避免再加热温度高于1280℃，因为这在工业上是昂贵的并且在铁素体的重结晶方面是不利的。板坯的温度优选地足够高，使得可以完全在奥氏体范围内完成热轧，热轧终轧温度保持高于850℃并且优选地高于900℃。终轧必须在高于850℃进行，这是因为低于该温度钢板表现出可轧制性的显著下降。在900℃至950℃之间的终轧温度是优选的，以具有有利于重结晶和轧制的组织。然后使以这种方式获得的板以高于30℃/秒的冷却速率冷却至低于500℃的温度。保持冷却温度低于500℃，以避免诸如锰、硅和铬的合金元素的选择性氧化。优选地，冷却速率将小于或等于65℃/秒且高于35℃/秒。此后，卷取热轧钢板，并且在热轧板保持卷取的时间期间，发生奥氏体向贝氏体的转变，并且经卷取的热轧板的温度由于再辉而升高。经卷取的热轧钢板的温度必须保持低于570℃，以避免热轧带卷表面上的硅、锰、铝和铬的选择性内部氧化，因为这些氧化物在热轧钢板的表面上形成裂纹。之后，使经卷取的热轧钢板冷却至室温。然后，使热轧板经历诸如酸洗的氧化皮除去过程，以除去在热轧期间形成的氧化皮，并确保在使热轧钢板经历热带退火之前在热轧钢板的表面上没有氧化皮。然后使热轧板在350℃至750℃的温度下在1小时至96小时期间经历热带退火。选择这样的热带退火的温度和时间以确保热轧板的软化以促进热轧钢板的冷轧。此外，控制热带退火的气氛以避免热带退火期间的氧化。如果在350℃至500℃的温度范围之间在1小时至96小时期间进行热带退火，则热带退火之前的氧化皮除去过程不是强制性的，因为在此温度范围内，增加氧化物层的厚度的可能性非常小。然而，如果在500℃至750℃之间进行热带退火，则在这样的退火之前进行氧化皮除去过程是强制性的。然后使热轧钢板冷却至室温以获得经退火的热轧板。此后，可以使经退火的热轧板经历任选的氧化皮除去过程。根据本发明，必须在冷轧之前进行至少一次氧化皮除去过程。然后以35％至70％的厚度压下率对经退火的热轧板进行冷轧，以获得冷轧钢板。所获得的冷轧钢板基本上没有内部氧化物。图2为展示了根据本发明的冷轧钢板的显微照片，其中该冷轧钢板没有内部氧化物，但根据本发明，在酸洗和hba之后在冷轧板上高达1微米的厚度的氧化物层是可接受的。然后使冷轧钢板经历退火，以赋予本发明的钢以目标显微组织和机械特性。为了使冷轧钢板连续退火，首先将冷轧钢板以1℃/秒至20℃/秒，优选地大于3℃/秒的加热速率在至少100秒期间且优选地不超过1000秒加热至ac1至ac3+50℃的均热温度，以确保足够的重结晶和转变以获得最小70％的奥氏体显微组织。根据本发明的钢的ac1通常为680℃至750℃。根据本发明的钢的ac3通常为820℃至900℃。然后使板以大于10℃/秒的冷却速率冷却至ms-20℃至ms+40℃之间的冷却温度范围，其中ms根据下式计算：ms＝565-(31＊[mn]+13＊[si]+10＊[cr]+18＊[ni]+12＊[mo])-600＊(1-exp(-0，96＊[c]))在一个优选的实施方案中，冷却速率大于30℃/秒。然后使冷轧钢板的温度达到ms+10℃至ms+100℃的温度范围，其通常为350℃至450℃，并在此温度下保持至少200秒但不超过1000秒的时间。这种等温过时效使富含碳的奥氏体稳定并且有助于低密度碳化物贝氏体的形成和稳定化，从而赋予本发明的钢以目标机械特性。然后使冷轧钢板以不超过200℃/秒的冷却速率冷却至室温。在该冷却期间，不稳定的残余奥氏体可以转变成呈ma岛状物形式的新生马氏体。可以在该阶段执行任选的压下率低于0.8％的光整冷轧或校平操作。图4为示出了根据本发明的经热处理的冷轧钢板的显微照片，该板属于钢样品2，其中根据本发明的经热处理的冷轧钢板具有小于3微米的内部氧化物层。经热处理的冷轧板然后可以任选地通过电沉积或真空涂覆或任何其他合适的工艺进行涂覆。可以任选地在退火之后对未经涂覆的产品或者在涂覆之后对经涂覆的产品进行后分批退火，优选地在170℃至210℃下在12小时至30小时期间进行，以降低相之间的硬度梯度并确保经涂覆产品的脱气。实施例本文中提供的以下试验和实施例本质上是非限制性的并且必须仅出于说明的目的而被考虑，并且将显示本发明的有利特征并阐述本发明人在大量实验之后选择的参数的重要性，并进一步确定了可以由根据本发明的钢实现的特性。用表1中汇总的组成制备根据本发明的钢板样品和根据一些比较等级的钢板样品，并且将工艺参数汇总在表2中。这些钢板的相应的显微组织汇总在表3中并且特性汇总在表4中。表1描绘了具有以重量百分比表示的组成的钢。表1：试验的组成钢种cmnsialcrpsnnbtivca10.2122.091.5120.0420.3520.0110.0020.0070.0010.005--20.2132.081.4900.0340.3570.010.0010.0040.0020.0050.0020.00130.2112.111.4730.0420.3680.0120.0030.0040.0010.0040.002-40.1972.2151.4720.0430.2000.01260.00040.0050.0020.010.004-50.2122.091.5140.0420.3520.0110.0020.0070.0010.0050.002-60.2122.091.4920.0420.3550.0110.0020.0070.0010.0040.002-70.2112.081.4800.0410.3510.0110.0020.0070.0010.0040.002-80.2122.0941.4900.0420.3540.010.0020.0070.0010.0040.002-90.2022.2111.5030.0560.1980.0130.00220.00380.00070.0060.0007-100.2122.0921.5350.0420.3520.0110.0020.0070.0080.0040.002-表2汇总了在表1的钢上实施的退火工艺参数。表1还示出了本发明的钢和参考钢的贝氏体转变温度bs和马氏体转变温度ms。bs和ms的计算通过使用materialsscienceandtechnology(2012)第28卷，第4期，第487-495页中公布的vanbohemen公式来完成，公式如下：bs＝839-(86＊[mn]+23＊[si]+67＊[cr]+33＊[ni]+75＊[mo])-270＊(1-exp(-1，33＊[c]))ms＝565-(31＊[mn]+13＊[si]+10＊[cr]+18＊[ni]+12＊[mo])-600＊(1-exp(-0，96＊[c]))此外，在对本发明的钢以及参考钢进行退火处理之前，样品被加热至1000℃至1280℃的温度，并且然后以高于850℃的终轧温度进行热轧。表3汇总了根据标准在不同显微镜例如扫描电子显微镜上进行的测试以确定本发明的钢试验和参考试验两者的显微组织组成的结果。表3：试验的显微组织表4汇总了本发明的钢和参考钢两者的机械特性和表面特性。抗拉强度和屈服强度根据jisz2241标准进行。表4：试验的机械特性和表面特性i＝根据本发明；r＝参考；加下划线的值：不是根据本发明。实施例表明，根据本发明的钢板由于其特定的组成和显微组织是仅有的表现出所有目标特性的钢板。当前第1页12