经热处理的冷轧钢板及其制造方法与流程

经热处理的冷轧钢板及其制造方法
1.本发明涉及具有高强度和高可成形性的冷轧钢板。
2.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，还给予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可成形性的材料制成，以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改善强度，同时减轻车辆的重量以改善燃料效率。
3.因此，进行了大量的研究和开发努力以通过提高材料的强度来减少汽车中使用的材料的量。相反地，钢板强度的提高降低了可成形性，并因此必须开发具有高强度和高可成形性二者的材料。
4.高强度和高可成形性钢板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可成形性钢板的方法，本文中列举了其中的一些方法以用于对本发明的明确理解：
5.ep3187608提供了具有1,300mpa或更大的抗拉强度(ts)并且在材料特性的延性和面内均匀性方面优异的高强度热浸镀锌钢板，并且还提供了用于制造所述钢板的方法。高强度热浸镀锌钢板具有包含c、si、mn等的特定组成。在该化学组成中，ti的含量[ti]和n的含量[n]满足[ti]》4[n]。高强度热浸镀锌钢板具有包含以下的显微组织：以面积分数计60％或更大且90％或更小的马氏体、以面积分数计大于5％且为40％或更小的多边形铁素体、以及以面积分数计小于3％(包括0％)的残余奥氏体。在维氏硬度方面，马氏体的平均硬度为450或更大且600或更小，以及马氏体的平均晶粒直径为10μm或更小。马氏体的晶粒直径的标准偏差为4.0μm或更小。ep3187608能够提供高于980mpa的抗拉强度，但不具有8％或更大的延伸率。
[0006]
ep3473741为具有950mpa或更大的抗拉强度和良好韧性的钢板以及用于制造其的方法。所述钢板具有特定组成和包含以下的金相组织：面积分数为30％或更小(包括0％)的铁素体、面积分数为70％或更大(包括100％)的回火马氏体、以及面积分数为4.5％或更小(包括0％)的残余奥氏体，其中回火马氏体晶粒中析出的晶粒尺寸排前10％大的基于铁的碳化物的平均纵横比为3.5或更大。但是ep3473741的钢在轧制方向和横向方向二者上均不能提供950或更大的极限抗拉强度。
[0007]
与高强度和高可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：因此需要具有高强度和高可成形性的冷轧钢板及其制造方法。
[0008]
本发明的目的是通过使得可获得同时具有以下的冷轧钢板来解决这些问题：
[0009]-在横向方向和轧制方向二者上980mpa至1150mpa的极限抗拉强度，并且优选地在横向方向和轧制方向二者上980mpa至1150mpa的极限抗拉强度。
[0010]
在一个优选实施方案中，钢板的总延伸率大于或等于8％，
[0011]
在一个优选实施方案中，在横向方向和轧制方向二者上的屈服强度为700mpa至850mpa，并且在横向方向和轧制方向二者上的屈服强度优选为720mpa至850mpa。
[0012]
优选地，这样的钢还可以具有对于成形，特别是对于轧制的良好适应性以及良好的可焊性和可涂覆性。
[0013]
本发明的另一个目的还在于使得可获得与常规工业应用相容同时对制造参数变化稳健的用于制造这些钢板的方法。
[0014]
本发明的其他特征和优点将根据本发明的以下详细描述而变得明显。
[0015]
碳以0.1％至0.2％存在于钢中。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。小于0.1％的含量将不允许通过回火马氏体在那里形成马氏体，从而降低强度以及延性。另一方面，在碳含量超过0.2％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。碳的优选限制为0.12％至0.19％，并且更优选为0.13％至0.17％。
[0016]
本发明的钢的锰含量为1.2％至2.2％。锰是赋予强度的元素。为了提供钢板的强度和淬透性，已经发现锰的量为至少约1.2重量％。因此，较高百分比的锰例如1.3％至2.1％是优选的。但是当锰大于2.2％时，这产生诸如在退火之后的缓慢冷却期间减缓奥氏体向铁素体的转变，从而导致延性降低的不利影响。此外，高于2.2％的锰含量还将降低本发明钢的可焊性。因此，本发明的钢的优选限制为1.3％至2.1％，并且更优选为1.6％至2.0％。
[0017]
硅是本发明的钢的必需元素，硅以0.05％至0.6％存在。向本发明的钢中添加硅以通过固溶强化赋予强度。硅通过防止碳化物的析出以及通过促进马氏体的形成而在显微组织的形成方面发挥作用。但是每当硅含量大于0.6％时，钢的表面特性和可焊性劣化，因此硅含量优选为0.1％至0.5％，并且更优选为0.1％至0.4％。
[0018]
本发明的铝含量为0.001％至0.1％。添加铝以使本发明的钢脱氧。铝是α相生成元素(alphageneous element)。这可以提高钢的可成形性和延性。为了获得这样的效果，铝含量需要为0.001％或更大。然而，当铝含量超过0.1％时，ac3点升高超出可接受，奥氏体单相在工业上非常难以实现，因此不能进行在完全奥氏体区域中的热轧。因此，铝含量不得大于0.1％。铝存在的优选限制为0.001％至0.09％，并且更优选为0.001％至0.06％。
[0019]
本发明的钢的铬含量为0.01％至0.5％。铬是为钢提供强度和硬化的必需元素，但是在使用时高于0.5％损害钢的表面光洁度。铬的优选限制为0.1％至0.4％，并且更优选为0.1％至0.3％。
[0020]
本发明的钢的磷含量被限制为0.09％。磷是在固溶体中硬化并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不利影响，例如点焊性和热延性的降低。由于这些原因，磷含量被优选地限制为最大0.09％。
[0021]
硫不是必需元素，但可以作为杂质以至多0.09％包含在钢中。硫含量优选地尽可能低，但从制造成本的角度来看，优选0.001％至0.03％。此外，如果钢中存在较高的硫，则硫尤其与mn和ti结合而形成硫化物并且降低了它们对本发明的有益影响。
[0022]
为了避免材料老化，将氮限制为0.09％。氮可以通过沉淀强化与钒和铌形成氮化物或连同碳形成碳氮化物，所述氮化物或碳氮化物可以赋予本发明的钢以强度，但是当氮大于0.09％存在时，其可以形成大量的不利于本发明的铝氮化物，因此氮的优选限制为0.001％至0.01％。
[0023]
钼是构成本发明的钢的0％至0.5％的任选元素；钼提高了本发明的钢的淬透性，并且影响在退火之后的冷却期间奥氏体向铁素体和贝氏体的转变。然而，过度地添加钼增
加添加合金元素的成本，因此出于经济原因，将钼含量限制为0.5％。
[0024]
铌是可以以至多0.1％、优选0.0010％至0.1％添加至钢中的任选元素。其适用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。由于铌延迟加热期间的再结晶，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细，这导致产品硬化。但是，当铌含量高于0.1％时，碳氮化物的量对于本发明是不利的，因为大量的碳氮化物倾向于降低钢的延性。
[0025]
钛是可以以至多0.1％、优选0.001％至0.1％添加至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0.1％，以避免不利于扩孔的粗tin。在钛含量低于0.001％的情况下，钛对本发明的钢不产生任何影响。
[0026]
钒是可以以至多0.1％、优选0.001％至0.01％添加至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％，以避免不利于扩孔的粗vn。在钒含量低于0.001％的情况下，钒对本发明的钢不产生任何影响。
[0027]
镍可以以0％至1％的量作为任选元素添加，以提高钢的强度并改善其韧性。需要最少0.01％以产生这样的效果。然而，当其含量高于1％时，镍导致延性劣化。
[0028]
铜可以以0％至1％的量作为任选元素添加，以提高钢的强度并改善其耐腐蚀性。需要最少0.01％以产生这样的效果。然而，当其含量高于1％时，铜导致热轧期间的热延性劣化。
[0029]
钙是可以以至多0.005％、优选0.001％至0.005％添加至本发明的钢中的任选元素。钙作为任选元素尤其是在夹杂物处理期间被添加至本发明的钢中。钙通过捕获在对钢进行球化处理中的有害硫含量而有助于钢的精炼。
[0030]
诸如铈、硼、镁或锆的其他元素可以以以下比例单独添加或组合添加：ce≤0.1％、b≤0.05％、mg≤0.05％和zr≤0.05％。最高至所示的最大含量水平，这些元素使得可以使凝固期间的晶粒细化。
[0031]
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。
[0032]
根据本发明的钢板的显微组织以面积分数计包含60％至85％的回火马氏体、0％至5％的残余奥氏体、0％至5％的新鲜马氏体以及15％至38％的累积量的铁素体和贝氏体，回火马氏体构成本发明的钢的基体相。
[0033]
回火马氏体以面积分数计构成显微组织的60％至85％。回火马氏体由马氏体形成，所述马氏体在退火之后的冷却的第二步期间，特别是当温度降至低于ms温度并且更特别地为ms-10℃至15℃时形成。然后在150℃至300℃的回火温度t回火下保持期间对这样的马氏体进行回火。本发明的马氏体赋予这样的钢以延性和强度。优选地，马氏体的含量为62％至80％，并且更优选为62％至75％。
[0034]
新鲜马氏体是任选的显微组分，其在钢中被限制为0％至5％、优选0至2％、甚至更好等于0％的量。新鲜马氏体可以在回火之后的最终冷却期间形成。
[0035]
铁素体和贝氏体的累积量占显微组织的15％至38％。贝氏体和铁素体的累积量大于15％是强制的以确保强度与延伸率之间的平衡，其中贝氏体的存在赋予980mpa的抗拉强度，以及铁素体确保延伸率。贝氏体在回火之前的再加热期间形成。贝氏体可以赋予钢以强
度，但是当以太多量存在时，其可能不利地影响钢的屈服强度。铁素体赋予本发明的钢以延伸率以及可成形性。为了确保8％并且优选9％或更大的延伸率，优选具有10％的铁素体。铁素体在退火之后的冷却的第一步期间形成。但是当累积存在的贝氏体和铁素体以高于38％存在时，机械特性具体地为在横向方向上的抗拉强度和屈服强度可能受到不利影响。因此，累积存在的铁素体和贝氏体的优选限制保持为20％至37％，并且更优选为25％至36％。
[0036]
残余奥氏体是可以以0％至5％存在于钢中的任选显微组织。存在直到5％的残余奥氏体不会对机械特性不利。至多5％的残余奥氏体赋予钢以延性和延伸率。残余奥氏体优选为0％至3％，并且更优选为0％至2％。
[0037]
除了上述显微组织之外，冷轧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。
[0038]
根据本发明的钢可以通过任何合适的方法来制造。然而，作为非限制性实例，优选使用将详述的根据本发明的方法。
[0039]
这样的优选的方法在于提供具有根据本发明的优质钢的化学组成的钢的半成品铸件。可以将铸件制成锭或者连续地制成薄板坯或薄带材的形式，即，厚度范围从对于板坯的约220mm到对于薄带材的几十毫米。
[0040]
例如，具有根据本发明的化学组成的板坯通过连铸来制造，其中板坯在连铸过程期间任选地经历直接轻压下以避免中心偏析并确保局部碳与标称碳之比保持低于1.10。通过连铸过程提供的板坯可以在连铸之后在高温下直接使用，或者可以首先冷却至室温然后再加热用于热轧。
[0041]
使其经受热轧的板坯的温度必须为至少1000℃，并且必须低于1280℃。在板坯的温度低于1000℃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，从而钢将在组织中包含转变铁素体的状态下被轧制。因此，板坯的温度必须足够高，使得热轧应在ac3至ac3+100℃的温度范围内完成。必须避免在高于1280℃的温度下再加热，因为它们在工业上是昂贵的。
[0042]
然后将以此方式获得的钢板以至少20℃/秒的冷却速率冷却至必须低于650℃的卷取温度。优选地，冷却速率将小于或等于200℃/秒。
[0043]
然后在低于650℃的卷取温度下对热轧钢板进行卷取以避免椭圆化，并且优选在475℃至625℃下进行卷取以避免氧化皮形成，其中这样的卷取温度的甚至优选范围为500℃至625℃。然后将经卷取的热轧钢板冷却降至室温，然后使其经受任选的热带退火。
[0044]
可以使热轧钢板经受任选的氧化皮去除步骤以除去在任选的热带退火之前的热轧期间形成的氧化皮。然后可以使热轧钢板经受任选的热带退火。在一个优选实施方案中，这样的热带退火在400℃至750℃的温度下进行优选持续至少12小时且不多于96小时，温度优选保持低于750℃以避免使热轧显微组织部分转变，并因此可能失去显微组织均匀性。此后，该热轧钢板的任选的氧化皮去除步骤可以通过例如这样的钢板的酸洗来进行。
[0045]
然后以35％至90％的厚度压下率使该热轧钢板经受冷轧以获得冷轧钢板。
[0046]
此后，对冷轧钢板进行热处理，这将赋予本发明的钢所需的机械特性和显微组织。
[0047]
然后以两步加热过程对冷轧钢板进行加热，其中加热的第一步从室温开始，将冷轧钢板以至少10℃/秒的加热速率hr1加热到在550℃至750℃的范围内的温度ht1。在一个优选实施方案中，这样的加热的第一步的加热速率hr1为至少12℃/秒，并且更优选为至少
annealing)持续30分钟至120小时的时间。
实施例
[0068]
本文中提供的以下测试和实施例本质上是非限制性的并且必须仅出于举例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。
[0069]
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，并且工艺参数汇总在表2中。那些钢板的相应显微组织汇总在表3中，以及特性汇总在表4中。
[0070]
表1描绘了具有以重量百分比表示的组成的钢。
[0071]
表1：试验的组成
[0072]
钢cmnsialcrpsnmotinbvnib10.151.900.190.040.180.00310.0010.00340.0020.020..0010.060.0150.00120.151.900.180.040.180.00310.0010.0040.00210.020.0010.060.0150.00130.151.890.210.030.190.00250.00130.0050.00310.0250.0010.030.020.00140.151.880.200.030.180.00180.00120.00450.00220.0250.0010.020.0150.00150.151.910.200.030.190.00160.00250.0040.00350.0250.0010.020.0170.00160.151.870.210.0270.180.00180.00230.0040.00430.0250..0010.020.0150.00170.141.870.210.0270.180.00180.00230.0040.00430.0250..0010.020.0150.00180.151.880.200.0250.200.00230.00210.0040.00430.0250..0010.030.0150.001
[0073]
表2汇总了对表1的钢实施的退火工艺参数。
[0074]
表2：试验的工艺参数
[0075]
将所有实施例和对照例再加热到1200℃的温度，然后热轧，其中热轧终轧温度为890℃，此后将热轧钢带以80℃/秒的速率冷却并在530℃下卷取，并且所有实施例和对照例的冷轧压下率为50％。
[0076]
表2a
[0077][0078]
带下划线的值：没有根据本发明。
[0079]
表2b
[0080][0081]
带下划线的值：没有根据本发明。
[0082]
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用于确定发明钢试验和参照试验二者的显微组织组成的测试的结果。
[0083]
表3：试验的显微组织
[0084][0085]
带下划线的值：没有根据本发明。
[0086]
表4汇总了发明钢和参照钢二者的机械特性。抗拉强度、屈服强度和总延伸率测试根据nf en iso 6892标准来进行，
[0087]
表4：试验的机械特性
[0088][0089]
带下划线的值：没有根据本发明。
[0090]
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为显示出所有目标特性的唯一钢板。