高強(qiáng)度冷軋鋼板和生產(chǎn)該鋼板的方法
【專利摘要】本發(fā)明涉及適用于汽車、建筑材料等的高強(qiáng)度冷軋鋼板，特別是成形性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼板。特別地，本發(fā)明涉及一種具有至少980MPa拉伸強(qiáng)度的冷軋鋼板和生產(chǎn)該鋼板的方法。
【專利說(shuō)明】高強(qiáng)度冷軋鋼板和生產(chǎn)該鋼板的方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及適用于汽車、建筑材料等的高強(qiáng)度冷軋鋼板，特別是成形性優(yōu)異的高 強(qiáng)度鋼板。特別地，本發(fā)明涉及拉伸強(qiáng)度至少980MPa的冷乳鋼板。

【背景技術(shù)】
[0002] 對(duì)于各種各樣的應(yīng)用，提高的強(qiáng)度水平是輕質(zhì)結(jié)構(gòu)的先決條件，特別地在汽車行 業(yè)，由于車身質(zhì)量減少可使耗油量減少。
[0003] 汽車車身部件通常由薄鋼板沖壓出，形成復(fù)雜的薄板結(jié)構(gòu)件。然而，由傳統(tǒng)的高強(qiáng) 度鋼無(wú)法生產(chǎn)出這樣的部件，因?yàn)槠湫纬蓮?fù)雜結(jié)構(gòu)件的能力過(guò)低。由于這個(gè)原因，多相相變 誘導(dǎo)塑性輔助鋼（TRIP鋼）在過(guò)去幾年獲得了相當(dāng)大的關(guān)注。
[0004] TRIP鋼具有多相微觀結(jié)構(gòu)，包括亞穩(wěn)定的殘留奧氏體相，其能產(chǎn)生TRIP效應(yīng)。當(dāng) 鋼變形時(shí)，奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體，從而導(dǎo)致顯著的加工硬化。這種硬化效應(yīng)，在材料中起到 抵抗頸縮和推遲板料成型操作的失效。該TRIP鋼的微觀結(jié)構(gòu)可以極大地改變其機(jī)械性能。 該TRIP鋼微觀結(jié)構(gòu)最重要的方面是殘留奧氏體相的體積百分比、尺寸和形態(tài)，因?yàn)檫@些屬 性直接影響到鋼變形時(shí)奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變。有幾種方法在室溫下化學(xué)穩(wěn)定奧氏體。在 低合金TRIP鋼中奧氏體通過(guò)其碳含量和小尺寸奧氏體晶粒實(shí)現(xiàn)穩(wěn)定化。使奧氏體穩(wěn)定所 必需的碳含量大約為1重量％。然而，因?yàn)榭珊感允軗p，鋼中的高碳含量在很多應(yīng)用中不能 使用。
[0005] 因此，需要特殊的處理工藝路線將碳集中在奧氏體中，以便在室溫下穩(wěn)定它。普通 TRIP鋼的化學(xué)成分中還包含其他元素的少量添加，以幫助穩(wěn)定化奧氏體，以及有助于產(chǎn)生 將碳分配在奧氏體中的微觀結(jié)構(gòu)。最常見(jiàn)的添加劑是1.5wt%的硅和錳二者。為了抑制在 貝氏體轉(zhuǎn)變時(shí)奧氏體分解，通常認(rèn)為硅含量應(yīng)該至少1重量％是必要的。鋼中硅含量是重 要的，因?yàn)楣璨蝗苡跐B碳體。US 2〇〇9/〇2387l3公開了這樣的TRIP鋼。然而，高硅含量可以 導(dǎo)致熱乳鋼的表面質(zhì)量差和冷軋鋼的涂覆性能差。因此，已經(jīng)研究了用其他元素部分或完 全取代硅，并且已報(bào)道了鋁基合金設(shè)計(jì)有前景的結(jié)果。然而，使用鋁的缺點(diǎn)是轉(zhuǎn)變溫度（AJ 的升高，使得完全奧氏體化在傳統(tǒng)工業(yè)退火生產(chǎn)線中完全奧氏體化非常困難或不可能。
[0006] 根據(jù)基體相，例舉了以下主要類型的TRIP鋼：
[0007] TPF具有多邊形鐵素體基體的TRIP鋼
[0008] TPF鋼，如前所述，包含來(lái)自相對(duì)柔軟的多邊形鐵素體的基體與來(lái)自貝氏體和殘 留奧氏體的夾雜物。殘留奧氏體變形時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，產(chǎn)生理想的TRIP效應(yīng)，使得鋼實(shí)現(xiàn) 了的強(qiáng)度和壓延性的優(yōu)良組合。盡管它們的伸緣成形性與具有更均勻微觀結(jié)構(gòu)和更強(qiáng)基體 的TBF，TMF和ΤΑΜ鋼相比要低。
[0009] TBF具有貝氏體鐵素體基體的TRIP鋼
[0010] TBF鋼一直為人所知并且受到很多關(guān)注，因?yàn)樨愂象w鐵素體基體使其具有良好 的伸緣成形性（stretch flangability)。此外，類似于TPF鋼，TRIP效應(yīng)通過(guò)應(yīng)變誘導(dǎo)亞 穩(wěn)的殘留奧氏體島轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，確保顯著地改進(jìn)了其壓延性。
[0011] TMF具有馬氏體鐵素體基體的^^鋼
[0012] TMF鋼還含有嵌入強(qiáng)馬氏體基體的亞穩(wěn)殘留奧氏體小島，使得這種鋼相比TBF鋼 取得更好的伸緣成形性。雖然這種鋼也展現(xiàn)出 TRIP效應(yīng)，但它們的壓延性與TBF鋼相比較 低。
[0013] ΤΑΜ具有為退火馬氏體基體的TRIP鋼
[0014] ΤΑΜ鋼含有由新生馬氏體再退火獲得的針狀鐵素體基體?；緫?yīng)變夾雜物亞穩(wěn)態(tài) 殘留奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體再一次激活了明顯的TRIP效應(yīng)。盡管它們有希望得到強(qiáng)度，壓 延性和伸緣成形性的組合，但這種鋼由于復(fù)雜且昂貴的雙 -熱周期而未獲得顯著的產(chǎn)業(yè)效 龍。
[0015] TRIP鋼的成形性主要受殘留奧氏體相的相轉(zhuǎn)變特性影響，而這又受奧氏體化學(xué)成 分、及其形態(tài)和其它因素的影響。在ISIJ International Vol. 50 (2010)，No. 1，第162-168 頁(yè)中，對(duì)具有至少980MPa的拉伸強(qiáng)度TBF鋼的成形性的影響進(jìn)行了探討。然后，該文獻(xiàn)中 檢測(cè)的冷乳材料是在950°C退火并在鹽浴中300-500°C條件下進(jìn)行200秒奧氏體回火。因 此，由于高退火溫度，這種材料不適合在傳統(tǒng)工業(yè)退火生產(chǎn)線上生產(chǎn)。


【發(fā)明內(nèi)容】

[0016] 本發(fā)明涉及一種具有至少980MPa拉伸強(qiáng)度和優(yōu)異成形性的高強(qiáng)度冷軋鋼板，以 及在工業(yè)規(guī)模上生產(chǎn)該鋼板的方法。特別地，本發(fā)明涉及一種具有適于在傳統(tǒng)工業(yè)退火生 產(chǎn)線上生產(chǎn)的性能的冷軋TBF鋼板。因此，該鋼板不僅具有良好的成形性，還同時(shí)在A e3溫 度，Ms溫度，奧氏體回火時(shí)間和溫度以及其它因素（例如影響熱軋鋼板的表面質(zhì)量和在工業(yè) 退火生產(chǎn)線鋼板的加工性能的粘性等級(jí)（sticky scale))方面是優(yōu)化的。
[0017] 發(fā)明詳述
[0018] 本發(fā)明描述在權(quán)利要求中。
[0019] 冷軋高強(qiáng)度TBF鋼板由以下元素組成（按Wt%計(jì)）：
[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] 除雜質(zhì)外平衡量為Fe。
[0023] 各元素的限制解釋如下。
[0024] 元素 C，Mn, Si和Cr對(duì)本發(fā)明是必不可少的，原因如下：
[0025] C:0. 1-0. 3%
[0026] C是穩(wěn)定奧氏體的元素，并且對(duì)在殘留奧氏體相中獲得足夠的碳是重要的。c對(duì)于 獲得所需的強(qiáng)度水平也是重要的。通常，可預(yù)期的是，每〇· 1% c增加約lOOMPa的拉伸強(qiáng) 度。當(dāng)C低于0.1%時(shí)，很難獲得980MPa的拉伸強(qiáng)度。如果C超過(guò)0.3%，則可焊接性會(huì)受 損。因此，根據(jù)所需強(qiáng)度水平，優(yōu)選范圍是〇· 15-0. 25%，0· 15-0· 19%或者0· 19-0. 23%。
[0027] Μη:2. 0-3. 0%
[0028]錳是固溶強(qiáng)化元素，其通過(guò)降低Ms溫度穩(wěn)定奧氏體，和在冷卻中防止鐵素體和珠 光體的形成。此外，Μη降低Ae3溫度。在含量小于2%時(shí)難以獲得980MPa的拉伸強(qiáng)度，并 且對(duì)于傳統(tǒng)工業(yè)退火生產(chǎn)線，奧氏體化溫度可能會(huì)太高。然而，如果Μη的含量高于3%, 可能會(huì)出現(xiàn)偏析問(wèn)題并且加工性可能劣化。因此，優(yōu)選范圍是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充當(dāng)固溶體增強(qiáng)元素，并且對(duì)于確保薄鋼板的強(qiáng)度是重要的。Si不溶于滲碳 體，因?yàn)镾i在滲碳體形成之前從貝氏體晶界擴(kuò)散開必須要時(shí)間，因而起到在貝氏體相變過(guò) 程中極大的延緩碳化物形成的作用。
[0031] 因此，優(yōu)選范圍是 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對(duì)于增加鋼板的強(qiáng)度是有效的。Cr是形成鐵素體的元素并且減緩珠光體和貝 氏體的形成。增加 Cr含量?jī)H會(huì)輕微地降低Αε3溫度和Ms溫度。預(yù)料不到的是，添加Cr會(huì)引 起穩(wěn)定化的殘留奧氏體數(shù)量的大幅增加。然而，由于貝氏體相變延遲而需要更長(zhǎng)的保持時(shí) 間，因此當(dāng)使用普通生產(chǎn)線速度時(shí)在傳統(tǒng)工業(yè)退火生產(chǎn)線上生產(chǎn)是困難或不可能的。由于 這個(gè)原因，Cr的含量?jī)?yōu)選限制至0. 6%。優(yōu)選范圍是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組合添加時(shí)，在增加殘余奧氏體數(shù)量上具有協(xié)同和完全預(yù)料不到的效果； 而這反過(guò)來(lái)導(dǎo)致延展性改善。由于這些原因，Si+Cr的含量?jī)?yōu)選限制至l 4%。優(yōu)選范圍是 1· 0-1· 4%，1. 05-1· 30%和 1. 1-1. 2%。
[0036] Mn+1. 3*Cr: ^ 3. 5
[0037] Μη和Cr極大地延緩了貝氏體的形成，并且在保持貝氏體范圍期間產(chǎn)生高含量的 僅中等穩(wěn)定的未轉(zhuǎn)變奧氏體。在冷卻期間大部分剩余的奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體，導(dǎo)致最終的 微觀結(jié)構(gòu)中出現(xiàn)大量的馬氏體/奧氏體粒子。在這種情況下，所得到的擴(kuò)孔值相當(dāng)?shù)筒⑶?因此Mn+1. 3*Cr不得不限制至3. 5,優(yōu)選Mn+1. 3*Cr < 3. 2。
[0038] 除C，Mn，Si和Cr之外，該鋼可以任選地包含以下一種或多種元素以調(diào)節(jié)微觀結(jié) 構(gòu)，影響相變動(dòng)力學(xué)和/或微調(diào)一種或多種機(jī)械性能。
[0039] A1: ^ 0. 8
[0040] A1促進(jìn)鐵素體形成，并且也通常用作還原劑。A1與Si -樣不溶于滲碳體，并且因 此在滲碳體能形成之前必須從貝氏體晶粒邊界擴(kuò)散出來(lái)。Ms溫度隨著A1含量增加而增加。 A1進(jìn)一步的缺點(diǎn)是導(dǎo)致心3溫度劇烈增加，以致對(duì)于傳統(tǒng)CA生產(chǎn)線奧氏體化溫度可能太高。 由于這些原因，A1的含量?jī)?yōu)選限制為小于0. 1%，最優(yōu)選小于0.06%。
[0041] Nb:<0. 1
[0042] Nb通常用于低合金鋼，由于其對(duì)晶粒長(zhǎng)大的顯著影響而用于以改善強(qiáng)度和初性。 由于析出NbC，Nb通過(guò)細(xì)化基體微觀結(jié)構(gòu)和殘留奧氏體相而因此增加了強(qiáng)度延伸率平衡。 該鋼可以任選地包含至少0. 015Nb，優(yōu)選至少0· 〇25Nb。含量在0. 1%以上時(shí)效果飽和。
[0043] 優(yōu)選范圍是0.01-0.08%，0.01 -0.04%和0.01-0.03%，甚至還能優(yōu)選范圍 0· 02-0. 08%，0_ 02-0· 04%和 0· 02-0· 03%。
[0044] Mo: <0.3
[0045] 可以加入Mo來(lái)提高強(qiáng)度。將Mo和Nb -起加入導(dǎo)致析出細(xì)NbMoC，而進(jìn)一步改進(jìn) 強(qiáng)度和韌性的組合。
[0046] Ti:<0. 2 ；V:<0. 2
[0047] 這些元素對(duì)沉淀強(qiáng)化（precipitation hardening)有效。Ti的加入量?jī)?yōu)選0.01_ 0· 1%，0· 02 - 0.08%或 0.02 - 0.05% .V 的加入量?jī)?yōu)選 0.01-0· 或 0.02 -0.08%。
[0048] Cu:<0. 5 ；Ni:<0. 5
[0049] 這些元素是固溶強(qiáng)化元素并且對(duì)抗腐蝕性有積極的效果。加入量可以為〇· Οδ-Ο. 5%或者如果需要為 〇. 1 - 〇· 3%。
[0050] B: <0.005
[0051 ] B抑制鐵素體的形成并且提局鋼板的可焊接性。為達(dá)到明顯的效果應(yīng)至少加入 0.0002%。然而，過(guò)量會(huì)劣化可加工性。
[0052] 優(yōu)選范圍是 <〇· 004%，0. 0005-0. 003%和 0. 0008-0· 0017%。
[0053] Ca: <0.005； Mg:<〇. 〇〇5； REM: <0· 005
[0054] 可以加入這些元素以控制鋼板內(nèi)夾雜物的形態(tài)并且因此提擴(kuò)孔性和伸緣成形性。
[0055] 優(yōu)選范圍為 〇· 0005-0. 005 % 和 0· 001-0. 003%。
[0056] Si>Al
[0057] 由于與Si相比A1增加奧氏體化溫度更顯著，根據(jù)本發(fā)明的高強(qiáng)度冷乳鋼板具 有硅基設(shè)計(jì)，也就是Si的含量要大于A1的含量，優(yōu)選Si>l. 3A1，更優(yōu)選Si>2Al，最優(yōu)選 Si>3Al 或甚至 SD10A1。
[0058] Si>Cr
[0059] 在本發(fā)明的鋼板中，特別是具有硅基設(shè)計(jì)的鋼板，由于它對(duì)貝氏體相變的抑制效 應(yīng)優(yōu)選控制Si的含量大于Cr的含量并限制Cr的含量。由于這個(gè)原因，優(yōu)選保持Si>Cr，優(yōu) 選Si>l. 3Cr，更優(yōu)選Si>l. 5Cr，甚至更優(yōu)選Si>2Cr，最優(yōu)選Si>3Cr。
[0060] 該冷乳高強(qiáng)度TBF鋼板具有多相微觀結(jié)構(gòu)，包括（按vol %計(jì)）
[0061] 殘留奧氏體 5-20
[0062] 貝氏體+貝氏體鐵素體+回火馬氏體彡80
[0063] 多邊形鐵素體彡10
[0064] 殘留奧氏體（RA)含量為5-20%，優(yōu)選5-16%。因?yàn)門RIP效應(yīng)，當(dāng)高延伸率是必 需的時(shí)，殘留奧氏體是先決條件。高含量的殘留奧氏體減少了伸緣成形性。在這些鋼板中， 所述多邊形鐵素體被貝氏體鐵素體（BF)替代，并且所述微觀結(jié)構(gòu)通常包含超過(guò)50%的BF。 基體由高位錯(cuò)密度增強(qiáng)的BF板條組成，并且在板條之間存在殘留奧氏體。在最終的微觀結(jié) 構(gòu)中也許出現(xiàn)較小數(shù)量的馬氏體。這些馬氏體粒子通常緊密接觸殘留奧氏體粒子，因此被 稱為馬氏體-奧氏體（MA)粒子。如果需要高擴(kuò)孔型鋼板，馬氏體-奧氏體（MA)粒子的尺 寸應(yīng)當(dāng)最大3 μ m，而需要1?延伸型鋼板時(shí)粒子尺寸可能要到6 μ m。
[0065] 殘留奧氏體含量的測(cè)量使用Proc. Int.Conf.on TRIP-aided高強(qiáng)度鐵合金 (2002)，Ghent, Belgium, p. 61-64中詳細(xì)描述的飽和磁化方法。
[0066] 通過(guò)LePera色彩蝕刻后的光學(xué)顯微鏡使用圖像分析軟件測(cè)定Μ粒子尺寸。該蝕 刻技術(shù)例如在金相學(xué)，Vol. 12 (1979)，No. 3, 263-268有充分的記載。
[0067] 該冷乳高強(qiáng)度TBF鋼板具有以下機(jī)械性能
[0068] 拉伸強(qiáng)度（Rm)彡 980MPa
[0069] 總延伸率（A80)彡4%
[0070] 擴(kuò)孔率（λ) ^ 20%
[0071] 擴(kuò)孔率（λ)優(yōu)選25%，更優(yōu)選彡30 %并且甚至更優(yōu)選彡40%。
[0072] 根據(jù)歐洲標(biāo)準(zhǔn)ΕΝ 10002第1部分獲得所述RjPA8。值，其中沿板條的縱向方向取 樣。
[0073] 根據(jù)IS0/WD 16630用擴(kuò)孔試驗(yàn)測(cè)定得出擴(kuò)孔率（λ )。在這個(gè)試驗(yàn)中，將具有60° 頂角的圓錐形打孔機(jī)在具有100x100mm2大小的鋼板上壓出10毫米直徑的沖孔。一旦確定 第一個(gè)裂紋，測(cè)試立即停止測(cè)試并且在相互正交的兩個(gè)方向測(cè)量孔洞直徑。其算術(shù)平均值 用于計(jì)算。
[0074] 按％計(jì)的擴(kuò)孔率（λ )計(jì)算如下：
[0075] λ = (Dh - Do)/Do X 100
[0076]其中Do是開始時(shí)的孔徑（10mm)，Dh是試驗(yàn)后的孔徑。
[0077]鋼板的成形性進(jìn)一步通過(guò)下面參數(shù)進(jìn)行評(píng)估：強(qiáng)度-延伸率平衡（RmXA80)和伸 緣成形性（RmX λ)來(lái)評(píng)估。
[0078]高延伸型鋼板具有高強(qiáng)度-延伸率平衡，高擴(kuò)孔型鋼板具有高的伸緣成形性。 [0079] 本發(fā)明的鋼板滿足下列條件的至少之一：
[0080] RmXA80 ^13 OOOMPa%
[0081] RmX λ 彡 40 OOOMPa%
[0082]本發(fā)明的鋼板的機(jī)械性能能夠通過(guò)合金化組分和微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行很大程度的調(diào)整。 [0083] 根據(jù)本發(fā)明一個(gè)可能的變體，所述鋼包含0. 15-0. 19的c，2. 1 _ 2. 5的Μη, 0.7-0.95的Si，0· 15-0· 35的Cr。任選地，將Si+Cr調(diào)節(jié)至彡1.0和進(jìn)一步該鋼可以包含 0. 〇2_0. 03Nb。該鋼板滿足下列要求至少之一：
[0084] (1〇= 980-12(^?&，久。）彡6，優(yōu)選7%，（入）彡20%，優(yōu)選彡40%和進(jìn)一步滿 足下列至少之一：
[0085] R^XAg。彡 13 OOOMPa % 和 RmX λ 彡 40 OOOMPa%，優(yōu)選彡 50 OOOMPa%。
[0086] 典型的化學(xué)組成可以包含0. 17的C，2.3的Mn，0.85的Si，0.25的Cr，最多的 0. 025Nb，除了雜質(zhì)余量為Fe。
[0087] 根據(jù)本發(fā)明另一個(gè)可能的變體，該鋼包含〇. 19-0. 23的C，2· 3 - 2. 7的Μη, 0· 7 - 0· 95的Si,0· 2-0. 4的Cr。任選地，將Si+Cr調(diào)節(jié)至彡1. 1和進(jìn)一步所述鋼可以包含 0. 01-0. 03的Nb。該鋼板滿足下列要求至少之一：
[0088] 〇〇=1180_15001?&，（八8。）彡6，優(yōu)選7%，（\)彡20%，優(yōu)選彡31%和進(jìn)一步 滿足下列至少之一：
[0089] R"XA8。彡 13 OOOMPa%和心乂 λ 彡 40 OOOMPa%，優(yōu)選彡 45 OOOMPa%。
[0090] 典型的化學(xué)組成可以包含0.21的C，2. 5的Μη，0. 85的Si，0.3的Cr，0.07的Mo, 最多0. 025Nb，除了雜質(zhì)余量為Fe。
[0091] 本發(fā)明的鋼板可以在傳統(tǒng)工業(yè)退火生產(chǎn)線上生產(chǎn)。該工藝包括以下步驟：
[0092] a)提供具有前述組成的冷軋鋼帶；
[0093] b)在高于Ae3的溫度Tan退火所述冷乳鋼帶，使鋼完全奧氏體化，隨后
[0094] c)冷卻所述冷乳鋼帶，特別是從680_750°C冷卻到快速冷卻的冷卻停止溫度TKC， 所述TKC在320和475°C之間，以足以避免鐵素體的冷卻速度形成，冷卻速度為20-100°C / s，隨后
[0095] d)奧氏體回火所述冷乳鋼帶，所述奧氏體回火在TQA條件下，范圍為k-eo-c至 ?^+ΘΟΓ，和
[0096] e)冷卻冷軋鋼帶至環(huán)境溫度。
[0097] 該工藝優(yōu)選包括以下步驟：
[0098] 步驟b)中，在840-860°C進(jìn)行退火，退火保持時(shí)間tan為至多100s，優(yōu)選20-80s，
[0099] 步驟c)中，所述冷卻可以如下進(jìn)行，以約3_20°C /s的第一冷卻速度CR1，從退火 溫度Tm冷卻至在680到750°C之間的緩慢冷卻終止溫度Tsc，和以在20-100? /s的第二冷 卻速度CR2,至快速冷卻終止溫度TKC，和
[0100] 步驟d)中，所述奧氏體回火在350和475°C之間的溫度TQA進(jìn)行，時(shí)間間隔tQA為 150-450s，優(yōu)選 280-320s。
[0101] 優(yōu)選地，在步驟C)和d)之間，沒(méi)有外部加熱施加于冷軋鋼帶。
[0102] 調(diào)節(jié)熱處理?xiàng)l件的原因陳述如下：
[0103] 退火溫度Tm>Ae3溫度：
[0104] 通過(guò)完全奧氏體化所述鋼能夠控制多邊形鐵素體的含量。如果退火溫度Tan低于 Ac3溫度，會(huì)有多邊形鐵素體含量將超過(guò)10%的風(fēng)險(xiǎn)。太多的多邊形鐵素體會(huì)使MA組分尺 寸更大。
[0105] 快速冷卻冷卻停止溫度TRC,范圍為320 - 475°C :
[0106] 通過(guò)控制快速冷卻冷卻停止溫度TRC在320和475°C之間的溫度，能夠控制嫩組 分的尺寸和殘留奧氏體RA的含量。如果快速冷卻冷卻停止溫度TRC超出了該溫度范圍，Μ 組分的尺寸會(huì)變大而且RA的含量會(huì)變低。此外，如果TRC低于上述溫度范圍，RA的含量會(huì) 變低。這兩種情況都將導(dǎo)致鋼板的均勻性和總延伸率劣化。
[0107] 奧氏體回火溫度TQA范圍為Tms - 60°C至Tms+90°C
[0108] 通過(guò)控制奧氏體回火溫度Τω在T"s - 60°C至TK+90°C之間，優(yōu)選TMS - 60°C至 T"s+8(TC，能夠控制殘留奧氏體RA的含量。較低的奧氏體回火溫度TQA將降低RA的含量。 較高的奧氏體回火溫度T QA將降低RA的含量和增加 MA組分的尺寸。類似于TRC，這兩種情 況都將降低鋼板的均勻延伸率Ag和總延伸率A 8Q。
[0109] 第一和第二冷卻速度，CR1，CR2 :
[0110] 通過(guò)控制以約3-20? /s第一冷卻速度CR1，從退火溫度Tan冷卻至680到750? 之間的緩慢冷卻終止溫度Tsc，和以20-100? /s的第二冷卻速度CR2冷卻至快速冷卻終止 溫度TRC，能夠控制多邊形鐵素體的含量。降低冷卻速度CR2將增加多邊形鐵素體的含量至 超過(guò)10%。第一冷卻速度CR1源于許多退火生產(chǎn)線的規(guī)劃和本身，它沒(méi)有直接影響鋼板的 微觀結(jié)構(gòu)和機(jī)械性能。然而，作為退火生產(chǎn)線的一部分，該冷卻速度必須恰當(dāng)調(diào)整以能夠完 成整個(gè)退火周期。 tom] 在本發(fā)明的一個(gè)實(shí)施方案中鋼板是高延伸型鋼板，具有強(qiáng)度-延伸率平衡 R"XA80彡13 OOOMPa%，優(yōu)選彡13 500MPa%，最優(yōu)選彡14 OOOMPa0%。在這種情況下，步驟 d)中奧氏體回火在TMs-30°C至TMs+90°C的奧氏體回火溫度下進(jìn)行，例如T Ms-30°C至475°C， 優(yōu)選 TMs-10°C至 440°C。
[0112] 在本發(fā)明的另一個(gè)實(shí)施方案中鋼板是高擴(kuò)孔型鋼板，具有伸緣成形性Ι^Χ λ彡40 OOOMPa%，優(yōu)選彡50 OOOMPa%，最優(yōu)選彡55 OOOMPa%，步驟d)中奧氏體回火在1^-601 至TMs+30°C的奧氏體回火溫度下進(jìn)行，優(yōu)選T Ms-60°C至400°C，更優(yōu)選TMs-60°C至380°C。 實(shí)施例
[0113] 制造具有根據(jù)表I的化學(xué)組成的多個(gè)試驗(yàn)合金1-14。制成鋼板，并在傳統(tǒng)CA生 產(chǎn)線根據(jù)表II中規(guī)定的參數(shù)經(jīng)受熱處理。檢測(cè)鋼板的微觀結(jié)構(gòu)以及多種機(jī)械性能并且結(jié) 果在表III列出。
[0114] 在ΜΑ尺寸ditt-欄，給出了通過(guò)圖像分析測(cè)出的馬氏體-奧氏體粒子的顆粒尺寸， 其中所述MA尺寸劃分為三大類：
[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] 在滲碳體一欄中，N表示微觀結(jié)構(gòu)中可發(fā)現(xiàn)的滲碳體含量幾乎可忽略，而γ表明在 最終的微觀結(jié)構(gòu)中存在大量有害的滲碳體。
[0119] 當(dāng)對(duì)比本發(fā)明鋼板的結(jié)果與不含有所要求范圍內(nèi)的鉻的鋼板10和11的結(jié)果時(shí)， 鉻對(duì)微觀結(jié)構(gòu)和機(jī)械性能的積極影響是明顯的。表III中的試驗(yàn)No. 28-33顯示，在一些情 況下殘留奧氏體的含量太低（No. 28, 29和31)并且所述微觀結(jié)構(gòu)含有一些滲碳體。
[0120] 來(lái)自沒(méi)有添加 Cr的具有0.6% Si的鋼板No. 10和具有0.82% Si的鋼板No. 11 的結(jié)果顯示，對(duì)于在貝氏體轉(zhuǎn)變時(shí)防止?jié)B碳體的形成，Si的含量太低。本發(fā)明的鋼板則展 示了完成不同的表現(xiàn)。因此，似乎Cr在延遲或阻止?jié)B碳體析出方面的表現(xiàn)類似于Si。部分 基于這些結(jié)果，開發(fā)了添加 Cr且具有Si基合金設(shè)計(jì)的所要求的TBF鋼板，其具有在連續(xù)退 火生產(chǎn)線上生產(chǎn)的提高的可加工性。
[0121] No. 12的鋼板取得了合理的機(jī)械性能。然而，表面調(diào)查表明，相比于低硅材料其顯 示出采用硅-氧化物顯著更高的表面覆蓋率，其增加了退火過(guò)程中輥上形成泡的風(fēng)險(xiǎn)，因 此這種材料超出了本發(fā)明的范圍。
[0122] 從具有0.62%3;[和0.140而不滿足51+&彡0.9的鋼板1^0.13的結(jié)果來(lái)看，3;[和 Cr的協(xié)同效應(yīng)太低而不能確保適當(dāng)?shù)难由炻屎蛿U(kuò)孔率分別地滿足之前所要求的RmXASO 和RmX λ (表III中實(shí)施例No. 37)。
[0123] 從來(lái)自鋼板No. 14的結(jié)果來(lái)看，Cr>Si的含量并且同時(shí)Mn+l，3*Cr>3.5,通過(guò)應(yīng)用 表II中的退火周期3獲得了低的擴(kuò)孔率數(shù)值（表III中的No. 42)。正如前面提到的，如此 高的Μη和Cr含量導(dǎo)致奧氏體回火階段貝氏體形成的極大延遲。因此，獲得了包含很大一 部分Μ粒子的微觀結(jié)構(gòu)，其導(dǎo)致擴(kuò)孔行為相當(dāng)差。
[0124] 使鋼板No. 6經(jīng)受所要求的奧氏體回火溫度范圍之外的退火，也就是325°C的低奧 氏體回火溫度（加熱周期No. 6)和485?的高奧氏體回火溫度TQA(加熱周期No· 7)。該退 火的結(jié)果在表III實(shí)施例No. 38和39中分別給出。由于殘留奧氏體RA含量不足，低奧氏 體回火溫度導(dǎo)致非常低的延伸率，Rp〇. 2,相應(yīng)后果為C緩慢再分布到奧氏體中并且更強(qiáng)的 驅(qū)動(dòng)力使?jié)B碳體在馬氏體中析出。高奧氏體回火溫度無(wú)法抑制奧氏體部分分解為鐵素體和 滲碳體，從而導(dǎo)致低量的穩(wěn)定殘留奧氏體。
[0125] 進(jìn)一步的比較例代表退火溫度Tan為78(TC的加熱周期No. 8。這種低臨界區(qū)退火 導(dǎo)致相當(dāng)高的鐵素體含量，并且因此擴(kuò)孔性適中（表III中的實(shí)施例No. 40)。 、
[0126] 表II周期No. 9給出了冷卻速度為l〇°C /s的例子?？梢钥吹?，如此低的冷卻速度 導(dǎo)致在從退火溫度冷卻到奧氏體回火階段鐵素體形成，并且因此孔擴(kuò)張性適中（表111實(shí) 施例 No. 41)。
[0127]

【權(quán)利要求】
1. 一種高強(qiáng)度冷軋鋼板，具有： a) 由以下元素組成的組分（按wt%計(jì)）： 除雜質(zhì)外平衡量的Fe,
b) 多相微觀結(jié)構(gòu)，包括（按vol%計(jì)） 殘留奧氏體5-20 貝氏體+貝氏體鐵素體+回火馬氏體> 80 多邊形鐵素體< 10 c) 至少一種以下的機(jī)械性能 拉伸強(qiáng)度（Rm)彡980MPa 延伸率（A8tl)彡4% 擴(kuò)孔率（λ)彡20%，優(yōu)選彡30% 和滿足至少一種下列條件 RmXA80 ^ 13 OOOMPa % RmX λ 彡 40 000MPa%。
2. 根據(jù)權(quán)利要求1的高強(qiáng)度冷軋鋼板，滿足以下至少一項(xiàng)：
3. 根據(jù)前述權(quán)利要求任一項(xiàng)的高強(qiáng)度冷軋鋼板，滿足以下至少一項(xiàng)：
4. 根據(jù)前述權(quán)利要求任一項(xiàng)的高強(qiáng)度冷軋鋼板，滿足以下至少一項(xiàng)：
5. 根據(jù)前述權(quán)利要求任一項(xiàng)的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中馬氏體-奧氏體粒子（M)的最大 尺寸< 6 μ m，優(yōu)選< 3 μ m。
6. 根據(jù)前述權(quán)利要求任一項(xiàng)的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中多相微觀結(jié)構(gòu)包括（按vol%計(jì)） 殘留奧氏體5-16 貝氏體+貝氏體鐵素體+回火馬氏體> 80 多邊形鐵素體< 10。
7. 根據(jù)前述權(quán)利要求任一項(xiàng)的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中鋼包括： 可選地
Si+Cr ^LO NbO.02-0. 03 和其中所述鋼板滿足下列條件的至少一項(xiàng)： (Rm)980-1200MPa (A80)彡 6,優(yōu)選 >7% (λ) ^ 40% 和以下至少一項(xiàng) RmXA80 ^ 13 OOOMPa % RmX λ 彡 40 OOOMPa%，優(yōu)選彡 50 OOOMPa%。
8. 根據(jù)權(quán)利要求1-6中任一項(xiàng)的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中所述鋼包括
可選地 Si+Cr ^ I. 1 NbO.02-0. 03 和其中所述鋼板滿足以下要求 (Rm)1180-1500MPa (A80)彡 6,優(yōu)選 >7% (λ)彡 31% 且優(yōu)選滿足以下條件 RmX λ 彡 40 OOOMPa%，優(yōu)選彡 45 OOOMPa%。
9. 根據(jù)前述權(quán)利要求任一項(xiàng)的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中比率（Mn+1.3*Cr) <3. 5,優(yōu)選 ^ 3. 2〇
10. 根據(jù)前述權(quán)利要求任一項(xiàng)的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中Si的含量大于Al的含量，優(yōu)選 Si>l. 3A1，更優(yōu)選Si>2Al，最優(yōu)選Si>3Al或者甚至Si>10Al。
11. 根據(jù)前述權(quán)利要求任一項(xiàng)的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其中Si的含量大于Cr的含量，優(yōu)選 Si>l. 3Cr，更優(yōu)選Si>l. 5Cr，甚至更優(yōu)選Si>2Cr，最優(yōu)選Si>3Cr。
12. 根據(jù)前述權(quán)利要求任一項(xiàng)的高強(qiáng)度冷軋鋼板，其不設(shè)置熱鍍鋅層。
13. 制造根據(jù)前述權(quán)利要求任一項(xiàng)的高強(qiáng)度冷軋鋼板的方法，包括以下步驟： a) 提供具有前述權(quán)利要求任一項(xiàng)所述組成的冷軋鋼帶； b) 在高于Aci3溫度的溫度下退火所述冷軋鋼帶，以便使鋼完全奧氏體化，隨后 c) 以足以避免鐵素體形成的冷卻速度冷卻所述冷軋鋼帶，特別是從680-750°C冷卻進(jìn) 行到快速冷卻的冷卻停止溫度TKC，所述T kc在350和475°C之間，優(yōu)選在380和420°C之間， 所述冷卻速度為20-100°C /s，隨后 d) 在 TMs-30°C至 TMs+90°C，優(yōu)選在 TMs-30°C至 475°C，更優(yōu)選在 TMs-10° -440°C 的條件 下奧氏體回火所述冷軋鋼帶，并且 e)冷卻所述冷軋鋼帶至環(huán)境溫度， 其中所述鋼是高延伸型鋼，具有強(qiáng)度-延伸率平衡RmX A80彡13 OOOMPa%，優(yōu)選彡13 500MPa%，最優(yōu)選彡 14 OOOMPa%。
14.制造根據(jù)前述權(quán)利要求任一項(xiàng)的高強(qiáng)度冷軋鋼板的方法，包括以下步驟： a) 提供具有前述權(quán)利要求任一項(xiàng)所述組成的冷軋鋼帶； b) 在高于Ac3溫度的溫度下退火冷軋鋼帶，以便使鋼完全奧氏體化，隨后 c) 以足以避免鐵素體形成的冷卻速度冷卻所述冷軋鋼帶，特別是從680-750°C冷卻進(jìn) 行到快速冷卻的冷卻停止溫度TKC，所述T kc在320和400°C之間，優(yōu)選在340和380°C之間， 所述冷卻速度為20-100°C /s，隨后 d) 在 TMs-60°C至 TMs+30°C，優(yōu)選在 TMs-60°C至 400°C，更優(yōu)選在 TMs-60°C至 380°C 的條件 下奧氏體回火所述冷軋鋼帶，并且 e) 冷卻所述冷軋鋼帶至環(huán)境溫度， 其中所述鋼是高擴(kuò)孔型的鋼，具有伸緣成形性RmX λ >40 OOOMPa%，優(yōu)選>50 OOOMPa %，最優(yōu)選彡 55 OOOMPa %。
【文檔編號(hào)】C22C38/04GK104245971SQ201380016237
【公開日】2014年12月24日 申請(qǐng)日期:2013年4月2日 優(yōu)先權(quán)日:2012年3月30日
【發(fā)明者】S.保羅, D.克里贊, A.皮徹勒, 中屋道治 申請(qǐng)人:奧鋼聯(lián)鋼鐵有限責(zé)任公司, 株式會(huì)社神戶制鋼所