CN101563476B - 制造轻质结构的钢板以及所述钢板的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种钢板，该钢板具有包含如下成分的组成：0.010重量％≤C≤0.20重量％、0.06重量％≤Mn≤3重量％、Si≤1.5重量％、0.005重量％≤Al≤1.5重量％、S≤0.030重量％、P≤0.040重量％、2.5重量％≤Ti≤7.2重量％、(0.45×Ti)-0.35重量％≤B≤(0.45×Ti)+0.70重量％，以及任选的一种或多种选自Ni≤1重量％、Mo≤1重量％、Cr≤3重量％、Nb≤0.1重量％、V≤0.1重量％的元素，该组成的余量由铁以及由熔炼产生的不可避免的杂质构成。

Description

制造轻质结构的钢板以及所述钢板的制造方法
本发明涉及钢板或钢制结构零件的制造，所述钢兼具高弹性模量E、低密度d以及高拉伸强度。
众所周知，结构部件的力学性能按Ex/d变化，其中系数x取决于外部应力的模式(例如拉伸或弯曲)或者部件的几何形状(板材、棒材)。这显示了使用同时具有高弹性模量和低密度的材料的好处。
这种要求尤其存在于汽车工业中，在汽车工业中车辆减轻和安全性是持续关注的问题。还发现，可通过加入各种性能的陶瓷颗粒来提高钢零件的弹性模量并减轻其重量，例如加入碳化物、氮化物、氧化物或硼化物。原因在于，这些材料具有约为250-550GPa的弹性模量，显著高于它们所被加入的母材钢的弹性模量，约210GPa。由此，在应力影响下通过基质与陶瓷颗粒之间的载荷传递来实现硬化。另外，利用陶瓷颗粒使基质的晶粒尺寸细化还能进一步提高这种硬化。为了制造这些在钢基质中均匀分散有陶瓷颗粒的材料，已知利用粉末冶金的工艺：首先制造具有受控几何形状的陶瓷粉末，将这些陶瓷粉末与钢粉末混合，从而使钢与外部添加的陶瓷颗粒一致。在模具中将粉末混合物成型，然后加热到一定温度使得所述混合物发生烧结。在该工艺的变体中，将金属粉末混合以在烧结步骤期间形成陶瓷颗粒。尽管与不含分散陶瓷颗粒的钢材相比，力学性能得到改善，然而这种工艺具有如下几种局限：
-由于金属粉末具有高的比表面积，因而要求仔细控制熔炼和处理条件，以便使得不引起与气氛的反应。
-即使在成型和烧结操作之后，残留的孔隙在循环应力作用可能维持时仍可能充当诱发位置。
-基质/颗粒界面的化学组成以及它们的结合是难以控制的，这是由于粉末在烧结之前存在表面污染(存在氧化物和碳)。
-当大量加入颗粒或者存在某些大颗粒时，延展性将降低。
-这种工艺适用于小量生产，但是不能满足汽车工业中批量生产的要求。
-与这种工艺相关的制造成本高。
在轻质合金情形中，还已知基于向液态金属中外部添加陶瓷粉末的制造工艺。同样，这些工艺具有大部分上述缺点。更具体地，难以将颗粒均匀分散，这些颗粒在液态金属中趋向于团聚或沉降或漂浮。
在能够用于提高钢材性能的已知陶瓷中，特别提及二硼化钛TiB2，其具有如下固有特性：
弹性模量：565GPa；
相对密度：4.52。
然而，由于该制造工艺采用外部添加TiB2颗粒，因此它们具有前述缺点。
本发明的目的是解决上述问题，具体是利用TiB2颗粒的存在从而以大规模且经济的方式制造高弹性模量的钢。本发明的目的特别在于提供一种连续铸造制备工艺，在铸造所述钢时该工艺不存在特殊的困难。
本发明的另一个目的是提供在基质中均匀分散有最高可能量TiB2颗粒的钢。
本发明的另一个目的是提供高拉伸强度的钢，其均匀延伸率高于或等于8％，并且其可适合于进行各种焊接工艺、尤其是电阻焊接。
为此，本发明提供了一种钢板，该钢板的化学组成包含下列成分，含量以重量计：0.010％≤C≤0.20％，0.06％≤Mn≤3％，Si≤1.5％，0.005％≤Al≤1.5％，S≤0.030％，P≤0.040％，钛和硼的量使得2.5％≤Ti≤7.2％、(0.45×Ti)-0.35％≤B≤(0.45×Ti)+0.70％，任选的一种或多种选自Ni≤1％、Mo≤1％、Cr≤3％、Nb≤0.1％、V≤0.1％的元素，该组成的余量由铁以及由熔炼产生的不可避免的杂质构成。
优选地，以重量百分比计，钛和硼的含量使得-0.22≤B-(0.45×Ti)≤0.35。
优选地，以重量百分比计，钛和硼的含量使得-0.35≤B-(0.45×Ti)≤-0.22。
钛的含量优选为：4.6％≤Ti≤6.9％。
根据一个具体实施方案，钛的含量为：4.6％≤Ti≤6％。
碳的含量优选为：C≤0.080％。
根据一个优选实施方案，碳的含量满足：C≤0.050％。
铬的含量优选为：Cr≤0.08％。
本发明的主题还在于具有上述组成的钢板，其包含TiB2共晶析出物以及任选的Fe2B共晶析出物，所述共晶析出物的平均尺寸为小于或等于15微米，优选小于或等于10微米。
优选地，TiB2析出物数目的超过80％具有单晶特性。
本发明的另一个主题是根据上述特征的钢板，所述钢板的平均晶粒尺寸小于或等于15微米，优选小于或等于5微米，更优选小于3.5微米。
本发明的另一个主题是根据上述特征之一的钢板，所述钢板在轧制方向上测得的弹性模量为大于或等于230GPa，优选为大于或等于240GPa，或者更优选为大于或等于250GPa。
根据一个具体实施方案，所述钢板的拉伸强度为大于或等于500MPa，并且其均匀延伸率为大于或等于8％。
本发明的另一个主题是由多个钢零件制成的产品，其中所述钢零件的组成可相同或不同，并且厚度也可相同或不同，其中至少一个所述钢零件是根据任一上述特征的钢板，该钢板被焊接到所述产品的其它钢零件中的至少一个上，所述其它钢零件的组成以重量计为：0.001-0.25％C、0.05-2％Mn、Si≤0.4％、Al≤0.1％、Ti＜0.1％、Nb＜0.1％、V＜0.1％、Cr＜3％、Mo＜1％、Ni＜1％、B＜0.003％，该组成的余量由铁以及由熔炼产生的不可避免的杂质构成。
本发明的另一个主题是一种方法：提供具有任一上述组成的钢，将所述钢铸造为半成品形式，铸造温度比所述钢的液相线温度高出不超过40℃。
根据一个具体实施方案，将所述半成品在相对旋转的辊子之间铸造为薄板坯或薄带材形式。
铸件凝固期间的冷却速率优选大于或等于0.1℃/s。
根据一个具体实施方案，在热轧之前对所述半成品进行再加热，选择再加热的温度和持续时间，使得最大尺寸Lmax大于15微米且纵横比f大于5的TiB2共晶析出物以及任选的Fe2B共晶析出物的密度小于400/mm2。
根据一个具体实施方案，对半成品进行热轧，任选进行冷轧和退火，调节轧制和退火的条件以获得平均晶粒尺寸小于或等于15微米的钢板，优选小于或等于5微米，更优选小于3.5微米。
优选地，以低于820℃的终轧温度进行热轧操作。
根据一个具体实施方案，从根据上述实施方案之一的钢板或者根据上述实施方案之一制成的钢板切割出至少一块坯料，并在20-900℃的温度范围内使该坯料发生变形。
本发明的另一个主题是一种制造工艺，其中将根据上述实施方案之一的至少一块钢板或根据上述实施方案之一制造的钢板焊接。
本发明的另一个主题是根据上述实施方案之一的钢板或产品、或根据上述实施方案之一所制造的钢板的用途，其用于制造汽车领域中的结构零件或加强部件。
附图说明
本发明的其它特征和优点将通过下述说明变得显而易见，通过非限制性实施例并且参考以下附图给出下述说明：
-图1和2分别示出含有Fe-TiB2共晶析出物的处于铸态的两种本发明钢的显微组织。
-图3示出本发明钢在冷轧和退火状态下的显微组织。
-图4和5示出含有Fe-TiB2和Fe-Fe2B共晶析出物的两种本发明钢分别在铸态和热轧状态下的显微组织。
-图6和7示出在凝固过程中采用两种冷却速率进行冷却所获得的本发明钢在铸态下的显微组织。
具体实施方式
对于所述钢的化学组成，应调节碳的含量以便经济地达到指定水平的屈服强度或拉伸强度。碳的含量还使得能够控制本发明钢的基质显微组织的性质，所述显微组织可局部或完全地为铁素体、贝氏体、奥氏体或马氏体，或者可包含这些组分的以其比例适于满足所要求力学性能的混合物。大于或等于0.010％的碳含量能够实现这样的各种组分。
因可焊性而对碳含量进行限制：当C含量高于0.20％时，抗冷裂性以及热影响区中的韧性下降。当碳含量小于或等于0.050重量％时，电阻焊接性能特别提高。
由于钢中的钛含量，优选限制碳含量以便避免TiC和/或Ti(C，N)在液态金属中的初生析出。在液体中形成的这些析出物在连续浇注液态钢的过程中对可铸性是不利的。然而当这种析出发生在凝固阶段或固相中时，其对结构硬化具有有益作用。因此，碳的最大含量应优选限制在0.080％，以便主要在共晶凝固过程中或在固相中产生TiC和/或Ti(C，N)析出物。
当锰的含量大于或等于0.06％时，其可提高淬硬性并且有助于固溶硬化，从而增加拉伸强度。其与存在的任何硫结合，从而降低热裂的风险。然而，当锰的含量超过3重量％时，由于凝固过程中锰的偏析而存在形成有害带状组织的较大风险。
由于固溶硬化，硅能够有效地提高拉伸强度。然而，过量添加硅会导致形成附着性氧化物，这些氧化物在酸洗操作期间难以去除，并且特别由于在热浸镀锌操作中润湿性不足而可能出现表面缺陷。为了维持好的可覆盖性，硅含量不应超过1.5重量％。
当铝的含量大于或等于0.005％时，其是非常有效的使钢脱氧的元素。然而当其含量超过1.5重量％时，将发生过量的氧化铝初生析出，从而引起可铸性问题。
当硫的含量大于0.030％时，其倾向于以硫化锰的形式过量析出，显著降低进行热成形或冷成形的能力。
已知磷是在晶界处偏析的元素。其含量不应超过0.040％，以便保持足够的热延展性从而防止开裂，并且防止焊接期间的热裂。
任选地可加入镍或钼，这些元素提高钢的拉伸强度。出于经济原因，将它们的添加量限制在1重量％。
任选地可加入铬以提高拉伸强度。其也会使大量硼化物析出。然而，为了制造更廉价的钢，将其含量限制在3重量％。
优选地，选择铬含量小于或等于0.080％。这是因为过量添加铬会导致析出更多的硼化物，但这时这些碳化物是(Fe，Cr)硼化物。
也可任选加入小于或等于0.1％量的铌和钒，从而以细的碳氮化物析出物的形式实现补充硬化。
钛和硼在本发明中具有重要作用：
在第一实施方案中，钢中以百分比表示的钛和硼的重量含量为：
2.5％≤Ti≤7.2％
(0.45×Ti)-0.35％≤B≤(0.45×Ti)+0.70％
其中第2个关系式可以按等同方式表示为：
-0.35≤B-(0.45×Ti)≤0.70
上述限制的原因在于：
-当钛的重量含量低于2.5％时，不会发生足够量的TiB2析出；这是因为析出的TiB2的体积分数低于5％，从而无法显著改变弹性模量，弹性模量仍低于220GPa。
-当钛的重量含量高于7.2％时，在液态金属中形成粗大的TiB2初生析出物，从而在半成品中引起可铸性问题。
-如果钛和硼的重量含量如下：
B-(0.45×Ti)＞0.70，则存在过量的Fe2B析出物，这会降低延展性。
-如果钛和硼的重量含量如下：
B-(0.45×Ti)＜-0.35，则室温下溶解于基质中的钛量高于0.8％。此时即使以更高成本来添加钛也不会获得显著的有利技术效果。
根据本发明的第二实施方案，钛和硼的含量为：-0.22≤B-(0.45×Ti)≤0.35
-当B-(0.45×Ti)≤0.35时，Fe2B析出显著减少，从而延展性提高；且
-当B-(0.45×Ti)≥-0.22时，溶解于基质中的钛量极低，这意味着从经济视角来看钛的添加特别有效。
根据本发明的一个具体实施方案，钛和硼的含量为：-0.35≤B-(0.45×Ti)＜-0.22：
-当B-(0.45×Ti)的量大于或等于-0.35且小于-0.22时，室温下溶解于基质中的钛量为0.5-0.8％。该量据证实特别适于获得仅由TiB2构成的析出物。
根据本发明的一个具体实施方案，钛含量为：4.6％≤Ti≤6.9％。上述限制的原因在于如下：
-当钛的重量含量高于或等于4.6％时，产生的TiB2析出物的体积分数为高于或等于10％，这时，弹性模量高于或等于约240GPa；
-当钛的重量含量低于或等于6.9％时，TiB2初生析出物的量为小于3体积％。由可能的初生析出物和共晶析出物构成的总TiB2析出量低于15体积％。
根据本发明的另一优选实施方案，钛的含量为：4.6％≤Ti≤6％。当钛的重量含量低于或等于6％时，可铸性特别令人满意，因为初生TiB2在液态金属中的析出微不足道。
根据本发明，Fe-TiB2共晶析出发生于凝固过程。该析出的共晶性质使得形成的显微组织特别细且均匀，这对于力学性能而言是有利的。当TiB2共晶析出物的量高于5体积％时，在轧制方向上测得的钢的弹性模量可超过约220GPa。当TiB2析出物超过10体积％时，该模量可超过约240GPa，从而可以设计显著减轻的结构。可将该析出物量增加到15体积％以使该模量超过约250GPa，特别是在钢中含有诸如铬或钼的合金化元素的情况下。这是因为当存在这些元素时，提高了发生共晶析出时可获得的最大TiB2量。
根据本发明的硼和钛含量能够防止在液态金属中产生粗大的初生TiB2析出物。必须避免形成这些偶然大尺寸(几十个微米)的初生析出物，因为在随后的应力作用期间，这些初生析出物在损坏或断裂机制方面具有有害作用。另外，存在于液态金属中的这些析出物不沉降时，它们局部分布从而使力学性能的均匀性降低。应尽量避免这种过早的析出，因为当连续浇注钢时可能由于析出物结块而导致喷嘴堵塞。
正如上文所述，钛必须以足够的量存在以引起内生TiB2以Fe-TiB2共晶析出物的形式生成。根据本发明，钛还应在室温下溶解存在于基质中，其相对于硼的比例应超出以TiB2计算的化学计量比。
当钛在固溶体中的含量低于0.5％时，以如下两种共晶析出物形式相继发生析出：首先是Fe-TiB2，然后是Fe-Fe2B，该第二种Fe2B内生析出物的产生量根据合金中的硼含量而较大或较小。Fe2B形式的析出量可达到8体积％。该第二种析出也按照共晶机制发生，使得能够获得细且均匀的分布，从而确保力学性能的优良一致性。
Fe2B析出是TiB2析出的补充，其最大量与共晶机制相关。Fe2B具有与TiB2相似的作用。其提高弹性模量并减小密度。通过改变作为补充的Fe2B析出相对于TiB2析出的比例，能够精细调节力学性能。这是一种可特别用于在钢中获得具有高于250GPa弹性模量同时提高产品的拉伸强度的方法。当钢中的Fe2B含量大于或等于4体积％时，弹性模量提高超过5GPa。断裂延伸率为14％-16％，拉伸强度达到590MPa。当Fe2B的含量超过7.5体积％时，弹性模量提高超过10GPa，然而断裂延伸率这时低于9％。
根据本发明，使TiB2或Fe2B共晶析出物的平均尺寸小于或等于15微米，以便获得更大的断裂延伸率和良好的疲劳性能。
当这些共晶析出物的平均尺寸小于或等于10微米时，断裂延伸率可大于20％。
本发明人已证实，当大于80％数量的TiB2共晶析出物具有单晶特性时，则施加机械应力时“基质-析出物”结构的破坏减少，且形成缺陷的风险较小，这是因为析出物具有更大的塑性并且与基质具有更高水平的结合。特别地，已证明较大的TiB2析出物形成六边形晶体。不希望受具体理论约束，认为该结晶学特性使得这些析出物在机械应力作用下通过孪晶化而变形的可能性增加。
由于TiB2以共晶形式的析出而引起的这种特殊的单晶特性，在利用外部引入颗粒的现有技术方法中尚未遇到。
除了内生颗粒的分散对拉伸性能的有利作用之外，本发明人证实，限制晶粒尺寸是一种非常有效的提高拉伸性能的方法：当平均晶粒尺寸小于或等于15微米时，拉伸强度可超过约560MPa。另外，当平均晶粒尺寸小于或等于3.5微米时，开裂抗力特别高：在-60℃下，对厚度3mm的试样进行夏比韧性测试，结果显示断裂试样中的延展区域大于90％。
制造本发明钢板的方法如下：
-提供具有本发明所述组成的钢；
-将所述钢铸造为半成品。
可以进行该铸造以形成铸块或者以连续方式进行铸造形成厚度约为200mm的板坯。还可以在相对旋转的辊子之间将所述钢铸造成厚度为几十毫米的薄板坯形式或者厚度为几毫米的薄钢带形式。实施后一种方法对于获得细的共晶析出物和避免形成初生析出物特别有利。通过增大凝固期间的冷却速率，能提高所得显微组织的细度。
当然，可以按允许制造具有各种几何形状的产品的方式进行所述铸造，特别是以钢坯形式进行铸造以便制造长型产品。
TiB2和Fe2B析出物的细度能提高拉伸强度、延展性、韧性、可成形性以及热影响区中的力学行为。析出物细度的增加是由于低的铸造温度和较高的冷却速率而引起的。特别地，已发现将铸造温度限制在高于液相线温度40℃导致获得这样的细显微组织。
还选择铸造条件，使凝固期间的冷却速率大于或等于0.1℃/s以使TiB2和Fe2B析出物的尺寸非常细小。
本发明人还证实TiB2和Fe2B共晶析出物的形态对随后凝固期间的机械应力作用下的破坏具有影响。用光学显微镜以约500倍至1500倍的放大倍数观察析出物，在具有统计学代表性数目的表面上，利用本身已知的图像分析软件(例如
Figure G2007800330419D00091
软件)测量每个析出物的最大尺寸Lmax和最小尺寸Lmin。最大尺寸和最小尺寸的比率Lmax/Lmin表示给定析出物的纵横比f。本发明人已证实，大尺寸(Lmax＞15微米)且为长形(f＞5)的析出物会降低均匀延伸率和加工硬化系数n。
根据本发明，在铸造半成品之后，在随后进行热轧之前对半成品的再加热温度和再加热时间进行选择，以便使最为有害的析出物球化。特别是选择再加热温度和再加热时间，以使尺寸Lmax＞15微米且为长形(f＞5)的共晶析出物的密度小于400/mm2。
随后对半成品进行热轧，任选随后进行卷曲。任选地，进行冷轧和退火以获得较薄的板材。选择热轧、卷曲、冷轧和退火的条件以便获得平均晶粒尺寸小于或等于15微米、优选小于5微米，更优选小于3.5微米的钢板。更细的晶粒尺寸如下获得：
-在热轧终止前和随后冷却时发生的(γ-α)同素异形转变之前，进行强的加工硬化；
-低的终轧温度，优选低于820℃；
-(γ-α)转变后加速冷却，以限制铁素体晶粒生长；
-在相对低的温度下进行卷曲操作；和
-在任选的冷轧之后，控制退火温度和退火时间以获得完全再结晶，不使温度和时间超过对于该再结晶而言所需的数值。
低于820℃的热轧终止温度特别证明是获得细晶粒尺寸的有效方法。已证明，在本发明的钢中，TiB2和Fe2B析出物对于显微组织的成核和再结晶具有特殊的作用：具体而言，当本发明的钢发生变形时，析出物和基质之间力学行为的显著差异导致析出物周围的较大变形。这种剧烈的局部变形降低了非再结晶的温度。低的终轧温度有助于析出物周围的铁素体成核并限制晶粒生长。
同样地，析出物周围更高的变形场在冷轧之后的回复/再结晶期间有助于晶粒成核，从而导致晶粒细化。
如此获得的钢板因此表现出非常好的可成形性。不希望受特定理论约束，认为，极易变形的基质内存在的共晶析出物与“双相”钢中的铁素体内的马氏体相或贝氏体相所起的作用相似。本发明的钢所具有的屈强比(屈服强度Re/拉伸强度Rm)有利于各种成形操作。
根据碳和硬化元素的含量，并根据温度Ar1(该温度代表冷却时从奥氏体开始转变)以下的冷却速率，可获得热轧板材或者冷轧并退火的板材，它们包含具有各种显微组织的基质：这些显微组织可全部或部分为铁素体、贝氏体、马氏体或奥氏体。
例如，含有0.04％C、5.9％Ti、2.3％B的钢，从1200℃以5-150℃/s的冷却速率冷却后，将具有187-327HV的硬度。该情形中的最高硬度水平对应于由无碳化物、轻微无序的板条构成的完全贝氏体基质。
如果希望通过成形操作制造零件，从板材切割下一块坯料，并通过在20-900℃的温度下进行冲压或弯曲使其变形。硬化相TiB2和Fe2B表现出非常好的热稳定性，直至1100℃。
由于分散在基质中的颗粒具有热稳定性并且适合于各种冷成形、温热成形或热成形处理，因此可根据本发明制造弹性模量提高的复杂几何形状的零件。另外，本发明钢的弹性模量的提高会降低成形操作之后的回弹，从而能提高最终零件的尺寸精度。
还可有利地通过焊接组成相同或不同或者厚度相同或不同的本发明钢来制造结构部件，以便在最后阶段获力学性能介于它们之间并且局部适于随后应力的零件。
除铁和不可避免的杂质之外，可与本发明钢进行焊接的钢的组成以重量计包含，例如：0.001-0.25％C、0.05-2％Mn、Si≤0.4％、Al≤0.1％、Ti＜0.1％、Nb＜0.1％、V＜0.1％、Cr＜3％、Mo＜1％、Ni＜1％、B＜0.003％，组成的余量由铁和由熔炼产生的不可避免的杂质构成。
在熔融区域，由于达到的高温，析出物部分溶解并在冷却时再次析出。熔融区域中的析出物量与母材金属非常接近。在焊接接头的热影响区(ZAC)内，共晶析出物不发生溶解，并且在随后的冷却阶段期间甚至还可用于降低奥氏体晶粒的生长速率以及充当可能的成核位置。
在对本发明的钢进行焊接操作期间，从母材经过ZAC至熔融金属过程中的TiB2和Fe2B析出物的浓度均匀，从而在焊接接头情形中确保所需的力学性能(模量，密度)跨所述接头是连续的。
通过非限定性实施例，以下结果显示了本发明所带来的有益特征。
实施例1
制造具有如下表1所示组成的钢，组成以重量百分数表示。
除了根据本发明的钢I-1和I-2之外，为了比较，该表还示出不含内生TiB2或Fe2B共晶析出物的参比钢R1。
通过从液态铸造半成品来制造这些钢，在钢I-1和I-2中以铁合金形式添加钛和硼。铸造温度为1330℃，即比液相线温度高40℃。
表1：钢的组成(重量％)
  钢   C   S   P   Al   Mn   Si   Ti   B   B-(0.45×Ti)
  I-1   0.0334   0.0004   0.007   0.263   0.069   0.084   4.50   1.68   -0.34
  I-2   0.04   0.0015   0.009   0.146   0.09   0.14   5.90   2.34   -0.31
  R-1   0.0023   0.008   0.011   0.031   0.129   0.038   0.054(*)   -(*)   0
I＝根据本发明；R＝参考例
(*)：不依照本发明
图1和2所示的铸态显微组织分别对应于钢I-1和I-2，它们表明了内生TiB2析出物在铁素体基质内的细且均匀的分散。硼以二元Fe-TiB2共晶析出物的形式析出。
通过图像分析仪测量析出物的体积含量，钢I-1和I-2分别为9％和12.4％。初生析出物形式的TiB2量为小于2体积％并且有助于好的可铸性。钢I-1和I-2中TiB2共晶析出物的平均尺寸分别为5微米和8微米。在这些析出物的总数中，大于80％具有单晶特性。
再加热到1150℃之后，将半成品热轧成厚度为3.5mm的板材形式，终轧温度为940℃。热轧后在700℃下进行卷曲。
还可在热轧之前通过将钢I-2再加热至1230℃进行处理，持续时间为30-120分钟。然后观察析出物的形态。据显示，在1230℃下持续时间大于或等于120分钟的处理能使析出物球化，从而使具有大尺寸(Lmax＞15微米)且为长形(f＞5)的共晶析出物的密度低于400/mm2。
由于析出物的球化处理，均匀延伸率Au和加工硬化系数n显著提高，它们分别从11％和0.125(再加热时间：30分钟)提高至16％和0.165(再加热时间：120分钟)。此外，对于钢I-2，以810℃的终轧温度对板材进行热轧。
随后，用本身已知的方法对这些热轧板材进行酸洗，然后冷轧至厚度为1mm。随后在800℃下对它们进行再结晶退火，均热1分钟，然后空气冷却。
扫描电子显微镜观察显示，在热轧或冷轧后，共晶析出物/基质界面处的结合无损失或者析出物本身没有破坏。
热轧之后，钢I-1的平均晶粒尺寸为12微米，而参比钢中为28微米。
对于钢I-2，低的终轧温度(810℃)致使热轧后的平均晶粒尺寸更细(3.5微米)。
在冷轧和退火之后，钢I-1和I-2的组织发生再结晶，正如涉及钢I-1的图3所示。使用扫描电子显微镜以晶体对比模式得到该显微照片，从而证明了该组织的完全再结晶特征。绝大部分析出物为共晶析出物。与传统的钢R-1相比，TiB2析出物使得显微结构显著细化：根据本发明的钢I-1的平均晶粒尺寸为3.5微米，而参比钢R-1的平均晶粒尺寸为15微米。
比重测定法的测量结果表明TiB2和Fe2B析出物的存在与相对密度d的显著降低有关，所述相对密度d由7.80(传统钢R-1)降低到7.33(钢I-2)。
在轧制方向上测得的钢I-1和I-2的弹性模量分别为230GPa和240GPa。参比钢R-1的弹性模量为210GPa。对于承受弯曲应力的片材(其性能指标按照E1/3/d变化)，使用本发明的钢可实现相对于传统钢的超过10％的重量减轻。
测得的拉伸性能(在0.2％应变下测得的常规屈服强度Re、拉伸强度Rm、均匀延伸率Au、断裂延伸率At)示于下表2(热轧板材)或表3(经冷轧和退火的板材)。
表2：热轧钢板的机械拉伸性能(平行于轧制方向)
  钢   Re(MPa)   Rm(MPa)   Au(％)   At(％)
  I-1   300   558   15   22
  I-2   244   527   14   20
表3：冷轧并退火的板材的拉伸性能(平行于轧制方向)
  钢   Re(MPa)   Rm(MPa)   Au(％)   At(％)
  I-1   311   565   16   21
  R-1   200   300   42   48
根据本发明的热轧或冷轧板材的屈强比Re/Rm接近于0.5，导致其力学行为与双相钢相近，且具有优良的后续成形能力。
对钢I-1的冷轧板材进行电阻点焊测试：在拉剪试验中，通过剥落系统地发生失效。正如已知，这是优选的断裂方式因为其与高能量相关。
此外显示焊接中的熔融区域内存在本发明的共晶析出物，从而有助于使焊接组件中的力学性能均匀。
在激光焊接和电弧焊中也获得了令人满意的性能。
实施例2
下表4显示了三种根据本发明所述钢的组成。
表4本发明钢的组成(重量％)
  钢   C   Mn   Al   Si   S   P   Ti   B   B-(0.45×Ti)
  I-3   0.0465   0.082   0.15   0.17   0.0014   0.008   5.5   2.8   0.32
  I-4   0.0121   0.086   0.113   1.12   0.002   0.004   5.37   2.86   0.44
  I-5   0.0154   0.084   0.1   0.885   0.0019   0.004   5.5   3.16   0.68
通过铸造半成品制造这些钢，将钛和硼以铁合金的形式添加到钢中。铸造温度比液相线温度高40℃。与钢I-1和I-2相比，钢I-3至I-5具有与TiB2化学计量相比过量的硼，从而发生Fe2B然后是TiB2的共晶共析出。共晶析出物的体积量示于表5中。
表5：钢I-3-4-5中的析出物含量(体积％)
  钢   TiB2(体积％)   Fe2B(体积％)
  I-3   13   3.7
  I-4   12.8   5.1
  I-5   13   7.9
共晶析出物具有小于10微米的平均尺寸。图4显示了在钢I-3中TiB2和Fe2B析出物的共存。亮灰色的Fe2B析出物和较暗的TiB2析出物分散在铁素体基质内。
在与实施例1所述相同的条件下对半成品进行热轧。同样没有观察到析出物-基质界面的破坏。图5显示了钢I-5的显微组织。这些热轧钢的性质示于表6中。
表6：热轧钢板的机械拉伸性能(平行于轧制方向)和相对密度
  钢   E(GPa)  Re(MPa)   Rm(MPa)   Au(％)   At(％)   d
  I-3   245  279   511   10   14   7.32
  I-4   250  284   590   11   14   7.32
  I-5   254  333   585   8   9   7.30
与钢I-1和I-2相比，含量为3-7.9体积％的补充性Fe2B共晶析出物使弹性模量提高5-15GPa。
Fe2B的补充析出使拉伸强度提高。然而当该析出以过高比例发生时，均匀延伸率可能反而显著低于8％。
实施例3：
在1330℃下铸造由组成I-2的钢制成的半成品。通过改变冷却半成品的流动强度以及铸造半成品的厚度，实现两种冷却速率，即0.8℃/s和12℃/s。图6和7中示出的显微组织表明提高冷却速率能够非常显著地细化Fe-TiB2共晶析出物。
实施例4：
利用以下条件对组成为I-2、厚度为2.5mm的钢板进行二氧化碳保护激光焊接：功率：5.5kW，焊接速度：3m/min。熔融区域的显微照片显示，从液态开始的冷却时以非常细的形式发生Fe-TiB2共晶析出。熔融区域中的析出物量与母材金属中的接近。根据凝固期间的局部冷却条件(局部温度梯度G，等温线移动速率R)，以枝晶形式或蜂窝形式发生凝固。考虑到局部凝固条件(高的梯度G，低的速率R)，枝晶形态更易于在接头的热影响区中出现。
TiB2析出物因此存在于接头的各个区域中(母材，ZAC和熔融区域)，从而在整个焊接接头中实现弹性模量的增加和密度的减小。
I-2钢板也可与可冲压低碳钢板进行激光焊接而不发生任何操作困难，所述低碳钢板的组成包含(重量％)：0.003％C、0.098％Mn、0.005％Si、0.059％Al、0.051％Ti、0.0003％B以及由熔炼产生的不可避免的杂质。熔融区域也含有Fe-TiB2共晶析出物，当然所占比例低于自熔焊接时的比例。因此，可制造其中刚度性能发生局部改变的金属结构，且其力学性能更加符合局部处理或应用中的性能要求。
实施例5：
在下述条件下，利用电阻点焊将厚度为1.5mm的冷轧并退火的本发明钢板I-2连接起来：
-接合力：650daN；
-焊接循环：3×(电流为I的7个周期+2个无电流通入的周期)。
实施焊接的电流I范围为7-8.5kA。该范围的两个端值分别对应于获得大于5.2mm的核心直径(电流下限)和焊接期间出现电火花(电流下限)的情形。本发明钢从而表现出良好的电阻点焊性，具有1.5kA的足够宽的可焊范围。
基于本身减轻和弹性模量增加的观点，本发明还可容许制造具有改善性能水平的结构零件或加强部件。通过焊接可容易地对本发明钢板进行处理，这使得能够将它们组合成更复杂的结构，特别是通过将不同组成或不同厚度的钢零件接合起来。这些不同特征尤其可应用于汽车领域。

Claims (28)

1.一种钢板，以重量含量表示，所述钢板的化学组成包含：
0.010％≤C≤0.20％
0.06％≤Mn≤3％
Si≤1.5％
0.005％≤Al≤1.5％
S≤0.030％
P≤0.040％，
钛和硼的含量使得
4.6％≤Ti≤6％
(0.45×Ti)-0.35％≤B≤(0.45×Ti)+0.70％
任选的一种或多种选自如下的元素：
Ni≤1％
Mo≤1％
Cr≤3％
Nb≤0.1％
V≤0.1％，
该组成的余量由铁以及由熔炼产生的不可避免的杂质构成。
2.根据权利要求1所述的钢板，特征在于钛和硼的含量使得：
-0.22≤B-(0.45×Ti)≤0.35。
3.根据权利要求1所述的钢板，特征在于钛和硼的含量使得：
-0.35≤B-(0.45×Ti)≤-0.22。
4.根据权利要求1-3任一项所述的钢板，特征在于，以重量含量表示，所述钢板的组成包含：
0.010％≤C≤0.080％。
5.根据权利要求1-3任一项所述的钢板，特征在于，以重量含量表示，所述钢板的组成包含：
0.010％≤C≤0.050％。
6.根据权利要求1-3任一项所述的钢板，特征在于，以重量含量表示，所述钢板的组成包含：
Cr≤0.08％。
7.根据权利要求1-3任一项所述的钢板，特征在于其含有TiB2共晶析出物以及任选的Fe2B共晶析出物，所述TiB2共晶析出物以及任选的Fe2B共晶析出物的平均尺寸小于或等于15微米。
8.根据权利要求1-3任一项所述的钢板，特征在于其含有TiB2共晶析出物以及任选的Fe2B共晶析出物，所述TiB2共晶析出物以及任选的Fe2B共晶析出物的平均尺寸小于或等于10微米。
9.根据权利要求8所述的钢板，特征在于所述TiB2共晶析出物数量的大于80％具有单晶特性。
10.根据权利要求1-3任一项所述的钢板，特征在于所述钢的平均晶粒尺寸小于或等于15微米。
11.根据权利要求1-3任一项所述的钢板，特征在于所述钢的平均晶粒尺寸小于或等于5微米。
12.根据权利要求1-3任一项所述的钢板，特征在于所述钢的平均晶粒尺寸小于或等于3.5微米。
13.根据权利要求1-3任一项所述的钢板，特征在于轧制方向上测得的弹性模量为大于或等于230GPa。
14.根据权利要求1-3任一项所述的钢板，特征在于轧制方向上测得的弹性模量为大于或等于240GPa。
15.根据权利要求1-3任一项所述的钢板，特征在于轧制方向上测得的弹性模量为大于或等于250GPa。
16.根据权利要求1-3任一项所述的钢板，特征在于其强度为大于或等于500MPa，且其均匀延伸率为大于或等于8％。
17.由多个钢零件制成的产品，所述多个钢零件具有相同或不同的组成以及相同或不同的厚度，特征在于至少一个所述钢零件是根据上述权利要求1-16任一项所述的钢板，该钢板被焊接到至少一个其它所述钢零件上，其它所述钢零件的组成以重量计包含：0.001-0.25％C、0.05-2％Mn、Si≤0.4％、Al≤0.1％、Ti＜0.1％、Nb＜0.1％、V＜0.1％、Cr＜3％、Mo＜1％、Ni＜1％、B＜0.003％，该组成的余量由铁以及由熔炼产生的不可避免的杂质构成。
18.制造方法，其中：提供如权利要求1-6任一项所述的钢，将所述钢铸造为半成品形式，铸造温度比所述钢的液相线温度高出不超过40℃。
19.根据权利要求18所述的制造方法，特征在于在相对旋转的辊子之间以薄板坯或薄带材形式铸造所述半成品。
20.根据权利要求18或19所述的制造方法，特征在于所述半成品在凝固期间的冷却速率为大于或等于0.1℃/s。
21.根据权利要求18或19所述的制造方法，特征在于在热轧之前对所述半成品进行再加热，选择所述再加热的温度和持续时间，以便使最大尺寸Lmax为大于15微米且纵横比f大于5的TiB2共晶析出物以及任选的Fe2B共晶析出物的密度小于400/mm2，并对所述半成品进行热轧。
22.根据权利要求18或19所述的制造方法，特征在于对所述半成品进行热轧操作，任选进行冷轧操作和退火操作，调整轧制和退火的条件以获得平均晶粒尺寸小于或等于15微米的钢板。
23.根据权利要求18或19所述的制造方法，特征在于对所述半成品进行热轧操作，任选进行冷轧操作和退火操作，调整轧制和退火的条件以获得平均晶粒尺寸小于或等于5微米的钢板。
24.根据权利要求18或19所述的制造方法，特征在于对所述半成品进行热轧操作，任选进行冷轧操作和退火操作，调整轧制和退火的条件以获得平均晶粒尺寸小于或等于3.5微米的钢板。
25.根据权利要求22所述的制造方法，特征在于以低于820℃的终轧温度进行所述热轧操作。
26.制造结构零件的方法，特征在于从权利要求1-16任一项所述的钢板或者由权利要求18-25任一项所述方法制得的钢板切割出至少一块坯料，并在20-900℃的温度范围内使所述至少一块坯料发生变形。
27.制造结构零件的方法，特征在于焊接至少一块如权利要求1-16任一项所述的钢板或者由权利要求18-25任一项所述方法制得的钢板。
28.权利要求1-16任一项所述的钢板、或权利更求17所述的产品、或由权利要求18-25任一项所述方法制造的钢板、或权利要求26-27任一项所述方法制造的结构零件的用途，用于制造汽车领域中的结构零件或加强部件。
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