CN102216474A - 磷含量提高的锰钢带及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及热轧奥氏体锰钢带，其具有如下单位为重量百分比的化学组成：0.4％≤C≤1.2％、12.0％≤Mn≤25.0％、P≥0.01％、Al≤0.05％，其断裂延伸率(单位为％)与抗拉强度(单位为MPa)的乘积大于65,000MPa％，特别是大于70,000MPa％。本发明还涉及具有同样化学组成的冷轧奥氏体锰钢带，其断裂延伸率(单位为％)与抗拉强度(单位为MPa)的乘积达到大于75,000MPa％，特别是大于80,000MPa％。

Description

磷含量提高的锰钢带及其制备方法
技术领域
本发明涉及奥氏体锰钢带及制造奥氏体锰钢带的方法。本发明还涉及锰钢板，其包括再成型的钢板部分，特别是拉伸成型或深冲成型的钢板部分。
背景技术
锰奥氏体是特别坚韧且可延展的轻质结构钢。由于强度增大而使得重量有可能减轻，这使得锰奥氏体成为汽车工业中的一种高潜力材料。这是因为，更轻的车体能够使得燃料消耗减少，高水平的延伸性能和稳定性对于车身部件的制备、以及其在撞击条件下的性能非常重要。
TRIP(相变诱发塑性)钢已被人们所了解并且越来越多地被应用于汽车工业中。高合金TRIP钢具有高的抗拉强度，其值最高可达到大于1000MPa，且其延展性能最高可达到大约30％。由于这些高的机械性能，因此可以在汽车结构中采用更薄的金属板，并且由此实现车体重量的减轻。TRIP钢由多个铁-碳合金相组成，这些合金相基本由铁素体、贝氏体和富碳的残余奥氏体形成。TRIP效应基于形变诱发的残余奥氏体向马氏体的转化。这种晶体结构的改变使得在制备制品或在制品应用于撞击情况的过程中，强度和可成形性可同时增强。加入合金元素铝和硅可选择性地影响TRIP效应。
TRIP钢在被深冲成车体部件的过程中，有特定量的奥氏体已转化成为高强度的、难以延展的马氏体相(α-马氏体)。因此对于TRIP钢来说，在撞击情况时可能仅存留有相对较低的延伸能力。
最近开发的TWIP钢与TRIP钢的不同之处在于其具有更高的断裂延伸率(50％以上)。缩写“TWIP”表示孪晶诱发塑性，即由孪晶诱发的塑性。TWIP钢特殊的延展性能可通过晶体结构中不同的机制而产生。例如，该延展性能可通过晶体结构中的晶格缺陷而促进，其中，该晶体结构可能以形变诱导的方式发生切变，该切变机制发生在镜平面处并产生规则的镜像结晶区(“孪晶”)。不同的孪晶类型是可以区分的。还已知的是，还有其他效应(例如滑移带的出现)可影响机械性能。TWIP钢由于具有高的延展性能，因而非常适合用于制备汽车工业中的金属板，尤其适合用于在撞击情况中所涉及的车体区域。TWIP钢具有奥氏体组织，并且具有锰含量高(通常大于25％)和铝、硅合金添加成分的量相对较高的特点。
发明内容
本发明所解决的一个问题可在于：提供了一种具有改善的机械性能的钢材。特别是，该钢材能够获得良好的可焊性和/或良好的可成形性。另外，本发明的目的在于提供一种制备具有改善的机械性能的钢材的方法，该钢材尤其具有高韧性和高抗拉强度，并且尤其具有良好的可焊性和良好的可成形性。
本发明所解决的问题是通过独立权利要求的特征而实现的。有利的构造和改进则在从属权利要求中公开。
已发现，根据本发明的奥氏体锰钢带可以获得高的机械性能以及良好的可焊性和良好的可成形性。根据本发明的钢材尤其具有如下特点：锰含量大约为12.0％≤Mn≤25.0％，并且碳含量(重量百分比)大约为0.4％≤C≤1.2％。在本说明书中，化学组分的具体百分比都是以重量百分比表示的。根据本发明，以至少0.01％的相对较高的量掺入磷作为合金成分，磷会提高屈服强度和抗拉强度，降低断裂延伸率，增加脆性，降低奥氏体稳定性，抑制渗碳体析出，并且通常会降低可焊性。在这一点上，已注意到，对于这种合金设计，若大幅省略合金元素铝(Al≤0.05％)，则所制备的锰钢带能够获得高的机械性能，并且具有出乎预料的优异的可焊性及非常好的可成形性。
在具有根据本发明所述化学组成的热轧奥氏体锰钢带的情况中，断裂延伸率与抗拉强度(单位分别为MPa、％)的乘积可达到大于60,000MPa％，特别是大于70,000MPa％。在具有根据本发明所述化学组成的冷轧奥氏体锰钢带的情况中，该乘积可大于75,000MPa％，可大于80,000MPa％，特别是甚至大于85,000MPa％，优选为大于100,000MPa％。
据推测，根据本发明的锰钢所具有的良好的机械性能是基于至少以下三个机理的组合：
(1)高密度微孪晶化和纳米孪晶化：
在再成型过程中，在晶体结构中观察到优选地发生微孪晶化(即形成小且薄的孪晶)。与常规的高锰合金钢中的微孪晶的密度和厚度相比，再成型应变之后所观察到的微孪晶的高密度和薄度使得断裂延伸率增加。这至少部分可归因于位错障碍的数量随孪晶的密度而大大增加。在经过再成型过程的本发明锰钢带的样品中，微孪晶的平均厚度优选为低于30nm，特别是低于20nm，特别是低于10nm。厚度低于10nm的孪晶也称作纳米孪晶。与常规的孪晶密度相比，尤其是在再成型应变之后产生的纳米孪晶的密度显著提高。据推测，由于磷含量的增加和层错能的降低，微孪晶特别是纳米孪晶的密度会增加。这直接影响材料的韧性，并提供非同寻常的极高水平的延伸性和高的抗拉强度。
(2)固溶硬化
固溶硬化是由大量间隙溶解的合金元素(如P和C)引起的。由此可以达到高强度(尤其是高于1100MPa)，同时达到高的应变硬化值和断裂延伸率(可能大于90％)。
(3)动态应变时效
动态应变时效的发生归因于钢中间隙溶解的合金元素的含量高，并且可基于应力-应变曲线进行识别。这种效应可对材料的强度和断裂延伸率的改善产生额外的贡献。
另外，通过相应的热处理，烘烤硬化效应也可用于提高屈服强度。
对于如此制备的钢，其烘烤硬化值(BH值)根据欧洲标准EN 10325进行确定。大量间隙溶解的合金元素保证了烘烤硬化潜力的增加，并可进一步提高最终产品的机械性能。经过热处理以后，根据应变的水平，观察到强度增加约30至80MPa。
已发现，低的锰含量对于最终组分的相转变和再成型机制(尤其是纳米孪晶和微孪晶的形成以及较高程度的固溶硬化)具有积极的作用。在这一点上，本发明奥氏体锰钢带的锰含量可优选地处于14％≤Mn≤18.0％、特别是14％≤Mn≤16.5％的范围内。
进一步发现，大晶粒中元素C和/或P和/或N的非常均一且高的固溶性可以通过大的晶粒尺寸来实现。这些元素良好的溶解性可能也是优先形成小尺寸的微孪晶和纳米孪晶、以及这些孪晶在晶体结构中具有高密度的原因。进一步推测，由于优选使P和C达到高的固溶度，结果这些元素通常所产生的消极作用(使可焊性劣化，使钢变脆)在本发明的钢中出乎意料地不复存在。特别是，可以使C和P达到高的浓度而不会使钢的可焊性显著劣化。
由于氮化铝(AlN)阻碍(奥氏体)晶粒生长，所以N与Al的比例可选择性地影响晶粒大小。有意地少添加Al(例如Al≤0.05％，特别是Al≤0.02％)，结果奥氏体锰钢带可获得大的晶粒尺寸。在以下所述的合金设计中，由于大量碳可用于液态钢脱氧，因此Al的含量可以保持为很低。特别是，本发明的锰钢可包含最低的、仅由制备过程中不可避免的杂质来限定的铝含量(即不添加铝)。因此，本发明的钢带在再结晶过程中(即在热轧或退火的过程中)可生长达到最大的晶粒尺寸。
此外，可以适宜地采用高的磷含量：0.03％≤P，特别是0.05％≤P，0.06％≤P，0.07％≤P，0.08％≤P，还有0.10％≤P。甚至可以采用0.20％≤P的磷含量。由于磷含量高，抗拉强度、尤其是屈服强度可随着晶粒尺寸增大而提高。出乎意料的是，观察到随着磷含量提高，断裂延伸率没有显著降低，并且可焊性也没有显著劣化。通过调节金属组织中的平均晶粒尺寸，可以选择性地改变所制备的钢带的抗拉强度、屈服强度以及断裂延伸率。晶粒越大，抗拉强度和屈服强度越低，断裂延伸率越高。可以设定平均晶粒尺寸大于5μm或大于10μm。具体而言，对于热轧奥氏体锰钢带，可以设定大于13μm、特别是大于18μm的大平均晶粒尺寸，对于冷轧奥氏体锰钢带，可以设定大于15μm、特别是大于20μm的大平均晶粒尺寸。
与铝相似，硅也会阻碍碳化物析出，所述碳化物例如为热轧过程和退火过程中生成的渗碳体((Fe，Mn)3C)。由于渗碳体析出会降低断裂延伸率，因此可以预测，加入硅可使得断裂延伸率增加。
然而，本发明的锰钢优选包含很低含量的硅(Si≤1.0％，特别是Si≤0.2％，特别优选为Si≤0.05％)，此含量可能仅由制备过程中不可避免的杂质来限定(即在这种情况下不加入硅；Si含量可能因此低于Si≤0.03％)。其原因为，硅影响形变机制。硅阻碍孪晶化，即低的硅含量促进孪晶化，并且可能尤其会促进小的微孪晶和纳米孪晶的形成。由于微孪晶化、特别是纳米孪晶化的形变机制特别有利于高的断裂延伸率，因此随着硅含量的降低，该效应可导致断裂延伸率的提高。在这种情况下，低的硅含量可能也有利于其他形变机制。因此，本发明的锰钢的硅含量可被设定为低值，优选为尽可能得低。由于大量碳可用于液态钢的脱氧，并且由于钢强度(硅导致强度增加)由另外的措施来保证(如高含量的C和/或P)，因此可将硅的含量保持为非常低。
铌(Nb)、钒(V)和钛(Ti)是形成沉淀(碳化物、氮化物、碳氮化物)的元素，可任选地加入这些元素以通过析出硬化来提高强度。然而，这些元素具有晶粒细化效应，因此如果还要保证大的晶粒尺寸，则应使这些元素的含量保持在低水平。
已知镍(Ni)可稳定奥氏体相(其被称作γ-稳定剂)。可任选地加入较多量的镍(例如大于1％至5％或10％)。
除镍以外，固溶增强剂铬(Cr)还可稳定α-铁素体。加入最高达10重量％的铬有利于ε-马氏体和/或α’-马氏体的形成，其导致更强的拉伸硬化和更低的韧性。因此应限制铬的量，例如优选设定Cr≤5％，特别是Cr≤0.2％。
钼(Mo)和钨(W)也表现出晶粒细化效应。钨对碳有高亲和性，并可形成坚硬且非常稳定的碳化物W2C和WC钢。因此应限制钨的量，可优选设定W≤2％，特别是W≤0.02％。钨是比铬更好的固溶增强剂，并且也形成碳化物(虽然其形成碳化物的程度低于铬)。可优选设定Mo≤2％，特别是Mo≤0.02％。
热轧钢带的晶粒大小还受热轧期间终轧温度的剧烈影响。本发明的钢带可在介于750℃和1050℃、优选为介于800℃和900℃之间的终轧温度下进行轧制。对于给定的化学组成，可以通过选择终轧温度来设定平均晶粒尺寸。
本发明的热轧钢可以显示出可达60％或65％以上的高断裂延伸率。在这种情况下，热轧钢的抗拉强度可优选为大于1050MPa。
热轧奥氏体锰钢带的机械性能可以通过冷轧来提高。冷轧钢带的晶粒大小受退火温度的剧烈影响。冷轧之后进行的退火工艺可以在例如介于750℃和1050℃之间的退火温度、特别是高于900℃的退火温度下进行。这样抗拉强度可达到大于1100MPa，特别是大于1200MPa，且断裂延伸率可达到大于75％，特别是大于80％。
具有上述化学组成的本发明的锰钢带包括再成型(特别是拉伸成型或深冲成型)的钢板部分，该部分的组织包含平均厚度小于30nm(特别是小于20nm)的微孪晶和平均厚度小于10nm的纳米孪晶。如所提到的那样，这些微孪晶和纳米孪晶在再成型过程中被保留下来，其中初始制品的高机械性能也许至少部分归因于此形变机制。
在制备热轧奥氏体锰钢带的过程中，一旦由钢铸造成半成品，立即将该半成品加热到高于1100℃的温度。在介于750℃和1050℃之间(优选介于800℃和900℃之间)的终轧温度下对加热后的半成品进行轧制。然后以20℃/s或更快的速率将轧制钢带冷却。优选以50℃/s或更快、特别是200℃/s或更快的速率迅速冷却热轧钢带。迅速冷却使得晶粒中的C、N和P元素具有高的固溶性。形象地说，迅速冷却使溶解的元素“冻住”，没有析出物或只有少量的析出物产生。换句话说，迅速冷却可大大消除析出物。特别是，迅速冷却可防止由于磷含量高而导致钢组织出现晶界碳化物和变脆(晶界偏析)。冷却速率越快，越可以更好更均一地将碳和磷保留在溶液中。采用了大于100℃/s至400℃/s的冷却速率。也可采用大于400℃/s、甚至最高达到大于600℃/s的冷却速率。如有必要，在迅速冷却之前可以经历几秒、特别是1到4秒的中间阶段，在此中间阶段中，通过空气使钢带慢慢冷却以促进磷-合金钢带的再结晶。
为了制备冷轧奥氏体锰钢带，将热轧钢带冷轧，然后进行退火来使其再结晶。
在冷轧过程中，通过采用高轧制力，使该区域的厚度压下率达到超过45％，特别是超过60％，尤其优选为超过80％。
退火温度可以介于750℃和1150℃之间，特别是高于900℃。通过退火，晶粒大小再次改变，其中可使晶粒大小在退火之后大于15μm，特别是大于20μm，以达到高断裂延伸率，并且可能提高碳、磷以及可任选的氮的固溶性。高抗拉强度尤其可通过相对较高的磷(和碳)含量来保证。
退火过程之后，以20℃/s或更快的速率冷却轧制的钢带。迅速冷却冷轧钢带优选以50℃/s或更快、特别是200℃/s或更快的速率进行。
如在热轧钢带过程中已经描述的那样，在这种情况下，极迅速的冷却使得晶粒中的碳、磷和氮具有高且均一的固溶性，并因此使得即使是在大晶粒的情况下也具有高的抗拉强度。采用了大于100℃/s到400℃/s的冷却速率，也可采用大于400℃/s、甚至最高达到大于600℃/s的冷却速率。如有必要，在迅速冷却之前可以经历几秒、特别是1到6秒的中间阶段，在此中间阶段中，通过空气使钢带慢慢冷却以促进磷-合金钢带的再结晶。
附图说明
以下将基于示例性的实例并参照附图对本发明进行更为详细的说明。
图1是示出冷轧钢的平均晶粒尺寸相对于退火温度的图；
图2是示出多个冷轧钢样品的应变硬化(n10/20值)相对于垂直各向异性(r0/15、r45/15和r90/15值)的图；
图3A至C是钢组织中孪晶、微孪晶及纳米孪晶的示意图；
图4是利用透射电子显微镜对根据本发明的钢组织所拍摄的照片；
图5是根据本发明的焊接后的钢组织的点焊熔核的显微断面。
具体实施方式
首先通过实例对用于制备本发明锰钢的不同的可能方式进行说明。
在第一方案中，在高炉中或者通过熔融还原法(例如Corex或Finex法)制备生铁。也可通过Tecnored法制备生铁。例如，之后以氧气顶吹法将生铁转化成钢(例如LD(Linz-Donawitz)/BOF(底部氧气炉)法)。可在铸钢之前进行真空脱气(例如Ruhrstahl-Heraeus(RH)法)，并且可以采用钢包炉加热并使熔融的金属形成合金。在第二方案中，采用电弧炉(EAF)制备钢并用AOD转化器对液态钢除碳，该方案可能尤其适用于锰钢。同样，可在铸钢之前使用钢包炉加热并使熔融的金属形成合金。
如此制备的钢可进一步用不同的铸造方法加工，例如铸锭、连续铸造、薄带连铸或单流连铸。铸造过程中所制备的钢体称为半成品，它可以被成形为(例如)扁钢坯、方钢坯或钢块。
扁钢坯在热轧带钢机中进一步被加工成热轧钢带。为此目的，轧钢机架可用于制备窄钢带(宽度小于100mm)，中钢带(宽度在100mm至600mm之间)和宽钢带(宽度大于600mm)。方钢坯和钢块可进一步被加工成异型零件、钢管或钢丝。
以下将对热轧带钢工艺(WB)进行说明，依照该工艺可以制备本发明的钢带。
在制备本发明的钢带时，轧制温度可以介于大约1100℃和1300℃之间，也可更高。终轧温度可设定在(例如)750℃至1050℃之间，特别是可设定在800℃至900℃之间。通过不同的终轧温度，根据主导温度下的动态再结晶，而制备出不同平均晶粒尺寸的热轧钢带。对于给定的化学组成，终轧温度越低，得到的平均晶粒尺寸越小。随着热轧钢带平均晶粒尺寸的减小，其抗张强度和断裂强度增强而断裂延伸率降低。然而，终轧温度过低，则存在由于强度增加，锰钢高度晶粒细化而导致其丧失塑性变形性的危险。此外，由于相稳定性，低的终轧温度会愈发导致渗碳体(Fe，Mn)3C)的形成，从而使锰钢的机械性能受损。当终轧温度低于740℃时，渗碳体沉淀所达到的颗粒大小会对锰钢的机械性能造成极大破坏。
热轧钢带的平均晶粒尺寸还受铝含量和氮含量的影响。已知锰会增加氮气在铁水中的溶解度。溶解在铁水中的氮与铝形成氮化铝沉淀，该沉淀会影响晶界迁移从而影响晶粒生长。在热成型时，氮化铝还会进一步导致裂纹。现已发现，由于选择性控制钢中铝和氮的含量，所以在大大低于950℃、特别是低于900℃、直至低于750℃的低的终轧温度都是可行的，而不会出现裂纹。然而，要避免大的粘结颗粒的形成，在终轧温度降低到低于约740℃至800℃时会出现大的粘结颗粒。因此在热轧过程中，终轧温度特别优选在800℃至900℃范围内。
例如，采用如下化学组成能够在上述800℃至900℃范围内的终轧温度下避免出现裂纹，其中在该化学组成中采用极低含量的铝到至多为0.008％或0.010％的铝以及低含量的氮到至多为(例如)0.030％或0.036％的氮。这两种元素各自的含量互相依赖。若氮的用量较低，则铝的用量可以较高，反之亦然。在这方面，当铝含量低时，氮含量也可高于上文所述的氮含量。
热轧之后，以尽可能最快的冷却速率将热轧钢带快速冷却(例如大于50℃/s或者甚至更快)。可以将热轧钢带置于水中进行冷却。
随后对热轧钢带进行清洗(去氧化皮)，例如在连续操作的酸洗机中用硫酸清洗。比如热轧钢带的厚度可以为1.5至2.0mm。但也可制备得到比上述钢带厚度更小或更大的热轧带钢制品。通常不对在这种情况下制备的热轧钢带制品实施退火步骤。但在一个具体的实施方案中，实际上实施了这样的退火步骤，其导致晶粒变大并使断裂延伸率增加。
以上述方式制备的热轧钢带可进一步通过冷轧和退火而制成冷轧制品。经过冷轧，热轧钢带的厚度进一步减小，并且调整了钢带的机械性能。例如，可以制备薄钢带厚度在约0.7mm至1.75mm范围内的冷轧钢带。厚度如此薄的冷轧带钢产品是有利的，尤其有益于汽车领域中的碰撞缓冲部件。然而也可制成比上述钢带厚度更薄或更厚的冷轧钢带制品。
优选采用高轧制力进行冷轧。可以使用装有2至20个轧辊的轧机机座。例如，为了施加高的冷轧制力，可以使用包含12或20个轧辊且为高轧制压力而设计的轧机机座，特别是森吉米尔型(Sendzimir type)轧机(多辊式轧机)。包含12个轧辊的森吉米尔轧机系统由(例如)以对称方式排布的每侧3个后辊、2个中间辊和1个限定辊隙的压辊组成。包含20个轧辊的森吉米尔轧机系统由(例如)以对称方式排布的每侧4个后辊、3个外中间辊、2个内中间辊和1个限定辊隙的压辊组成。与其他锰钢相比，表现出出乎预料的良好可轧制性和较少的裂纹。
通过冷轧达到的厚度压下率％(冷轧度)可高于40％，例如可介于40％至60％之间。也可以以大于60％、特别是大于80％的冷轧度进行冷轧过程。在有张力和不存在张力的情况下进行冷轧。
在冷轧过程之后或在冷轧期间的中间步骤中，通过退火使钢带再结晶。例如，退火过程可通过连续退火工艺或罩式退火工艺来实施。在冷轧过程中所发生的组织硬化通过退火而再次逆转。在这种情况下，通过成核和晶粒生长使得组织重建。
退火过程可在介于750℃和1250℃之间的温度下进行，尤其可在750℃至1150℃下进行，并可在退火温度下持续约5秒至5分钟，特别是持续2至5分钟。退火时间应足够使基本上整个体积的钢带被加热至其退火温度。也可在适宜的温度(例如大约950℃)下进行多个轧制步骤和中间退火步骤。
在退火过程之后，迅速冷却热轧钢带，优选通过用水或者在气流(气体射流)中淬火来实施迅速冷却。结果发现，特别迅速的冷却过程有助于晶粒中C、N和P元素达到高的固溶度。特别是，提高冷却速率可大大防止或完全防止在磷含量高的情况下很严重的脆化(晶界偏析)。大于约50℃每秒或大于100℃每秒的冷却速率为佳。还可优选提供大于200℃每秒、300℃每秒或400℃每秒的冷却速率，还以大于500℃每秒和大于600℃每秒的冷却速率成功地进行了测试。
为了使冷轧钢带达到合适的平整度，可以在冷轧、退火及冷却过程之后，对冷轧钢带进行表皮光轧(表面光轧)过程。经过表皮光轧，厚度压下率可达到(例如)0.5％、1.5％、5％、25％、超过40％，或者为合适的中间值。
根据应用领域和客户需要可增加例如电镀等(例如热电镀或镀锌)进一步的加工步骤。
钢材的化学组成的其他合金元素可在很宽的范围内变化。例如，可任选地提供以下范围作为上限阈值：0.5％≥V、0.5％≥Nb、0.5％≥Ti、10％≥Cr、10％≥Ni、1％≥W、1％≥Mo、3％≥Cu、0.02％≥B，其余如已提到的那样为铁和制备过程中引入的杂质。本发明的具体实施例采用以下范围：0.85％≥C≥0.70％、16.2％≥Mn≥15.5％、0.015％≥Al≥0.0005％、0.028％≥Si≥0.001％、0.039％≥Cr≥0.020％、0.08％≥Ni≥0.02％、0.025％≥Nb≥0.020％、0.002％≥Ti≥0.0015％、0.0056％≥V≥0.002％、0.04％≥N≥0.015％、0.2％≥P≥0.01％。特别是，如以下例子所示，也可提供例如高于0.10％≤P或甚至0.12％≤P的极高的磷含量。
以下将基于实施例对本发明进行更加详细的说明。
表1显示了四种含磷量在0.011至0.102重量％之间的钢带X80Mn16-0.01P、X80Mn16-0.03P、X80Mn16-0.08P和X80Mn16-0.10P的化学组成。
表1 化学组成
  元素   X80Mn16-0.01P   X80Mn16-0.03P   X80Mn16-0.08P   X80Mn16-0.010P
  C   0.79   0.79   0.75   0.81
  Mn   16.0   15.8   16.0   16.1
  P   0.011   0.032   0.083   0.102
  Si   0.001   0.001   0.001   0.001
  Al   0.009   0.010   0.005   0.005
  N   0.033   0.036   0.034   0.035
  Cr   0.031   0.027   0.026   0.032
  Ni   0.029   0.025   0.024   0.031
  Nb   0.022   0.022   0.022   0.025
  Ti   0.002   0.002   0.002   0.002
  V   0.006   0.003   0.004   0.005
  S   0.0035   0.0025   0.001   0.001
  Cu   0.017   0.016   0.016   0.018
  Mo   0.017   0.017   0.015   0.017
  Sn   0.005   0.005   0.004   0.006
  Zr   0.001   0.001   0.001   0.001
  As   0.005   0.005   0.005   0.005
  B   0.0001   0.0001   0.0001   0.0001
  Co   0.006   0.009   0.006   0.006
  Sb   0.001   0.001   0.001   0.001
  Ca   0.0001   0.0001   0.0001   0.0001
依照以上详细描述分别实施热轧带钢工艺(WB)。所使用的终轧温度(在750℃和1030℃之间)以及制备出的热轧钢带X80Mn16-0.01P、X80Mn16-0.03P、X80Mn16-0.08P和X80Mn16-0.10-P所获得的机械性能如表2所示。在拉伸试验中所获得的力学数值是依照欧洲标准“EUROPEAN STANDARD EN 10002-1，2001年7月”确定的，该标准以引用的方式并入本说明书的公开内容中。表2给出的所有数值也被公开作为与之相关的变量的下限阈值。
表2 机械性能(热轧钢带)
Figure BPA00001371813300121
Figure BPA00001371813300131
如已提到的那样，热轧钢带(WB)可任选地经过进一步加工而制成冷轧钢带(KB)。在这种情况下的实施例中，冷轧带钢工艺以表3所示工艺参数进行。以该方式制备的化学组成为X80Mn16-0.01P、X80Mn16-0.03P、X80Mn16-0.08P和X80Mn16-0.10P的冷轧带钢制品的机械性能示于表3。表3给出的所有数值也被公开作为与之相关的变量的下限阈值。
表3 机械性能(冷轧钢带)
Figure BPA00001371813300132
由表3可以看出，KB编号为1至7和9的冷轧钢带制品在热轧带钢工艺中以900℃的终轧温度轧制。因该热轧工艺为形成表2中热轧钢带制品的基础，因此其他方案也采用了同样的热轧带钢工艺。
因此，WB 2号热轧钢带制品近似成为KB 1至3号冷轧钢带制品的基础(终轧温度仅相差10℃)，而WB 5号热轧钢带制品近似成为KB 4至6号冷轧钢带制品的基础(终轧温度仅相差30℃)。
表3显示抗拉强度Rm达到大于1100MPa，甚至达到大于1200MPa，此外，即使具有大的平均晶粒尺寸(在X80Mn16-0.03P(KB 6号)和X80Mn16-0.10P(KB 10号)的情况中大于15μm，在其他样品的情况中大于20μm或者任选地甚至大于25μm)，抗拉强度Rm仍然达到大于1000MPa。抗拉强度Rm定义为工件上的拉力达到最大时所产生的应力。
表3中给出的断裂延伸率A50是一旦拉伸测试引起断裂(依照前述标准EN 10002-1)时，相对于初始测量长度的剩余长度变化(以百分数表示)，其中以50mm的初始测量长度为基准。结果发现钢带可达到大于75％的高断裂延伸率，尤其是具有大的平均晶粒尺寸时更是如此，有时可达到大于80％甚至大于90％。
该钢带机械性能的另一项重要参数为抗拉强度与断裂延伸率的乘积。得到了高的乘积值，特别是在具有大的平均晶粒尺寸时更是如此。其原因为：大晶粒尺寸导致更高的断裂延伸率值，并且根据本发明通过采用相对较高的碳和/或磷含量，使得通常会随着晶粒尺寸的增加而大大降低的抗拉强度被保持到最大可能的程度。
在焊接测试中可测出该热轧钢带和冷轧钢带均具有非常高水平的可焊性，即使在具有0.08％和0.1％(X80MN16-0.08P和X80MN16-0.10P)的较高的磷含量时也是如此，即在所有样品中，均是以破裂的方式达到开焊。
表4示出化学组成为X80Mn16-0.01P、X80Mn16-0.03P、X80Mn16-0.08P和X80Mn16-0.10P的钢材的焊接性能测试结果：
表4 焊接性能测试
  组成   Imin(kA)   Imax(kA)  ΔI(kA)
  X80Mn16-0.01P   5.2   6.3  1.1
  X80Mn16-0.03P   4.7   5.8  1.1
  X80Mn16-0.08P   5.2   6.4  1.2
  X80Mn16-0.08P   5.3   6.6  1.3
  X80Mn16-0.10P   5.2   6.4  1.2
  X80Mn16-0.10P   5.1   6.6  1.5
根据表4，对所有钢带均测得至少为1.1kA的焊接范围ΔI，该值超过1.0kA，必然具有良好的可焊性。
图1示出在冷轧过程中，冷轧钢带平均晶粒尺寸与退火温度的函数关系，其中，冷轧钢带具有低的氮化铝含量，其化学组成如表3所示为X80Mn16-0.01P、X80Mn16-0.03P、X80Mn16-0.08P和X80Mn16-0.10P。热轧带钢工艺中900℃的终轧温度成为这里所述的冷轧钢带制品的基础。从图中可以看出，退火温度为近似920℃时，钢带X80Mn16-0.01P和X80Mn16-0.03P的平均晶粒尺寸达到大于15μm。在同样的退火温度下，富含磷的化学组成为X80Mn16-0.08P和X80Mn16-0.10的钢带达到更大的平均晶粒尺寸。平均晶粒尺寸是通过光学显微镜拍摄的显微图像测定的。
图2示出上述钢带的应变硬化n(在此为n10/20值)相对于垂直各向异性(r0/15、r45/15和r90/15值)的图，其中应变硬化以应变硬化指数表示。n-值依照标准ISO 10275(2006年7月版)确定，该标准在这里以引用方式并入本说明书的公开内容中。垂直各向异性依照标准ISO 10113(2006年9月版)确定，该标准在这里以引用方式并入本说明书的公开内容中。由于机械性能比图1中所示的平均晶粒尺寸分散地更广，因此对更多上述的钢带样品进行了测试。r0/15、r45/15和r90/15值越大，钢材的深冲性能越好。高的n-值特别有利于拉伸成型性能。从图中可以看出，0.6至1.5范围内的r0/15、r45/15和r90/15值可使得n10/20值大于0.5。与化学组成为X80Mn16-0.01P和X80Mn16-0.03P的钢带相比，富含磷的化学组成为X80Mn16-0.08P和X80Mn16-0.10P的钢带具有略高的n-值。因此，根据本发明的钢带显示出良好的冷成形性能，该性能尤其对拉拔和深冲加工中的进一步加工非常重要。
对本发明的钢制品施加拉伸应力后可观察到不同的形变机制。出现不同类型的孪晶是其特有的。已发现，在经受了拉伸负荷的本发明的钢材样品中出现了大量细小的微孪晶和纳米孪晶，所述微孪晶和纳米孪晶的平均厚度(例如)小于30nm，例如在5至25nm(特别是10至20nm)之间的范围内。例如，在冷轧制品X80Mn16-0.03P的情况中，形成了平均厚度为17nm的微孪晶和纳米孪晶。这些微小的微孪晶、特别是纳米孪晶的出现可以解释高的断裂延伸率值，因为与常规的孪晶相比，微孪晶、特别是纳米孪晶的出现可以增加对位错运动的阻碍作用并引起位错源的增加。
图3A-C示出用电子束显微镜对再成型的本发明钢材样品进行检测所观察到的组织的示意图。图3A示出在一个方向上活化且具有常规孪晶的系统，其中线1代表孪晶的镜像线。
图3B示出在一个方向上活化且具有微孪晶和纳米孪晶2的系统。微孪晶和纳米孪晶2为板条形且通常以相对较大的数量并排排列。板条厚度指微孪晶和纳米孪晶2的厚度d，并且该厚度典型地显著小于常规孪晶的厚度。
图3C示出在两个方向上活化且具有微孪晶和纳米孪晶2的系统。可以看出微孪晶和纳米孪晶2在两个方向上延伸而成。
图4示出用电子显微镜拍摄的根据本发明的钢组织在经过再成型或拉伸负荷之后的照片。在明亮区域可以看见大量板条形微孪晶和纳米孪晶。
图5示出根据本发明的钢组织在焊接过程后的点焊熔核的显微断面。采用X80Mn16-0.10P样品。可以看出热影响区的基础硬度和最大硬度以及点焊熔核的硬度匹配良好，仅有少量偏离。这些偏离在测量误差范围以内。还可看出在该组织中完全没有裂纹，也没有马氏体存在。
TEM组织测试进一步证明了在终制品组织中可能存在ε-马氏体成分，可能还有α’-马氏体成分。因此终制品中必然不是100％的奥氏体相，虽然应该优选存在100％的奥氏体相。例如，对冷轧制品X80Mn16-0.03P进行的测试显示，其近似含有3％的ε-马氏体和1％的α’-马氏体。由于α’-马氏体可增强抗拉强度，因此可以想到终制品中的α’-马氏体含量可能对高抗拉强度值(特别是在具有大的晶粒尺寸的情况下仍然维持高抗拉强度值)也产生积极影响(即使相对较低)。
n-值基本上取决于化学组成。这就是说，可通过形变而达到的终制品强度依赖于晶体中产生位错的难易程度。在fcc晶格中，C和N的固溶性大于其在bcc晶格中的固溶性。在这种情况下，如已提到的那样，利用由于C和P的固溶而实现的抗拉强度的提高，其中在最近进行的测试中可测得1100MPa的抗拉强度值和95％的极高的断裂延伸率。由于上述元素的固溶而达到的硬度使得n-值可大大提高。结果达到之前报告的抗拉强度和断裂延伸率乘积的最高值。这尤其要归因于采用了高的磷含量和与此相关联的强度提高(特别是在平均晶粒尺寸相对较大的情况下)。
在进一步的加工过程中，将热轧钢带或冷轧钢带切割成钢板，其应用于(例如)汽车工程中车体部件的制备。而且，本发明的钢材还可应用于轨道、道叉，特别是辙叉、棒材、钢管、中空异型零件或高强度钢丝。
根据需要通过再成型工艺(例如深冲)将钢板成型，之后进一步将其加工成终制品(例如车体部件)。在再成型过程中，对钢板的至少部分区域施加机械负荷(通常是拉伸负荷)，在这种情况下，之前提到的形变机制在这些区域中生效。这使得在再成型区域中尤其形成之前描述过的大量薄的微孪晶和纳米孪晶，该微孪晶和纳米孪晶对再成型行为产生积极影响并且可以在(再成型的)钢板中检测到。

Claims (32)

1.一种热轧奥氏体锰钢带，所述热轧奥氏体锰钢带具有以下单位为重量百分比的化学组成：
0.4％≤C≤1.2％
12.0％≤Mn≤25.0％
P≥0.01％
Si≤2％
Al≤0.05％，
其中，单位为％的断裂延伸率与单位为MPa的抗拉强度的乘积达到大于65,000MPa％，特别是大于70,000MPa％。
2.根据权利要求1所述的热轧奥氏体锰钢带，其特性在于：经过再成型过程，所述锰钢带的样品的组织具有平均厚度低于30nm、特别是低于20nm、尤其是低于10nm的微孪晶。
3.根据权利要求1或2所述的热轧奥氏体锰钢带，其包含14.0％≤Mn≤18.0％，特别是14.0％≤Mn≤16.5％。
4.根据前述权利要求中任意一项所述的热轧奥氏体锰钢带，其包含P≥0.03％，特别是P≥0.05％，特别是P≥0.06％，特别是P≥0.08％，尤其是P≥0.10％。
5.根据前述权利要求中任意一项所述的热轧奥氏体锰钢带，其包含0.6％≤C≤0.9％。
6.根据前述权利要求中任意一项所述的热轧奥氏体锰钢带，其包含Al≤0.05％，特别是Al≤0.02％。
7.根据前述权利要求中任意一项所述的热轧奥氏体锰钢带，其包含Si≤1.0％，特别是Si≤0.2％，尤其是Si≤0.05％。
8.根据前述权利要求中任意一项所述的热轧奥氏体锰钢带，其具有大于13μm、特别是大于18μm、尤其是大于20μm的平均晶粒尺寸。
9.根据前述权利要求中任意一项所述的热轧奥氏体锰钢带，其抗拉强度大于1050MPa。
10.根据前述权利要求中任意一项所述的热轧奥氏体锰钢带，其断裂延伸率大于65％。
11.一种冷轧奥氏体锰钢带，所述冷轧奥氏体锰钢带具有以下单位为重量百分比的化学组成：
0.4％≤C≤1.2％
12.0％≤Mn≤25.0％
P≥0.01％
Si≤2％
Al≤0.05％，
其中，单位为％的断裂延伸率与单位为MPa的抗拉强度的乘积达到大于75,000MPa％，特别是大于80,000MPa％。
12.根据权利要求11所述的冷轧奥氏体锰钢带，其特性在于：经过再成型过程，所述锰钢带的样品的组织具有平均厚度低于30nm、特别是低于20nm、尤其是低于10nm的微孪晶。
13.根据权利要求11或12所述的冷轧奥氏体锰钢带，其包含14.0％≤Mn≤18.0％，特别是14.0％≤Mn≤16.5％。
14.根据权利要求11至13中任意一项所述的冷轧奥氏体锰钢带，其包含P≥0.03％，特别是P≥0.05％，特别是P≥0.06％，特别是P≥0.08％，尤其是P≥0.10％。
15.根据权利要求11至14中任意一项所述的冷轧奥氏体锰钢带，其包含0.6％≤C≤0.9％。
16.根据权利要求11至15中任意一项所述的冷轧奥氏体锰钢带，其包含Si≤1.0％，特别是Si≤0.2％，尤其是Si≤0.05％。
17.根据权利要求11至16中任意一项所述的冷轧奥氏体锰钢带，其具有大于15μm、特别是大于20μm的平均晶粒尺寸。
18.根据权利要求11至17中任意一项所述的冷轧奥氏体锰钢带，其抗拉强度大于1100MPa。
19.根据权利要求11至18中任意一项所述的冷轧奥氏体锰钢带，其断裂延伸率大于75％，特别是大于80％。
20.一种锰钢带，所述锰钢带具有以下单位为重量百分比的化学组成：
0.4％≤C≤1.2％
12.0％≤Mn≤25.0％
P≥0.01％
Si≤2％
Al≤0.05％，
并且该锰钢带包括再成型的、特别是拉伸成型或深冲成型的钢板部分，该钢板部分的组织包含平均厚度低于30nm、特别是低于20nm的微孪晶。
21.根据权利要求20所述的锰钢带，其组织包含平均厚度低于10nm的微孪晶。
22.根据权利要求20或21所述的锰钢带，其具有大于13μm、特别是大于18μm、尤其是大于20μm的平均晶粒尺寸。
23.根据权利要求20或22所述的锰钢带，其包括没有经历再成型的部分，所述没有经历再成型的部分的单位为％的断裂延伸率与单位为MPa的抗拉强度的乘积大于75,000MPa％，特别是大于80,000MPa％，尤其是大于85,000MPa％。
24.一种制备热轧奥氏体锰钢带的方法，所述热轧奥氏体锰钢带具有以下单位为重量百分比的化学组成：
0.4％≤C≤1.2％
12.0％≤Mn≤25.0％
P≥0.01％
Si≤2％
Al≤0.05％，
该方法包括以下步骤：
铸造钢的半成品；
加热该半成品至高于1100℃的温度；
以介于750℃和1050℃之间的终轧温度轧制该半成品；以及
以20℃/s或更快的速率冷却该轧制所得到的钢带。
25.根据权利要求24所述的方法，其中所述终轧温度介于750℃和950℃之间，特别是介于800℃和900℃之间。
26.根据权利要求24或25所述的方法，其中以50℃/s或更快、特别是200℃/s或更快的速率冷却所述钢带。
27.根据权利要求24至26中任意一项所述的方法，其中在热轧过程后，平均晶粒尺寸大于15μm，特别是大于20μm。
28.一种制备冷轧奥氏体锰钢带的方法，所述方法包括以下步骤：
提供根据权利要求24至27中任意一项所述的方法制备的热轧钢带；
冷轧该钢带；以及
将所述冷轧后的钢带退火以使其再结晶。
29.根据权利要求28所述的方法，其中退火温度介于750℃和1150℃之间，特别是高于900℃。
30.根据权利要求28或29所述的方法，其中以50℃/s或更快、特别是以200℃/s或更快的速率冷却所述退火后的钢带。
31.根据权利要求28至30中任意一项所述的方法，其中在退火过程后，平均晶粒尺寸大于15μm，特别是大于20μm。
32.根据权利要求28至31中任意一项所述的方法，其中在冷轧情况下，厚度压下率大于45％，特别是大于60％。
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