CN103210097A - 多相钢、由这种多相钢制成的冷轧扁钢制品以及这种产品的制造方法 - Google Patents

多相钢、由这种多相钢制成的冷轧扁钢制品以及这种产品的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种多相钢以及由这类钢制成的扁钢制品，该扁钢制品具有高强度和良好变形性能的结合。根据本发明的多相钢含有（重量%）：C:0.14-0.25%；Mn:1.7-2.5%；Si:0.2-0.7%；Al:0.5-1.5%；Cr:＜0.1%；Mo:＜0.05%；Nb:0.02-0.06%；S:最高0.01%；P:最高0.02%；N:最高0.01%以及可选地含有来自组“Ti、B、V”的至少一种元素，含量如下：Ti:最高0.1%；B:最高0.002%；V:最高0.15%；余量为铁和不可避免的杂质，其中，在钢的结构中存在至少10体积%的铁素体以及至少6体积%的残余奥氏体，这种钢具有至少950MPa的抗拉强度Rm、至少500MPa的屈服强度ReL、以及横向上测得的至少15%的断裂延伸率A80。本发明同样涉及制造根据本发明的扁钢制品的方法。

Description

多相钢、由这种多相钢制成的冷轧扁钢制品以及这种产品的制造方法
技术领域
本发明涉及一种多相钢、由这种多相钢通过冷轧制成的冷轧扁钢制品以及这种产品的制造方法。本发明的“扁钢制品”在此涉及钢板、钢带、由它们制成的下料毛坯或类似产品。在谈到“冷轧产品”的时候，就是指通过冷轧制成的扁钢制品。
背景技术
特别是在机动车车身制造领域存在对材料的要求，该材料一方面具有高强度，另一方面能够很好地变形，从而由该材料以简单的工具成型出具有复杂结构的部件。
鉴于此具有适度性能的多相钢由文献EP1367143A1已知。除了相对高的强度和良好的变形性能，已知的钢应当具有良好的焊接性能。
为此，已知的钢含有0.03-0.25重量%的C，通过它的存在，结合其它的合金元素，达到了至少700MPa的抗拉强度。额外的已知钢的强度应当通过含量为1.4-3.5重量%的Mn得到支持。Al在已知的钢的熔液中用作氧化剂，并在钢中以0.1重量%的含量存在。已知的钢可以具有最高0.7重量%的Si，通过它的存在，可以稳定钢的铁素体-马氏体结构。已知的钢以0.05-1重量%的含量含有Cr，从而降低热的影响，热是通过焊接过程传递至焊缝区域的。出于同样的目的，在已知的钢中存在0.005-0.1重量%的Nb。Nb额外地对于钢的变形性能具有积极影响，因为它的存在导致铁素体晶核的细化。为了同样目的，已知的钢含有0.05-1重量%的Mo；0.02-0.5重量%的V；0.005-0.05重量%的Ti；0.0002-0.002重量%的B。Mo和V有助于已知钢的淬硬性，而Ti和B对于钢的强度有积极作用。
另一个、同样由高强度多相钢构成的、可以很好地变形的钢板由文献EP1589126B1已知。该已知钢板含有0.10-0.28重量%的C；1.0至2.0重量%的Si；1.0-3.0重量%的Mn；0.03-0.10重量%的Nb；最高0.5重量%的Al；最高0.15重量%的P；最高0.02重量%的S。钢板可选地含有最高1.0重量%的Mo；最高0.5重量%的Ni；最高0.5重量%的Cu；最高0.003重量%的Ca；最高0.003重量%的稀有贵金属；最高0.1重量%的Ti或最高0.1重量%的V。已知钢板的结构鉴于它的整体结构具有5-20%的残余奥氏体含量以及至少50%的贝氏体铁素体。
同时，多边形铁素体在已知钢板的结构中所占份额为最高30%。通过限制多边形铁素体的份额，在已知的钢板中，贝氏体形成基质相并存在残余奥氏体份额，残余奥氏体份额有助于抗拉强度和变形性的协调。在此应当确保Nb的存在，从而使结构中的残余奥氏体份额形成为细晶粒状。
为了确保效果，在生成由文献EP1589126B1已知的钢板的过程中，选择特别高的、1250-1350℃的热轧开轧温度。在该温度范围，Nb完全进入固熔体，从而在对钢进行热轧期间形成大量的细小Nb碳化物，其存在于多边形铁素体或存在于贝氏体中。另外文献EP1589126B1提及了，高的热轧开轧温度尽管是残余奥氏体精细度的前提，然而不仅具有所期望的效果。而应该在高于Ac3温度下的温度进行最终退火，进行后继的受控冷却（以至少10℃/s的冷却速率冷却至300-450℃的温度区域，在该温度下发生贝氏体转化），最后经足够长的时间维持在该温度下。
发明内容
在前述现有技术的背景前提下，本发明的目的在于，提供一种具有提高的强度的多相钢，其同时具有高的断裂延伸率。同样，提供了一种扁钢制品，其具有高强度和良好变形性能的优化组合，还提供了制造此类扁钢制品的方法。
鉴于钢，前述目的通过根据权利要求1制得的钢得以实现。
鉴于扁钢制品，前述目的通过根据权利要求13形成的冷轧产品得以实现。
鉴于方法，前述目的根据本发明由此实现，即，进行权利要求14所述的工作步骤。
本发明有利的设计方案在从属权利要求中给出，并接着以一般性发明思想细节阐明。
根据本发明的多相钢含有（重量%）:C：0.14-0.25%；Mn：1.7-2.5%；Si：0.2-0.7%；Al：0.5-1.5%；Cr：＜0.1%；Mo：＜0.05%；Nb：0.02-0.06%；S：最高0.01%，特别是最高0.005%；P：最高0.02%；N：最高0.01%，以及可选的来自于组“Ti、B、V”的至少一种元素，以及余量的铁和不可避免的杂质，其中，对于可选地设置的元素的含量如此设置，即，Ti≤0.1%；B≤0.002%；V≤0.15%，而且其中，在钢的结构中存在至少10体积%的铁素体以及至少6体积%的残余奥氏体。
根据本发明组成和获得的钢达到了至少950MPa的抗拉强度Rm、至少500MPa的屈服强度ReL、以及横向上的至少15%的断裂延伸率A80。
碳提高了残余奥氏体的量和稳定性。在根据本发明的钢中，因此存在至少0.14重量%的碳，从而在室温下稳定奥氏体，并防止在退火处理中形成的奥氏体完全转化为马氏体、铁素体和贝氏体或贝氏体铁素体。然而，超过0.25重量%的碳含量对焊接适宜性起负面作用。
和C一样，Mn有助于强度，有助于提高残余奥氏体的量和稳定性。然而，过高的Mn含量加强了熔析生成的风险。这不利于断裂延伸率，因为铁素体转化和贝氏体转化被强烈延迟并且作为结果，在结构中留有相对大量的马氏体。根据本发明的钢的锰含量确定为1.7-2.5重量%。
在根据本发明的钢中，Al以0.5-1.5重量%的含量存在，而Si以0.2-0.7重量%的含量存在，从而在在根据本发明进行的钢处理的过程中进行的过时效处理中避免在贝氏体层级中生成碳化物。由于Al和Si的存在，贝氏体转化进行得不彻底，从而仅生成贝氏体铁素体，而不会生成碳化物。以这种方式，实现了根据本发明所追求的、富集碳的残余奥氏体的稳定性。
特别保险地，由此确保了该效果，即，Si含量限于最高0.6重量%，或Al含量限于0.7-1.4重量%，其中，Si含量调整为多于0.2重量%且少于0.6重量%，而Al含量位于0.7重量%至1.4重量%之间。通过Si和Al的结合存在（Al和Si的含量之和为1.2-2.0重量%）得到了本发明的多相钢的最优性能。
Cr和Mo在根据本发明的钢中是不希望出现的，并因此应当仅以无效量存在，因为，它会延迟贝氏体转化，并妨碍残余奥氏体的稳定性。因此，根据本发明，Cr含量限于少于0.1重量%，而Mo含量少于0.05重量%，特别是少于0.01重量%。
根据本发明的钢以0.02-0.06重量%的含量含有Nb以及可选地含有“Ti、V、B”中的一种或多种元素，从而提高根据本发明的钢的强度。Nb、Ti、V和B与存在于根据本发明的钢中的C和N形成极细小的析出物。该析出物通过颗粒硬化和晶粒细化提高强度且提高屈服强度。晶粒细化对于钢的成型技术性能具有很大优势。
在凝固态或在极高温度下，Ti使N凝固，从而使该元素N对根据本发明的钢的负面影响降至最低。为利用该效应，除了始终存在的Nb，还需要向根据本发明的钢添加最高0.1重量%的Ti，最高0.15重量%的V。
在微量合金元素的含量超出根据本发明预定的上限值时，会导致退火过程中重结晶的延迟，从而使它在实际生产过程中或者不能实现或者需要一个额外的炉功率。
当本发明的多相钢的Ti含量“%Ti”满足下述条件（3）时，Ti的存在的积极影响鉴于N含量的凝固可以特别有目的地得到利用：
（3）%Ti≥3.4×%N
其中，%N为多相钢的各自的N含量，而且，当Ti含量为0.01-0.03重量%时，特别应当维持这个条件。
当本发明的钢的Ti含量为至少0.01重量%时，Ti对于本发明的钢的积极作用特别可靠地出现。
通过添加最高0.002重量%的Bor，可以延迟冷却时铁素体的生成，从而在贝氏体层级中存在更大量的奥氏体。由此可以提高残余奥氏体的量和稳定性。此外，代替普通铁素体，生成了贝氏体铁素体，其有助于屈服强度的提高。
根据实践的、鉴于本发明的钢的费用和性能特别有利的变体得出了，Ti含量限于0.02重量%，而B以0.0005-0.002重量%的含量存在，V以0.06-0.15重量%的含量存在。
在根据本发明的钢的结构中，存在至少10体积%的铁素体，特别是至少12体积%的铁素体，以及至少6体积%的残余奥氏体，从而一方面确保所追求的高强度，另一方面确保良好的变形性能。此外，取决于其余的结构组分的量，最高90体积%的结构由铁素体构成，而最高20体积%由残余奥氏体构成。本发明的钢的结构中至少5体积%的马氏体有助于强度，其中，马氏体含量应当限于最高40体积%，从而确保本发明的钢具有足够的可延展性。可选地，在本发明的钢的结构中存在5-40体积%的贝氏体。
根据本发明的钢优选在残余奥氏体中富集碳，从而使根据A.Zarei Hanzaki等人在ISIJ Int.Vol.35,No3,1995,pp324-331的文章中所公开的公式（1）计算出的残余奥氏体的CinRA含量为多于0.6重量%：
（1）CinRA=（aRA-aγ）/0.0044
其中，aγ:0.3578nm（奥氏体的晶格常数）
aRA:在最终退火之后在制成的冷轧带上测得的以nm为单位的残余奥氏体的晶格常数。
在残余奥氏体中存在的碳的量明显影响根据本发明的钢的TRIP性能和延展性。相应地有利的是，CinRA含量尽可能地高。
鉴于所追求的残余奥氏体的高稳定性有利的是，残余奥氏体具有这样的根据公式（2）计算出的品级GRA（残余奥氏体品级），即GRA大于6，特别是GRA大于8：
（2）GRA=%RA×CinRA
其中，%RA:以体积%表示的多相钢的残余奥氏体含量；
CinRA:根据公式（1）计算出的残余奥氏体的C含量。
根据本发明类型的经过冷轧的扁钢制品可以以本发明的方式由此制成，即，在第一步中熔化本发明的多相钢并铸造成半成品。该半成品可以为板坯或薄板坯。
一旦需要，半成品可以再次加热至1100-1300℃的温度，从该温度出发，该半成品接着被热轧为热轧带。根据本发明，热轧的终轧温度为820至950℃。得到的热轧带在400至750℃、特别是530-600℃的卷起温度下被卷起为带卷。
为了改善热轧带的冷轧性能，在卷起后且在冷轧前对热轧带进行退火。有利地，以分批退火或连续退火进行退火。在为冷轧做准备的退火中调整出的退火温度典型地为400-700℃。
在卷起后，以30-80%的、特别是50-70%的冷轧度将热轧带冷轧为冷轧产品，其中，30-75%的冷轧度，特别是50-65%的冷轧度可以特别保险地导致所希望的结果。接着，对得到的冷轧产品进行热处理，首先在750-900℃的，特别是800-830℃的退火温度下进行连续退火，从而接着在350-500℃，特别是370-460℃的过时效处理温度下进行过时效处理。退火时长（经该时长冷轧产品在连续退火过程中在退火温度下进行退火）典型地为10-300s，同时，在退火过程后进行的过时效处理的时长为直至800s，其中，最小退火时长通常为10s。
经过退火的冷轧产品可选地在退火和过时效处理之间进行加速冷却，从而实现返回转化为铁素体并抑制珠光体的生成。从退火温度出发直至500℃的中间温度，分别调整出的冷却速率至少为5℃/s。接着，在必要时经对于生成预期结构足够的时长，将冷轧产品维持在中间温度，接着，对冷轧产品进行进一步冷却。
冷轧产品的退火在火焰涂层过程中进行，该过程中，冷轧产品设置有金属保护层。
同样可能的是，根据本发明生成的冷轧带在热处理之后通过电解涂层或者其它的析出方法设置保护层。
作为补充或者替代，适宜的是，冷轧产品设有有机保护层。
所获得的冷轧带可选地在最高10%的变形度下进行精轧，从而改善它的尺寸稳定性、表面性能和机械性能。
具体实施方式
为证明根据本发明获得和生成的板坯的性能，熔化为在表1中给出的熔液S1至S13，并加工为冷轧产品K1-K41。
冷轧产品K1-K41的制造包括下述步骤：
-将熔液S1至S13熔化并铸造为薄板坯；
-将半成品的薄板坯从开轧温度WAT出发，结束于终轧温度WET，热轧为热轧带；
-在卷起温度HT下卷起热轧带；
-在卷起后，在冷轧度KWG下将热轧带冷轧为各个冷轧产品K1-K41；
-在退火温度GT下、在退火时长Gt内对冷轧产品进行连续退火；
-在过时效处理温度UA T下经过时效处理时长UA t对冷轧产品进行过时效处理。
在表2中为退火和过时效处理周期1-15给出了经过调整的参数“退火温度GT”、“退火时间Gt”、“退火后的冷却速率V”、“过时效处理温度UA T”和“过时效处理时长UA t”。
表3标识出了在生成为冷轧带或冷轧板的冷轧产品K1-K41其它各个经过调整的参数、各自选择的退火周期以及获得的冷轧带K1-K41的性能。
熔液 C Si Mn Al Nb V Ti P S N B 根据本发明
S1 0,210 0,41 1,82 1,020 0,041 0,004 0,005 0,004 0,003 0,0015 0,0005 是
S2 0,250 0,42 1,79 0,970 0,044 0,006 0,003 0,005 0,004 0,0041 0,0004 是
S3 0,230 0,42 2,48 0,980 0,042 0,005 0,0015 0,006 0,005 0,0016 0,0004 是
S4 0,220 0,42 2,27 0,98 0,040 0,011 0,015 0,004 0,003 0,0016 0,0016 是
S5 0,231 0,70 1,83 1,020 0,044 0,120 0,006 0,004 0,003 0,0015 0,0005 是
S6 0,220 0,40 1,83 1,03 0,045 0,006 0,003 0,004 0,005 0,0011 0,0006 是
S7 0,231 0,40 1,90 1,400 0,025 0,100 0,007 0,004 0,004 0,0013 0,0004 是
S8 0,215 0,41 2,23 0,970 0,058 0,005 0,004 0,003 0,004 0,0014 0,0005 是
S9 0,222 0,40 1,80 1,01 0,045 0,10 0,003 0,004 0,004 0,0017 0,0005 是
S10 0,220 0,65 1,95 1,250 0,029 0,006 0,019 0,005 0,003 0,0016 0,0013 是
S11 0,215 0,41 2,24 0,91 0,041 0,11 0,004 0,005 0,003 0,0016 0,0005 是
S12 0,220 0,35 2,50 1,230 0,027 0,005 0,017 0,005 0,003 0,0016 0,0010 是
S13 0,226 0,41 1,81 1,03 0,003 0,005 0,001 0,003 0,005 0,0013 0,0006 否
表1(含量以重量％给出，余量为铁和不可避免的杂质)
表2
Figure BDA00003021631300101
表3
表3（续）

Claims (16)

1.一种多相钢，其含有（重量%）：
C:0.14-0.25%
Mn:1.7-2.5%
Si:0.2-0.7%
Al:0.5-1.5%
Cr:＜0.1%
Mo:＜0.05%
Nb:0.02-0.06%
S:最高0.01%
P:最高0.02%
N:最高0.01%
以及可选地含有来自组“Ti、B、V”的至少一种元素，含量如下：
Ti:最高0.1%
B:最高0.002%
V:最高0.15%
余量为铁和不可避免的杂质，其中，在钢的结构中存在至少10体积%的铁素体以及至少6体积%的残余奥氏体，而所述的钢具有至少950MPa的抗拉强度Rm、至少500MPa的屈服强度ReL、以及横向上测得的至少15%的断裂延伸率A80。
2.根据权利要求1所述的多相钢，其特征在于，根据公式（1）计算出的残余奥氏体的CinRA含量为多于0.6重量%：
（1）CinRA=（aRA-aγ）/0.0044
其中，aγ:0.3578nm（奥氏体的晶格常数）
aRA:在最终退火之后在制成的冷轧带上测得的以nm为单位的残余奥氏体的晶格常数。
3.根据权利要求2所述的多相钢，其特征在于，所述多相钢具有这样的根据公式（2）计算出的品级GRA，即GRA＞6：
（2）GRA=%RA×CinRA
其中，%RA:以体积%表示的多相钢的残余奥氏体含量；
CinRA:根据公式（1）计算出的残余奥氏体的C含量。
4.根据前述权利要求的任意一项所述的多相钢，其特征在于，所述多相钢的Al含量和Si含量的和为1.2-2.0重量%。
5.根据前述权利要求的任意一项所述的多相钢，其特征在于，所述多相钢的Si含量为少于0.6重量%。
6.根据前述权利要求的任意一项所述的多相钢，其特征在于，所述多相钢的Al含量为0.7-1.4重量%。
7.根据前述权利要求的任意一项所述的多相钢，其特征在于，所述多相钢的Ti含量为最高0.02重量%。
8.根据前述权利要求的任意一项所述的多相钢，其特征在于，所述多相钢的Ti含量%Ti满足条件公式（3）：
（3）%Ti≥3.4×%N
其中，%N:多相钢的N含量。
9.根据前述权利要求的任意一项所述的多相钢，其特征在于，所述多相钢含有至少0.0005重量%的B。
10.根据前述权利要求的任意一项所述的多相钢，其特征在于，所述多相钢含有至少0.06重量%的V。
11.根据前述权利要求的任意一项所述的多相钢，其特征在于，所述多相钢的结构至少具有5体积%的马氏体份额。
12.根据前述权利要求的任意一项所述的多相钢，其特征在于，所述多相钢的结构具有5-40体积%的贝氏体份额。
13.一种根据权利要求1至11的任意一项获得的多相钢制成的冷轧产品。
14.一种制造根据权利要求13所述的冷轧扁钢制品的方法，其特征在于，进行下述工作步骤：
-将根据权利要求1至11的任意一项获得的多相钢熔化并铸造成半成品；
-从1100至1300℃的开轧温度出发、结束于820至950℃的终轧温度，将半成品热轧成热轧带；
-在400至750℃的卷起温度下将热轧带卷起；
-可选地对热轧带进行退火，以改善冷轧性能；
-在卷起后，以30至80%的冷轧度将热轧带冷轧成冷轧产品；
-在750-900℃的退火温度下对冷轧产品进行连续退火；
-可选地对进行了连续退火的冷轧产品进行加速冷却；
-在350-500℃的过时效处理温度下对冷轧产品进行过时效处理。
15.根据权利要求14所述的方法，其特征在于，卷起温度为530-600℃，冷轧度为50-70%，退火温度为800-830℃，或过时效处理温度为370-460℃。
16.根据权利要求14或15的任意一项所述的方法，其特征在于，可选地在卷起后且在冷轧前以分批退火或连续退火进行退火，退火温度为400-700℃。
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