CN103237905A - 多相钢，由该类多相钢制成的、冷轧的扁钢制品以及该制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种具有TRIP性质并且在较高的断裂延伸率下同时具有提高的强度的冷轧扁钢制品的制造，根据本发明由一种多相钢浇铸成半成品，该多相钢除了铁和不可避免的杂质以外还具有（重量%）：C：0.14-0.25%；Mn：1.7-2.5%；Si：1.4-2.0%；Al：＜0.1%；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%；以及可选的“Ti、B、V”族中的至少一个元素：Ti：≤0.1%；B：≤0.002%；V：≤0.15%，该半成品以1100-1300℃的开轧温度和820-950℃的终轧温度热轧成热轧带材。然后热轧带材在400-750℃温度下卷起并且在卷起之后以冷轧度30-80%轧制成冷轧扁钢制品。该冷轧扁钢制品进行热处理，热处理包含在20℃+A_c1至A_c3范围内的退火温度下的连续退火和在350-500℃温度下的过时效处理。本发明还涉及适用于该目的的多相钢以及相应制成的扁钢制品。

Description

多相钢,由该类多相钢制成的、冷轧的扁钢制品以及该制造方法

技术领域

本发明涉及一种制造冷轧扁钢制品的方法、一种多相钢以及由这种多相钢经过冷轧制成的冷轧扁钢制品。本发明所述的“扁钢制品”可以是板、带、由此得到的剪裁部分或者类似的产品。这里提到的“冷轧扁钢制品”指的是经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对原材料存在这样的要求，这些材料一方面具有高的强度，另一方面还应该能够良好地变形，由此能够借助简单的工具将这些材料成型为复杂形状的部件。

在文献EP1367143A1已知一种多相钢，其具有综合的上述性质。除了相对较高的强度和良好的变形性，已知的钢还具有良好的焊接性。

已知的钢含有0.03-0.25重量%的C，通过C与其它合金元素的复合，抗拉强度应该能够达到700MPa。此外已知钢的强度额外地通过1.4-3.5重量%的Mn含量加强。Al在已知钢的冶炼过程中作为氧化物添加并且在钢中的含量至多为0.1重量%。已知钢还可以具有最高0.7重量%的Si，通过含有Si能够稳定钢的铁素体-马氏体组构。Cr在已知钢中的含量为0.05-1重量%，从而减少在焊接过程中在焊缝区域内的热能的影响。出于同一个目的，在已知钢中还含有0.005-0.1重量%的Nb。Nb额外地对钢的变形性具有有利的影响，因为Nb的存在导致铁素体晶粒的精细。出于同一个目的，在已知钢中含有：0.05-1重量%的Mo；0.02-0.5重量%的V；0.005-0.05重量%的Ti和0.0002-0.002重量%的B。Mo和V改善已知钢的可淬性，而Ti和B额外地对钢的强度起到有利的影响。

在文献EP1589126B1中已知另外一种同样由高强度的多相钢制成的、具有良好的变形性的钢板。该已知的钢板含有：0.10-0.28重量%的C；1.0-2.0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。可选地在钢板中含有：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%的稀有金属；最高0.1重量%的Ti或者最高0.1重量%的V。已知钢板的组构基于其整体结构具有5-20%的残余奥氏体和至少50%的贝氏体铁素体。同时在已知钢板的组构中的多边形铁素体的含量最高为30%。通过对多边形铁素体的含量的限制，在已知钢板中贝氏体形成基质相并且存在残余奥氏体含量，二者对抗拉强度和变形性的平衡具有有利影响。其中还应该确保Nb的存在，由此形成精细颗粒的组构的残余奥氏体含量。为了保证该效果，在EP1589126B1中已知的钢板的制造过程中选择了热轧的1250-1350℃范围内的特别高的开轧温度。在该温度范围内，Nb完全进入固熔体，由此在钢的热轧阶段形成大量的Nb碳化物，其在多边形铁素体或者贝氏体中呈现。

此外在文献EP1589126B1中指出，高的热轧过程的开轧温度虽然是残余奥氏体的精细的前提条件，然而却不仅具有有利的作用。为此需要紧接着在高于A_c3温度的温度下退火，接着以至少10℃/s的冷却速率进行可控的冷却直至达到300-450℃范围内的温度（该温度下进行贝氏体转换），最后在该温度下维持足够长的时间。

发明内容

在前述的现有技术的背景下，本发明的目的在于，提供一种由具有TRIP性质的多相钢制造冷轧扁钢制品的方法，该扁钢制品具有进一步提高的强度，并同时具有较高的断裂延伸率。同样应该提供多相钢和具有该性质组合的扁钢制品。

根据本发明，上述目的中的方法由此给出，根据在权利要求1中给出的处理步骤。

根据本发明，上述目的中的钢由根据权利要求8制成的钢给出。

根据本发明，上述目的中的扁钢制品由根据权利要求16形成的冷轧扁钢制品给出。

本发明的有利的设计在从属权利要求中给出，并且在接下来与总体的发明思想一起阐明细节。

根据本发明的多相钢含有（重量%）：C：0.14-0.25%；Mn：1.7-2.5%；Si：1.4-2.0%；Al：＜0.1%；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%；以及可选的“Ti、B、V”族中的至少一个元素：Ti：最高0.1%；B：最高0.002%；V：最高0.15%；其余为铁和不可避免的杂质。

在根据本发明的方法中，根据本发明的钢熔炼并且浇铸成半成品。该半成品可以是扁坯或者薄扁坯。

然后将半成品在1100-1300℃的温度下再加热，以获得均匀的热透了的最初产品的组构。再加热的温度不超过1250℃，特别是不超过1220℃，这样做能够在优化的生产成本下导致根据本发明制成的产品的改善的表面。

半成品从再加热温度出来接着热轧成热轧带材。根据本发明的热轧的终轧温度为820-950℃，以保证为热轧之后进行的滑出工序（Auslaufrollgang）中的冷却提供良好的组构状况。

这样得到的热轧扁钢制品接着在400-750℃，特别是530-600℃的卷轴温度下卷起成卷材，为了在接下来进行的冷轧中能够避免施加较大的轧制力并且避免晶粒边界的氧化。

在卷起工序之后，热轧扁钢制品在30-80%，特别是50-70%的冷轧度下冷轧成冷轧扁钢制品，以保证在接下来的退火中具有对再结晶过程足够高的驱动力。其中30-65%，特别是50-65%的冷轧度特别可靠地保证达到所需效果。

接着对得到的冷轧扁钢制品进行热处理，该热处理过程包含连续退火工序（Durchlaufgluehung）和冷轧扁钢制品的过时效处理。

根据本发明在连续退火工序中设置的退火温度比钢的A_c1温度高至少20℃并且不能超过钢的A_c3温度。

根据本发明的钢的A_c3温度根据Leslie,s.W.C.Leslie的《ThePhysical Metallurgy of Steel》,Mc Graw-Hill Book Company,1981,p.275可以按以下公式[4]计算：

[4]A_c3=910-203(%C)^0.5–15.2(%Ni)+44.7(%Si)+104(%V)+31.5(%Mo)+13.1(%W)-30(%Mn)-ll(%Cr)-20(%Cu)+700(%P)+400(%A1)+400(%Ti)

其中%C=钢的C含量,%Ni=钢的Ni含量,

%Si=钢的Si含量,%V=钢的V含量,

%Mo=钢的Mo含量,%W=钢的W含量,

%Mn=钢的Mn含量,%Cr=钢的Cr含量,

%Cu=钢的Cu含量,%P=钢的P含量,

%A1=钢的Al含量并且%Ti=钢的Ti含量。

在过时效处理中设置的过时效温度典型位于350-500℃，特别是370-460℃，以碳使奥氏体进一步积聚。

在本发明中所述的、最高达到A_c3温度的退火温度的连续退火工序保证了，根据本发明制造的冷轧扁钢制品的组构达到相对高的马氏体含量（12-14体积%）和由此达到的高的抗拉强度R_m（至少为980MPa）。同时根据本发明制造的钢具有良好的变形能力，其表现为横向上的断裂延伸率A₈₀至少为15%。根据本发明的钢的屈服强度R_eL通常大于500MPa。因此根据本发明的多相钢具有TRIP性质。

冷轧扁钢制品在退火温度中进行退火的退火时长典型为最高300s，由此在钢的第二相地带中形成以碳积聚的奥氏体的足够高的份额。

在退火后进行的过时效处理的时长可以达到800s，以将残余奥氏体理想地稳固。

为了达到铁的复原并且控制珠光体的生成，可以在退火之后将冷轧扁钢制品从最大为A_c3温度的退火温度以至少5℃/s的冷却速度加速降温到500℃的中间温度。

冷轧扁钢制品的退火可以在热浸涂层的过程中进行，在热浸涂层工序中在冷轧钢板上涂覆金属保护层。

同样可以在热处理之后通过电解镀层或者其它沉淀方法将保护层涂覆到根据本发明制造的冷轧板上。

补充性地或者替代性地，也可以将有机保护层涂覆到冷轧扁钢制品上。

可以将得到的冷轧扁钢制品以最高3.0%的变形度进行可选的二次轧制，以改善其尺寸精确性、表面性质和机械性质。

为了改善热轧扁钢制品的冷轧性，可以在冷轧前对热轧扁钢制品进行退火处理。优选地可以实施为分批退火或者连续退火。为了冷轧工序而进行的退火的退火温度典型设置为400-700℃。

在根据本发明的钢中的碳提高了残余奥氏体的量和稳定性。在根据本发明的钢中存在至少0.14重量%的碳，从而稳定奥氏体直至室温，并且避免在退火处理中形成的奥氏体完全变化成马氏体、铁素体或者贝氏体或者贝氏体铁素体。然而高于0.25重量%的碳含量不利于焊接。当C含量为0.19-0.24重量%，特别是不高于0.23重量%时，特别可靠地保证了根据本发明的钢中的碳起到有利的作用，其中至少0.21重量%的C是特别有利的。

和C一样，Mn的作用为提高强度并且提高残余奥氏体的量和稳定性。然而过高的Mn含量加大了熔析的危险。而且不利于断裂延伸率，因为大幅度减慢了铁素体转换和贝氏体转换，由此在组构中存在相对大量的马氏体。根据本发明的钢中的Mn含量确定为0.7-2.5重量%。

根据本发明的钢含有1.4-2.0重量%的Si。当Si含量大于1.4重量%时，Si有利于残余奥氏体的稳定，并且抑制了在根据本发明的对钢的处理过程中实施的过时效处理过程中在贝氏体阶段的碳化物的形成。由于Si的存在而不能彻底进行贝氏体转换，因此只形成贝氏体铁素体并且没有生成碳化物。以这种方式实现了本发明所追求的由碳积聚的残余奥氏体的稳定性。此外Si通过混合晶体凝固有利于提高强度。然而当含量超过2重量%时，将出现表面质量的变差和在热轧中脆化的危险。

在制造根据本发明的钢时，为了减氧而添加Al。根据本发明的钢中含有少于0.1重量%的Al含量。

在根据本发明的钢中是不希望有Cr和Mo存在的，因此应该只存在不起作用的量，因为Cr和Mo减慢贝氏体的转换并且影响残余奥氏体的稳定性。由此根据本发明的钢的Cr含量少于0.1重量%并且Mo含量少于0.05重量%。

根据本发明的钢含有0.02-0.06重量%的Nb含量和可选的“Ti、V、B”中的一个或者多个元素，以提高根据本发明的钢的强度。Nb、Ti和V与在根据本发明的钢中存在的C和N一起形成非常精细的沉淀。该沉淀通过颗粒硬化和晶粒细化而使强度和屈服强度增大。晶粒细化对于钢的成型技术的性质也是非常有利的。

Ti在凝固状态和非常高的温度下还能使N凝固，由此将N对于根据本发明的性质的可能的不利影响减到最低。为了利用该作用，根据本发明的钢中除了始终存在的Nb额外地加有最高0.1重量%的Ti和最高0.15重量%的V。

如果微量合金元素的含量超过了根据本发明所给出的上限，将会引起在退火过程中的再结晶减慢，因此在实际的产品中或者无法实现或者需要额外地加热功率。

当根据本发明的多相钢的Ti含量“%Ti”满足以下条件[3]时，可以特别有针对性地利用Ti的存在对于将N凝固的有利影响：

[3]%Ti≥3.4x%N，

其中“%N”表示多相钢的N含量。

当Ti含量为至少0.01重量%的时候，在根据本发明的钢中的Ti能够特别可靠地发挥有利的影响。

通过加入最多0.002重量%的B可以减慢在冷却过程中的铁素体的形成，由此在贝氏体阶段存在大量的奥氏体。由此提高残余奥氏体的量和稳定性。此外形成贝氏体铁素体而不是通常的铁素体，贝氏体铁素体有助于提高屈服强度。

实用的、鉴于根据本发明的钢的性质和生产成本特别有利的根据本发明的钢的变形为，当Ti含量限定在0.02重量%并且存在含量为0.0005-0.002重量%的B或者含量为0.06-0.15重量%的V时。

根据本发明的钢的组构中存在至少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%的残余奥氏体和可选的5-40体积%的贝氏体，以保证所追求的高的强度和良好的变形性。为此取决于剩余的组构组分的量，可以有90体积%的组构是铁素体，其中组构的残余奥氏体含量最高为25体积%。根据本发明的钢的组构中至少12体积%的马氏体含量有助于钢的强度，其中应该将马氏体含量限定为最高40体积%，以保证根据本发明的钢的足够的伸展性。

根据本发明的钢的残余奥氏体优选以碳积聚，在根据A.ZareiHanzaki et al.in ISIJ Int.Vol.35,No3,1995,pp.324–331中公开的公式[1]计算出的C_inRA含量高于0.6重量%。

[1]C_inRA=(a_RA-a_γ)/0.0044

其中a_γ：0.3578nm（奥氏体的晶格常数）

a_RA：在最终退火之后在制成的冷轧带材上测得的以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性质和伸展性。C_inRA含量尽可能的高是有利的。

由于追求残余奥氏体的高的稳定性，当根据公式[2]计算出的残余奥氏体的品级G_RA（“残余奥氏体品级”）大于6时，是有利的。

[2]G_RA=%RAxC_inRA

其中%RA：以体积%表示的多相钢的残余奥氏体含量，

C_inRA：根据公式[1]计算出的残余奥氏体的C含量。

具体实施方式

为了验证根据本发明制成的钢板的性质，将表格1中给出的根据本发明的熔液S1-S7熔炼然后加工成冷轧扁钢制品K1-K23。此外在表格1中还给出了根据上述公式[4]计算出的A_c3温度和根据同样已经提及的Leslie的手册中的下述公式[5]计算出的A_c1温度：

[5]A_c1=723–10.7(%Mn)–16.9(%Ni)+29.1(%Si)+16.9(%Cr)+290(%As)+6.38(%W)

其中%Mn=钢的Mn含量,%Ni=钢的Ni含量,

%Si=钢的Si含量,%Cr=钢的Cr含量,

%As=钢的As含量,%W=钢的W含量。

在制造形成为冷轧带材或者冷轧片材的冷轧扁钢制品K1-K23的过程中，分别将钢熔液S1-S7的其中一个浇铸成板坯。该板坯紧接着再加热并且热轧成热轧带材。然后将所得到的热轧带材卷起并且在卷起之后冷轧成冷轧带材。

每个冷轧扁钢制品在冷轧工序后都进行热处理，在退火温度GT下经历退火时间GZ进行退火，接着以冷却速率V加速冷却到500℃并且在过时效温度UAT下经历过时效时间UAt进行过时效处理。在表格2中给出了不同的热处理参数。

表格3中列出了各个冷轧扁钢制品K1-K23的钢组分和在制造过程中所设定的参数：“再加热温度Wat”；“热轧温度Wet”；“卷起温度Ht”；和“冷轧度KWg”。此外表格3中还列出了在制造各个冷轧扁钢制品K1-K23的过程中使用的是表格2中列出的哪种热处理。最后表格3中列出了各个冷轧扁钢制品K1-K23的抗拉强度R_m；屈服强度R_eL；横向断裂延伸率A₈₀；残余奥氏体含量RA；残余奥氏体中的C含量C_inRA；残余奥氏体的品级G_RA以及马氏体含量M。

实验表明，根据本发明的方法能够可靠地制造出冷轧扁钢制品K1-K20，冷轧扁钢制品K1-K20分别具有大于980MPa的抗拉强度R_m和大于15%的横向断裂延伸率A₈₀。与此相反，以高于钢材的A_c3温度的退火温度GT进行退火的冷轧扁钢制品K21、K22和K23没有达到该强度水平。

溶液

C

Si

Mn

Al

Nb

V

Ti

P

S

N

B

Ac3

Ac1

S1

O，2l7

1，75

1，85

O，021

0，04

O，01

O，01

O，004

0，003

O，0016

0，0004

853

754

S2

O，24

1，75

1，8

0，021

O，04

O，O1

0，02

O，004

0，003

O，0036

0，001

853

755

S3

O，217

1，75

2，2

O，021

0，O4

0，01

O，01

O，004

O，003

0，0049

0，OO04

842

750

S4

0，23

l，65

2，0

0，05

0，04

0，02

O，01

0，015

O，O03

O，005

0，0005

861

750

S5

O，2l

1，75

1，85

0，02

0，04

O，01

O，01

O，O04

0，O02

0，0016

O，0004

854

754

S6

0，226

1，44

2，47

0，08

O，O6

0，02

0，01

O，O05

0，002

O，0025

0，0003

844

738

S7

O，211

1，97

1，76

0，048

0，02

0，08

0，02

O，009

O，003

O，0037

O，O008

893

761

表格l(含量以重量％给出，剩余为铁和不可避免的杂质)

表格2

表格3

Claims (16)

1.一种冷轧扁钢制品的制造方法，所述方法中进行如下处理步骤：

-由多相钢熔炼并浇铸成半成品，所述半成品除了铁和不可避免的杂质以外还具有（重量%）：

C：0.14-0.25%；

Mn：1.7-2.5%；

Si：1.4-2.0%；

Al：＜0.1%；

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%；

以及可选的“Ti、B、V”族中的至少一个元素：

Ti：最高0.1%；

B：最高0.002%；

V：最高0.15%；

-所述半成品以1100-1300℃的开轧温度和820-950℃的终轧温度热轧成热轧带材；

-所述热轧带材在400-750℃的卷起温度下卷起；

-可选地对所述热轧带材进行退火；

-将所述热轧带材以30-80%的冷轧度冷轧成冷轧扁钢制品；

-对所得到的冷轧扁钢制品进行热处理，其中热处理包含：

-对所述冷轧扁钢制品进行连续退火处理，退火温度为比多相钢的A_c1温度高至少20℃并且最高等于多相钢的A_c3温度，和

-在350-500℃的过时效温度下对所述冷轧扁钢制品进行过时效处理。

2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述冷轧扁钢制品在退火温度下进行退火的退火时长最高为10-300s。

3.根据前述权利要求的任意一项所述的方法，其特征在于，在所述退火之后进行的过时效处理时长最长为800s。

4.根据前述权利要求的任意一项所述的方法，其特征在于，所述热处理包含所述冷轧扁钢制品从退火温度开始，以至少为5℃/s的冷却速率冷却到500℃的中间温度。

5.根据前述权利要求的任意一项所述的方法，其特征在于，所述卷起温度为530-600℃，所述冷轧度为50-70%，所述退火温度为800-830℃或者所述过时效温度为370-460℃。

6.根据前述权利要求的任意一项所述的方法，其特征在于，所述冷轧扁钢制品具有金属或者有机保护涂层。

7.根据前述权利要求的任意一项所述的方法，其特征在于，在所述卷起之后，冷轧之前进行的可选的热轧带材的退火实施为在400-700℃温度下的分批退火或者连续退火。

8.所述多相钢含有（重量%）：

C：0.14-0.25%；

Mn：1.7-2.5%；

Si：1.4-2.0%；

Al：＜0.1%；

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%；

以及可选的“Ti、B、V”族中的至少一个元素：

Ti：≤0.1%；

B：≤0.002%；

V：≤0.15%；

铁和不可避免的杂质，

其中在所述钢的组构中存在至少12-40体积%的马氏体和至少6体积%的残余奥氏体以及可选的5-40体积%的贝氏体，并且所述钢具有至少980MPa的抗拉强度R_m和大于15%的横向上的断裂延伸率A₈₀。

9.根据权利要求8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C_inRA含量高于0.6重量%：

[1]C_inRA=(a_RA-a_γ)/0.0044

其中a_γ：0.3578nm（奥氏体的晶格常数）

a_RA：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。

10.根据权利要求9所述的多相钢，其特征在于，所述多相钢具有根据公式[2]计算出的残余奥氏体的品级G_RA，并且G_RA＞6：

[2]G_RA=%RA x C_inRA

其中%RA：以体积%表示的多相钢的残余奥氏体含量；

C_inRA：根据公式[1]计算出的残余奥氏体的C含量。

11.根据权利要求8至10的任意一项所述的多相钢，其特征在于，所述多相钢的C含量为0.19-0.23重量%。

12.根据权利要求8至10的任意一项所述的多相钢，其特征在于，所述多相钢的Ti含量为至少0.01重量%。

13.根据权利要求8至12的任意一项所述的多相钢，其特征在于，所述多相钢的Ti含量满足条件[3]：

[3]%Ti≥3.4x%N，

其中“%N”表示多相钢的N含量。

14.根据权利要求8至13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为0.0005重量%的B。

15.根据权利要求8至14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为0.06重量%的V。

16.一种冷轧扁钢制品，所述冷轧扁钢制品通过应用权利要求1至7的任意一项并由根据权利要求8至15制成的多相钢制造而成。