CN107636186A - 低合金第三代先进高强度钢 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种高强度钢，其在临界区退火过程中包含约20‑80体积％的铁素体和20‑80％的奥氏体，并且其中在临界区退火过程中奥氏体相的Ms计算温度为<100℃。所述高强度钢呈现出至少20％的拉伸伸长率和至少880MPa的极限拉伸强度。所述高强度钢可包含0.20‑0.30重量％的C、3.0‑5.0重量％的Mn，并且Al和Si的添加使得最佳临界区温度高于700℃。

Description

低合金第三代先进高强度钢
优先权
本申请要求2015年5月20日提交的标题为“LOW ALLOY 3RDGENERATION ADVANCEDHIGH STRENGTH STEEL OBTAINED BY OPTIMAL INTERCRITICAL ANNEALING”的美国临时申请序列号62/164,231的优先权，该临时申请的公开内容以引用方式并入本文。
背景技术
汽车工业不断寻求更轻而使车辆更节省燃料、并且更坚固而获得增强的耐碰撞性、同时仍然可以成形的更加具有成本效益的钢。正在开发的满足这些需求的钢通常被称为第三代先进高强度钢。这些材料的目标是通过减少组合物中昂贵合金的量而相对于其他先进高强度钢降低成本，同时仍改善成形性和强度二者。
被视为第一代先进高强度钢的双相钢具有由铁素体和马氏体的组合构成的微结构，其产生良好的强度-延展性比，其中铁素体为钢提供延展性，而马氏体提供强度。第三代先进高强度钢的微结构之一采用铁素体、马氏体和奥氏体(也称残留奥氏体)。在此三相微结构中，奥氏体允许钢进一步扩大其塑性变形(或增大其拉伸伸长率)。当奥氏体经受塑性变形时，其转变为马氏体并提高钢的总体强度。奥氏体稳定性为当经受温度、应力或应变时奥氏体向马氏体转变的阻力。奥氏体稳定性由其组成控制。元素如碳和锰将提高奥氏体的稳定性。硅是铁素体稳定剂，然而，由于其对淬透性、马氏体开始温度(Ms)和碳化物形成的影响，Si的添加也可提高奥氏体稳定性。
临界区(intercritical)退火是在铁素体和奥氏体的晶体结构同时存在的温度下的热处理。在高于碳化物溶解温度的临界区温度下，铁素体的碳溶解度极小；同时C在奥氏体中的溶解度相对较高。两相之间的溶解度差异具有将C集中在奥氏体中的作用。例如，如果钢的主体碳组成为0.25重量％，如果存在50％的铁素体和50％的奥氏体，则在临界区温度下，铁素体相中的碳浓度接近0重量％，而奥氏体相中的碳现在为0.50重量％。为使临界区温度下奥氏体的碳富集最佳，温度也应高于渗碳体(Fe3C)或碳化物溶解温度，即渗碳体或碳化物溶解的温度。该温度将被称为最佳临界区温度。发生最佳铁素体/奥氏体含量的最佳临界区温度为高于渗碳体(Fe3C)溶解的温度区域和奥氏体中碳含量最大化的温度。
在室温下保留奥氏体的能力取决于Ms温度与室温的接近程度。可使用以下公式来计算Ms温度：
Ms＝607.8-363.2*[C]-26.7*[Mn]-18.1*[Cr]-38.6*[Si]-962.6*([C]-0.188)2式1
其中，Ms以℃表示，元素含量为重量％。
发明内容
高强度钢在临界区退火过程中包含约20-80体积％的铁素体和20-80％的奥氏体，并且其中在临界区退火过程中奥氏体相的Ms计算温度为≤100℃。临界区退火可以以间歇工艺进行。或者，临界区退火可以以连续工艺进行。高强度钢呈现出至少20％的拉伸伸长率和至少880MPa的极限拉伸强度。
高强度钢可包含0.20-0.30重量％的C、3.0-5.0重量％的Mn，并且Al和Si的添加使得最佳临界区温度高于700℃。或者，高强度钢可包含0.20-0.30重量％的C、3.5-4.5重量％的Mn、0.8-1.3重量％的Al、1.8-2.3重量％的Si。或者，高强度钢可包含0.20-0.30重量％的C、3.5-4.5重量％的Mn、0.8-1.3重量％的Al、1.8-2.3重量％的Si、0.030-0.050重量％的Nb。
热轧后，高强度钢可具有至少1000MPa的拉伸强度和至少15％的总伸长率。在一些实施方案中，热轧后，高强度钢具有至少1300MPa的拉伸强度和至少10％的总伸长率。在其他实施方案中，热轧和连续退火后，高强度钢具有至少1000MPa的拉伸强度和至少20％的总伸长率。
对钢条带退火的方法包括以下步骤：选择所述钢条带的合金组成；通过测定所述合金内铁碳化物基本上溶解、并且所述条带的奥氏体部分的碳含量为主体条带组合物的碳含量的至少1.5倍的温度，来确定所述合金的最佳临界区退火温度；在所述最佳临界区退火温度下对所述条带退火。该方法可还包括对所述条带进行附加的临界区退火的步骤。
附图说明
图1示出了实施例1的本申请的钢的一个实施方案的相分数以及奥氏体中碳含量对温度(℃)的关系，如用所计算。
图1a示出了实施例1的合金41的奥氏体中碳含量对温度(℃)的关系。用计算。
图2示出了实施例1的本申请的钢的实施方案的最佳临界区热处理热循环。
图3示出了实施例1的最佳临界区热处理条带的工程应力-工程应变曲线。
图4示出了实施例1的钢最佳临界区退火1小时的光学微结构。
图5示出了实施例1的钢最佳临界区退火4小时的光学微结构。
图6示出了实施例1的合金41在最佳临界区温度下热带间歇退火的光学微结构，其中所述微结构为铁素体基体、马氏体和残留奥氏体。
图7示出了实施例1的合金41的间歇退火热循环。
图8示出了实施例1的合金41的间歇退火热处理条带的工程应力-工程应变曲线。
图9示出了实施例1的合金41在最佳温度下间歇退火的光学微结构。
图10示出了实施例1的合金41的在720和740℃的温度下间歇退火、然后模拟连续退火的钢的工程应力-工程应变曲线。
图11示出了实施例1的合金41在720℃的最佳温度下间歇退火、并然后在盐罐炉中于720℃下模拟连续退火5分钟的钢的光学微结构。
图12示出了实施例1的合金41在720℃的最佳温度下间歇退火、并然后在盐罐炉中于740℃下模拟连续退火5分钟的钢的光学微结构。
图13示出了实施例1的合金41的连续退火热循环。
图14示出了实施例1的合金41的连续退火热处理条带的工程应力-工程应变曲线。
图15示出了实施例1的合金41与热浸涂生产线相似的连续退火温度循环。
图16示出了实施例1的合金41使用峰值金属温度为755℃的热浸镀生产线温度循环、同时退火的钢的工程应力-工程应变曲线。
图17示出了实施例7的合金61的钢的间歇退火热带的最佳光学微结构。
图18示出了实施例7的合金61的热带经带式炉中连续退火、并经受模拟退火/酸浸过程的光学显微照片。
图19示出了实施例7的合金61经临界区退火/冷轧、并在757℃的温度下连续退火的扫描电子显微镜图像。
具体实施方式
在本申请的钢的组成中，碳、锰和硅的量被选择为使得当对所得钢临界区退火时，如用式1所计算，它们产生低于100℃的Ms温度。
通过碳从铁素体向奥氏体的扩散，在临界区温度下发生碳在铁素体和奥氏体之间的配分。碳的扩散速率是温度依赖性的，温度越高，扩散速率越高。在本申请中描述的钢中，临界区温度足够高以允许在现实的时间内(例如一小时或更短时间内)发生碳配分(即，碳从铁素体向奥氏体的扩散)。元素如铝和硅将提高转变温度A1和A3，从而提高该临界区区域所处的温度。与最佳临界区温度较低的未添加铝和硅或添加较少铝和硅的合金相比，当添加了铝和硅时，所产生的较高临界区温度使得可以在现实的时间内配分碳原子。
本申请的钢的一个实施方案包含0.20-0.30重量％的C、3.0-5.0重量％的Mn，Al和Si的添加使得最佳临界区温度高于700℃。钢的另一个实施方案包含0.20-0.30重量％的C、3.5-4.5重量％的Mn、0.8-1.3重量％的Al、1.8-2.3重量％的Si。高强度钢的另一个实施方案包含0.20-0.30重量％的C、3.5-4.5重量％的Mn、0.8-1.3重量％的Al、1.8-2.3重量％的Si、0.030-0.050重量％的Nb。
在一个实例中，钢含有0.25重量％的C、4重量％的Mn、1重量％的Al和2重量％的Si。在此实例中，添加铝和硅以提高转变温度上限和下限(分别为A3和A1)，使得在高于700℃的温度下的临界区温度区域产生33-66％之间的铁素体和33-66％的奥氏体。可添加铌以在加工的所有阶段控制晶粒生长，铌通常以小微量添加，如0.040重量％。
使用含有0.25重量％C、4重量％Mn、1重量％Al和2重量％Si的钢主体组合物根据式1计算的Ms为约330℃。当该合金在其中存在55％铁素体和45％奥氏体的温度下临界区退火时，奥氏体碳含量为约0.56重量％，而对具有高碳含量的该奥氏体计算的Ms温度为约87℃，更接近于室温。当所述钢然后从最佳临界区温度冷却到室温(25℃)时，一些奥氏体将转变为马氏体而一些将残留。
例如，将含有约4重量％Mn的锰含量和0.25重量％C的钢在奥氏体相中热轧，将热带卷成卷并从高温(约600-700℃)冷却到环境温度。由于锰和碳含量相对较高，故该钢可硬化，这意味着即使冷却热带的冷却速率较慢，也通常形成马氏体。铝和硅的添加通过提高铁素体开始形成的温度来提高A1和A3温度，从而促进铁素体的形成和生长。因为A1和A3温度较高，故铁素体成核和生长动力学可能更容易发生。因此，当本申请中的钢从热轧冷却时，热带微结构包含马氏体和一些铁素体以及一些残留奥氏体、碳化物、可能地一些贝氏体和可能地珠光体以及其他杂质。具有这种微结构，热带表现出高强度但足够的延展性，使得其可在几乎不需要或不需要中间热处理的情况下冷轧。此外，NbC析出物可充当成核位点，促进铁素体形成并控制晶粒生长。
热带冷却过程中铁素体的形成有助于进一步的加工，这不仅通过提供可冷轧的更软且更可延展的热带，而且通过确保临界区退火中铁素体的存在。如果仅由马氏体和碳化物组成的微结构被加热到临界区退火温度，则一些马氏体将被逆转(reverse)回奥氏体而一些马氏体被回火并缓慢开始分解成铁素体和碳化物。然而，在这样的情况下，铁素体的形成常常很缓慢或根本不会在短时间内发生。当冷却时，新逆转的奥氏体将转变为新生马氏体，产生的微结构将为新生马氏体、回火马氏体、一小部分铁素体和碳化物。
同时，在本申请的钢中，冷轧钢中已经存在铁素体，而不需要成核和生长。当加热到临界区温度时，马氏体和碳化物将在已经存在的铁素体基体周围形成富碳奥氏体。当冷却时，铁素体分数将由临界区分数决定，当温度变到Ms温度以下时，一些奥氏体将转变为马氏体，一些奥氏体将残留。
在本申请的钢的间歇退火工艺中，钢被缓慢加热到临界区区域，钢在限定的温度下均热处理(soak)0-24小时，并且冷却也缓慢进行。当在最佳临界区温度下进行间歇退火工艺时，除了在铁素体和奥氏体之间配分碳外，锰也被配分。锰是一种置换元素且其扩散比碳的扩散慢。铝和硅的添加以及它们提高转变温度的效果使得可以在间歇退火的典型时间限制内配分锰。在从间歇退火均热处理温度冷却时，奥氏体将比主体钢组合物更富含碳和锰。当如在连续退火工艺中那样再次热处理至临界区温度时，该奥氏体将甚至更稳定，含有大多数的碳和更大质量分数的锰。
实施例
实施例1
钢加工：合金41。
按照典型炼钢程序熔炼和铸造本申请的钢的一个实施方案：合金41。表1中示出了合金41的标称组成。热轧之前将铸锭切割并清洁。将127mm宽×127mm长×48mm厚的铸锭加热至约1200℃达3小时，并热轧约8个道次(pass)至约3.6mm的厚度。热轧完成温度高于900℃，并将成品带放入设定于675℃的炉中，然后允许在约24小时内冷却以模拟缓慢的钢卷冷却。表2中示出了热带的机械拉伸性能。
对于所有表格，YS＝屈服强度；YPE＝屈服点伸长率；UTS＝极限拉伸强度；TE＝总伸长率。当存在YPE时，报告的YS值为上限屈服点，否则在发生连续屈服时报告0.2％的偏置(offset)屈服强度。
表1：合金41的标称化学组成
表2：合金41热带的机械拉伸性能
图1和1a中示出了对温度作图的合金41的铁素体(bcc)、奥氏体(fcc)和渗碳体(Fe3C)的相分数计算值以及奥氏体的碳含量。
对热带进行喷珠处理(bead-blast)和酸洗(pickle)以除去表面结垢。然后将清洁过的热带冷轧至约1.75mm的厚度。然后使冷轧条带经受各种热处理并评价机械拉伸性能。还对每一热处理下钢的微结构进行表征。
实施例2
最佳临界区退火：合金41
通过在受控的气氛中将冷轧条带加热至720℃的温度约1或4小时来对实施例1的合金41施加最佳临界区退火。在均热处理时间结束时，将条带放入管式炉的冷却区中，在这里，条带可以以类似于空气冷却的速率冷却至室温。最佳热处理的热循环在图2中的图解中示出。表征拉伸性能并在表3中示出。图3中示出了经热处理条带的工程应力-工程应变曲线。退火后，微结构由铁素体、马氏体和奥氏体的混合物组成；微结构在图4和图5中示出。这种热处理产生了远优于第三代AHSS的目标性能的优异性能。UTS高于970MPa，总伸长率超过37％。
表3：最佳临界区热处理的机械拉伸性能
实施例3
在最佳临界区温度下间歇退火：合金41
使合金41的热带经受间歇退火循环。钢以约1℃/min的速率在受控的气氛中加热直至720℃的温度。让钢在此温度下保持24小时，然后在约24小时内冷却至室温，冷却速率约为0.5℃/min。机械拉伸性能在表4中示出。微结构由铁素体、马氏体和残留奥氏体的混合物组成，图6示出了间歇退火热带的光学显微照片。间歇退火循环不仅使碳团聚在马氏体和残留奥氏体周围，而且还配分锰。当该热带被冷轧并再次退火时，碳和锰向奥氏体置换和富集的扩散距离不长，从而使奥氏体稳定到室温。
表4：热带的机械拉伸性能-最佳间歇退火热处理
使冷轧合金41经受间歇退火循环。钢在5.55℃/min下在受控的气氛中加热直至720℃的温度。让钢在此温度下保持12小时，然后在约1.1℃/min下冷却至室温。加热循环在图7中示出。机械拉伸性能在表5中示出。这些性能中的一些与双相钢的拉伸性能相似，拉伸强度为约898MPa，总伸长率为20.6％，但具有约430MPa的低YS。此低YS据信是微结构中的残留奥氏体的结果。工程应力-工程应变曲线在图8中示出。来自光学显微术的微结构在图9中示出。
表5：最佳间歇退火热处理的机械拉伸性能
实施例4
间歇退火后的连续退火模拟循环：合金41
间歇退火循环是优选的碳配分热处理。在临界区温度下，几乎所有的碳都集中在奥氏体中。因为锰在奥氏体中的溶解度大于在铁素体中，所以锰也从铁素体向奥氏体配分或再分配。锰是一种置换元素且其扩散(diffusivity)相对于作为间隙元素的碳而言显著较慢，故其配分需要花较长时间。添加了硅和铝的合金41被设计为使期望的临界区温度为其下将在现实时间内发生碳和锰配分的温度。当缓慢冷却时，一些奥氏体将分解成马氏体，一些将分解成碳化物，并残留少许奥氏体。临界区铁素体几乎不含碳。当钢然后被连续退火时，它又被加热到期望的临界区温度，并且碳和锰在相间配分所必须扩散经过的距离比第一次热循环之前更短。马氏体和碳化物逆转回奥氏体。间歇退火循环对C和Mn进行配分和排列，故当连续退火时，扩散距离更短，向奥氏体的逆转发生更快。
在冷轧且在最佳临界区温度下间歇退火后，通过将钢在盐罐中于720℃或740℃的其最佳临界区温度下均热处理5分钟来使合金41经受模拟连续退火循环。得到的拉伸性能在表6中示出。第二次热处理将钢从间歇退火性能带回到第三代AHSS性能。在两个温度之间观察到一些差异：例如，740℃的较高连续退火温度产生443MPa的YS、982MPa的UTS和30％的T.E.。720℃的连续退火温度产生约467MPa的略高YS、882MPa的较低UTS和36.6％的较大T.E.。据信，在720℃的较低退火温度下，奥氏体的体积分数较低，但其含有较多的碳。奥氏体中较高的碳使得其在室温下更稳定，导致与较高的740℃退火温度相比产生较低的UTS和较高的T.E.％，较高的740℃退火温度据信将提供较高的奥氏体体积分数，但具有较低的碳含量，并因此较不稳定。图10中示出了这两种热处理的工程应力-应变曲线，图11和12中示出了其相应的微结构。
表6：最佳间歇退火且模拟连续退火的钢的机械拉伸性能
实施例5
在改变的温度下连续退火：合金41
一种更简单的热处理循环是对冷轧钢连续退火。由于时间较短、碳化物的溶解动力学缓慢以及碳从铁素体向奥氏体的扩散距离，使用此热处理工艺，该合金的最佳临界区温度较不有效。因此，需要高于合金的最佳温度的退火温度来克服这些障碍。通过将钢插入设定在约850℃的管式炉中来使冷轧合金41钢经受模拟连续退火循环。使用接触式热电偶监测钢的温度。让钢在炉子的加热区中直至达到所需的峰值温度，然后将钢放入炉子的冷区中以缓慢冷却。选择两个峰值金属温度(PMT)：740℃和750℃。图13中示意了热处理的热分布图。产生的拉伸性能在表7中示出，工程应力-应变曲线在图14中示出。两个拉伸试验都表现出一定的屈服点伸长率，尤其是740℃的PMT，其时YPE为约3.4％，这表明大量的碳仍存在于铁素体中，而没有足够的时间去扩散到奥氏体中。在740℃的较低PMT下，钢显示出734MPa的YS、850的UTS和26.7％的T.E.。在750℃的较高PMT下，YPE减至0.6％；YS较低，为582MPa；UTS较高，为989MPa；T.E.较低，为24.1％。如较低的YS和较高的UTS所指示，较高的PMT导致更多的奥氏体，但该奥氏体的碳含量较低。这些性能比第三代AHSS的目标性能低一些，然而远高于双相钢实现的那些性能，并且与其他类型的AHSS如TRIP和Q&P所报告的性能相当，但没有使用任何特殊的热处理。
表7：连续退火钢的机械拉伸性能
实施例6
在隧道带式炉中模拟热浸涂生产线连续退火：合金41
模拟连续退火热循环的另一方法是使用配备有传送带的管式炉。使来自合金41的冷轧钢在具有保护性N2气氛的带式隧道炉中经受连续退火模拟，模仿峰值金属温度为748-784℃的热浸涂生产线的温度分布。使用热电偶记录样品的温度，同时通过改变各个隧道区的设定点来改变炉子的温度。图15中示出了2个温度随时间分布的实例。图16中示出了在755℃的峰值金属温度下退火的试样的工程应力-工程应变曲线的实例。对所有模拟的钢的拉伸性能的汇总在表8中示出，温度为748-784℃。
另一组合金41的钢在热带条件下间歇退火。间歇退火后，将钢冷轧约50％。然后使用配备有传送带的管式炉对冷轧钢连续退火以模拟热浸涂生产线。温度循环类似于图15中观察到的那些。峰值金属温度范围从约750至800℃。产生的拉伸性能的汇总在表9中示出。冷轧前经热带退火的钢显示出较低的屈服强度和较低的拉伸强度，但较高的总伸长率。间歇退火循环将碳和锰排列成簇，其中，在连续退火循环过程中，它们具有较短的扩散距离来向奥氏体富集并使其在室温下稳定。
表8：使用热浸镀生产线温度循环模拟连续退火的钢的机械拉伸性能
表9：使用热浸镀生产线温度循环热带间歇退火、冷轧并模拟连续退火的钢的机械拉伸性能
实施例7
炼钢和热轧：合金61
按照典型炼钢程序熔炼和铸造合金61。合金61包含0.25重量％的C、4.0重量％的Mn、1.0重量％的Al、2.0重量％的Si和少量添加的0.040重量％的Nb以控制晶粒生长(表10)。热轧之前将铸锭切割并清洁。将现为127mm宽×127mm长×48mm厚的铸锭加热至约1250℃达3小时，并热轧约8个道次至约3.6mm的厚度。热轧完成温度高于900℃，并将成品带放入设定于649℃的炉中，然后允许在约24小时内冷却以模拟缓慢的钢卷冷却。表11中示出了热带的机械拉伸性能。在准备进一步加工时，对热带进行喷珠处理以除去热轧过程中形成的结垢，并然后在HCl酸中酸洗。
表10：合金61的标称化学组成
表11：合金61热带的机械拉伸性能
实施例8
热带间歇退火：合金61
在最佳临界区温度下对热带间歇退火。于12小时内将所述带加热至720℃的最佳临界区温度，并在该温度下均热处理24小时。其后让所述带在炉中于24小时内冷却至室温。所有热处理都在受控的H2气氛中进行。退火热带的拉伸性能在表12中示出。高的拉伸强度和总伸长率的组合对应于双相类型的微结构。低的YS值是一些残留奥氏体的证据。图17示出了间歇退火热带的微结构。
表12：合金61热带间歇退火的机械拉伸性能
实施例9
热带连续退火或退火酸洗生产线模拟：合金61
也使热带在带式炉中退火以模拟类似于退火/酸洗生产线的条件。退火温度或峰值金属温度在750-760℃之间，加热时间为约200秒，然后空气冷却至室温。在N2气氛中进行热处理以防止氧化。产生的拉伸性能在表13中示出。产生的拉伸强度和总伸长率已经超过第三代AHSS性能目标，产生了31,202MPa*％的UTS*T.E.乘积。微结构包含铁素体、奥氏体和马氏体的精细分布(图18)。
表13：连续退火或退火/酸洗生产线模拟的合金61热带的机械拉伸性能
实施例10
临界区退火冷轧钢的连续退火模拟：合金61
将连续退火热带或退火/酸洗模拟热带冷轧50％以上。使现在的冷轧钢在具有保护性N2气氛的带式隧道炉中经受连续退火热处理。炉中的温度分布以及带速度被编程为模拟连续热浸涂生产线分布。从约747至782℃模拟一系列退火温度。产生的拉伸性能在表14中列出。拉伸性能都在第三代AHSS的目标性能之上，YS介于803-892MPa之间，UTS介于1176-1310MPa之间，T.E.介于28-34％之间。UTS*T.E.乘积均在37,017-41,412MPa*％之间。产生的微结构在图19中示出。
表14：最佳临界区退火/冷轧并模拟连续退火的合金61的机械拉伸性能
总结
表15和表16中示出了本公开中描述的拉伸性能的汇总表。这些钢被设计为当在让合金使奥氏体富含碳和锰的最佳温度下退火时形成包含铁素体、马氏体和奥氏体的微结构。该微结构的组合使得机械拉伸性能远高于第三代先进高强度钢。这些钢的拉伸性能与使用较高合金化量来稳定奥氏体(较高Mn、Cr、Ni、Cu等)的其他钢相似。通过对本申请的钢施加最佳临界区退火，碳和锰被用作奥氏体稳定化元素，并导致优异的拉伸性能。其他更典型的热处理也导致了第三代AHSS的拉伸性能，如间歇退火和模拟连续退火。直接连续退火热处理产生了比第三代AHSS目标低但非常接近的性能；然而，产生的性能与TRIP和Q&P钢所呈现的性能相似。当钢在热带或冷轧条件下间歇退火时，碳和锰将簇集成区，从而允许之后的临界区退火中更容易且更短的扩散距离。当连续退火时，这些钢显示出第三代AHSS的目标性能。在一个实施方案中，Nb的添加形成NbC，其通过避免晶粒生长和充当形成铁素体的成核位点而控制结构晶粒尺寸。与未添加铌的实施方案相比，这样的实施方案的晶粒尺寸控制可导致性能的改善，并且其拉伸性能完全符合第三代AHSS的目标性能。
表15：对合金41进行不同热处理的拉伸性能汇总表
表16：对合金61进行不同热处理的拉伸性能汇总表

Claims (13)

1.一种高强度钢，所述高强度钢在临界区退火过程中包含约20-80体积％的铁素体和20-80％的奥氏体，并且其中在临界区退火过程中所述奥氏体相的Ms计算温度为≤100℃。
2.根据权利要求1所述的高强度钢，其中所述临界区退火以间歇工艺进行。
3.根据权利要求1所述的高强度钢，其中所述临界区退火以连续工艺进行。
4.根据权利要求1所述的高强度钢，所述高强度钢具有至少20％的拉伸伸长率和至少880MPa的极限拉伸强度。
5.根据权利要求1所述的高强度钢，所述高强度钢还包含0.20-0.30重量％的C、3.0-5.0重量％的Mn，并且Al和Si的添加使得最佳临界区温度高于700℃。
6.根据权利要求1所述的高强度钢，所述高强度钢还包含0.20-0.30重量％的C、3.5-4.5重量％的Mn、0.8-1.3重量％的Al、1.8-2.3重量％的Si，并且余量为Fe和炼钢中通常存在的杂质。
7.根据权利要求1所述的高强度钢，所述高强度钢还包含0.20-0.30重量％的C、3.5-4.5重量％的Mn、0.8-1.3重量％的Al、1.8-2.3重量％的Si、0.030-0.050重量％的Nb，并且余量为Fe和炼钢中通常存在的杂质。
8.根据权利要求1所述的高强度钢，其中在热轧后，所述钢具有至少1000MPa的拉伸强度和至少15％的总伸长率。
9.根据权利要求1所述的高强度钢，其中在热轧后，所述钢具有至少1300MPa的拉伸强度和至少10％的总伸长率。
10.根据权利要求1所述的高强度钢，其中在热轧和连续退火后，所述钢具有至少1000MPa的拉伸强度和至少20％的总伸长率。
11.一种对钢条带退火的方法，所述方法包括以下步骤：
选择所述钢条带的合金组成；
通过测定所述合金内铁碳化物基本上溶解、并且所述条带的奥氏体部分的碳含量为主体条带组合物的碳含量的至少1.5倍的温度，来确定所述合金的最佳临界区退火温度；
在所述最佳临界区退火温度下对所述条带退火。
12.根据权利要求6所述的方法，所述方法还包括对所述条带进行附加的临界区退火的步骤。
13.根据权利要求7所述的方法，所述方法还包括对所述条带进行附加的临界区退火的步骤。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111971410A (zh) * 2018-03-30 2020-11-20 Ak钢铁产权公司 低合金第三代先进高强度钢和制造方法

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20180179611A1 (en) * 2016-12-28 2018-06-28 Industry-Academic Cooperation Foundation, Yonsei University Superplastic medium manganese steel and method of produing the same
WO2019122964A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Steel sheet having excellent toughness, ductility and strength, and manufacturing method thereof
WO2021089851A1 (en) * 2019-11-08 2021-05-14 Ssab Technology Ab Medium manganese steel product and method of manufacturing the same
KR20220105650A (ko) * 2019-11-27 2022-07-27 타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔. 냉간 성형 가능한 고강도 강철 스트립의 제조 방법 및 강철 스트립
WO2021123889A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Hot rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022018504A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Hot rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101627142A (zh) * 2007-02-23 2010-01-13 克里斯塔尔公司 冷轧且连续退火的高强度钢带材及生产所述钢的方法
CN102021482A (zh) * 2009-09-18 2011-04-20 宝山钢铁股份有限公司 一种冷轧热镀锌双相钢及其制造方法
CN102517492A (zh) * 2011-12-23 2012-06-27 北京科技大学 一种经亚温退火处理的含钒超深冲双相钢的制备方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4325865B2 (ja) * 2003-08-29 2009-09-02 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高張力鋼板およびその製法
JP4473588B2 (ja) 2004-01-14 2010-06-02 新日本製鐵株式会社 めっき密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法
JP5167487B2 (ja) 2008-02-19 2013-03-21 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れる高強度鋼板およびその製造方法
KR101008117B1 (ko) * 2008-05-19 2011-01-13 주식회사 포스코 표면특성이 우수한 고가공용 고강도 박강판 및용융아연도금강판과 그 제조방법
JP5667472B2 (ja) 2011-03-02 2015-02-12 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での深絞り性に優れた高強度鋼板およびその温間加工方法
JP5636347B2 (ja) 2011-08-17 2014-12-03 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板およびその温間成形方法
JP5824283B2 (ja) 2011-08-17 2015-11-25 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板
US9976203B2 (en) * 2012-01-19 2018-05-22 Arcelormittal Ultra fine-grained advanced high strength steel sheet having superior formability
JP2013237923A (ja) 2012-04-20 2013-11-28 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
JP5860354B2 (ja) 2012-07-12 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 降伏強度と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5860373B2 (ja) 2012-09-20 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 降伏強度と温間成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2014093744A1 (en) * 2012-12-13 2014-06-19 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Process for making cold-rolled dual phase steel sheet
WO2015001367A1 (en) 2013-07-04 2015-01-08 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Cold rolled steel sheet, method of manufacturing and vehicle
MX2017005567A (es) 2014-10-30 2017-06-23 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia, lamina de acero galvanizada por inmersion en caliente de alta resistencia, lamina de acero recubierta de aluminio por inmersion en caliente de alta resistencia, y lamina de acero electrogalvanizada de alta resistencia, y metodos para fabricacion de las mismas.
US20160312323A1 (en) * 2015-04-22 2016-10-27 Colorado School Of Mines Ductile Ultra High Strength Medium Manganese Steel Produced Through Continuous Annealing and Hot Stamping

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101627142A (zh) * 2007-02-23 2010-01-13 克里斯塔尔公司 冷轧且连续退火的高强度钢带材及生产所述钢的方法
CN102021482A (zh) * 2009-09-18 2011-04-20 宝山钢铁股份有限公司 一种冷轧热镀锌双相钢及其制造方法
CN102517492A (zh) * 2011-12-23 2012-06-27 北京科技大学 一种经亚温退火处理的含钒超深冲双相钢的制备方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111971410A (zh) * 2018-03-30 2020-11-20 Ak钢铁产权公司 低合金第三代先进高强度钢和制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
TWI631219B (zh) 2018-08-01
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JP6932323B2 (ja) 2021-09-08
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PH12017502109A1 (en) 2018-05-07
US20160340761A1 (en) 2016-11-24

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