CN1076761C - 生产高强度和高成形性的含铜热轧相变诱生塑性钢的方法 - Google Patents

生产高强度和高成形性的含铜热轧相变诱生塑性钢的方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种生产热轧钢板的方法，这种热轧钢板，具有高强度且具有优良可成形性，适用于汽车、工业设备及类似装置。调整TRIP钢的基本组成，添加Cu从而通过细小ε-Cu的沉淀强化来提高强度。控制其它生产条件，获得高于90kg/mm2的抗拉强度，并有优良的可成形性。钢中含有(重量百分比)：0.15-0.3%的C，1.5-2.5%的Si，0.6-1.8%的Mn，0.02-0.10%的Al，0.6-2.0%的Cu，0.6-2.0%的Ni，并由Fe和其它不可避免的杂质平衡补足(100%)。钢板的显微组织为由铁素体、贝氏体和残余奥氏体构成的多相结构，或粒状结构(在贝氏体-铁素体基体上分布着M-A组成)。钢板在750-880℃温度下热轧终轧；水冷从水冷开始温度(680-740℃)开始，直到水冷终止温度[240×(%Mn+%Ni)-140(℃)-540℃]结束；然后在此温度对钢板卷取。

Description

生产高强度和高成形性的含铜 热轧相变诱生塑性钢的方法
本方法涉及一种生产适用于汽车、工业设备及类似装置的热轧钢板的方法。更具体地，本发明涉及一种生产具有高强度和好的塑性的含铜(Cu)的热轧相变诱生塑性(简称TPTR，即Transformation InducedPlasticity)钢的方法。
通常，具有优良可成形性的高强度热轧钢板广泛用于汽车制造中。为使汽车钢板重量变轻且确保碰撞时的安全，很需要具有更高强度的钢板。
这种热轧高强度钢板广泛用于制造汽车主动轮。用于类似主动轮的驱动系统零件的重量减轻效果比车体板件高三倍。并且，零件重量的减轻很大程度上依赖其高强度，因此，增加了对高强度钢板的需求。
由于某些零件如主动轮经过复杂的锻压成型工艺才得到最终产品，用于制造这些零件的钢材要具有优异的可成形性。
制造新型具有高强度而不明显损失塑性的热轧钢板的研究得到促进。结果，发展了由铁素体和马氏体构成、或由铁素体和贝氏体构成的双相钢，以及由铁素体、马氏体和贝氏体构成的三相钢，它们的强度达到60kg/mm2，延伸率达到30％。
如下述的例子所描述的那样，提出了制造这类钢的方法。
1.含有重量比0.06-0.1％的碳(C)，重量比0.25-1.3％的硅(Si)，重量比1.1-1.5％的锰(Mn)的钢板在300℃或更低的温度下卷取。这样获得由铁素体和马氏体构成的双相钢。(Testu-to-Hagane，Vol.68(1992)，P.1306)
2.含有重量比0.04-0.06％的碳(C)、重量比0.5-1.0％的硅(Si)、重量比1.5％的锰(Mn)的钢中，添加重量比0.5-1.5％的铬(Cr)。此钢板在约850℃下轧制，然后在约200℃卷取。这样，制成了三相钢，其显微组织由分布于铁素体基体上的体积比10-20％的贝氏体和体积比3-5％的马氏体组成。(Testu-to-Hagane，Vol.68(1992)，P.1185)。
3.含有重量比0.05-0.07％的碳(C)、重量比0.5％或稍低的硅(Si)、重量比1.1-1.5％的锰(Mn)的钢中，添加重量比0.04％或稍低的铌(Nb)，可制成含有分布在铁素体基体上体积比1-20％贝氏体的双相钢，其抗拉强度数量级为60kg/mm2。(Trans.ISTJ，Vol.23(1983)，P.303)
4.具有和第三例类似成分的钢中，在例三的基础上加入重量比0.04％的铌(Nb)和重量比0.06％的钛(Ti)，可制成抗拉强度70kg/mm2的铁素体-马氏体双相钢。(CAMP-ISIJ，Vol.1(1988)P.881)
可是，若提高上述钢板的强度，则其塑性大大降低。例如，如抗拉强度提高到90kg/mm2，则延伸率降到低于20％。从而，可成形性急剧恶化。
然而，利用在奥氏体钢中观察到的TRIP(即相变诱生塑性)现象的概念，可以同时获得高强度和优良可成形性。这样，由于在变形过程中应变诱发残余奥氏体向马氏体转变，含有残余奥氏体的钢具有优异的高强度和优良可成形性的组合。
若优化工艺条件，含有残余奥氏体的钢表现出良好的强度和塑性组合，其强度可达到80kg/mm2，延伸率达到30％。基于这一点，提出了各种技术。
1.日本专利第Hei-6-145892号公开了一种钢，它含有重量比0.06-0.22％的碳(C)、重量比0.05-1.0％硅(Si)、重量比0.5-2.0％的锰(Mn)、重量比0.25-1.5％的铝(Al)和重量比0.03-0.3％的钼(Mo)。这样，残余奥氏体的体积分数可达到3-20％，可获得50kg/mm2的抗拉强度和35％的延伸率。这种钢具有好的锻压可成形性，良好的深冲性，优异的弯曲性能。
2.日本专利第Hei-6-145788号公开了一种钢，这种钢的成分为将日本专利第Hei-6-145892号中钢的铝含量调整为0.6％×Si和3-12.5％×C的范围内。这种钢在600-950℃(此时在铁素体/马氏体两相区)退火10秒到3分钟，再以4-200℃/sec的速率冷却到350-600℃，并在此温度恒温保持5秒到10分钟。这种钢再以5℃/sec或更高的速率冷却到250℃以下，从而获得具有优良可成形性的钢。
3.日本专利第Sho-62-188729号公开了一种钢，它含有重量比的0.15-0.3％的碳(C)、重量比0.5-2.0％的硅(Si)、重量比0.2-2.5％的锰(Mn)、重量比0.1％或稍低的铝(Al)、和重量比0.05-0.5％的铬(Cr)(如果必要)。这种钢在铁素体/奥氏体两相区(730-920℃)退火20秒到1分钟，并以2-50℃/sec的速率冷却到650-750℃，并在此温度恒温保持5秒到1分钟，再以10-500℃/sec的速率冷却到300-450℃。利用上述工艺可以获得具有60kg/mm2或更高的抗拉强度，并有优良的可成形性的钢。
4.日本专利第Hei-4-228517号和第Hei-4-228538号公开了一种钢，它含有重量比0.15-0.4％的碳(C)、重量比0.5-2.0％硅(Si)、重量比0.2-2.5％的锰(Mn)。这种钢在进行终轧的温度为Ar3±50℃，并以40℃/sec的速率冷却到温度Ar1，再以40℃/sec的速率冷却到温度350-400℃。利用上述工艺可以获得的钢的性能为：延伸率是20％或更高，TS×El值为2400(kg/mm2×％)。
5.日本专利第Hei-5-179396号公开了一种钢，它含有重量比0.18％或稍低的碳(C)、重量比0.5-2.5％的硅(Si)、重量比0.5-2.5％的锰(Mn)、重量比0.05％或更低的磷(P)、重量比0.02％或更低的硫(S)，以及重量比0.01-0.1％的铝。此外，可添加重量比0.02-0.5％的钛(Ti)和重量比0.03-1.0％的铌(Nb)。Nb和Ti的含量可调节到％C＞(％Ti/4)＋(％Nb/8)。钢板的终轧温度为820℃或更高，在820-720℃保温10秒或更长时间，以冷却速率10℃/sec冷却到500℃或更低温度，并在此温度卷取。通过上述工艺，可以得到具有高塑性、优良抗疲劳性能、好的点焊性以及高强度(70kg/mm2或更高)的钢。
6.日本专利第Hei-5-311323号公开了一种钢，它含有重量比0.1-0.2％的碳(C)、重量比0.8-2.16％的硅(Si)、重量比3.0-6.0％的锰(Mn)、重量比0.5％或稍低的铝(Al)。在铁素体/奥氏体两相区退火处理1-20小时，并且炉冷使得残余奥氏体的体积分数为10％或更多。通过上述工艺所得钢的抗拉强度为80kg/mm2，并具有优异的可成形性。
7.日本专利第Hei-5-112846号公开了一种钢，它含有含有重量比0.05-0.25％的碳(C)、重量比0.05-1.0％的硅(Si)、重量比0.8-2.5％的锰(Mn)、重量比0.8-2.5％或更抵的铝(Al)。钢板的终轧温度为780-840℃，以冷却速率10℃/sec冷却到600-700℃，空气冷却2-10秒，然后以冷却速率220℃/sec快速冷却到300-450℃。通过上述工艺，钢中含有体积分数5％或更多的残余奥氏体。
现在已发展了沉淀硬化热轧双相钢。在这种钢中，软的铁素体相通过沉淀有效地进行强化，具有抗拉强度80kg/mm2，并有好的塑性。(Japanese Ironand SteelNewspaper日期1993年9月4日)
上述的这类钢适合预期的应用和商品化。它们具有90kg/mm2或稍低的抗拉强度，以及相应的延伸率。可是，汽车用热轧钢板增加了对更高强度和优良可成形性的要求。
本发明的目的在于克服已有技术中上述缺点。
因此，本发明的一个目的是提供一种更有前途的方法生产具有高强度、高塑性和优良可成形性的热轧TRIP钢。其中，这种相变诱生塑性(TRIP)钢的基本成分进行调整，即添加铜(Cu)获得沉淀硬化效应。同时，控制其它生产条件。
为实现上述目的，按照本发明生产相变诱生塑性钢的方法，这种钢中含有Cu、C、Si、Mn和Al，并经过热轧、冷却和卷取；其生产步骤包括：制备下述成分的钢，其中它含有重量百分比0.15-0.3％的C、1.5-2.5％的Si、0.6-1.8％的Mn、0.02-0.10％的Al、0.6-2.0％的Cu、0.6-2.0％的Ni、并由Fe和其它不可避免的杂质平衡补足；钢的热轧终轧温度为750-880℃；在温度范围680-740℃之间开始水冷；在240×(％Mn＋％Ni)－140(℃)≤水冷终止温度≤540℃的温度范围内结束水冷；然后对钢板进行卷取。
通过参照附图详细描述本发明的优选实施例，本发明的上述目的和其它优点将变得更明显：
图1是Mn(wt％)＋Ni(wt％)的量(为获得目标性能)同水冷终止温度控制范围之间的关系的曲线图。
图2是抗拉强度和延伸率之间的关系的曲线图。
图3是保持恒温卷取温度和残余奥氏体体积分数之间的关系的曲线图。
图4是抗拉强度×总延伸率的变化同残余奥氏体体积分数的关系的曲线图。
图5是根据本发明的热轧TRIP钢的显微组织的一个例子。
图6是根据本发明的热轧TRIP钢的显微组织的另一个例子。
本发明包括下述工艺步骤。也就是公开了生产含有Cu、C、Si、Mn和Al等的热轧TRIP钢的方法。这种钢含有重量百分比0.15-0.3％的C、1.5-2.5％的Si、0.6-1.8％的Mn、0.02-0.1％的Al、0.6-2.0％的Cu和0.6-2.0％的Ni，并由Fe和其它不可避免的杂质平衡补足。钢的终轧温度为750-880℃；缓慢冷却到680-740℃；再水冷，并随后冷却到240×(％Mn＋％Ni)－140℃至540℃的温度范围，即在温度范围680-740℃之间开始水冷；在240×(％Mn＋％Ni)－140℃到540℃的温度范围内结束水冷；最后在此温度对钢板进行卷取。
首先，描述限制成分含量的原因。
碳(C)是一种提高淬透性的元素。若C含量低于重量比0.15％，则必须添加如Cr和Mo等元素，来促进低温转变相的生长，以便获得目标性能。可是，在这种情况下，显微组织控制很困难，并因此不能期望提高延伸率。另一方面，若C含量高于重量比0.3％，则强度明显提高，但可焊性劣化，并且钢变脆。因此，碳最好应该添加重量比0.15-0.3％。
硅(Si)是一种脱氧元素，并有利于铁素体相的形成与净化，这对增加塑性是有贡献的。因此，Si在生产TRIP钢中起决定性作用。若Si超过重量比2.5％，上述效果已饱和，同时除氧化皮性能和可焊性变差。因此，硅最好应该限制在重量比1.5-2.5％。
锰(Mn)是一种提高强度和韧性，并稳定奥氏体从而提高淬透性的元素。即使在Mn由Ni(也是一种奥氏体稳定元素)取代的情况下，若Mn含量低于重量百分比0.6％，则不能获得目标性能。另一方面，若Mn含量过量发明中，Ni和Mn复合添加来促进奥氏体的形成，这样获得高强度和好的塑性。基于这一点考虑，锰最好应该添加重量比0.6-1.8％。
Al添加用来脱氧。此元素促进铁素体的形成，同时提高可成形性。可是在TRIP钢中，Al导致强度降低。这样，为脱氧，Al至少添加重量比0.02％。若此元素添加过量，在焊接过程中会形成Al的氧化物造成焊接缺陷。因此，Al的上限最好应为重量比0.10％。
Cu在高温和低温时的溶解度有很大的不同。因此，若含Cu的钢板在合适的条件下进行热处理，则Cu会以ε-Cu的形式沉淀在铁素体晶粒中，结果使钢板得到强化。利用Cu的这种特性可以有效地强化TRIP钢，而不明显损害钢的塑性。基于这一点考虑，利用Cu的这种特点并应用于实际中正是本发明的主要特征。若Cu的添加量低于0.6％，则强化效应太弱，与目标性能相比强度低。另一方面，若Cu含量太高，则Cu不能完全溶解在奥氏体中，而是偏聚在晶界处，从而降低延伸率并恶化热加工性。因此，为阻止延伸率和热加工性的降低，并有效地提高强度，Cu含量最好限制在重量百分比0.6-2.0％。
Ni是一种绝对必要的元素，用于防止由Cu添加可能造成的热脆性。Ni也是一种显著提高钢的低温韧性的元素。然而，这也是一种贵重元素，若添加过多，则成本提高。通常，若要防止热脆性，Ni的添加量是Cu的一半或者一样多。Ni含量最好限制在重量百分比0.6-2.0％。
P和S是钢中不可避免的杂质。
P也是一种促进铁素体形成的元素，可提高钢的塑性，而不损害其强度。可是，P在钢连铸过程中通常发生偏聚，结果劣化了材料性能。因此这种元素的含量应控制得尽可能低。
S以MnS的形式形成非金属夹杂物，并在热轧过程中拉长，从而劣化钢的热加工性，可能造成致命缺陷如裂纹等。因此，S含量应控制地尽可能低。
可加入Ca来控制S含量，防止夹杂物的形成，从而改善可成形性。可是，若Ca含量超过重量百分比0.01％，这种效应即饱和，结果以CaS形式存在的夹杂物数量增加。因此，S含量最好限制在低于重量百分比0.01％。
现在描述本发明的制造条件。
若要确保具有前述成分的热轧钢板具有期望的强度和塑性，必须控制钢的显微组织。这样，必须恰当控制终轧温度、水冷开始温度和水冷终止温度。
在热轧时，终轧温度应控制在750-880℃，其原因如下所述。
在本发明中，为增加铁素体的体积分数和使得多相结构(由铁素体、贝氏体和残余奥氏体构成)钢具有细小铁素体晶粒，最好应保证低温轧制。若终轧温度低于750℃，则变形的铁素体的分数增加，结果劣化了塑性。另一方面，若终轧温度高于880℃，则铁素体根本没有形成。
为得到无多面体铁素体的粒状结构，需要在贝氏体相区恒温保温期中，或者在上贝氏体相区卷取后，增加有效的贝氏体生长。另外，贝氏体的有效形核点在奥氏体的晶界，这就需要在热轧过程中增加奥氏体晶界的面积。因此，钢板必须在奥氏体相动态再结晶温度以下进行轧制。
若终轧温度大于880℃，则奥氏体晶粒尺寸增加，并且奥氏体晶粒不会被拉长。结果，奥氏体中的贝氏体有效形核点减少，以致残余奥氏体的体积分数降低。另一方面，若终轧温度低于750℃，钢板在输出辊道上会形成多面体铁素体。因此，不能获得需要的粒状结构。从而，终轧温度最好限制在750-880℃。
在终轧后，最好在足够多的铁素体形成后，开始冷却形成由铁素体、贝氏体和残余奥氏体构成的的多相结构钢板之前，进行水冷。若水冷温度太高，则铁素体不能充分形成，结果增加了未转变奥氏体的体积分数，这些未转变奥氏体会在冷却到水冷终止温度之后，逐渐转变成硬相如贝氏体或马氏体。这增加了强度，但显著降低了塑性。另一方面，若水冷温度太低，会形成珠光体，损害多相结构钢板的机械性能。这样，水冷开始温度优选限制在680-740℃。可是，在钢板具有粒状结构情况下，水冷开始温度应该足够高以防止多面体铁素体的形成。这样，水冷开始温度应高于680℃。
水冷终止温度是生产TRIP钢最重要的因素。在本发明中，其上限优选540℃，这样即使低冷速下也不会形成珠光体，强度也不会显著降低。其下限最好控制在240×(％Mn＋％Ni)－140℃，这是由于材料性能变化依赖于有效稳定奥氏体和提高淬透性的元素Mn和Ni的含量。
按照本发明，热轧TRIP钢的显微组织为由铁素体、贝氏体和残余奥氏体构成的的多相结构，或者粒状结构(M-A组成(马氏体-奥氏体)分布在贝氏体-铁素体基体上)。在上述结构的铁素体中，存在细小的尺寸范围为5-10nm的ε-Cu沉淀。
多相结构优选包括5-20％体积比的残余奥氏体、20-50％体积比的贝氏体，和平衡补足的铁素体。若残余奥氏体体积比少于5％，则由应变诱生残余奥氏体相变带来的塑性提高不充分。另一方面，如残余奥氏体体积比多于20％，则在小的应变下也会转变成马氏体，不能提高延伸率。若贝氏体体积分数低于20％，强度会降低。贝氏体体积比高于50％，会提高强度。但会恶化塑性和可成形性。
粒状结构最好应该包括体积比40-60％的M-A组成(马氏体-奥氏体)分布在铁素体基体上。若M-A组成体积分数少于40％，则强度降低。如M-A高于60％，强度提高，但塑性显著恶化。
在M-A组成中，残余奥氏体的体积分数最好应控制在10-40％。其原因如下：若残余奥氏体的体积分数少于10％，则由应变诱生残余奥氏体相变带来的延伸率提高不充分。另一方面，如残余奥氏体体积比多于40％，则在小的应变下也会转变成马氏体，因此不能提高延伸率。
在本发明中，通过控制终轧温度、水冷开始温度和水冷终止温度来控制钢板的显微组织。
现在基于实施例描述本发明。
实施例1
具有下述表1成分的钢坯，加热到1200℃，然后，热轧成最终厚度3.0mm。
如下述表2所示，终轧温度为720-900℃，并且控制冷却，在650-780℃之间开始水冷。在300-620℃之间完成水冷，也即水冷终止温度(CF)。最后的温度范围相应于热轧中的卷取温度。也就是说，热轧后，通过轧制淬火进行快冷，随后空冷一定时间来改变水冷开始温度。然后，热轧钢板传送到一个模拟装置。在此模拟装置中，通过水冷调节水冷终止温度。然后，钢板在炉中冷却并热卷取；再开始缓慢冷却。在此工艺中，进行一个模拟过程。此工艺得到的热轧钢板测试抗拉强度，其结果示于下表2和图2。
                                    表1
钢 C  Si  Mn  P  S  Al  Cr  Ni  Mo  Cu 附注
A  0.61  2.00  1.00  0.017  0.003  0.051   —  —  —  — 对比钢
B  0.39  1.98  1.47  0.014  0.004  0.051   —  —  —  — 对比钢
C  0.19  2.01  1.53  0.017  0.004  0.040   —  —  —  — 对比钢
D  0.20  1.94  0.51  0.016  0.005  0.036   —  1.01  —  — 对比钢
E  0.20  1.02  0.50  0.015  0.003  1.00   —  1.01  —  — 对比钢
F  0.20  2.00  1.01  0.017  0.004  0.034   —  1.01  —  1.20 发明钢
G  0.10  1.97  1.50  0.018  0.004  0.043  0.51  1.03 0.30  1.20 对比钢
H  0.20  1.91  1.53  0.015  0.004  0.039   —  1.03  —  1.26 发明钢
I  0.20  1.94  1.50  0.014  0.004  0.040   —  1.00  —  — 对比钢
J  0.20  1.88  1.51  0.015  0.004  0.042   —  —  —  1.21 对比钢
K  0.20  1.97  1.01  0.015  0.004  0.033   —  1.01  —  1.80 发明钢
L  0.20  1.95  1.51  0.016  0.004  0.040   —  0.51  —  0.595 对比钢
                                表2
试样编号 轧制和冷却中的温度     拉伸特性抗拉强度    延伸率 钢号No.
FRT(℃)  CS(℃)  CF(℃)   (TS)(kg/mm)     (El)(％)
对比材料  1  800  694  305  166.7      2.1 A
 2  747  676  400  133.7      8.8
 3  802  692  356  153.0      3.6 B
 4  747  676  307  135.0      5.0
 5  806  726  563   76.1     24.9 C
 6  799  718  447   82.5     30.8
 7  835  751  604   74.7     23.3 D
 8  798  726  466   73.3     26.1
 9  843  758  559   67.8     23.6 E
 10  806  712  470   68.0     24.1
 11  748  691  332  100.7      9.5 F
发明材料  1  769  691  355   92.0     27.4
对比材料  12  799  722  300  134.3      5.2 G
 13  746  663  300  125.6     10.3
 14  844  680  383  118.5      6.3  H
 15  797  702  459  104.9     19.9
发明材料  2  801  702  498  106.3     26.1
对比材料  16  820  717  330  112.5      9.7 I
 17  797  624  387  109.9     16.8
 18  855  736  415  101.2     16.0 J
 19  799  715  396   95.6     24.1
发明材料  3  854  734  443  102.0     25.3 K
 4  798  698  495  101.2     26.8
对比材料  20  849  730  302  112.8     15.3 L
 21  803  708  440   98.2     23.0
如上述表1和表2所示，对比材料1-4用含有大量C的对比钢A和B制造。在这些情况下，抗拉强度高达130kg/mm2，但延伸率低至10％或更低。这样，它们不具备足够的可成形性。
对比材料5用对比钢C在合适条件下制造(已知其成分为典型的TRIP钢)。在此情况下，抗拉强度为82.5kg/mm2，而延伸率为30.8％，这和从前TRIP钢的研究结果一致。可是，对比材料6由于水冷终止温度高，显微组织中含有珠光体，抗拉强度降低到76.1kg/mm2，而延伸率降低到24.9％。
对比材料7和8用对比钢D制造，其中Mn部分由Ni取代，对比材料7和8抗拉强度为75kg/mm2，和目标性能值相比太低。对比材料9和10用对比钢E制造，其中Si部分由Al取代，比材料9和10的抗拉强度进一步降低。对比材料12和13用对比钢G制造，其中，C含量低到重量比0.1％，并添加Cr和Mo来促进低温转变，以补偿C含量的降低。在这些情况下，抗拉强度显著提高，但延伸率大大降低。因此这类材料不适合作为压制成形钢。
对比材料16和17用对比钢I制造，其中，添加Ni而不降低Mn含量。在这些情况下，抗拉强度高达110kg/mm2，但延伸率低至17％或更低。因此这类材料不适合作为压制成形钢。
对比材料18和19用对比钢J制造，其中单独加入Cu。在这些情况下延伸率远低于目标性能。对比材料20和21用对比钢L制造，其中，分别添加0.5％的Ni和0.6％的Cu。在这些情况下，强度和延伸率的平衡略低于目标性能。
发明材料1，其成分列于表1(钢F)并在本发明的范围内，它按照本发明进行热轧和冷却；其机械性能为：抗拉强度高于90kg/mm2，延伸率高于27％。
发明材料2，用发明钢H制造，和发明钢F不同，Mn含量增加到重量比1.5％。它按照本发明进行热轧和冷却。其机械性能为：抗拉强度为100kg/mm2，延伸率高于26％。
发明材料3和4，用发明钢K(其中添加有重量比1.8％的Cu)，通过按照本发明控制热轧条件和冷却条件来制造。它们表现出抗拉强度和延伸率的优异组合：抗拉强度高于100kg/mm2，延伸率高于25％。
在本发明中，通过修正合金成分和控制生产条件可以成功地获得抗拉强度和延伸率的优异组合：高于90kg/mm2的抗拉强度，高于25％的延伸率。
即使对于发明钢F、H和K的情况，若没有优化热轧条件，也不能获得目标性能(例如对比材料11、14和15)。对性能有较大影响的因素是水冷终止温度。在水冷终止温度随Mn和Ni含量变化的情况下，若要获得目标性能，则水冷终止温度应控制在240×(％Mn＋％Ni)－140℃到550℃(如图1所示)。若水冷终止温度低于上述条件，抗拉强度提高，但延伸率明显恶化，结果可成形性降低。若水冷终止温度大于其上限，由于珠光体的形成，抗拉强度和延伸率都降低。因此，水冷终止温度应保持在珠光体形成温度之下。在发明钢F、H和K连续冷却过程中，用膨胀仪测定珠光体转变温度，结果表明转变温度分别为548、556和561℃，彼此很接近。因此，发现水冷终止温度必须控制在不形成珠光体的范围内。
实施例2
对比钢C和发明钢F、H和K的钢坯(如表1所示)，加热到1200℃。
如下述表3所示，终轧温度为720-900℃，并且控制冷却，在650-780℃之间开始水冷。在300-560℃之间完成水冷，也即水冷终止温度(CF)。最后的温度范围相应于热轧中的卷取温度。也就是说，热轧后，通过轧制淬火进行快冷，随后空冷一定时间来改变水冷开始温度。然后，热轧钢板传送到一个模拟装置。在此模拟装置中，通过水冷调节水冷终止温度。然后，钢板在炉中冷却并热卷取；再开始缓慢冷却。在此过程中，进行一个模拟过程。此工艺得到的热轧钢板测试抗拉强度，其结果示于下面表4。
此外，检验了残余奥氏体体积分数，抗拉强度×总延伸率(TS×T.El.)，以及显微组织。其结果示于表4和图2-6。
                      表3
试样编号No. 轧制和冷却中的温度 钢号No.
FRT(℃)   CS(℃)  CF(℃)
对比材料22  799  718  450 对比钢C
对比材料23  795  695  440 对比钢C
对比材料24  786  716  450 对比钢C
对比材料25  808  726  550 对比钢C
对比材料26  797  716  320 发明钢F
对比材料27  769  691  332 发明钢F
发明材料5  748  691  400 发明钢F
发明材料6  795  716  450 发明钢F
发明材料7  799  702  480 发明钢F
发明材料8  800  700  480 发明钢F
对比材料28  801  700  560 发明钢F
对比材料29  844  680  380 发明钢H
对比材料30  797  702  400 发明钢H
发明材料9  801  702  460 发明钢H
发明材料10  854  734  450 发明钢H
发明材料11  798  698  460 发明钢H
                                     表4
试样编号No. VR(％) 屈服强度(YS)(kg/mm2) 抗拉强度(UTS)(kg/mm2) 延伸率(U，El.)(％) 总延伸率(T.El.)(％)     TS×T.El.(kg/mm2×％) λ*(％) 显微组织
对比材料  22  13.4     55.6      82.5     23.4     30.8  2541.0  52     B
 23  12.9     49.4      87.2     22.2     33.0  2879.6  55     G
 24  12.6     55.4      86.1     29.0     32.1  2763.8  53     G
 25   -     62.0      76.0     18.5     24.9  1892.4  -     P
 26  2.3     72.1     102.4      -      9.1   931.8  -     M
 27  1.4     82.3     100.7     11.3     17.2  1732.0  -     M
发明材料   5  6.7     62.8      92.8     23.1     26.9  2469.3  58     B
  6 10.2     76.3     101.2     20.0     24.5  2479.4  59     G
  7  7.8     42.7     101.2     20.4     24.3  2459.2  60     G
  8  9.3     46.5      92.7     18.4     25.3  2345.3  60     G
对比材料  28   -     48.8      98.1     17.4     21.7  2128.8  48     P
 29  2.9     97.7     118.5      -     16.3  1932.3  -     M
 30  4.3     72.0     104.9     13.9     19.9  2087.5  -     M
发明材料   9 10.2     66.9     106.4     19.1     25.7  2734.5  65     G
 10  8.3     73.3     102.0     16.8     25.7  2580.6  60     G
 11  7.9     63.3     101.2     19.7     26.8  2712.2  58     B
这里
λ*：孔延展比
VR： 残余奥氏体体积分数
B：  由铁素体＋贝氏体＋残余奥氏体构成的多相结构
G：  粒状结构
M：  铁素体＋马氏体结构
P：  铁素体＋珠光体结构
如上述表4所示，用本发明钢和本发明工艺条件生产的发明材料5-11，具有90kg/mm2的抗拉强度，高于20％的延伸率。并且孔延展比(holeexpansion ratio)评价指数为58-62％，它表示此钢板具有高的强度、延伸率和可成形性。
具有粒状结构的发明材料7和8，与多相结构的发明材料5相比，表现出低的可成形性评价指数(抗拉强度×延伸率)。可是，它们表现出高的孔延展比(hole expansion ratio)。同时，对于发明材料9，得到了高的延伸率和高强度，并且孔延展比(hole expansion ratio)高。
图5表示发明材料5的显微组织；图6表示发明材料9的显微组织。
根据上述的本发明，通过在基体中添加Cu和控制生产条件，能获得相变诱生塑性钢。
结果，利用这种工艺生产的相变诱生塑性钢，具有高于90kg/mm2的抗拉强度。
因此，本发明适用于要求高抗拉强度、高延伸率和优良可成形性的材料。

Claims (6)

1.一种生产含有Cu、C、Si、Mn和Al的，并通过热轧、冷却、卷取而得到的热轧相变诱生塑性钢的的方法，其中，所述热轧相变诱生塑性钢具有由铁素体、贝氏体和残余奥氏体构成的多相结构；并且在铁素体中分布着大小为5-20nm的细小ε-Cu沉淀，该方法的步骤包括：
制备一种钢，该钢成分为重量百分比为0.15-0.3％的C，1.5-2.5％的Si，0.6-1.8％的Mn，0.02-0.10％的Al，0.6-2.0％的Cu，0.6-2.0％的Ni，并由Fe和其它不可避免的杂质平衡补足；
钢板在750-880℃温度下热轧终轧；
在温度680-740℃下开始水冷；
在240×(％Mn＋％Ni)－140(℃)≤水冷终止温度≤540℃的温度范围内终止水冷；
然后对钢板进行卷取。
2.按照权利要求1所述的的方法，其特征在于钢中含Ca，并且Ca的含量低于重量百分比0.01％。
3.按照权利要求1所述的的方法，其特征在于所述热轧相变诱生塑性钢具有由体积百分比为5-20％的残余奥氏体、体积百分比为20-50％的贝氏体和平衡量的铁素体组成的结构。
4.按照权利要求1所述的的方法，其特征在于所述热轧相变诱生塑性钢具有粒状结构，该结构为在贝氏体-铁素体基体上分布着马氏体-残余奥氏体混合物；并且
在铁素体中分布着大小为5-20nm的细小ε-Cu沉淀。
5.按照权利要求4所述的的方法，其特征在于所述马氏体-残余奥氏体混合物的体积百分比为40-60％。
6.按照权利要求5所述的的方法，其特征在于所述马氏体-残余奥氏体混合物包含体积百分比为10-40％的残余奥氏体。
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