CN110218942A - 具有改善性质的双相钢 - Google Patents

具有改善性质的双相钢 Download PDF

Info

Publication number
CN110218942A
CN110218942A CN201910572454.9A CN201910572454A CN110218942A CN 110218942 A CN110218942 A CN 110218942A CN 201910572454 A CN201910572454 A CN 201910572454A CN 110218942 A CN110218942 A CN 110218942A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel plate
method described
temperature
zinc
iron
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN201910572454.9A
Other languages
English (en)
Inventor
G·A·托马斯
J·M·巴罗斯罗兹
L·G·加扎-马蒂内兹
E·R·凯斯
E·佩特森
P·拉斯托吉
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Cleveland Cliffs Steel Properties Inc
Original Assignee
AK Steel Properties Inc
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by AK Steel Properties Inc filed Critical AK Steel Properties Inc
Publication of CN110218942A publication Critical patent/CN110218942A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0478—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)

Abstract

一种用于加工双相钢板的方法。该方法包括将钢板加热到第一温度(T1)，将钢板冷却至第二温度(T2)，将钢板转变到第三温度(T3)，并将钢板冷却至室温。T1至少高于钢板转化成奥氏体和铁素体的温度。T2低于马丁体起始温度(Ms)。冷却到T2的速率足够快，以使至少一些奥氏体转化成马丁体。

Description

具有改善性质的双相钢
本案是本申请人于2016年1月14日提交的申请号为201680005651.7、题为“具有改善性质的双相钢”的专利申请的分案申请，该母案的全部内容通过引用并入本分案。
背景技术
生产具有高强度和良好成形性特性的钢是期望的。本发明涉及钢组合物以及使用热加工技术生产钢、使得所得钢表现出高强度和/或冷成形性的加工方法。
发明内容
本发明的钢是使用这样的组合物和改造的热工艺生产的，其共同产生由大体上铁素体和大体上包含马丁体和贝氏体(以及其他组分)的第二相组成的所得微结构。为了实现这样的微观结构，所述组合物包含某些合金化添加(alloying addition)，并且所述热工艺包括热浸镀锌/镀锌退火(galvannealing)(HDG)或具有某些工艺改造的其它热工艺。
本发明还包括下列项目：
1.一种用于加工双相钢板的方法，所述方法包括：
(a)将所述钢板加热到第一温度(T1)，其中T1至少高于所述钢板转化成奥氏体和铁素体的温度，以在所述钢板中形成至少一些奥氏体；
(b)通过在冷却速率下冷却，将所述钢板冷却到第二温度(T2)，其中T2低于马丁体起始温度(Ms)，其中所述冷却速率足够快，以将至少一些所述奥氏体转化成马丁体；
(c)将所述钢板转变到第三温度(T3)；和
(e)将所述钢板冷却到室温。
2.根据项目1所述的方法，其还包括在将所述钢板转变到T3之后，热浸镀锌或镀锌退火所述钢板。
3.根据项目1所述的方法，其中所述热浸镀锌或镀锌退火在Ms以上发生
4.根据项目1所述的方法，其中在将所述钢板转变到T3的步骤之前，进行将所述钢板冷却到T2的步骤。
5.根据项目4所述的方法，其中将所述钢板转变到T3的步骤包括将所述钢板从T2再加热到T3。
6.根据项目1所述的方法，其中在将所述钢板转变到T3的步骤之后，进行将所述钢板冷却到T2的步骤。
7.根据项目1所述的方法，其中将所述钢板冷却到T2的步骤足够快，以将基本上所有奥氏体转化成马丁体。
8.根据项目1所述的方法，其中所述钢板包含以重量百分比计的以下元素：
0.080-0.1％的碳；
1.7-1.9％的锰；
0.15-0.25％的硅；
0.02％或更少的钼；
0.015-0.025％的铌；
0.2-0.3％的铬；和
余量为铁和其他附带杂质。
9.根据项目1所述的方法，其中所述钢板包含按重量百分比计的以下元素：
0.067-0.080％的碳；
1.65-1.82％的锰；
0.15-0.25％的硅；
0.16-0.02％的钼；
0.001％或更少的铌；和
余量为铁和其他附带杂质。
10.根据项目1所述的方法，其中所述钢板包含按重量百分比计的以下元素：
0.10-0.12％的碳；
2.1-2.3％的锰；
0.15-0.25％的硅；
0.003％或更少的铌；
0.2-0.3％的铬；和
余量为铁和其他附带杂质。
11.根据项目10所述的方法，其中所述钢板还包含0.25-0.35％的钼。
12.根据项目1所述的方法，其中所述钢板包含按重量百分比计的以下元素：
0.10-0.12％的碳；
1.75-1.9％的锰；
0.15-0.25％的硅；
0.035-0.045％的铌；
0.2-0.3％的铬；和
余量为铁和其他附带杂质。
13.根据项目12所述的方法，其中所述钢板还包含0.15-0.2％的钼。
14.根据项目1所述的方法，其中所述钢板包含按重量百分比计的以下元素：
0.11-0.13％的碳；
2.4-2.7％的锰；
0.15-0.25％的硅；
0.35-0.45％的钼；
0.004％或更少的铌；
0.3-0.4％的铬；和
余量为铁和其他附带杂质。
15.根据项目1所述的方法，其中所述钢板包含按重量百分比计的以下元素：
0.80-0.10％的碳；
2.0-2.2％的锰；
0.40-0.50％的硅；
0.04-0.060％的铌；
0.2-0.3％的铬；和
余量为铁和其他附带杂质。
16.根据项目15所述的方法，其中所述钢板还包含0.30-0.40％的钼。
17.根据项目1所述的方法，其中所述钢板包含按重量百分比计的以下元素：
0.09-0.10％的碳；
2.25-2.42％的锰；
0.10-0.20％的硅；
0.035-0.045％的铌；
0.57-0.67％的铬；和
余量为铁和其他附带杂质。
18.根据项目17所述的方法，其中所述钢板还包含0.08-0.12％的钼。
19.根据项目1所述的方法，其中所述钢板包含按重量百分比计的以下元素：
0.12-0.14％的碳；
2.7-2.9％的锰；
0.15-0.25％的硅；
0.004％或更少的铌；
0.3-0.4％的铬；和
余量为铁和其他附带杂质。
20.根据项目19所述的方法，其中所述钢板还包含0.35-0.45％的钼。
21.根据项目1所述的方法，其中所述钢板包含按重量百分比计的以下元素：
0.11-0.13％的碳；
2.45-2.60％的锰；
0.420-0.580％的硅；
0.05％或更少的钼；
0.035-0.045％的铌；和
余量为铁和其他附带杂质。
22.根据项目21所述的方法，其中所述钢板还包含0.57-0.63％的铬。
附图说明
并入并构成本说明书的一部分的附图图示了实施方式，并且与上文给出的一般描述以及下文给出的实施方式的详细描述一起用于解释本公开的原理。
图1描绘了在镀锌/镀锌退火之前进行淬火步骤的HDG温度曲线的示意图。
图2描绘了图1的HDG温度曲线，HDG温度曲线的平均冷却速率以虚线示出。
图3描绘了在镀锌/镀锌退火之后进行淬火步骤的替代性HDG温度曲线的示意图。
具体实施方式
图1示出了典型的热浸镀锌热曲线和改造的热浸镀锌热曲线的组合的示意图。改造的热循环用于在双相钢板(在下文中更详细地描述)中实现高强度和良好的成形性。在具有图1所示两个热循环的所用钢板中，钢板在热循环之后大体上包含两个相——主要是铁素体的第一相，以及第二相。应当理解，本文使用的术语“第二相”通常用于表示大体上包含占主导的马丁体以及一些贝氏体的相。然而，还应当理解，这样的第二相也可以包含渗碳体和/或残余奥氏体中的任何一种或多种。另外，应当理解，虽然图1是关于热浸镀锌示出的，但是在其它实施方式中可以使用镀锌退火或其它热浸涂布工艺。在又一些实施方式中，完全省略热浸涂布工艺，并且钢板仅经受如所示出的热曲线。
图1中的实线示出了典型的热浸镀锌或镀锌退火热曲线(10)的示意图。可以看出，典型热曲线(10)包括将钢板加热到峰值金属温度(12)，并且任选地使钢板在峰值金属温度(12)下保持第一预定时间段。在本实例中，峰值金属温度(12)至少高于奥氏体转化温度(A1)(例如，双相奥氏体+铁素体区域)。因此，在峰值金属温度(12)处，钢的至少一部分(按体积计)将转化成奥氏体和铁素体的组合。虽然图1显示峰值金属温度仅仅高于A1，但应当理解，在一些实施方式中，峰值金属温度还可以包括高于铁素体完全转化成奥氏体(例如，单相奥氏体区域)的温度(A3)的温度。
如上所述，在典型热曲线(10)中，钢板在峰值金属温度(12)下保持第一预定时间量。应当理解，钢板在峰值金属温度(12)下所保持的特定时间量可以根据多种因素而变化，例如钢板的特定化学性质，或在热循环结束时钢板中的第二相的期望体积量。此外，在一些情况下，在峰值金属温度(12)下保持的时间可以减小到零或接近零。在保持时间减少的情况下，可以增加峰值金属温度以补偿这样的减少。
一旦第一预定时间段已经过去，典型热曲线(10)就包括将钢板快速冷却到中间温度(14)。钢板然后在中间温度(14)下保持第二预定时间段。通常，钢板在中间温度(14)下保持足够的时间量以允许钢板达到接近锌浴温度的温度。
仍然参考典型热曲线(10)，接下来将钢板插入液态锌的镀锌桶或镀锌退火装置中。在该阶段期间，将钢板的温度稍微降低到低于中间温度(14)的浴温度(16)。浴温度(16)通常低于中间温度(14)以在避免钢板进入液态锌时形成浮渣。
钢板在浴温(16)下保持镀锌持续时间。在使用镀锌退火的情况下，钢板在一段时间时从浴中移除，然后升高到退火温度。浴温(16)的特定温度至少高于锌的熔点(例如419℃，787°F)。然而，应当理解，在一些实例中，取决于镀锌浴或镀锌退火装置的具体构造，浴温度(16)可以甚至更高。还应当理解，在浴温(16)相对高于锌的熔点的情况下，中间温度(14)可以保持与所示相同、相应地升高、或甚至降低。
在镀锌或镀锌退火过程结束时，将钢板冷却到低于马丁体起始温度(Ms)，由此将至少一些奥氏体转化成马丁体。当然，如上所述，也可形成贝氏体、珠光体或残留奥氏体等其他组分。这些组分与马丁体的形成一起，形成本文中总体上描述的第二相。如上所述，虽然第二相可以含有马丁体、贝氏体、珠光体和/或残留奥氏体中的一种或多种，但是应当理解，第二相一般特征在于形成占主导的马丁体。
在一些情况下，对上述典型热曲线(10)的改造是期望的。例如，由于典型热曲线(10)中的镀锌或镀锌退火步骤，从峰值金属温度(12)到马丁体起始温度(Ms)的平均冷却速率可能不足以形成期望的体积量的马丁体——而是形成非马丁体转化产物(例如贝氏体、渗碳体、珠光体和/或其它)。无论钢板在镀锌或镀锌退火之后冷却有多快，都可能是这种情况。为了弥补这种相对较慢的平均冷却速率，在这样的方法中使用的常规双相钢通常包括高合金含量以增加淬透性，由此避免形成非马丁体转化产物。然而，由于增加的成本和降低的机械性质，相对高的合金化添加可能是不期望的。因此，可期望改造上述的典型热曲线(10)，以在没有高合金化添加的情况下在双相钢中维持期望量的马丁体。下述的进一步改造，如从低于马丁体起始温度(Ms)再加热到中间温度(14)，可以是额外期望的，以改善机械性质，例如孔膨胀率(HER)或屈服强度(不论特定量的合金化添加)。
在改造的热曲线的本实施方式中，对机械性质的改善比预期更显著，特别是在考虑到相对较短的回火时间(例如，钢板暴露于锌浴时的持续时间)时。
如图1所示，上述典型热曲线(10)可以被改造为包括在上述镀锌或镀锌退火步骤之前的淬火步骤(18)。可以看出，除了与中间温度(14)相关的程序的部分之外，该替代程序大体上与上述程序相同。特别地，不是将钢板从峰值金属温度(12)淬火到中间温度(14)，而是将钢板从峰值金属温度(12)淬火到淬火温度(20)。应当理解，从峰值金属温度(12)到淬火温度(20)的冷却速率通常足够高，以将在峰值金属温度(12)下形成的奥氏体中的至少一些转化成马丁体。换句话说，冷却速率足够快以将奥氏体转化成马丁体，而非以相对较低的冷却速率形成的其它非马丁体转化产物，如铁素体、珠光体或贝氏体。
在本实例中，淬火温度低于马丁体起始温度(Ms)。淬火温度(20)与马丁体起始温度(Ms)之间的差异可根据所用钢板的个体组成而变化。然而，在许多实施方式中，淬火温度(20)与Ms之间的差异足够大，以形成占主导的马丁体的第二相。
一旦达到淬火温度(20)，钢板的温度将在淬火温度下维持预定的淬火时间。由于马丁体的形成几乎是瞬时的，所以钢板处于淬火温度下的特定时间量通常是不显著的。
在淬火到淬火温度(20)之后，将钢板再加热到中间温度(14)或者再加热到处于或接近浴温度(16)的另一温度。在本实例中，再加热相对较快，并且可以使用各种方法进行，例如感应加热、喷灯加热和/或本领域已知的其它方法。一经再加热，钢板就被插入锌浴。在锌浴中，如上所述，钢板将达到浴温(16)，在该情况下钢板将保持镀锌的剩余时间。钢板在锌浴中持续的特定时间量主要由镀锌/镀锌退火过程决定。然而，应当理解，在该时间期间，马丁体被回火以由此改善钢板的机械性质。在使用镀锌退火过程的情况下，钢板可以在从浴中移除之后加热到退火温度。
尽管再加热步骤在本文中关于例如镀锌或镀锌退火的涂布步骤进行描述，但是应当理解，并不打算有这样的限制。例如，在一些实例中，可以仅仅进行再加热步骤，然后可以如下所述进行该方法。在这样的实例中，钢板被保持在中间温度(14)或浴温度(16)下，尽管实际上不经受镀锌或镀锌退火处理。此外，在一些实例中，钢板可以保持在相对于浴温度(16)较低的温度(例如400℃)下，因为在不施加锌的情况下不需要将钢板加热到锌的熔点。钢板可以在这样的温度下保持任何适合的时间，这对于考虑到本文的教导的本领域普通技术人员将是明显的。
一旦镀锌、镀锌退火或其它类似的热工艺结束，钢板就被冷却到室温，如上文类似描述的。因此，在本实例中，首先将钢板加热到峰值金属温度(12)以形成奥氏体和任选的铁素体。接着，将钢板从峰值金属温度(12)冷却到淬火温度(20)以形成第二相的马丁体或其他组分。淬火后，将钢板再加热到近似锌浴温度以进行镀锌和任选的镀锌退火。最后，将钢板冷却到环境温度。
图2示出了典型热曲线(10)的平均冷却速率(30)与经改造以包括淬火步骤(18)的典型热曲线(10)的平均冷却速率(32)的比较。可以看出，淬火步骤(18)显著降低了典型热曲线(10)的平均冷却速率。在本文所述的方法用于连续镀锌/镀锌退火线(line)的实例中，平均冷却速率可以至少部分地取决于镀锌/镀锌退火线的进料速度。例如，在使用约30米/分钟的进料速度的情况下，使用典型热曲线(10)的平均冷却速率为约17℃/秒，而使用本文所述的改造的平均冷却速率为约48℃/秒。在使用约91米/分钟的进料速度的实例中，使用典型热曲线(10)的平均冷却速率为约6℃/秒，而使用本文所述的改造的平均冷却速率为约16℃/秒。在使用约120米/分钟的进料速度的又一些实例中，使用典型热曲线(10)的平均冷却速率为约4℃/秒，而使用本文所述的改造的平均冷却速率为约12℃/秒。
不管获得的特定冷却速率如何，应当理解，可以通过如上所述再加热钢板来获得钢板的改善的机械性质。无论钢板是包含常规双相合金组合物还是本文所述的具有相对较低的合金化元素的组合物，都可以实现这些改善。
在获得降低的冷却速率的实施方式中，应当理解，由于平均冷却速率的降低，因此在淬火步骤(18)被添加到典型热曲线(10)时，更容易形成马丁体。由于条件增加了形成马丁体的倾向，钢板中需要更少的合金化元素。因此，在将淬火步骤(18)应用于上述典型热曲线(10)时，双相钢可以用显著更少的合金化元素进行镀锌或镀锌退火。尽管具有更少的合金化元素，但钢板可具有与仅使用典型热曲线(10)处理的常规双相钢相似的热处理后马丁体含量。
应当理解，在一些实例中，改造典型热曲线(10)、使得淬火步骤(18)在镀锌/镀锌退火之后而非之前进行可能是期望的。在图3中可以看到一个这样的实例。在图3中。如图3所示，淬火步骤(18)可以类似于上文所描述的进行，将钢板快速冷却到低于马丁体起始温度(Ms)。当如图3所示淬火步骤(18)在镀锌或镀锌退火之后进行时，从峰值金属温度(12)到中间温度(14)或浴温(16)的平均冷却速率与图2所示的典型热曲线(10)的平均冷却速率(30)相似。由于这是相对较低的冷却速率，因此应当理解，与典型热曲线(10)中遭遇的情况类似，马丁体形成将减少。在更少的马丁体形成的情况下，可能需要更高的合金化元素以获得期望水平的马丁体。因此，在镀锌或镀锌退火之后应用淬火步骤(18)将不会实现与减少的合金化含量相关联的成本节约。然而，在镀锌或镀锌退火之后应用淬火步骤(18)仍然将促进改善的机械性质，例如孔膨胀率(HER)和屈服强度。在一些实例中，对钢板的机械性质的这些改善可以与通过在镀锌或镀锌退火之前应用淬火步骤(18)所获得的那些改善相当。
在方法的一些变型(其中在镀锌或镀锌退火之后应用淬火步骤(18))中，还可以进行回火步骤(40)，其中钢板在淬火步骤(18)之后被加热到高于或低于马丁体起始温度(Ms)的预定温度达预定的时间段。当使用这样的回火步骤时，平均冷却速率也类似于图2所示的典型热曲线(10)的平均冷却速率(30)。因此，仍然需要高合金含量以形成占主导的马丁体的第二相。然而，这样的回火步骤进一步改善机械性质，例如孔膨胀率(HER)和屈服强度。
钢板可以包括通常存在于常规双相钢中的各种合金化元素。例如，在一些实施方式中，碳提供增加的强度。例如，增加碳浓度通常降低Ms温度，降低其他非马丁体组分(例如贝氏体、铁素体、珠光体)的转化温度，并增加形成非马丁体产物所需要的时间。此外，增加的碳浓度可以改善材料的淬透性，从而保持在材料的核附近(在那里冷却速率可被局部地抑制)形成非马丁体组分。然而，应当理解，碳添加可以受到限制，因为显著的碳浓度可以导致对可焊性的不利影响。此外，在更高浓度下，碳可具有对成形性的有害影响。因此，碳含量通常保持为约0.067-0.14重量％。
在一些实施方式中，锰通过降低其它非马丁体组分的转化温度并增加马丁体的量而提供增加的强度。锰可以通过提高淬透性而进一步提高钢板形成马丁体的倾向。锰还可以通过固溶体加强而增加强度。然而，高浓度的锰的存在可降低成形性。因此，锰含量通常以约1.65-2.9重量％的浓度存在。
在一些实施方式中，进行铝添加以提供脱氧。然而，超过某些水平的铝添加可导致成形性降低。因此，铝通常以约0.015-0.07重量％的浓度存在。
在一些实施方式中，可以添加硅以促进由占主导的铁素体和马丁体组成的双相结构。然而，当硅增加超过某些浓度时，锌将不会有效地粘附到钢板上。因此，硅通常以约0.1-0.25重量％的浓度存在。
在一些实施方式中，添加铌以精制铁素体晶粒。这样的晶粒精制是改善成形性和改善焊接质量所期望的。然而，如果铌浓度超过某个量，则钢板的成形性将下降。因此，铌通常以约0-0.045重量％的浓度存在。或者，在一些实例中，铌以约0.015-0.045重量％的浓度存在。
在一些实施方式中，添加钒以增加淬透性和/或精制铁素体晶粒。当添加时，钒通常以小于或等于0.05重量％的浓度被包含。
在一些实例中，添加铬以改善成形性和焊接质量。然而，超过某些浓度的铬添加将导致低质量的表面性质。因此，铬可以以约0-0.67重量％或0.2-0.67重量％的浓度被包含。
在其它实施方式中，钼可用于提高淬透性。当使用钼时，钼可以以约0.08-0.45重量％的浓度被包含。在其它实施方式中，钼的下限浓度被进一步降低，或甚至完全消除。
在一些实施方式中，添加钛和硼以增加强度。应当理解，在一些实施方式中，钛和硼可以一起使用、代替另一者单独使用、或者这两种元素均不使用。当使用钛时，钛以约0.01-0.03重量％的浓度存在。当使用硼时，硼以约0.0007-0.0013重量％的浓度存在。
在钛和硼一起添加的实施方式中，钛通常以适合的浓度存在，以基本上防止硼形成氮化物。因此，钛可以被包含，以在氮与硼结合之前与氮结合。在某些情况下，钛以氮的重量百分比的约3.43倍的浓度被包含。当钛以该浓度被包含时，钛通常与氮结合，由此防止硼形成氮化物。
在其他实施方式中，可以做出元素浓度和所选特定元素的变化。当然，在做出这样的变化的情况下，应当理解，根据上文所述对于每种给定合金化添加的性质，这样的变化可对钢板微结构和/或机械性质具有期望的或不期望的影响。
实施例
实施例1
钢板的实施方式用下表1所示的组合物制成。
实施例2
使通过表1中所述的组合物制成的钢板的实施方式经受机械测试。选定数量的表1中所述的组合物的机械性质在表2中陈述。
实施例3
钢板的实施方式用下表3中所述的组合物制成。表3中所示的特定组合物是基于表1所述的组成范围。
实施例4
使通过用表3中所述的组合物制成的钢板的实施方式经受机械测试。表3中所述的每种组合物的机械性质在下表4至15中陈述。
应当理解，在不背离本发明的精神和范围的情况下可以对本发明进行各种改造。因此，本发明的限制应由所附权利要求确定。

Claims (21)

1.一种用于加工双相钢板的方法，所述方法包括：
(a)将所述钢板加热到第一温度(T1)，其中T1至少高于所述钢板转化成奥氏体和铁素体的温度，以在所述钢板中形成至少一些奥氏体；
(b)通过在冷却速率下冷却，将所述钢板冷却到第二温度(T2)，其中T2低于马丁体起始温度(Ms)，其中所述冷却速率足够快，以将至少一些所述奥氏体转化成马丁体；
(c)将所述钢板转变到第三温度(T3)；
(d)通过单一回火工艺将所述钢板回火，所述单一回火工艺由在将所述钢板转变到T3之后使所述钢板经受热浸镀锌组成；和
(e)将所述钢板冷却到室温，其中在所述单一回火工艺完成之后，立即冷却所述钢板。
2.根据权利要求1所述的方法，其中所述热浸镀锌在Ms以上发生。
3.根据权利要求1所述的方法，其中在将所述钢板转变到T3的步骤之前，进行将所述钢板冷却到T2的步骤。
4.根据权利要求3所述的方法，其中将所述钢板转变到T3的步骤包括将所述钢板从T2再加热到T3。
5.根据权利要求1所述的方法，其中在将所述钢板转变到T3的步骤之后，进行将所述钢板冷却到T2的步骤。
6.根据权利要求1所述的方法，其中将所述钢板冷却到T2的步骤足够快，以将基本上所有奥氏体转化成马丁体。
7.根据权利要求1所述的方法，其中所述钢板包含以重量百分比计的以下元素：
0.080-0.1％的碳；
1.7-1.9％的锰；
0.15-0.25％的硅；
0.02％或更少的钼；
0.015-0.025％的铌；
0.2-0.3％的铬；和
余量为铁和其他附带杂质。
8.根据权利要求1所述的方法，其中所述钢板包含按重量百分比计的以下元素：
0.067-0.080％的碳；
1.65-1.82％的锰；
0.15-0.25％的硅；
0.16-0.20％的钼；
0.001％或更少的铌；和
余量为铁和其他附带杂质。
9.根据权利要求1所述的方法，其中所述钢板包含按重量百分比计的以下元素：
0.10-0.12％的碳；
2.1-2.3％的锰；
0.15-0.25％的硅；
0.003％或更少的铌；
0.2-0.3％的铬；和
余量为铁和其他附带杂质。
10.根据权利要求9所述的方法，其中所述钢板还包含0.25-0.35％的钼。
11.根据权利要求1所述的方法，其中所述钢板包含按重量百分比计的以下元素：
0.10-0.12％的碳；
1.75-1.9％的锰；
0.15-0.25％的硅；
0.035-0.045％的铌；
0.2-0.3％的铬；和
余量为铁和其他附带杂质。
12.根据权利要求11所述的方法，其中所述钢板还包含0.15-0.2％的钼。
13.根据权利要求1所述的方法，其中所述钢板包含按重量百分比计的以下元素：
0.11-0.13％的碳；
2.4-2.7％的锰；
0.15-0.25％的硅；
0.35-0.45％的钼；
0.004％或更少的铌；
0.3-0.4％的铬；和
余量为铁和其他附带杂质。
14.根据权利要求1所述的方法，其中所述钢板包含按重量百分比计的以下元素：
0.08-0.10％的碳；
2.0-2.2％的锰；
0.40-0.50％的硅；
0.04-0.060％的铌；
0.2-0.3％的铬；和
余量为铁和其他附带杂质。
15.根据权利要求14所述的方法，其中所述钢板还包含0.30-0.40％的钼。
16.根据权利要求1所述的方法，其中所述钢板包含按重量百分比计的以下元素：
0.09-0.10％的碳；
2.25-2.42％的锰；
0.10-0.20％的硅；
0.035-0.045％的铌；
0.57-0.67％的铬；和
余量为铁和其他附带杂质。
17.根据权利要求16所述的方法，其中所述钢板还包含0.08-0.12％的钼。
18.根据权利要求1所述的方法，其中所述钢板包含按重量百分比计的以下元素：
0.12-0.14％的碳；
2.7-2.9％的锰；
0.15-0.25％的硅；
0.004％或更少的铌；
0.3-0.4％的铬；和
余量为铁和其他附带杂质。
19.根据权利要求18所述的方法，其中所述钢板还包含0.35-0.45％的钼。
20.根据权利要求1所述的方法，其中所述钢板包含按重量百分比计的以下元素：
0.11-0.13％的碳；
2.45-2.60％的锰；
0.420-0.580％的硅；
0.05％或更少的钼；
0.035-0.045％的铌；和
余量为铁和其他附带杂质。
21.根据权利要求20所述的方法，其中所述钢板还包含0.57-0.63％的铬。
CN201910572454.9A 2015-01-14 2016-01-14 具有改善性质的双相钢 Pending CN110218942A (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US201562103286P 2015-01-14 2015-01-14
US62/103,286 2015-01-14
CN201680005651.7A CN107109586A (zh) 2015-01-14 2016-01-14 具有改善性质的双相钢

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201680005651.7A Division CN107109586A (zh) 2015-01-14 2016-01-14 具有改善性质的双相钢

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN110218942A true CN110218942A (zh) 2019-09-10

Family

ID=55410188

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201910572454.9A Pending CN110218942A (zh) 2015-01-14 2016-01-14 具有改善性质的双相钢
CN201680005651.7A Pending CN107109586A (zh) 2015-01-14 2016-01-14 具有改善性质的双相钢

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201680005651.7A Pending CN107109586A (zh) 2015-01-14 2016-01-14 具有改善性质的双相钢

Country Status (15)

Country Link
US (1) US20160201159A1 (zh)
EP (1) EP3245310A2 (zh)
JP (1) JP2018508653A (zh)
KR (2) KR20170095363A (zh)
CN (2) CN110218942A (zh)
AU (1) AU2016206736B2 (zh)
BR (1) BR112017014686A2 (zh)
CA (1) CA2972470C (zh)
CO (1) CO2017006995A2 (zh)
MX (1) MX2017009192A (zh)
PH (1) PH12017501293A1 (zh)
RU (1) RU2017123566A (zh)
TW (2) TWI605137B (zh)
UA (1) UA119189C2 (zh)
WO (1) WO2016115303A2 (zh)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI628310B (zh) * 2017-08-08 2018-07-01 中國鋼鐵股份有限公司 High-strength lubricating galvanized steel sheet and manufacturing method thereof

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS56146853A (en) * 1980-04-11 1981-11-14 Nippon Steel Corp Dual-phase steel plate for car with superior weldability and high corrosion resistance
JPH0693340A (ja) * 1992-09-14 1994-04-05 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び製造設備
CN101802233A (zh) * 2007-08-15 2010-08-11 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 双相钢、由这种双相钢制备的扁钢产品、以及制备扁钢产品的方法
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
CN101802237B (zh) * 2007-08-15 2013-09-04 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 双相钢、由这种双相钢制备的扁钢产品、以及制备扁钢产品的方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2761096B2 (ja) * 1990-11-05 1998-06-04 株式会社神戸製鋼所 高延性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP3126911B2 (ja) * 1995-12-27 2001-01-22 川崎製鉄株式会社 めっき密着性の良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板
CN100471982C (zh) * 2002-11-26 2009-03-25 Uec科技有限责任公司 制造双相钢板的方法
JP4681290B2 (ja) * 2004-12-03 2011-05-11 本田技研工業株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
US11155902B2 (en) * 2006-09-27 2021-10-26 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
EP2123786A1 (fr) * 2008-05-21 2009-11-25 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'aciers dual phase laminées à froid à trés haute résistance et tôles ainsi produites
JP5304522B2 (ja) * 2009-08-03 2013-10-02 新日鐵住金株式会社 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
KR100958019B1 (ko) * 2009-08-31 2010-05-17 현대하이스코 주식회사 복합조직강판 및 이를 제조하는 방법
US20140338798A1 (en) * 2013-05-17 2014-11-20 Ak Steel Properties, Inc. High Strength Steel Exhibiting Good Ductility and Method of Production via Quenching and Partitioning Treatment by Zinc Bath

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS56146853A (en) * 1980-04-11 1981-11-14 Nippon Steel Corp Dual-phase steel plate for car with superior weldability and high corrosion resistance
JPH0693340A (ja) * 1992-09-14 1994-04-05 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び製造設備
CN101802233A (zh) * 2007-08-15 2010-08-11 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 双相钢、由这种双相钢制备的扁钢产品、以及制备扁钢产品的方法
CN101802237B (zh) * 2007-08-15 2013-09-04 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 双相钢、由这种双相钢制备的扁钢产品、以及制备扁钢产品的方法
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

Also Published As

Publication number Publication date
JP2018508653A (ja) 2018-03-29
AU2016206736A1 (en) 2017-07-13
UA119189C2 (uk) 2019-05-10
MX2017009192A (es) 2018-04-30
WO2016115303A3 (en) 2016-09-09
TWI605137B (zh) 2017-11-11
TWI653342B (zh) 2019-03-11
WO2016115303A2 (en) 2016-07-21
CA2972470A1 (en) 2016-07-21
TW201641715A (zh) 2016-12-01
PH12017501293A1 (en) 2018-01-29
TW201812053A (zh) 2018-04-01
KR20200003264A (ko) 2020-01-08
RU2017123566A (ru) 2019-02-14
US20160201159A1 (en) 2016-07-14
BR112017014686A2 (pt) 2018-01-09
EP3245310A2 (en) 2017-11-22
AU2016206736B2 (en) 2019-02-14
KR20170095363A (ko) 2017-08-22
CO2017006995A2 (es) 2017-09-20
CA2972470C (en) 2019-10-22
CN107109586A (zh) 2017-08-29
RU2017123566A3 (zh) 2019-02-14

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6383808B2 (ja) 延性に優れた高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及びこれらの製造方法
JP6564963B1 (ja) 超高強度被覆または非被覆鋼板を製造する方法および得られる鋼板
RU2686729C2 (ru) Способ производства высокопрочного стального листа с покрытием, обладающего высокой прочностью, пластичностью и формуемостью
TWI564402B (zh) 展現良好延展性之高強度鋼及藉由經鋅浴槽淬火及分配處理之製造方法
JP2019527771A (ja) １５００ＭＰａレベル高強伸度積自動車用鋼及びその製造方法
JP2017514989A (ja) 高降伏強度を備えた冷間圧延平鋼製品の製造方法及び冷延平鋼製品
CN104593686B (zh) 一种合金化热镀锌双相钢的制备方法
KR20170026440A (ko) 고강도 강 시트의 제조 방법 및 상기 방법에 의해 획득된 시트
TW201930611A (zh) 經新穎熱處理後具特製性質之加壓硬化鋼
CN110218942A (zh) 具有改善性质的双相钢
JP6684905B2 (ja) 剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2006097063A (ja) 高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき鋼板の製造方法
JP2011530649A (ja) 二相のミクロ組織を有する鋼ストリップの製造方法
KR20120134386A (ko) 가공성 및 내변색성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
WD01 Invention patent application deemed withdrawn after publication
WD01 Invention patent application deemed withdrawn after publication

Application publication date: 20190910