CN115698364A - 冷轧退火钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及由具有以下组成的钢制成的冷轧退火钢板：所述组成按重量百分比计包含：C：0.03％至0.18％、Mn：6.0％至11.0％、Al：0.2％至3％、Mo：0.05％至0.5％、B：0.0005％至0.005％、S≤0.010％、P≤0.020％、N≤0.008％，以及任选地以重量百分比计包含以下元素中的一者或更多者：Si≤1.20％、Ti≤0.050％、Nb≤0.050％、Cr≤0.5％、V≤0.2％，所述组成的剩余部分为铁和由熔炼产生的不可避免的杂质，所述钢板具有以表面分数计包含以下的显微组织：‑25％至54％的残余奥氏体，‑46％至75％的铁素体，‑少于8％的新鲜马氏体，‑以重量百分比表示的在奥氏体中的碳[C]_A含量和锰[Mn]_A含量，其中[C]_A*√[Mn]_A为0.48至1.8，‑以及锰的不均匀再分配，其特征在于斜率高于或等于‑50的锰分布。

Description

冷轧退火钢板及其制造方法

本发明涉及具有良好可焊接性特性的高强度钢板和获得这样的钢板的方法。

为了制造各种项目例如机动车辆的车身结构构件和车身面板的部件，已知使用由DP(Dual Phase，双相)钢或TRIP(Transformation Induced Plasticity，相变诱导塑性)钢制成的板。

汽车行业中的主要挑战之一是在不忽视安全要求的情况下，鉴于全球环境保护，减小车辆的重量以改善其燃油效率。为了满足这些要求，炼钢行业持续地开发了新的高强度钢以使板具有改善的屈服强度和抗拉强度，以及良好的延性和可成形性。

为了改善机械特性而进行的开发之一是增加钢中的锰含量。锰的存在由于奥氏体的稳定化而有助于增加钢的延性。但是这些钢存在脆性的缺点。为了克服该问题，添加诸如硼的元素。这些添加硼的化学物质在热轧阶段是非常坚固的，但是热带太硬而无法被进一步加工。使热带软化的最有效的方法是分批退火，但是其导致韧性的损失。

除了这些机械要求之外，这样的钢板还必须表现出良好的对液态金属致脆(LME，liquid metal embrittlement)的抗性。锌或锌合金涂覆的钢板对于耐腐蚀性是非常有效的并因此广泛地用于汽车行业。然而，经验表明，某些钢的电弧焊或电阻焊由于被称为液态金属致脆(“LME”)或液态金属辅助开裂(“LMAC，Liquid Metal Assisted Cracking”)的现象而可能导致特定裂纹的出现。这种现象的特征在于在施加的应力或者由约束、热膨胀或相变引起的内部应力下，液态Zn沿着下面的钢基材的晶界渗入。已知添加诸如碳或硅的元素对LME抗性有害。

汽车行业通常通过限制根据以下等式计算的所谓的LME指数的上限值来评估这样的抗性：

LME指数＝C％+Si％/4，其中C％和Si％分别代表钢中的碳和硅的重量百分比。

公开WO2020011638涉及用于提供碳含量降低的中值中锰(Mn为3.5％至12％)冷轧钢。描述了两种工艺路线。第一种工艺路线涉及冷轧钢板的临界退火。第二种工艺路线涉及冷轧钢板的双重退火，第一种工艺路线为完全奥氏体的，第二种工艺路线为临界的。由于退火温度的选择，获得了抗拉强度和延伸率的良好折衷。通过降低退火温度，获得了奥氏体的富集，这意味着良好的断裂厚度应变值。但是该发明中使用的低量的碳和锰将钢板的抗拉强度限制成不高于980MPa的值。

因此，本发明的目的是解决上述问题并且提供冷轧退火钢板，所述冷轧退火钢板具有抗拉强度TS高于或等于980MPa、均匀延伸率UE高于或等于15％以及总延伸率TE高于或等于20.0％的高机械特性的组合。

优选地，所述冷轧退火钢板具有满足TE×HE>670的总延伸率TE和扩孔率HE，其中TE和HE以％表示。

优选地，根据本发明的冷轧退火钢板的屈服强度YS高于或等于800MPa。

优选地，根据本发明的冷轧退火钢板的LME指数小于0.36。

优选地，冷轧退火钢板的扩孔率HE高于或等于25。

优选地，根据本发明的冷轧退火钢板的碳当量Ceq低于0.4％，所述碳当量被限定为

Ceq＝C％+Si％/55+Cr％/20+Mn％/19-Al％/18+2.2P％-3.24B％-0.133*Mn％*Mo％

其中元素按重量百分比表示。

优选地，根据本发明的冷轧退火钢板的两个钢部件的电阻点焊焊缝的α值为至少30daN/mm2。

本发明的另一个目的是获得在20℃下的夏氏冲击能高于0.4J/mm²的具有高韧性的热轧热处理钢板。

本发明的目的通过提供根据权利要求1的钢板来实现。所述钢板也可以单独或组合地包括权利要求2至11的任何特征。

本发明的另一个目的是根据权利要求12的两个钢部件的电阻点焊焊缝。

现在将详细地描述本发明并且通过实例对本发明进行举例说明而不引入限制。

根据本发明，碳含量为0.03％至0.18％，以确保令人满意的强度和良好的可焊接性特性。高于0.18％的碳，可能降低钢板的可焊接性和对LME的抗性。均热的温度取决于碳含量：碳含量越高，使奥氏体稳定的均热温度越低。如果碳含量低于0.03％，则在均热之后奥氏体分数不够稳定而无法获得期望的抗拉强度和延伸率。在本发明的一个优选实施方案中，碳含量为0.05％至0.15％。在本发明的另一个优选实施方案中，碳含量为0.05％至0.10％。

锰含量为6.0％至11.0％。高于11.0％的添加，可能降低钢板的可焊接性，以及可能降低部件组合件的生产率。此外，中心偏析的风险增加，从而损害机械特性。由于均热的温度也取决于锰含量，因此限定锰的最小值以使奥氏体稳定，从而在均热之后获得目标显微组织和强度。优选地，锰含量为6.0％至9％。

根据本发明，铝含量为0.2％至3％，以减少铸造期间的锰偏析。铝为在精炼期间使呈液相的钢脱氧的非常有效的元素。高于3％的添加，可能降低钢板的可焊接性，也降低可铸造性。此外，难以实现高于980MPa的抗拉强度。此外，铝含量越高，使奥氏体稳定的均热温度越高。为了通过扩大临界范围来改善产品稳健性，以及改善可焊接性，铝添加至少0.2％。此外，为了避免出现夹杂物和氧化问题，添加铝。在本发明的一个优选实施方案中，铝含量为0.7％至2.2％。

钼含量为0.05％至0.5％，以减少铸造期间的锰偏析。此外，添加至少0.05％的钼提供对脆性的抗性。鉴于所需的特性，高于0.5％，钼的添加成本高并且无效。在本发明的一个优选实施方案中，钼含量为0.1％至0.3％。

根据本发明，硼含量为0.0005％至0.005％，以改善热轧钢板的韧性和冷轧钢板的可点焊性。高于0.005％，促进在原奥氏体晶界处形成硼-碳化物，从而使钢更脆。在本发明的一个优选实施方案中，硼含量为0.001％至0.003％。

任选地可以向根据本发明的钢的组成中添加一些元素。

硅含量的最大添加被限制为1.20％，以改善LME抗性。此外，该低硅含量使得可以通过消除在热带退火之前将热轧钢板酸洗的步骤来简化工艺。优选地，添加的最大硅含量为0.5％。

钛可以添加多至0.050％，以提供析出强化。优选地，在添加硼时添加最少0.010％的钛，以保护硼免于形成BN。

铌可以任选地添加多至0.050％，以在热轧期间使奥氏体晶粒细化以及提供析出强化。优选地，添加的铌的最小量为0.010％。

铬和钒可以任选地分别添加多至0.5％和0.2％，以提供改善的强度。

钢的组成的剩余部分为铁和由熔炼产生的杂质。在该方面，P、S和N至少被认为是作为不可避免的杂质的残余元素。它们的含量对于S小于或等于0.010％，对于P小于或等于0.020％以及对于N小于或等于0.008％。

现在将描述根据本发明的冷轧退火钢板的显微组织。其以表面分数计包含：

-25％至54％的残余奥氏体，

-46％至75％的铁素体，

-少于8％的新鲜马氏体，

-以重量百分比表示的在奥氏体中的碳[C]_A含量和锰[Mn]_A含量，使得乘积[C]_A*√[Mn]_A为0.48至1.8，以及

-锰的不均匀再分配，其特征在于斜率高于或等于-50的锰分布。

根据本发明的钢板的显微组织包含25％至54％的残余奥氏体，优选地30％至50％的奥氏体。低于25％或高于54％的奥氏体，均匀延伸率和总延伸率可能无法达到15％和20.0％的最小相应值。

这样的奥氏体不仅在热轧钢板的临界退火期间形成，而且在冷轧钢板的第一临界退火和第二临界退火期间形成。在热轧钢板的临界退火期间，形成包含高于标称值的锰含量的区域和包含低于标称值的锰含量的区域，从而形成锰的不均匀分布。碳相应地与锰共偏析。该锰不均匀性通过如图2中示出并且稍后说明的热轧钢板的锰分布的斜率测量，所述斜率必须高于或等于-30。

由于热带退火之后的奥氏体中的锰的不均匀再分配以及奥氏体中的锰的低扩散动力学，在冷轧钢板的第一临界退火和第二临界退火之后仍然存在在热带退火期间形成的锰不均匀性。这可以通过显微组织中的高于或等于-50的锰分布斜率来证实。

以重量百分比表示的在奥氏体中的碳[C]_A含量和锰[Mn]_A含量使得乘积[C]_A*√[Mn]_A为0.48至1.8。当该系数低于0.48时，残余奥氏体不够稳定而无法在变形期间提供持续的TRIP-TWIP效应。当其高于1.8时，残余奥氏体过于稳定而无法在变形期间产生足够的TRIP-TWIP效应。这样的TWIP-TRIP效应在“Observation-of-the-TWIP-TRIP-Plasticity-Enhancement-Mechanism-in-Al-Added-6-Wt-Pct-Medium-Mn-Steel”,DOI:10.1007/s11661-015-2854-z,The Minerals,Metals&Materials Society and ASM International 2015,第2356页,第46A卷,2015年6月(S.LEE,K.LEE和B.C.DE COOMAN)中得到了明显的说明。

根据本发明的钢板的显微组织包含46％至75％的铁素体，优选地50％至70％的铁素体。这样的铁素体在冷轧钢板的第二临界退火期间形成。

新鲜马氏体可以以表面分数计多至8％存在，但不是根据本发明的钢板的显微组织中所期望的相。其可以在向室温的最终冷却步骤期间通过不稳定奥氏体的转变而形成。事实上，该具有低的碳含量和锰含量的不稳定奥氏体导致马氏体起始温度Ms高于20℃。为了获得最终的机械特性，将新鲜马氏体限制为8％的最大值，优选地限制为5％的最大值，或者更好地限制为3％的最大值，或者甚至更好地减少至0。

根据本发明的冷轧退火钢板具有高于或等于980MPa的抗拉强度TS、高于或等于15％的均匀延伸率UE、高于或等于20.0％的总延伸率。

优选地，所述冷轧退火钢板的总延伸率TE和扩孔率HE满足TE×HE>670。

优选地，根据本发明的冷轧退火钢板的屈服强度YS高于或等于800MPa。

优选地，根据本发明的冷轧退火钢板的LME指数小于0.36。

优选地，所述冷轧退火钢板的扩孔率HE高于或等于25。

优选地，根据本发明的冷轧退火钢板的碳当量Ceq低于0.4％，所述碳当量被限定为

Ceq＝C％+Si％/55+Cr％/20+Mn％/19-Al％/18+2.2P％-3.24B％-0.133*Mn％*Mo％

其中元素按重量百分比表示。

可以通过用根据本发明的冷轧退火钢板生产两个部件，然后进行两个钢部件的电阻点焊来制造焊接组合件。

将第一板接合至第二板的电阻点焊焊缝的特征在于由至少30daN/mm2的α值限定的横向拉伸测试中的高阻力。

根据本发明的钢板可以通过任何适当的制造方法来生产并且本领域技术人员可以限定方法。然而，优选使用根据本发明的方法，其包括以下步骤：

提供能够进一步热轧的具有上述钢组成的半成品。将所述半成品加热到1150℃至1300℃的温度，因此使得可以易于热轧，其中最终热轧温度FRT为800℃至980℃。优选地，FRT为850℃至950℃。

然后将热轧钢冷却并在20℃至600℃，优选地300℃至500℃的温度T_卷取下卷取。

然后将热轧钢板冷却至室温并可以酸洗。

然后将热轧钢板退火到Ac1至Ac3的退火温度T_HBA。更精确地，选择T_HBA以促进锰不均匀再分配。该锰不均匀性通过热轧钢板的锰分布斜率来测量，所述斜率必须高于或等于-30。优选地，温度T_HBA为Ac1+5℃至Ac3。优选地，温度T_HBA为580℃至680℃。

将钢板在所述温度T_HBA下保持0.1小时至120小时的保持时间t_HBA以促进锰扩散和不均匀锰分布的形成。此外，热轧钢板的该热处理允许在将热轧钢板的韧性保持高于0.4J/mm²的同时降低硬度。

然后将热轧热处理钢板冷却至室温并可以酸洗以除去氧化。

然后将热轧热处理钢板以20％至80％的压下率冷轧。

然后使冷轧钢板在Ac3至950℃的均热温度T1_匀热下经受第一退火10秒至1000秒的保持时间t1_均热。Ac3通过对冷轧钢板的膨胀测定法测试确定。这样的第一退火允许部分地保持在热带退火期间形成的锰不均匀性。这通过钢板在显微组织中表现出至少-60的锰分布斜率来证实。在一个优选实施方案中，选择该温度以获得低于25μm的奥氏体晶粒尺寸。优选地，退火温度T1_均热为780℃至900℃，更优选地为780℃至870℃，以及时间t1_均热为100秒至500秒。这样的第一退火可以通过连续退火来进行。

然后将冷轧退火钢板冷却至低于80℃，优选地冷却至室温。

在冷却之后，锰和碳较少富集的一大部分奥氏体转变为新鲜马氏体。该新鲜马氏体包含锰和碳富集的区域以及锰和碳贫化的区域。

然后使冷轧钢板在Tc至740℃的临界温度T2_均热下经受第二退火10秒至1800秒的保持时间t2_均热。Tc对应于碳化物完全溶解的温度并且可以在热处理之后通过FEG-SEM观察来确定。优选地，临界温度T2_均热为650℃至700℃，以及t2_均热为100秒至500秒。这样的第二退火可以通过连续退火来进行。

基于牌号的组成选择第二退火的温度的值，使得形成的奥氏体足够稳定并且使在冷却之后新鲜马氏体的形成最少化。铝越高，这样的温度可以越高。锰越高，这样的温度可以越低。

然后将冷轧双重退火钢板冷却至低于80℃，优选地冷却至室温。在冷却之后，锰和碳较少富集的一部分奥氏体可以转变为有限量的新鲜马氏体。

然后可以将板通过任何合适的方法(包括锌或基于锌的合金或者铝或基于铝的合金的热浸涂、电沉积或真空涂覆)进行涂覆。

现在将通过决不是限制性的以下实施例对本发明进行举例说明。

实施例

将其组成汇总在表1中的五种牌号铸造成半成品并加工成钢板。

表1-组成

所测试的组成汇总在下表中，其中元素含量以重量百分比表示。

Ac1和Ac3温度已通过膨胀测定法测试和金相学分析确定。

表2-热轧热处理钢板的工艺参数

将作为铸料的钢半成品在1200℃下再加热，热轧，然后在450℃下卷取。然后将热轧卷取钢板在温度T_HBA下热处理并在所述温度下保持保持时间t_HBA。施加以下用于获得热轧热处理钢板的特定条件：

带下划线的值：不允许获得目标特性的参数

分析热轧热处理钢板并且将相应的特性汇总在表3中。

表3-热轧热处理钢板的显微组织和特性

确定表明板的韧性的锰分布斜率和在20℃下的夏氏冲击能。

夏氏冲击能根据标准ISO 148-1:2006(F)和ISO 148-1:2017(F)测量。

热轧钢板的热处理允许锰在奥氏体中扩散：锰的再分配不均匀，具有锰含量低的区域和锰含量高的区域。该锰不均匀性有助于实现机械特性并且可以通过锰曲线测量。

图1示出了试验1和试验4的热轧热处理钢板的截面。黑色区域对应于具有较低量的锰的区域，灰色区域对应于较高量的锰。

该图通过以下方法来获得：在

厚度处从热轧热处理钢板切割试样并抛光。

之后通过具有场发射枪(“FEG，Field Emission Gun”)的电子探针微分析仪在大于10000x的放大倍数下表征截面以确定锰量。获得截面的不同部分的10μm*10μm的三张图。这些图由0.01μm²的像素构成。在各像素中计算以重量百分比计的锰量，然后绘制在表示三张图的累积面积分数随锰量的变化的曲线上。

对于试验1和试验4，在图2中绘制了该曲线：板截面的100％包含大于1％的锰。对于试验1，板截面的20％包含大于10％的锰。

然后在表示80％的累积面积分数的点与表示20％的累积面积分数的点之间计算所获得的曲线的斜率。

对于试验1，该斜率高于-30，表明锰的再分配不均匀，具有锰含量低的区域和锰含量高的区域。

相反，对于试验4，在热轧之后没有热处理意味着锰的再分配不是不均匀的，这可以由低于-30的锰分布斜率值看出。

带下划线的值：不匹配目标值

Nd：未确定的

表4-冷轧退火钢板的工艺参数

然后将所获得的热轧热处理钢板冷轧。然后将冷轧钢板在温度T1_均热下进行第一退火并在所述温度下保持保持时间t1_均热，然后冷却至低于80℃。然后将钢板在温度T2_均热下进行第二次退火并在所述温度下保持保持时间t2_均热，然后冷却至室温。施加以下用于获得冷轧退火钢板的特定条件：

带下划线的值：不允许获得目标特性的参数

试验2、9、11、16和20经受过高温度的第二退火。

试验4既不经受热带退火，也不经受冷轧并且仅经受第二退火。

试验5既不经受热带退火，也不经受冷轧。

试验12在低于Tc的温度下经受第二退火。

然后分析冷轧退火板，并且分别在表5、表6和表7中汇总了相应的显微组织元素、机械特性和可焊接性特性。

表5-冷轧退火钢板的显微组织

确定所获得的冷轧退火钢板的显微组织的相百分比以及在第一退火之后和在第二退火之后的锰分布斜率。

[C]_A和[Mn]_A对应于奥氏体中的以重量百分比计的碳和锰的量。它们用X射线衍射(C％)和具有场发射枪的电子探针微分析仪(Mn％)二者进行测量。

显微组织中的相的表面分数通过以下方法确定：从冷轧退火钢板切割试样，抛光并用本身已知的试剂蚀刻以显露显微组织。之后通过扫描电子显微镜，例如用具有场发射枪的扫描电子显微镜(“FEG-SEM”)在大于5000x的放大倍数下以二次电子模式检查截面。

在硝酸酒精溶液或苦醇/硝酸酒精溶液试剂蚀刻之后通过SEM观察进行铁素体的表面分数的确定。

通过X射线衍射进行残余奥氏体的体积分数的确定。

通过经由具有场发射枪的扫描电子显微镜(“FEG-SEM”)和图像分析在大于15000x的放大倍数下检查的板的截面确定析出碳化物的密度。

带下划线的值：不对应于本发明

在钢板的两次退火之后，在热轧钢板的退火之后获得的锰分布的不均匀性得到保持。这可以通过对比在热轧钢板的退火之后获得的锰分布的斜率(表3中)与在冷轧钢板的两次退火之后获得的锰分布的斜率(表5)而看出。

表6-冷轧退火钢板的机械特性

确定所获得的冷轧退火的机械特性并汇总在下表中。

屈服强度YS、抗拉强度TS以及总延伸率TE和均匀延伸率UE根据2009年10月出版的ISO标准ISO 6892-1进行测量。扩孔率的测试根据ISO 16630标准进行。

带下划线的值：不匹配目标值，nd：未确定的值

试验2、9和11示出低于最小值目标的[C]_A*√[Mn]_A，因为由于第二退火的温度高，奥氏体中的碳浓度过低。此外，试验9和11示出过高量的奥氏体。

此外，试验2、16和20包含高量的新鲜马氏体，因为第二退火温度过高。

试验12示出高于最大值目标的[C]_A*√[Mn]_A，因为第二退火过低，导致奥氏体中的碳量高。

试验4示出低于最小值目标的[C]_A*√[Mn]_A和均匀的锰再分配，因为没有热带退火。

试验5示出均匀的锰再分配并且还包含低于目标的奥氏体量，因为由于没有热带退火，其未适当地稳定。

表7-冷轧退火钢板的可焊接性特性

对冷轧退火钢板进行标准ISO 18278-2条件下的点焊。

在所使用的测试中，样品由呈横向焊接等效形式的两个钢板构成。施加力以使焊接点断裂。将被称为横向抗拉强度(CTS，cross tensile strength)的该力以daN表示。其取决于焊接点的直径和金属的厚度，也就是说钢和金属涂层的厚度。这使得可以计算系数α，其是CTS的值与焊接点的直径乘以基材的厚度的乘积的比率。该系数以daN/mm²表示。

确定所获得的冷轧退火的可焊接性特性并汇总在下表中：

LME指数＝C％+Si％/4，以重量％计。

Claims (12)

1.一种冷轧退火钢板，由具有以下组成的钢制成，所述组成按重量百分比计包含：

C：0.03％至0.18％

Mn：6.0％至11.0％

Al：0.2％至3％

Mo：0.05％至0.5％

B：0.0005％至0.005％

S≤0.010％

P≤0.020％

N≤0.008％

以及任选地以重量百分比计包含以下元素中的一者或更多者：

Si≤1.20％

Ti≤0.050％

Nb≤0.050％

Cr≤0.5％

V≤0.2％

所述组成的剩余部分为铁和由熔炼产生的不可避免的杂质，

所述钢板具有以表面分数计包含以下的显微组织：

-25％至54％的残余奥氏体，

-46％至75％的铁素体，

-少于8％的新鲜马氏体，

-以重量百分比表示的在奥氏体中的碳[C]_A含量和锰[Mn]_A含量，其中[C]_A*√[Mn]_A为0.48至1.8，

-以及锰的不均匀再分配，其特征在于斜率高于或等于-50的锰分布。

2.根据权利要求1所述的冷轧退火钢板，其中碳含量为0.05％至0.15％。

3.根据权利要求1至2中任一项所述的冷轧退火钢板，其中锰含量为6.5％至9.0％。

4.根据权利要求1至3中任一项所述的冷轧退火钢板，其中铝含量为0.7％至2.2％。

5.根据权利要求1至4中任一项所述的冷轧退火钢板，其中所述显微组织包含低于或等于0.8×10⁶个/mm²的碳化物密度。

6.根据权利要求1至5中任一项所述的冷轧退火钢板，其中抗拉强度高于或等于980MPa，均匀延伸率UE高于或等于15％，以及总延伸率TE高于或等于20.0％。

7.根据权利要求1至6中任一项所述的冷轧退火钢板，其中屈服强度高于或等于800MPa。

8.根据权利要求1至7中任一项所述的冷轧退火钢板，其中LME指数低于0.36。

9.根据权利要求1至8中任一项所述的冷轧退火钢板，其中扩孔率HE高于或等于25％。

10.根据权利要求1至9中任一项所述的冷轧退火钢板，以％表示的所述总延伸率TE和以％表示的所述扩孔率HE满足下式：

TE×HE>670。

11.根据权利要求1至10中任一项所述的冷轧退火钢板，其中所述钢的碳当量Ceq低于0.4％，所述碳当量被限定为

Ceq＝C％+Si％/55+Cr％/20+Mn％/19-Al％/18+2.2P％-3.24B％-0.133*Mn％*Mo％

其中元素按重量百分比表示。

12.一种根据权利要求1至11中任一项所述的冷轧退火钢板的两个钢部件的电阻点焊焊缝，所述电阻点焊焊缝的α值为至少30daN/mm²。

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