发明内容
因此,根据上述问题而提出本发明,本发明的一个目的是提供一种高强度薄钢板,它即使在低温下也能连续退火,具有良好的加工性,且其镀层具有良好的抗粉化性能。
本发明的另一个目的是提供一种制造高强度钢板的方法。
根据本发明,提供了一种冷轧钢板,它具有的组成包括0.010wt%或更少的C、0.02wt%或更少的Si、1.5wt%或更少的Mn、0.03wt%~0.15wt%或更少的P、0.02wt%或更少的S、0.03wt%~0.40wt%的溶解铝、0.004wt%或更少的N、0.005wt%~0.040wt%的Ti、0.002wt%~0.020wt%的Nb、选自0.0001wt%~0.02wt%的B和0.005wt%~0.02wt%的Mo中的一种或两种,余量为Fe和不可避免的杂质,
其中依据所需的抗拉强度,组分P、Mn、Ti、Nb和B满足下式1-1和1-2表示的关系:
[式1-1]-抗拉强度:35kg和40kg等级
29.1+89.4P(%)+3.9Mn(%)-133.8Ti(%)+157.5Nb(%)+0.18[B(ppm)或Mo(%)]=35~44.9
[式1-2]-抗拉强度:45kg等级
29.1+98.3P(%)+4.6Mn(%)-86.5Ti(%)+62.5Nb(%)+0.21[B(ppm)或Mo(%)]=45~50
组分Ti、N、C和Nb满足用下式2和3表示的关系:
[式2]
0.6≤(1/0.65)(Ti-3.43N)/4C≤3.5
[式3]
0.4≤(1/0.35)(Nb/7.75C)≤2.2
Ti基和Nb基析出物以30~60nm的平均尺寸分布。
根据本发明的一个方面,提供了一种镀锌钢板,其具有的组成包括0.010wt%或更少的C、0.02wt%或更少的Si、1.5wt%或更少的Mn、0.03wt%~0.15wt%或更少的P、0.02wt%或更少的S、0.03wt%~0.40wt%的溶解铝、0.004wt%或更少的N、0.005wt%~0.040wt%的Ti、0.002wt%~0.020wt%的Nb、选自0.0001wt%~0.02wt%的B和0.005wt%~0.02wt%的Mo中的一种或两种,余量为Fe和不可避免的杂质,
其中依据所需的抗拉强度,组分P、Mn、Ti、Nb和B满足由下式1-1和1-2表示的关系:
[式1-1]-抗拉强度:35kg和40kg等级
29.1+89.4P(%)+3.9Mn(%)-133.8Ti(%)+157.5Nb(%)+0.18[B(ppm)或Mo(%)]=35~44.9
[式1-2]-抗拉强度:45kg等级
29.1+98.3P(%)+4.6Mn(%)-86.5Ti(%)+62.5Nb(%)+0.21[B(ppm)或Mo(%)]=45~50
组分Ti、N、C和Nb满足用下式2和3表示的关系:
[式2]
0.6≤(1/0.65)(Ti-3.43N)/4C≤3.5
[式3]
0.4≤(1/0.35)(Nb/7.75C)≤2.2
Ti基和Nb基析出物以30~60nm的平均尺寸分布,钢板在其表面具有一个镀锌层,且钢板中的Al含量不小于用下式计算的量:
镀层中的重量损耗=-0.0642Ln(钢中溶解Al(%)含量)-0.0534。
根据本发明的另一方面,提供了一种制造冷轧钢板的方法,所述方法包括如下步骤:
精整热轧钢板坯具有的组成包括:0.010wt%或更少的C、0.02wt%或更少的Si、1.5wt%或更少的Mn,0.03wt%~0.15wt%或更少的P、0.02wt%或更少的S、0.03wt%~0.40wt%的溶解铝、0.004wt%或更少的N、0.005wt%~0.040wt%的Ti、0.002wt%~0.020wt%的Nb、选自0.0001wt%~0.02wt%的B和0.005wt%~0.02wt%的Mo中的一种或两种,余量为Fe和在奥氏体单相区域内的不可避免的杂质;
其中依据所需的抗拉强度,组分P、Mn、Ti、Nb和B满足由下式1-1和1-2表示的关系:
[式1-1]-抗拉强度:35kg和40kg等级
29.1+89.4P(%)+3.9Mn(%)-133.8Ti(%)+157.5Nb(%)+0.18[B(ppm)或Mo(%)]=35~44.9
[式1-2]-抗拉强度:45kg等级
29.1+98.3P(%)+4.6Mn(%)-86.5Ti(%)+62.5Nb(%)+0.21[B(ppm)或Mo(%)]=45~50
组分Ti、N、C和Nb满足下式2和3表示的关系:
[式2]
0.6≤(1/0.65)(Ti-3.43N)/4C≤3.5
[式3]
0.4≤(1/0.35)(Nb/7.75C)≤2.2;
在符合下列条件的温度下卷取最终的钢板坯:
730√(1-(Ti*/0.027)2)±15℃[其中Ti*=Ti(%)-3.43N(%)];
冷轧卷材;和
在780~830℃对冷轧卷材连续退火。
本发明的最佳实施方式
下文将对本发明进行更加详细的描述。
本发明所用的薄钢板包括冷轧钢板和表面处理钢板如镀锌钢板。镀锌钢板包括镀锌铁合金(galvannealed)的钢板。35kg等级抗拉强度是指抗拉强度为35~39.9kgf/mm2,40kg等级抗拉强度是指抗拉强度为40~44.9kgf/mm2,45kg等级抗拉强度是指抗拉强度为45~44.9kgf/mm2。
本发明旨在提高由本发明人申请的韩国专利公开号2002-0047573中公开的冷轧钢板的性能。正如本领域的其它现有技术,在韩国专利公开号2002-0047573和日本专利公开号5-230541中,Al用作含Ti-Nb的钢的脱氧元素。相反地,在美国专利5,360,493中,Al被认为是析出和固定溶解N的元素。
本发明人特别注意到以前认为是脱氧元素的Al的新作用,特别是,Al与析出物结合所产生的新作用,从而完成了本发明。
首先,包含在含有Ti-Nb的钢中的Al用作形成粗大Ti基或Nb基析出物的驱动力,因此大大增加了r值。
为了更好的加工性,应阻止FeTiP析出物的形成,而且细粒的Ti基和Nb基析出物(TiC、NbC、TiS、Ti4C2S2)也变粗大了几个纳米。
根据本发明,Ti基和Nb基析出物粗糙形成的尺寸为30-60nm,从而提高了加工性。影响粗大Ti基和Nb基析出物的形成以及它们尺寸的因素是Al含量和卷取条件。Al的添加减少了Ti基和Nb基析出物的分布,而且使Ti基和Nb基析出物的尺寸变粗大。此时,卷取温度的确会影响析出物的形成。在Ti与钢中N结合后,剩余的有效Ti量(在下文中,用Ti*表示)用作FeTiP或TiC析出的驱动力。因此,根据Ti*的量适当控制卷取温度可以诱导TiC的析出,而FeTIP不析出。此时,TiC析出物的尺寸取决于Al含量。图1a和1b是低Al钢和高Al钢的电子显微图像。正如图1a和1b中所示,随着高Al钢中析出物分布的降低,析出物的尺寸增加。令人惊奇的是,发现Al含量和卷取条件可以减少析出物的分布,并使析出物的尺寸变粗大。
Al含量和卷取条件对析出物在含Ti-Nb钢中的分布以及它们尺寸的影响取决于r值。
如图2所示,在含Ti-Nb钢中的Al含量越高,r值也越高。当Al含量不小于0.151%时,特别是不小于0.21%时,r值大大升高。
第二,Al降低了含Ti-Nb钢的连续退火温度。
将P加入含Ti-Nb钢中以增加强度,并防止再结晶。
当含Al量不少于0.151%时,特别是不少于0.21%时,它阻碍了P对再结晶的防止,反而促进再结晶,从而降低了连续退火温度。另外,由于在本发明的钢中分布有粗大析出物,就可以阻止由于细析出物导致的退火再结晶延迟。
第三,Al提高了含Ti-Nb钢的抗粉化性能。已经发现Al在电镀时沿晶界分布到表面层内,使镀层致密,从而提高了抗粉化性能。如图3所示,在含Ti-Nb钢中,Al含量和抗粉化性能存在一定的关系。基于这种关系,适当地控制Al含量可以提高抗粉化性能。也就是说,当钢板中的Al含量高于通过下式得到的值时,可以获得良好的抗粉化性能;
镀层中的重量损耗=-0.0642Ln(钢板中的溶解Al含量(%))-0.0534。
如上所述,本发明归因于下面的事实:含Ti-Nb钢的加工性可以通过粗大的Ti基或Nb基析出物来提高。限制每种组分含量范围的原因在下面解释。
[C:0.01%或更少]
在钢中所含的C是填隙式溶解元素,阻碍了有助于加工性的{111}结构的形成。因此,优选将钢中C含量限制为0.01%或更少。随着C含量的增加,Ti和Nb(碳氮化物形成元素)的量也增加,这在经济上是不利的。更优选地,C含量限制在0.005%或更少。
[Si:0.02%或更少]
在钢中所含的硅会引起表面上的氧化皮缺陷,并会在退火时产生回火颜色和在电镀时产生未镀区域。因此,优选将钢中Si含量限制为0.02%或更少。
[Mn:1.5%或更少]
在钢中所含的Mn是置换型固溶体强化元素,其被加入以提高强度。当Mn含量超过1.5%时,延展率和r值会大大减少。因此,优选将钢中Mn含量限制为1.5%或更少。
[P:0.03%~0.15%]
与Mn一样,在钢中所含的P也是固溶体强化元素。P提高了本发明钢中Ti-Nb基钢种的强度,并产生了有助于增加r值的{111}结构,这是由于晶粒细化和边界偏析等所导致的。当P含量超过0.15%时,延展率大大减少,且钢的脆度大大增加。因此优选将钢中P含量限制为0.03%~0.15%。
[S:0.02%或更少]
随着S含量的进一步降低,对钢板的加工性方面更加有利。因此,S含量通常保持在0.005%或更低的水平。由于钢中的Mn与S结合形成MnS,因此就能避免由于溶解S而产生的对加工性的破坏。因此,优选将钢中P含量限制为0.02%或更少,其中可以避免产生边缘裂纹。
[溶解Al:0.03%~0.40%]
溶解Al在本发明中是最重要的元素,它妨碍了由于P的防止再结晶,从而促进了再结晶。溶解Al在电镀时沿着晶界扩散到表面层内,使镀层致密,从而提高了抗粉化性能。Al的加入降低了Ti基和Nb基析出物(TiC、NbC、TiS、Ti4C2S2)的分布,而且使Ti基和Nb基析出物尺寸变粗大,从而增加了r值。只有在溶解Al含量为0.03%或更多、优选0.151%或更多、更优选0.21%或更多时,溶解Al的这些作用才可能生效。当溶解Al含量高于0.4%时,将花费相当大的成本,而且会降低连续浇铸的工作效率。
[N:0.004%或更少]
过高的N含量会恶化加工性。随着N含量的增加,Ti含量也会不受欢迎地增加,因此,如果可以,优选将钢中N含量限制为0.004%或更少。
[Ti:0.005%~0.040%,Nb:0.002%~0.020%]
Ti和Nb在加工性(特别是r值)方面是重要的元素。为了提高加工性,Ti和Nb的加入量分别优选为0.005%或更多、和0.002%或更多。当Ti含量和Nb含量分别超过0.040%和0.020%时,在经济上是不利的。因此,优选将Ti和Nb的含量分别限制为0.005%~0.04%和0.002%~0.020%。
[选自0.0001%~0.02wt%的B和0.005%~0.02wt%的Mo中的一种或两种]
在钢中所含的B和Mo用于阻止P脆化晶界和阻止二次加工脆裂。如果加入B和Mo的混合物,就会有r值降低和成本增加的风险。因此,优选从B和Mo中选择一种加入。考虑到准确控制B量有一定困难,更优选加入Mo。在本发明中,为防止二次加工脆化而加入B和Mo的量分别为0.0001%或更多、和0.005%或更多。当加入的B或Mo量分别多于0.002%和0.02%时,加工性显著降低。
为了得到根据本发明的具有所需强度和高r值的含Ti-Nb钢,含Ti-Nb钢必须满足下式1-3。
式1-1和1-2为从经验式回归的方程式,其中用数字代表每种组分对抗拉强度的影响。式1-1和1-2基于以下事实:Ti和Nb,而不是P、Mn和B,可以影响钢强度。Ti促进FeTiP的析出,因而降低固溶体强化元素P的强化效果。另外,Nb是自溶的,因而增加了钢的强度。
依据所需的强度,优选加入元素P、Mn、Ti、Nb和B,从而满足式1-1或1-2所表示的关系。式1-1适用于35kg和40kg等级,式1-2适用于45kg等级。
[式1-1]
29.1+89.4P(%)+3.9Mn(%)-133.8Ti(%)+157.5Nb(%)+0.18[B(ppm)或Mo(%)]=35~44.9
[式1-2]
29.1+98.3P(%)+4.6Mn(%)-86.5Ti(%)+62.5Nb(%)+0.21(B或Mo)(ppm)=45~50
从图4可以看出,依据P、Mn、Ti、Nb和B的含量,通过式1-1和1-2计算出的值(抗拉强度)基本上与所测值相同。因此,本发明的一个优点是:冷轧钢板的所需等级(抗拉强度)可以在35~50kgf/mm2的范围内随意设计。在图4中,35kg和40kg等级通过式1-1给出,45kg等级通过式1-2给出。
当碳氮化物形成元素Ti和Nb的含量在含Ti-Nb钢中满足下式2和3所表示的关系时,加工性可以得到提高。也就是说,从图5和6可以看出,r值取决于下式2和3:
[式2]
0.6≤(1/0.65)(Ti-3.43N)/4C≤3.5
[式3]
0.4≤(1/0.35)(Nb/7.75C)≤2.2
式2定义了Ti的加入量。在Ti与溶解的N当量结合后,当Ti的剩余量的65%[=(1/0.65)(Ti-3.43N)]与钢中溶解C的原子当量比少于0.6时,溶解碳的固定不稳定,且r值也会降低。当原子当量比超过3.5时,Ti的余量太多,从而形成大量的FeTiP析出物,降低了r值。式2优选对加入的Ti量进行优化,以提高加工性。实验结果表明在Ti与溶解N当量结合后,仍剩余65%的Ti量结合溶解C。也就是说,由于大部分C析出物以(Ti、Nb)C的形式存在,Ti与Nb(其参与溶解C的固定)含量比的测定表明比值为65%∶35%。
另外,式3定义了加入的Nb量。当钢中Nb含量与溶解C的比率少于0.4时,不完全净化可能会增加。当该比率超过2.2时,钢中溶解Nb量增加,引起不良的加工性。因此,为了得到良好的加工性,加入的Nb量优选通过上式进行优化。
在根据本发明的含Ti-Nb钢中,分布的Ti基和Nb基析出物的平均尺寸为30~60nm。当析出物的平均尺寸小于30nm时,加工性较差。析出物越粗大,加工性越好。然而,当析出物的平均尺寸大于60nm时,对加工性产生不利影响的FeTiP的量就会不受欢迎地增加。也就是说,为了获得尺寸为60nm或更大的析出物,需要高的卷取温度。在本发明中已经确定,卷取温度的增加会导致更多的FeTiP析出物。因此,能够阻止FeTiP析出的粗大析出物尺寸的上限值已经证实是60nm。
镀锌层在根据本发明的冷轧钢板表面上形成。此时,在冷轧钢板中的Al含量会影响镀锌层的抗粉化性能。下式是从镀层重量损耗(依据粉化估计)和钢板中Al含量的关系回归得到的:
镀层的重量损耗=-0.0642Ln(钢中溶解Al含量(%))-0.0534。
镀层中重量损耗小于参考值的镀锌钢板可以依据下列步骤制造:在镀层的重量损耗参考值确定后,采用上式计算钢板中的Al含量。接着,加入比计算的Al含量更多的Al以制造重量损耗小于参考值的镀锌钢板。
接下来,解释本发明的方法。
[热轧工艺]
将如此制得的钢板坯再加热,然后在Ar3转变点的精轧条件下热轧。本发明的含Ti-Nb钢的Ar3转变点为约900℃。当终轧温度在不高于Ar3转变点的温度下处于两相区时,就会出现不利地影响r值的结构。
接着,卷取热轧钢板。
卷取温度(CT)必须满足下式4:
[式4]
CT=730√(1-(Ti*/0.027)2)±15℃
其中Ti*代表Ti(%)-3.43N(%)。
Ti*是指在与钢中N结合后剩余的有效Ti量。因此,在有效Ti量相对较大的条件下,存在较大可能性的是不利影响加工性的FeTiP可能会析出。为了阻止FeTiP的析出,优选在低温下进行卷曲。在有效Ti量相对较小的条件下,为了得到较高的r值,需要将溶解C固定成TiC析出物的形式。为了此目的,优选在高温下进行卷曲。式4是根据有效Ti量考虑到形成粗大析出物的驱动力而得到的经验表达式。
从图7中看出,卷取温度依赖于式4。如图7所示,r值在式4计算出的卷取温度±15℃的范围内较好。
[冷轧工艺]
将这样卷取的热轧钢板进行冷轧。
为得到高r值,冷轧优选在冷轧压缩率为70%或更大时进行。更优选地,冷轧在冷轧压缩率为70%~90%时进行。
[连续退火工艺]
将这样冷轧的冷轧钢板进行退火。
退火优选连续进行。退火温度优选在780~860℃的范围内。当退火温度低于780℃时,几乎不可能得到2.0或更高的r值。当退火温度高于860℃时,由于工艺中的高温退火,可能引起钢带的形状问题。当本发明的含Ti-Nb钢中的Al含量不小于0.151%或0.21%时,退火温度可以降低到830℃或更低。退火温度优选在780~830℃进行。
在连续退火后,优选以7~30C/秒的速率进行冷却。例如,在钢板的抗拉强度为45kg等级的条件下,冷却速率优选为15~30℃/秒。当冷却速率小于15℃/秒时,很难获得45kg等级的抗拉强度。
在连续退火后,为了控制形状或表面粗糙度,可以以适当的压缩速率进行表皮光轧(skin pass rolling)。另外,本发明的冷轧钢板可以应用于表面处理钢板的原始钢板。表面处理的例子包括镀锌和镀锌退火等。镀锌和可能必要的镀锌退火可以紧随连续退火进行。
在下文中,将参考下列实施例对本发明进行更加详细的说明。
表中所示的式1-4如下:
[式1-1]-抗拉强度:35kg和40kg等级
29.1+89.4P(%)+3.9Mn(%)-133.8Ti(%)+157.5Nb(%)+0.18[B(ppm)或Mo(%)]=35~44.9
[式1-2]-抗拉强度:45kg等级
29.1+98.3P(%)+4.6Mn(%)-86.5Ti(%)+62.5Nb(%)+0.21[B(ppm)或Mo(%)]=45~50
[式2]
0.6≤(1/0.65)(Ti-3.43N)/4C≤3.5
[式3]
0.4≤(1/0.35)(Nb/7.75C)≤2.2
[式4]
730√(1-(Ti*/0.027)2)±15℃[其中Ti*=Ti(%)-3.43N(%)]
[实施例1]
在将下表1所示的钢坯在Ar3转变点以上的温度进行热轧并卷取后,将所得卷材冷轧,并在下表2所示的条件下连续退火以制造冷轧钢板。冷轧钢板的机械性能如下表2所示。如表1所示,Si和S的含量都为0.01%。
表1
钢号 |
化学组分(wt%) |
公式计算值 | 备注 |
C | Mn | P |
溶解A1 | N | Ti | Nb |
B(ppm) |
公式1 |
公式2 |
公式3 |
1 |
0.0027 |
0.5 |
0.04 |
0.05 |
0.0018 |
0.015 |
0.011 |
5 |
35.3 |
1.3 |
1.5 | 抗拉强度35kg等级(用公式1-1) |
2 |
0.0026 |
0.58 |
0.039 |
0.21 |
0.0027 |
0.017 |
0.01 |
7 |
35.4 |
1.1 |
1.4 |
3 |
0.0032 |
0.6 |
0.042 |
0.04 |
0.0017 |
0.02 |
0.013 |
3 |
35.1 |
1.7 |
1.5 |
4 |
0.0029 |
0.53 |
0.042 |
0.30 |
0.0023 |
0.016 |
0.006 |
9 |
35.3 |
1.1 |
0.8 |
5 |
0.0038 |
0.48 |
0.061 |
0.03 |
0.0021 |
0.045 |
- |
8 |
- |
- |
- |
6 |
0.0031 |
0.38 |
0.058 |
0.04 |
0.0029 |
0.048 |
- |
5 |
- |
- |
- |
7 |
0.0027 |
0.880 |
0.110 |
0.06 |
0.0025 |
0.024 |
0.007 |
9 |
41.9 |
2.2 |
1.0 | 抗拉强度40kg等级(用公式1-1) |
8 |
0.0021 |
1.020 |
0.091 |
0.04 |
0.0023 |
0.016 |
0.010 |
10 |
42.4 |
1.5 |
1.8 |
9 |
0.0031 |
0.780 |
0.102 |
0.17 |
0.002 |
0.021 |
0.013 |
8 |
41.9 |
1.8 |
1.5 |
10 |
0.0025 |
1.150 |
0.087 |
0.24 |
0.0026 |
0.018 |
0.006 |
12 |
42.1 |
1.4 |
0.9 |
11 |
0.0038 |
0.830 |
0.095 |
0.04 |
0.0028 |
0.043 |
- |
7 |
- |
- |
- |
12 |
0.0033 |
0.950 |
0.105 |
0.03 |
0.0022 |
0.049 |
- |
5 |
- |
- |
- |
13 |
0.0026 |
1.12 |
0.096 |
0.04 |
0.0026 |
0.016 |
0.007 |
8 |
45.1 |
1.0 |
1.0 | 抗拉强度45kg等级(用公式1-2) |
14 |
0.0031 |
1.09 |
0.094 |
0.05 |
0.0021 |
0.017 |
0.008 |
11 |
45.5 |
1.2 |
1.0 |
15 |
0.0027 |
1.18 |
0.089 |
0.17 |
0.0028 |
0.019 |
0.006 |
12 |
45.1 |
1.3 |
0.8 |
16 |
0.0034 |
1.25 |
0.104 |
0.34 |
0.0031 |
0.023 |
0.01 |
7 |
46.2 |
1.4 |
1.1 |
17 |
0.0039 |
1.21 |
0.093 |
0.04 |
0.0025 |
0.052 |
- |
6 |
- |
- |
- |
18 |
0.0032 |
1.24 |
0.095 |
0.05 |
0.0029 |
0.049 |
- |
9 |
- |
- |
- |
表2
钢号 |
冷轧压缩速率(%) |
连续退火温度(℃) |
抗拉强度(kg/mm2) | 延展率(%) | r值 |
抗粉化性能(镀层重量损耗) | 备注 |
1 | 73 | 843 | 35.2 | 43.2 | 2.34 | 12% | 抗拉温度35kg等级 |
2 | 75 | 804 | 35.9 | 44.1 | 2.41 | 6% |
3 |
75 |
836 |
36.1 |
45.0 |
2.28 |
10% |
4 |
73 |
795 |
36.8 |
44.3 |
2.45 |
5% |
5 | 75 | 830 | 35.8 | 45.2 | 1.89 | 18% |
6 |
75 |
830 |
35.4 |
45.3 |
1.85 |
14% |
7 |
75 |
835 |
42.1 |
35.9 |
2.21 |
8% |
抗拉温度40kg等级 |
8 |
77.5 |
841 |
41.9 |
36.2 |
2.18 |
9% |
9 | 75 | 796 | 41.6 | 37.0 | 2.26 | 4% |
10 |
77.5 |
812 |
42.1 |
36.7 |
2.41 |
3% |
11 |
75 |
830 |
41.2 |
37.2 |
1.82 |
9% |
12 |
73 |
830 |
40.9 |
36.8 |
1.79 |
19% |
13 |
75 |
843 |
45.5 |
33.9 |
2.18 |
11% |
抗拉温度45kg等级 |
14 |
77.5 |
841 |
46.3 |
33.2 |
2.13 |
13% |
15 |
75 |
803 |
46.6 |
34.0 |
2.26 |
6% |
16 |
77.5 |
815 |
47.1 |
33.7 |
2.34 |
4% |
17 |
75 |
840 |
45.2 |
34.2 |
1.78 |
12% |
18 |
73 |
830 |
45.9 |
33.8 |
1.75 |
20% |
如表2所示的r值通过如下方法得到:首先施加15%的拉伸预应变测定,然后将在L方向(轧制方向)、D方向(与轧制方向成45°)和C方向(与轧制方向成90°)获得的值根据三点法按照下式进行平均:r=(rL+2rD+rC)/4。另外,抗粉化性能,也就是镀层的重量损耗,通过如下方法得到:在直径为100mm的盘内冲出一个试样,以延展率为2.0进行深拉,并称重。
如表1和表2所示,本发明的钢板可以随意设计成35kg、40kg和45kg等级等。另外,本发明的钢板可以具有2.0或更大的r值。而且,在粉化评估中,镀层的重量损耗可以显著降低。
[实施例2]
下表3所示的钢坯在Ar3转变点以上的温度下热轧并卷取后,将所得卷材以77%的冷轧压缩率冷轧,并在830℃连续退火以制造冷轧钢板。冷轧钢板的机械性能如下表4所示。如表3所示,Si和S的含量都为0.01%。
表3
钢号 | 化学组分(wt%) | 公式测定值 |
热轧条件(℃) |
C | Mn | P |
溶解A1 | N | Ti | Nb | Mo | B(ppm) | 公式1 | 公式2 | 公式3 | FDT | CT |
19 |
0.0031 |
0.98 |
0.11 |
0.05 |
0.0025 |
0.024 |
0.007 |
0.007 |
- |
40.6 |
1.9 |
0.8 |
913 |
587 |
20 | 0.0024 | 1.01 | 0.091 | 0.18 | 0.0023 | 0.016 | 0.01 | 0.012 | - | 40.6 | 1.3 | 1.5 | 910 | 638 |
21 | 0.0028 | 0.89 | 0.102 | 0.08 | 0.002 | 0.021 | 0.008 | 0.016 | - | 40.1 | 1.9 | 1.1 | 908 | 595 |
22 | 0.0025 | 1.05 | 0.095 | 0.23 | 0.0026 | 0.018 | 0.007 | - | - | 40.4 | 1.4 | 1.0 | 911 | 628 |
23 |
0.0038 |
0.930 |
0.095 |
0.05 |
0.0028 |
0.043 |
0.005 |
- |
8 |
- |
- |
- |
905 |
630 |
24 |
0.0033 |
0.950 |
0.105 |
0.04 |
0.0022 |
0.049 |
0.007 |
- |
5 |
- |
- |
- |
900 |
610 |
表4
钢号 |
延伸脆性转变温度(℃) |
抗拉性能 |
抗拉强度(kg/mm2) | 延展率(%) |
r值 |
19 |
-40 |
41.1 |
35.0 |
2.17 |
20 |
-45 |
41.8 |
36.1 |
2.18 |
21 |
-40 |
41.0 |
36.8 |
2.09 |
22 |
5 |
42.1 |
36.7 |
2.18 |
23 |
-40 |
41.2 |
37.6 |
2.06 |
24 |
-45 |
40.9 |
36.9 |
2.08 |
[实施例3]
将下表5所示的钢坯在910℃进行精整热轧以获得热轧钢板,在表6所示的条件下将热轧钢板卷取后,将所得卷材以77%的冷轧压缩率冷轧,并在如下表7所示的条件下连续退火。冷轧钢板的机械性能如下表6所示。
如表5所示,Si和S的含量都为0.01%。
表5
钢号 |
化学组分(wt%) |
公式计算值 |
|
C |
Mn |
P |
溶解A1 |
N |
Ti |
Nb |
B(ppm) |
Ti* |
公式1 |
公式2 |
公式3 |
25 |
0.0025 |
0.92 |
0.11 |
0.05 |
0.0025 |
0.024 |
0.007 |
9 |
0.015 |
41.7 |
2.2 |
1 |
26 |
0.0031 |
1.01 |
0.096 |
0.06 |
0.0023 |
0.016 |
0.01 |
10 |
0.008 |
42.3 |
1.5 |
1.8 |
27 |
0.0022 |
0.78 |
0.104 |
0.07 |
0.002 |
0.021 |
0.013 |
8 |
0.014 |
41.9 |
1.8 |
1.5 |
28 |
0.0027 |
1.12 |
0.087 |
0.05 |
0.0026 |
0.018 |
0.006 |
12 |
0.009 |
42 |
1.4 |
0.9 |
29 |
0.0038 |
0.83 |
0.095 |
0.03 |
0.0028 |
0.043 |
- |
7 | |
- |
- |
- |
30 |
0.0033 |
0.95 |
0.105 |
0.04 |
0.0022 |
0.049 |
- |
5 | |
- |
- |
- |
31 |
0.0031 |
1.12 |
0.092 |
0.08 |
0.0024 |
0.017 |
0.008 |
-(0.012%Mo) |
0.009 |
40.7 |
1.1 |
1.0 |
Ti*表示Ti-3.43N(%)的总量
表6
钢号 |
从公式4计算的目标CT |
卷取温度(测定值) |
退火温度(℃) |
抗拉强度(kg/mm2) |
r值 |
25 |
599±15℃ |
595 |
845 |
41.5 |
2.28 |
26 |
696±15℃ |
690 |
840 |
41.3 |
2.33 |
27 |
621±15℃ |
620 |
845 |
40.6 |
2.26 |
28 |
688±15℃ |
680 |
850 |
42.1 |
2.31 |
28 |
688±15℃ |
600 |
850 |
42.3 |
1.92 |
29 |
- |
630 |
830 |
41.2 |
1.78 |
30 |
- |
630 |
830 |
42.2 |
1.75 |
31 |
688±15℃ |
685 |
838 |
41.1 |
2.26 |
式4:730√(1-(Ti*/0.027)2
从表6中可以看出,如果通过在卷取温度(目标温度,依赖于Ti*的有效量)下卷取根据本发明方法制得的钢,从而制造钢板,就可以稳定地制造具有很高r值的极易成形的高强度钢板。
[实施例4]
下表7所示的钢坯在910℃进行精整热轧以获得厚为3.2mm的热轧钢板。在表8所示的条件下将热轧钢板卷取后,将所得卷材以77%的冷轧压缩率进行冷轧。测量冷轧钢板的退火再结晶终温和机械性能。结果示于下表8。
如表7所示,Si和S含量都为0.01%。
表7
钢号 |
化学组分(wt%) |
由公式4计算的值 |
C | Mn | P | N |
溶解A1 | Ti | Nb | B(ppm) | Ti* |
32 |
0.0027 |
0.88 |
0.11 |
0.0025 |
0.05 |
0.024 |
0.007 |
9 |
0.015 |
607±15℃ |
33 |
0.0031 |
0.78 |
0.102 |
0.002 |
0.27 |
0.021 |
0.013 |
8 |
0.014 |
624±15℃ |
表8
钢号 |
目标卷取温度 |
测定的卷取温度 |
析出物尺寸(平均,nm) |
析出物的其它性能 |
r值 |
退火再结晶终温 |
32 |
607±15℃ | 550 | 15 |
发现有10nm或更小尺寸的析出物 | 1.86 | 830 |
610 |
37 | |
2.36 |
820 |
680 |
56 | 发现有大量FeTiP |
1.98 |
820 |
33 |
624±15℃ |
550 |
23 | |
1.96 |
810 |
620 |
42 | |
2.43 |
790 |
700 | 62 |
发现有大量FeTiP | 2.05 | 790 |
如表8所示,当钢板在低于目标卷取温度的温度下卷取时,可以观察到超细析出物。超细析出物的存在降低了r值并增加了退火再结晶终温。过高的卷取温度会导致钢中形成大量FeTiP,这也是低r值的原因。FeTiP在退火时分解,阻止了再结晶结构的发展。当溶解Al含量如钢号33一样高时,析出物就会稳定形成(尺寸稍有增加),从而提高加工性并降低退火再结晶温度。
工业应用性
从上述描述中很明显地看出,通过减少Ti基析出物分布和以及粗大尺寸的析出物,根据本发明的薄钢板具有良好的加工性、低温退火性能和良好的抗粉化性能。
虽然为了例证的目的公开了本发明的优选实施方案,但是本领域技术人员可以理解,在不背离所附权利要求中公开的本发明范围和精神的情况下,可以有各种变化、增加和替代。