非常高強度的冷軋雙相鋼片材的製造方法和這樣生產的片材的製作方法

2023-12-06 07:41:46 4

專利名稱：非常高強度的冷軋雙相鋼片材的製造方法和這樣生產的片材的製作方法
非常高強度的冷軋雙相鋼片材的製造方法和這樣生產的片
材 本發明涉及由稱為「雙相」的鋼製造冷軋和退火片材，其具有非常高的強度和延展 性，用來通過成型製造部件，特別是在機動車輛工業中。雙相鋼(其組織在鐵素體基質內部包含馬氏體和任選的一些貝氏體)已得到了廣 泛應用，因為它們結合了高強度和大的變形能力。在交貨狀態下，其屈服強度與其斷裂強度 相比相對較低，這在成形操作時對其賦予非常有利的屈服強度/強度比例。其加工硬化能 力非常高，這允許碰撞中的良好變形分布並在成形之後的部件上產生大得多的屈服強度。 於是，可以製造與用常規鋼生產的那些部件同樣複雜但具有較好機械性質的部件，這允許 降低厚度以滿足相同的功能規範。這樣，這些鋼有效地符合機動車輛減重和安全性的要求。 在熱軋片材(例如具有1至IOmm的厚度)或冷軋片材(例如具有0. 5至3mm的厚度)的 領域內，這種類型的鋼尤其用於機動車輛結構和安全部件例如橫梁、縱梁、增強部件或甚至 鋼板壓制的車輪。對於減重和降低能耗的現代要求導致非常高強度的雙相鋼的需求增大，即其機械 強度艮在980和IlOOMPa之間。除該強度水平外，這些鋼還應該具有良好的可焊性和良好 連續熱浸鍍鋅能力。這些鋼還應該具有良好的彎曲能力。例如，在文獻EP1201780 Al中描述高強度雙相鋼的製造，涉及具有如下組成的鋼 0. 01-0. 3% C，0. 01-2% Si，0. 05-3% Mn, < 0. 1% P, < 0. 01% S，和 0. 005-1% Al，其機械 強度超過540MPa，其具有良好的疲勞強度和孔膨脹率。但是，在該文獻中提出的大部分實施 例顯示了小於875MPa的強度。在該文獻中超過該值的少數實施例涉及碳含量高(0. 25或 0.31%)的鋼，其可焊性和孔膨脹率不是令人滿意的。此外，文獻EP 0796928 Al也描述冷軋雙相鋼，其強度超過550MPa，具有的組成為 0. 05-0. 3% C,0. 8-3% Μη,Ο. 4-2. 5% Al，和 0. 01-0. 2% Si。鐵素體基質包含馬氏體、貝氏 體和/或殘餘奧氏體。所提出的實施例顯示，即使具有高碳含量(0. 20-0. 21%)，強度仍不 高於 660MPa。文獻JP 11350038描述了雙相鋼，其強度超過980MPa，具有的組成為在固溶 體中的 0. 10-0. 15 % C，0. 8-1. 5 % Si, 1. 5-2. O % Μη,Ο. 01-0. 05 % P,小於 0. 005 % S, 0.01-0. 07 % Al，和小於0.01 % N，還包含一種或幾種以下元素0. 001-0. 02 % Nb, 0. 001-0. 02% V,0. 001-0. 02% Ti。但是，該高強度是以大量添加矽為成本獲得的，這當然 允許馬氏體形成，但卻導致表面氧化物形成，其影響了可浸塗性。本發明的目的在於提供一種沒有上述缺點的製造非常高強度的雙相鋼片材(冷 軋的、裸的或塗覆的)的方法。本發明旨在提供具有980-1 IOOMPa的機械強度以及超過9 %的斷裂延伸率和良好 成形能力，特別良好彎曲能力的雙相鋼片材。本發明還旨在提供一種製造方法，其參數的小變化不引起顯微組織或機械性質的
重大變化。本發明還旨在提供一種通過冷軋容易製造的鋼片材，即其硬度在熱軋步驟之後受到限制使得冷軋步驟中軋制應變仍保持中等。本發明還旨在提供一種鋼片材，在其上能夠沉積金屬塗層，特別地通過根據通常 方法熱浸鍍鋅。本發明還旨在提供一種藉助於通常的裝配方法例如電阻點焊而具有良好可焊性 的鋼。本發明還旨在通過避免添加昂貴的合金化元素提供一種經濟的製造方法。為此目的，本發明的主題是一種冷軋和退火的雙相鋼片材，其具有在980和 1 IOOMPa之間的強度和超過9 %的斷裂延伸率，其組成按重量表示包含如下含量0. 055 % ≤ C ≤ 0. 095%,2%^ Mn≤ 2. 6%,0. 005%^ Si ≤ 0. 35%, S ≤ 0. 005%, P ≤ 0. 050%, 0. 1 ≤ Al ≤ 0. 3%,0. 05%^ Mo 彡 0. 25%,0. 2%^ Cr ≤ 0. 5%，應理解 Cr+2Mo ≤ 0. 6%, Ni ^ 0. 1%,0. 010 ^ Nb ^ 0. 040%,0. 010 ^ Ti ^ 0. 050%，0. 0005 彡 B ≤ 0. 0025%，和 0. 002%^ N^O. 007%，該組成的餘量由鐵和來自熔煉的不可避免的雜質組成。該鋼的組成優選地按重量表示包含如下含量0.Al < 0. 25%。根據一個優選的實施方案，該鋼的組成按重量表示包含如下含量0. 10% 彡 Si 彡 0. 30%。該鋼的組成優選包含0. 15%彡Si彡0. 28%。根據一個優選的實施方案，該組成包含P ( 0. 015%。該鋼片材的顯微組織優選地包含35至50%表面積份數的馬氏體。根據一個特定的實施方案，顯微組織的補充量由50至65%表面積份數的鐵素體 構成。根據另一個特定的實施方案，顯微組織的補充量由1至10%貝氏體和40至64% 鐵素體(表面積份數)構成。相對於全部鐵素體相，非再結晶鐵素體的表面積份數優選小於或等於15%。優選地，該鋼片材具有的屈服強度Re與其強度Rm之比使得0. 6彡Re/Rffl彡0. 8。根據一個特定的實施方案，該片材是連續鍍鋅的。根據另一個特定的實施方案，該片材包括鍍鋅層退火的塗層。本發明另一主題在於一種冷軋和退火的雙相鋼片材的製造方法，其特徵在於，提 供具有根據任一上述規範的組成的鋼，然後-將鋼鑄造成半成品，然後-使半成品處於1150°C彡Tk彡1250°C的溫度，然後-以Tfl彡Ar3的軋制終了溫度熱軋該半成品，以獲得熱軋產品，然後-在500°C彡Tb。b( 570°C溫度下卷取該熱軋產品，然後對熱軋產品進行去氧化皮， 然後以30和80%之間的壓下率進行冷軋，從而獲得冷軋產品，然後-以1°C /s彡V。彡5°C /s的速度將冷軋產品加熱至退火溫度TM，例如 Ac 1+400C ^ Tm ^ Ac3-30°C，在此處保持如下時間30s ^ tM ^ 300s，從而獲得帶有包含奧 氏體的組織的加熱和退火的產品，然後-以對於使所有奧氏體轉變為馬氏體的足夠高的速度V，將該產品冷卻到低於溫 度Ms的溫度。本發明的另一主題在於製造冷軋、退火和鍍鋅的雙相鋼片材的方法，其特徵在於，提供根據上述規範的具有包含奧氏體的組織的加熱和退火的產品，然後-以足以防止奧氏體向鐵素體轉變的高速度Vk將加熱和退火產品進行冷卻，直到 達到接近熱浸鍍鋅溫度Tai的溫度，然後-通過在450°C<Tzn ( 480°C溫度下浸漬在鋅或Si合金浴中將該產品連續鍍鋅， 從而獲得鍍鋅產品，然後-以超過4°C/s的速度V』K將該鍍鋅產品冷卻到環境溫度，從而獲得冷軋、退火和 鍍鋅的鋼片材。本發明的另一主題是製造冷軋和鍍鋅層退火的雙相鋼片材的方法，其特徵在於， 提供根據上述規範的具有包含奧氏體的組織的加熱和退火的產品，然後-以足以防止所述奧氏體向鐵素體轉變的高速度Vk將加熱和退火的產品進行冷 卻，直到達到接近熱浸鍍鋅溫度Tzn的溫度，然後-通過在450°C<Tzn ( 480°C溫度下浸漬在鋅或Si合金浴中將該產品連續鍍鋅， 從而獲得鍍鋅產品，然後-在490和550°C之間的溫度Te下加熱該鍍鋅產品10_40s的時間te，從而獲得鍍 鋅層退火的產品，然後-以超過4°C/s的速度V" κ將該鍍鋅層退火的產品冷卻到環境溫度，從而獲得冷 軋和鍍鋅層退火的鋼片材。本發明另一主題是根據上述規範之一的製造方法，其特徵在於溫度Tm在760和 830°C之間。根據一個特定的實施方案，冷卻速度Vk高於或等於15°C /S。本發明另一主題是根據任一上述規範的鋼片材，或根據任一上述規範的方法製造 的鋼片材，用於製造機動車輛結構或安全部件的用途。參照附圖，在以下作為實施例給出的描述過程中將顯示本發明的其它特徵和優 點，在附圖中-

圖1表示根據本發明的鋼片材的顯微組織的實施例；而-圖2和3表示不根據本發明的鋼片材的顯微組織的實施例。現在將通過考慮其不同的特徵元素，更準確但非限制性地描述本發明就鋼的化學組成而言，碳對該顯微組織的形成起重要作用並影響機械性質低於 0.055重量％則強度不是令人滿意的。超過0.095%，則不能夠保證9%的延伸率。可焊性 也降低。除歸因於固溶體的硬化作用外，錳是增大淬硬性和降低碳化物析出的元素。需要 2重量％的最小含量以獲得所需的機械性質。但是，超過2.6%，則其γ鐵形成品質導致太 明顯的帶狀組織的形成。矽是促進液態鋼脫氧且在固溶體中硬化的元素。該元素通過防止碳化物析出和通 過促使馬氏體(其是雙相鋼組織的組分)的形成，也在顯微組織形成中起重要作用。超過 0.005%時，它具有重要的作用。超過0. 10%，優選超過0. 15%的矽添加量，可使達到本發 明所尋求的較高水平強度成為可能。但是，矽含量的提高通過促使粘附在產品表面上的氧 化物形成降低了浸塗能力其含量應該限於0. 35重量％，優選0. 30%，以獲得良好的可塗 覆性。另外，矽還降低可焊性小於0. %的含量同時提供了良好的可焊性以及良好的可塗覆性。硫含量超過0. 005%時，由於降低延展性的硫化物例如MnS的過量存在使延展性 降低，延展性得到降低，特別地在孔膨脹試驗期間。磷是在固溶體中硬化但降低可點焊性和熱延展性的元素，這特別是由於它在晶 界偏析或與錳共偏析的趨勢。由於這些原因，為了獲得良好的可點焊性，其含量應該限於 0. 050%，優選 0. 015%。在本發明中，鋁通過防止碳化物析出和通過在冷卻時促使馬氏體組份形成而起重 要的作用。當鋁含量超過0. 時和優選當鋁含量超過0. 12%時，獲得這些作用。在冷軋之後的退火期間，鋁以AlN的形式限制晶粒生長。該元素還用於液態鋼的 脫氧，其量通常小於約0. 050 %。事實上，一般認為，更大的含量使耐火材料的腐蝕和噴嘴 堵塞的風險增大。在過大量時，鋁降低熱延展性並增大連續鑄造中出現缺陷的風險。還試 圖限制氧化鋁夾雜(特別是團簇的形式)，以保證滿意的延伸率性質為目的。本發明人已 經闡明，與該組成的其它元素組合，可添加至多0.3重量％的鋁量，而對所要求的其它性質 無任何不利影響，特別是對於延展性，並還使獲得所尋求的顯微組織和機械性質成為可能。 若超過0. 3%，則連續鑄造期間存在液態金屬和熔渣之間相互作用的風險，這可導致出現缺 陷。至多0. 25重量％的鋁含量保證細顯微組織的形成，而無對延展性具有不利影響的大的 馬氏體島狀物。本發明人已表明，可令人驚訝地獲得980和llOOMI^a之間的高強度水平，甚至在限 制鋁和矽的添加時也是如此。這是通過根據本發明的合金化或微合金化元素的特定組合， 特別是通過添加Mo、Cr、Nb、Ti、B獲得的。超過0. 05重量％的量時，鉬起對淬硬性具有積極作用，並延遲鐵素體的生長和貝 氏體的出現。但是，超過0. 25%的含量過量地增大了添加物成本。超過0.2%的數量時，鉻因其對淬硬性的作用還有助於延遲先共析體鐵素體的形 成。超過0.5%時，添加的成本再次是過大的。鉻和鉬對淬硬性的組合作用在本發明中根據其單獨特徵得到考慮；根據本發明， 鉻和鉬含量使得Cr+(2XMo) <0.6%。該關係式中的係數分別表示這兩種元素對淬硬性 的影響，用於促進產生細鐵素體組織的目的。鈦和鈮是根據本發明一起使用的微合金化元素-在0.010-0. 050%的量時，鈦主要與氮和碳組合從而以氮化物和/或碳氮化物的 形態析出。當熱軋之前將板坯加熱至1150-1250°C時，這些析出物是穩定的，這使控制奧氏 體晶粒尺寸成為可能。超過0. 050%的鈦含量時，存在形成從液態析出粗的鈦的氮化物的風 險，而這傾向於降低延展性；-在超過0.010%的量時，在熱軋期間，或者同樣在接近亞臨界(intercritique) 轉變範圍的溫度範圍內退火時，鈮對於在奧氏體或鐵素體中形成Nb(CN)細析出物是非常 有效的。它延遲熱軋期間和退火期間的再結晶並細化顯微組織。但是，由於過大的鈮含量 降低可焊性，由此應將其限於0. 040%。上述鈦和鈮含量使得以氮化物或碳氮化物的形式完全捕集氮的設置成為可能，到 此程度以致硼以游離狀態出現，並可對淬硬性起積極的作用。硼對淬硬性的作用是重要的。 通過限制碳的活性，事實上，硼使控制和限制擴散相的轉變(冷卻期間的鐵素體或珠光體的轉變)和形成獲得高機械強度特性所需的硬化相(貝氏體或馬氏體)成為可能。因而硼 的加入是本發明的重要組分，它還使限制硬化元素例如MruMo和Cr的添加並降低鋼種的成 本成為可能。為提供有效的淬硬性，硼的最小含量是0. 0005%。超過0. 0025%時，對淬硬性的 作用達到峰值，且可觀察到對可塗覆性和熱延展性的不利作用。為了形成令人滿意量的氮化物和碳氮化物，要求0.002%的最小氮含量。氮含量限 於0. 007%以避免形成會降低鐵素體硬化所需游離硼的量的BN。可以進行鎳的任選添加從而獲得鐵素體的額外硬化。但由於成本的原因，該添加 限於0. 1%。根據本發明的軋製片材的製造方法的實行包括下列相繼步驟-提供具有根據本發明組成的鋼；-從這種鋼開始進行半成品的鑄造。可以以坯錠進行鑄造或以厚度約為200mm的板坯形式進行連續鑄造。還可以以反 轉鋼輥之間的薄帶材形式或幾十毫米厚的薄板坯形式進行鑄造。首先使鑄造的半成品處於超過1150°C的溫度Tk，使得它們在每個點都達到對於在 軋制期間鋼都經受的大變形有利的溫度。但若該溫度Tk過高，奧氏體晶粒以不期望的方式生長。在該溫度範圍內，能夠有 效地控制奧氏體晶粒尺寸的僅有析出物是鈦的氮化物，而且應將加熱溫度限於1250°C，以 便在該階段上維持細的奧氏體晶粒尺寸。當然，在反轉輥之間的薄帶材或薄板坯的直接鑄造的情況下，可以直接在鑄造之 後進行這些半成品的熱軋步驟(以高於1150°C的溫度開始)，使得在這種情況下不需要中 間加熱步驟。在鋼組織完全是奧氏體的溫度範圍內將該半成品熱軋若小於冷卻時的奧氏 體轉變的起始溫度K3，則鐵素體晶粒通過軋制進行加工硬化，而且延展性降低。優選地，選 擇高於850°C的軋制終了溫度。然後在500和570°C之間的溫度Tb。b下將熱軋產品卷取該溫度範圍使得在與卷取 相關的近等溫保持時間過程中獲得完全貝氏體轉變成為可能。該範圍導致Ti和Nb析出物 的形態，該形態足夠細以便允許在製造方法的後續階段中利用其硬化力。超過570°C的卷取 溫度導致較粗的析出物形成，其中連續退火過程中該聚結明顯地降低效率。當卷取溫度過低時，產品的硬度增大，這增大了後續冷軋期間所需的力。然後，使用本身已知的方法對熱軋產品進行去氧化皮，然後優選地以30和80%之 間的壓下率進行冷軋。然後，優選在連續退火裝置中，以1_5°C /s的平均加熱速度V。加熱該冷軋產品。與 下述退火溫度Tm結合，該加熱速度範圍產生小於或等於15%的非再結晶鐵素體份數。該加熱在溫度Ael (加熱時同素異形轉變的起始溫度)+40°C和A。3(加熱時同素異 形轉變的終了溫度)-30°C之間的退火溫度Tm下進行，即在亞臨界範圍內的特定溫度範圍 中當Tm小於(Au+^t)時，該組織還可包括非再結晶鐵素體區域，其表面積份數可以達 到15%。該非再結晶鐵素體份數例如以如下方式計算在顯微組織中間識別出鐵素體相之 後，相對於全部鐵素體相將非再結晶鐵素體的表面積百分數進行量化。本發明人已闡明，這些非再結晶區域對延展性起不利影響，而且未使獲得本發明所尋求的特徵成為可能。根據 本發明的退火溫度Tm產生了足夠的奧氏體以在隨後冷卻時按照獲得所需特性的數量形成 馬氏體。小於(A。3-30°C)的溫度Tm還保證在溫度Tm下形成的奧氏體島狀物的碳含量確實 導致後續的馬氏體轉變當退火溫度過高時，奧氏體島狀物的碳含量變得過低，這導致隨後 向貝氏體或珠光體的不利轉變。另外，過高的溫度導致鈮析出物尺寸增大，這使之失去部分 硬化能力。因而，最終機械強度降低。為此，優選地選擇760°C和830°C之間的溫度TM。在該溫度Tm下的30s最小保持時間tM允許碳化物溶解，並發生向奧氏體的部分轉 變。在300s時間後，該作用達到峰值。超過300s的保持時間還難以與連續退火裝置的生 產率需求相容，特別是運行速度。保持時間tM為30和300s之間。根據製造的是未塗覆的鋼片材，還是連續熱浸鍍鋅的鋼片材，還是鍍鋅層退火的 片材，該方法的下列步驟不同-在第一種情況下，在退火保持時間結束時，以足以使退火期間形成的所有奧氏體 轉變為馬氏體的冷卻速度V，進行冷卻至低於溫度Ms (馬氏體形成的起始溫度)的溫度。該冷卻可以從溫度Tm開始在一個或多個步驟中進行，並且在後者情況下，可使用 不同的冷卻方法例如冷水浴或沸水浴、水或氣的射束。可以將這些可能的加速冷卻方法進 行結合，從而獲得奧氏體向馬氏體的完全轉變。在該馬氏體轉變之後，將鋼片材冷卻到環境 溫度。因而，冷卻的裸片材的顯微組織由帶有馬氏體島狀物的鐵素體基質構成，該馬氏 體島狀物的表面積份數在35和50%之間且無貝氏體。-如果期望製造連續熱浸鍍鋅的片材，則在退火保持時間結束時，將該產品冷卻， 直到達到接近熱浸鍍鋅溫度Tai的溫度，冷卻速度Vk足夠快以防止奧氏體向鐵素體的轉變。 為此，冷卻Vk速度優選高於15°C /s。通過浸漬在其溫度Tai為450-480°C的鋅或鋅合金浴 中進行熱浸鍍鋅。在該階段發生奧氏體向貝氏體的部分轉變，這導致1-10%貝氏體的形成， 該數值是按表面積份數表示的。在該溫度範圍內保持時間應小於80s，以便將貝氏體的表 面積份數限制在10%，並因而獲得滿意的馬氏體份數。然後以超過4°C/s的V' κ速度將 鍍鋅產品冷卻到環境溫度，目的是使殘餘奧氏體部分完全變換為馬氏體這樣獲得了按表 面積份數包含40-64%鐵素體、35-50%馬氏體和貝氏體的冷軋、退火和鍍鋅的鋼片 材。-如果期望製造冷軋和「鍍鋅層退火的」，即合金-鍍鋅(galvanisee-alliee)的 雙相鋼片材，則在退火保持時間結束時將該產品冷卻，直到達到接近熱浸鍍鋅溫度Tzn的溫 度，冷卻速度Vk足夠快以防止奧氏體向鐵素體的轉變。為此，冷卻速度Vk優選高於15°C / s。通過浸漬在其溫度1^為450-4801的鋅或鋅合金浴中進行熱浸鍍鋅。在該階段發生奧 氏體向貝氏體的部分轉變，這導致1-10%貝氏體的形成，該值以表面積份數表示。在該溫 度範圍內的保持時間應短於80s，以將貝氏體的份數限制在10%。在離開鋅浴後，將該鍍鋅 產品加熱至490-550°C溫度Te持續10-40s的時間te。這誘使鐵和沉積的鋅或鋅合金細層 在浸漬期間相互擴散，其產生鍍鋅層退火的產品。以超過4°C/s的速度V" κ將該產品冷 卻到環境溫度這樣獲得了具有鐵素體基質的鍍鋅層退火的鋼片材，其按表面積份數包含 40-64%鐵素體、35-50%馬氏體和1-10%貝氏體。該馬氏體一般為平均尺寸小於4微米，甚至兩微米的島狀物形式，大多數的這些島狀物(它們中超過50% )具有塊狀(massive)形 態而非延伸的形態。給定島狀物的形態用其最大尺寸和最小尺
權利要求
1.冷軋和退火的雙相鋼片材，具有980-1IOOMPa的強度和超過9%的斷裂延伸率，其組 成按重量表示包含如下含量0. 055%^ C 彡 0. 095% 2%^ Mn ^ 2. 6% 0. 005%^ Si 彡 0. 35% S 彡 0. 005% P 彡 0. 050% 0. 1 ^ AI ^ 0. 3% 0. 05%^ Mo 彡 0. 25% 0. 2%^ Cr ^ 0. 5% 應理解 Cr+2Mo ^ 0. 6% Ni ^ 0. 1%0. 010 彡 Nb 彡 0. 040% 0. 010 彡 Ti 彡 0. 050% 0. 0005 ^ B ^ 0. 0025% 0. 002%彡 N 彡 0. 007%該組成的餘量由鐵和來自熔煉的不可避免的雜質組成。
2.根據權利要求1的鋼片材，特徵在於所述鋼的組成按重量表示包含如下含量 0. 12%^ Al 彡 0. 25%。
3.根據權利要求1或2的鋼片材，特徵在於所述鋼的組成按重量表示包含如下含量 0. 10%^ Si 彡 0. 30%。
4.根據權利要求1或2的鋼片材，特徵在於所述鋼的組成按重量表示包含如下含量 0. 15%^ Si 彡 0. 28%。
5.根據權利要求1至4中任何一項的鋼片材，特徵在於所述鋼的組成按重量表示包含 如下含量P 彡 0. 015%。
6.根據權利要求1至5中任何一項的鋼片材，特徵在於其顯微組織包含35至50%表 面積份數的馬氏體。
7.根據權利要求6的鋼片材，特徵在於所述顯微組織的補充量由50至65%表面積份 數的鐵素體構成。
8.根據權利要求6的鋼片材，特徵在於所述顯微組織的補充量按表面積份數計由 1-10%貝氏體和40-64%鐵素體構成。
9.根據權利要求1至8中任何一項的鋼片材，特徵在於與全部鐵素體相相比，其非再結 晶的鐵素體的表面積份數小於或等於15%。
10.根據權利要求1至9中任何一項的鋼片材，特徵在於其屈服強度Re與其強度Rm之 比使得0. 6 ( Re/Rm 彡 0. 8。
11.根據權利要求1至6或8至10中任何一項的鋼片材，特徵在於它是連續鍍鋅的。
12.根據權利要求1至6或8至10中任何一項的鋼片材，特徵在於它包括鍍鋅層退火 的塗層。
13.冷軋和退火的雙相鋼片材的製造方法，特徵在於提供具有根據權利要求1至5中任 何一項的組成的鋼，然後-將所述鋼鑄造成半成品，然後-使所述半成品處於1150°C彡K 1250°C的溫度下，然後-以軋制終了溫度彡Ar3對所述半成品進行熱軋，從而獲得熱軋產品，然後-在例如如下的溫度Tb。b下將所述熱軋產品卷取5000C^ TbobS 570°C，然後-對所述熱軋產品進行去氧化皮，然後-以30和80%之間的壓下率進行冷軋，從而獲得冷軋產品，然後 -以1°C /s彡V。彡5°C /s的速度加熱所述冷軋產品到例如如下的退火溫度Tm : Ac 1+400C ^ Tm ^ Ac3-30°C，在此將該產品保持時間30s ^ tM ^ 300s，從而獲得帶有包含 奧氏體的組織的加熱和退火的產品，然後-以足以使所有的所述奧氏體轉變為馬氏體的高速度V，將所述產品冷卻到低於溫度Ms 的溫度。
14.冷軋、退火和鍍鋅的雙相鋼片材的製造方法，特徵在於提供如權利要求13所述的 帶有包含奧氏體的組織的所述加熱和退火的產品，然後-以足以防止所述奧氏體向鐵素體的轉變的高速度Vk，將所述加熱和退火產品進行冷 卻，直到達到接近熱浸鍍鋅溫度Tzn的溫度，然後-在450°C< Tzn ( 480°C溫度下，通過浸漬在鋅或Zn合金浴中對所述產品進行連續鍍 鋅，從而獲得鍍鋅產品，然後-以超過4°C /s的速度V' κ將所述鍍鋅產品冷卻到環境溫度，從而獲得冷軋、退火和 鍍鋅鋼片材。
15.冷軋和鍍鋅層退火的雙相鋼片材的製造方法，特徵在於提供如權利要求13所述的 帶有包含奧氏體的組織的所述加熱和退火的產品，然後-以足以防止所述奧氏體向鐵素體的轉變的高速度Vk，將所述加熱和退火產品進行冷 卻，直到達到接近熱浸鍍鋅溫度Tzn的溫度，然後-在450°C< Tzn ( 480°C溫度下，通過浸漬在鋅或Zn合金浴中對所述產品進行連續鍍 鋅，從而獲得鍍鋅產品，然後-在490和550°C之間的溫度Te下，將所述鍍鋅產品加熱10-40s的時間te，從而獲得 鍍鋅層退火的產品，然後-以超過4°C /s的速度V/將所述鍍鋅層退火的產品冷卻到環境溫度，從而獲得冷軋 和鍍鋅層退火鋼片材。
16.根據權利要求13至15中任何一項的製造方法，特徵在於所述溫度Tm在760和 830°C之間。
17.根據權利要求14或15的製造方法，特徵在於所述冷卻速度Vk高於或等於15°C/S
18.根據權利要求1至12中任何一項的鋼片材，或根據權利要求13至17中任何一項 的方法製造的鋼片材，在製造用於機動車輛的結構或安全部件中的用途。
全文摘要
本發明涉及冷軋和退火的雙相鋼片材，其具有980-1100MPa的強度、超過9％的斷裂延伸率，其組成按重量表示包含如下含量0.055％≤C≤0.095％，2％≤Mn≤2.6％，0.005％≤Si≤0.35％，S≤0.005％，P≤0.050％，0.1≤Al≤0.3％，0.05％≤Mo≤0.25％，0.2％≤Cr≤0.5％，其中Cr+2Mo≤0.6％，Ni≤0.1％，0.010≤Nb≤0.040％，0.010≤Ti≤0.050％，0.0005≤B≤0.0025％，0.002％≤N≤0.007％，組成的餘量由鐵和生產造成的不可避免的雜質構成。
文檔編號C23C2/02GK102046827SQ200980118384
公開日2011年5月4日 申請日期2009年5月15日 優先權日2008年5月21日
發明者A·穆蘭, C·萬希, G·雷斯特雷波加爾斯, M·古內, T·瓦特肖特, V·薩爾杜 申請人:安賽樂米塔爾研究與發展有限責任公司