用於製備冷軋多相鋼產品的鋼組合物的製作方法

2023-07-23 21:05:01

專利名稱：用於製備冷軋多相鋼產品的鋼組合物的製作方法
技術領域：
本發明涉及將用於製備TRIP鋼產品的含磷鋼組合物。本發明同樣涉及所述產品的製備方法及其最終產品。
技術發展水平汽車工業要求減重，這意味著使用強度更高的材料，以便能夠在不放棄安全性和功能要求的前提下減小部件的厚度。超高強度鋼(UHSS)薄板產品，尤其是TRIP鋼產品具有突出的高強度與良好成形性組合，因此能夠為這一問題提供解決辦法。此外，經常要求藉助電鍍鋅或者熱浸鍍鋅來提高上述鋼薄板產品的耐腐蝕性。
有幾個文獻介紹了這種UHSS產品。EP-A-1096029涉及一種回火馬氏體TRIP鋼的製備，該鋼的化學組成中以矽錳為基本元素，並且含有(以重量％計)0.05-0.20％C，0.3-1.8％Si和1.0-3.0％Mn，以及，一種或多種下述添加元素(以重量％計)0.05-1％Cr+Mo，≤0.003％B，0.01-0.1％Ti+Nb+V和≤0.01％Ca+REM。冷軋製備方法包括三個連續的退火步驟。第一個步驟中，薄板在至少5秒期間完全奧氏體化，並且隨後快速冷卻(＞10℃/s)至Ms(馬氏體轉變開始點)溫度以下，以獲得板條馬氏體。第二個和第三個步驟合併在一個連續退火或電鍍處理線中，包括在臨界區(Ac1＜T＜Ac3)重新加熱薄板5-120秒，冷卻(＞5℃/s)至500℃或更低，然後，對薄板進行電鍍或電鍍退火處理。該發明存在兩個主要缺點。第一個缺點在於獲得板條馬氏體初始顯微組織所要求的額外退火步驟。該額外處理步驟不僅增大總處理成本，而且還會使後勤供應複雜化以及影響連續退火或者熱浸鍍鋅處理線入口處的可焊性。在焊縫或熱影響區中萌生的裂紋將容易擴展進入硬而脆的馬氏體組織中，增大兩卷材間焊縫發生完全斷裂的危險。第二個主要缺點與這些鋼中Si含量相當高有關。從約0.5％Si開始，眾所周知，由於存在Si的氧化物，上述高的Si含量會引起如表面質量的問題，結果酸洗後產生具有不規則和極高粗糙度的表面。此外，從腐蝕保護角度考慮對這種Si含量高的基體進行熱浸鍍鋅時，通常獲得的表觀質量不能滿足汽車用途的要求，而且，表面上存在裸區的危險非常高。
EP-A-0922782也介紹了一種冷軋Si-Mn基TRIP鋼的製備，該鋼含有(以重量％計)0.05-0.40％C，1.0-3.0％Si，0.6-3.0％Mn，0.02-1.5％Cr，0.01-0.20％P和0.01-0.3％Al。與前述的發明相反，該產品不要求使用額外的退火步驟。組成中添加Cr的目的是延遲貝氏體的形成和促進針狀鐵素體與馬氏體的形成，因為本發明人認為貝氏體對於Si-Mn基TRIP鋼的碰撞(crushing)特性不利。添加P是為了避免形成珠光體和提高鐵素體相的強度。由於可焊性問題，P的最大含量被限制在0.2％。但是，該發明中高的Si含量再次損害熱浸鍍鋅性能，導致表觀質量不能達到要求和表面上存在裸區的危險非常高。由於Si含量高，在熱軋帶材上會出現難於去除的紅鱗，可以預期這也會引起加工困難。
EP-A-0796928介紹了Al基雙相鋼的製備，該鋼含有(以重量％計)0.05-0.3％C，0.8-3.0％Mn，0.4-2.5％Al和0.01-0.2％Si。此外，該鋼可以含有下述元素之一(以重量％計)＜0.05％Ti，＜0.8％Cr，＜0.5％Mo，＜0.5％Ni，＜0.05％Nb和＜0.08％P。實施壓下量高於40％冷軋之後，材料在740-850℃的溫度下進行臨界退火，隨後，以10-50K/s的冷卻速度冷卻至Zn鍍液溫度。與前述兩種組合物相比，該組合物中幾乎不合Si，因而很容易對該鋼進行熱浸鍍鋅並且避免形成有害的紅鱗。然而，與Si相反，Al不能產生強烈的固溶強化效應。這意味著為了達到中等程度的高強度水平(例如Rm＝700MPa)，需使用相當高的Al含量。但是，已知所述高的Al含量會在連鑄期間引起粘模，以及由於在焊接區存在Al的氧化物而損害焊接性。這對於焊接結構的碰撞性能尤為不利。為了避免出現鑄造問題，要求使用適合的極細澆注粉劑，但這會引起健康問題。由於工人必須配戴面罩和需要採用很多特殊措施，因此，煉鋼廠一般不願意生產這類組合物。
EP-A-1170391介紹了通過在工藝中加入滲氮(0.03-2重量％N)步驟製備低碳(＜0.08重量％)、低矽(＜0.5重量％)和低鋁(＜0.3重量％)TRIP鋼。必須保持低含量的Al和Si，以避免析出氮化物，從而避免損失自由N。此外，為了保證熱浸鍍鋅性能，優選Si含量低於0.2重量％。考慮到焊接性能以及鋼中存在氮也能夠穩定殘餘奧氏體這一事實，保持極低的含碳量。薄鋼板中加入所述氮在熱終軋期間或其剛剛結束之後、在再結晶退火期間、在臨界退火期間、或者通過一種或多種上述工藝的組合進行。所有這些工藝步驟均要求將薄鋼板在含有不低於2％氨氣的氣氛中，550-800℃下保持2秒至10分鐘。顯然，該滲氮步驟使得生產工藝更加困難，並且要求對現有裝備進行複雜的技術改造。此時，該工藝在國際被認為不具有工業可行性。而且，該鋼的合金含量極低，不能獲得高於650MPa的抗拉強度。
US-A-5470529介紹了基於各種寬範圍變化的Al-Si成分組合製備冷軋TRIP鋼。碳含量範圍設定為0.05-0.3重量％，但更優選0.1-0.2重量％。Si含量保持低於1.0重量％，以避免形成紅鱗，但是更優選為0.2-0.9重量％。錳的添加量為0.005-4.0重量％，但是更優選為0.5-2.0重量％。與傳統Si-Mn TRIP組合物相比，出於各種原因，採用Al取代部分Si。同Si一樣，Al在貝氏體保溫期間也能夠避免滲碳體析出。這樣就能夠使用較低含量的Si，從而能夠避免形成紅鱗。此外，添加Al提高了Ar3溫度，導致在臨界退火期間形成的奧氏體相中的碳濃度增加。這進而促使殘餘奧氏體穩定化，並且使得鋼對於在低應力區發生應力誘發的相變較大敏感，從而改善了孔膨脹比。因此，將Al含量設定為0.1-2.0重量％，更優選為0.5-1.5重量％。然而，由於Al和Si均為鐵素體穩定元素，所以，為了避免殘餘奧氏體過度穩定，應對這兩種元素的總含量進行限制。Al+Si含量應該為0.5-3.0重量％，更優選為1.5-2.5重量％。該發明中，P被認為是附帶的雜質元素，應儘可能加以限制。P含量設定為0.1重量％或更低，優選低於0.02重量％。組成中添加Cu是為了有助於去除紅鱗，改善冷軋產品的耐腐蝕性，和改善與熔融Zn的潤溼性。因此，Cu含量為0.1-2.0重量％，更優選0.1-0.6重量％。為了避免使用Cu時的熱脆問題，也添加Ni。從經濟角度考慮，將其含量限制為1.0重量％，優選0.5重量％。下面的限制條件也應滿足Ni(重量％)＞Cu(重量％)/3(當Cu＞0.5重量％時)和Mn+Ni＞0.5重量％。也可以添加Cr，以便穩定殘餘奧氏體和進一步改善耐腐蝕性。Cr的添加範圍為0.5-5.0重量％，更優選0.6-1.6重量％。為了提高抗拉強度，還可以進一步添加Ti，Nb和V。這些元素中，Nb和Ti的上限優選為0.05重量％，V的上限為0.10重量％。儘管該發明中為了避免形成紅磷，限定Si的最大量＜1重量％，但是，大多數冷軋鋼實例的Si含量為0.5-1.1重量％。據認為這後一種情況會增大熱浸鍍鋅的困難(與熔融Zn的潤溼性差)和降低表觀質量(裸露區)。這些鋼實例中沒有一種像高Si-TRIP鋼那樣含有微合金化添加元素，已知這些元素顯著提高熱軋帶材的硬度，導致冷軋力的大幅增加。另一方面，低Si(0.2-0.4重量％)的示例鋼展現出高的屈服強度(570-590MPa)，但僅僅適中的極限抗拉強度(≤700MPa)和總延伸率(A50≤30％)。在這種鋼中未額外添加P。這些鋼組合物的一大缺點在於添加Cu和Ni的必要性，這兩種元素在大塊扁碳鋼的生產中被認為是雜質。如果煉鋼廠必須鑄造這種鋼，則會出現與廢品回收有關的後勤問題。此外，使用Ni，Cu和Cr會造成合金化成本大大提高。
EP-A-1154028介紹了P合金化的低Al、低Si TRIP鋼的製備，該鋼含有(以重量％計)0.06-0.17％C，1.35-1.80％Mn，0.35-0.50％Si，0.02-0.12％P，0.05-0.50％Al，最多0.07％Nb，最多0.2％V，最多0.05％Ti，最多30ppm B以及100-350ppm N。當添加碳化物形成元素Ti，Nb或V時，碳含量優選0.16重量％。殘餘奧氏體量限制為最多10％。低Si含量與相當低C含量的組合導致抗拉強度相當低(＜600MPa)。當添加未合金化元素時，強度水平顯著提高(800MPa)，但延伸率急劇下降(A80＜17％)。延伸率在所有情形中均相當低，這可以從有限添加Al和C致使殘餘奧氏體穩定性下降中得到解釋。
L.Barbé等已研究了添加磷對幾種TRIP組合物(從純Si-TRIP鋼，到Al-Si組合TRIP鋼，再到純Al-TRIP鋼的範圍)的影響(「磷對冷軋並臨界退火的TRIP-輔助鋼性能的影響(「Effect of phosphorus onthe properties of a cold rolled and intercritically annealedTRIP-aided steel」)」，關於TRIP-輔助高強度鐵合金的國際會議(Int，Conf，on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys)，Ghent，2002年6月19-21日)。他們發現含有(以重量％計)0.24％C，1.66％Mn，0.6％Al，0.4％Si和0.073％P的TRIP-輔助鋼組合物能夠獲得優異的機械性能組合(A80＝28.4％和UTS＝788MPa)。然而，本發明的發明人實施的實驗室試驗表明添加0.6重量％低含量的Al使所獲得的機械性能對工藝參數如線速度和過時效溫度的變化非常敏感。這可能會導致不同鍍鋅線(例如具有溫度約490-460℃的不同長度的均鍍區(levelling zone)之間無法兼容，或者甚至導致機械性能強烈依賴厚度。這可以用Al添加量過低導致殘餘奧氏體穩定性不足和最佳過時效時間明顯變長來說明。
0.Yakubovs ky等已經研究了幾種TRIP組成(從純Si-TRIP鋼，到Al-Si組合TRIP鋼，再到純Al-TRIP鋼的範圍)的應力-應變特性和烘烤硬化特性(「TRIP和TRIP輔助多相鋼的應力-應變特性和烘烤硬化(Stresss train behaviour and bake hardening of TRIP andTRIP-aided multipha sesteels)」，關於TRIP-輔助高強度鐵合金的國際會議，Ghent，2002年6月19-21日)。在所有情形中，碳含量均被限制為(以重量％計)0.15％，錳含量為1.5％。所研究的鋼中也包括一種含有(以重量％計)0.25-0.45％Si，1.5-2.0％Al和0.05-0.10％PTRIP鋼。該論文中未提及這一組合物的機械性能。基於本發明的發明人根據由工業生產和實驗室研究建立的抗拉強度與碳含量的關係，所建議的化學組成中碳的合金化不足，不能獲得700-850MPa的抗拉強度。而且，Al含量高要求使用適合的極細澆注粉劑，這會引起健康問題。此外，由於Al含量高，在焊接區會存在Al的氧化物，這會損害焊接性能。
S.Papaefthymiou等研究了在臨界退火之後馬上進行不同應變量的單軸變形的兩種Al-Si-TRIP鋼的組織演變和力學特性(「含Al TRIP鋼的組織演變和力學特性(Microstructure development andmechanical behaviour of Al-containing TRIP-steels)」，關於TRIP-輔助高強度鐵合金的國際會議，Ghent，2002年6月19-21日)。作為這一特定處理的結果並且由於試樣形狀不標準，論文中提及的機械性能不可比。可以將所研究的這兩種含Al TRIP鋼分為低Al和高Al鋼。低Al鋼含有(以重量％計)0.19％C，1.5％Mn，0.26％Si，0.086％P和0.52％Al；高Al鋼含有(以重量％計)0.17％C，1.46％Mn，0.26％Si，0.097％P和1.81％Al。正如前面所解釋的那樣，低Al鋼的機械性能對工藝參數如線速度和過時效溫度的變化非常敏感。這可能會導致不同鍍鋅線之間無法兼容，或者甚至導致機械性能強烈依賴厚度。另一方面，高Al鋼再次要求使用適合的極細澆注粉劑，這會引起健康問題。此外，由於焊接區會存在Al的氧化物，這會損害焊接性能。
A.Pichler等(「低合金TRIP鋼的熱處理、殘餘奧氏體穩定性與機械性能之間的關係(Correlation between thermal treatment，retained austenite stability and mechanical properties oflow-alloyed TRIP steels)」，關於TRIP-輔助高強度鐵合金的國際會議，Ghent，2002年6月19-21日)研究了不同退火工藝參數對低合金TRIP鋼的殘餘奧氏體穩定性和機械性能的影響，所述TRIP鋼含有(以重量％計)～0.2％C，～1.6％Si+Al，～1.5％Mn，＜0.5％Cr+Mo，＜0.04％P，＜0.01％S和＜0.05％Ti+Nb。由於該組成中未就Al/Si之比作出說明，因此，不能就鍍鋅性能下結論。所提及的P含量不足於在保持良好的焊接性(碳含量充分減小)同時，獲得所要求的機械性能(高抗拉強度與高延伸率組合)。
發明目的本發明的目的是提供一種高強度、低Si、低Al、P合金化的TRIP鋼組合物，該鋼組合物用於通過冷軋製備易於鍍鋅的鋼產品。
本發明的又一個目的是提供製備這種產品的方法，並且最終提供所述產品本身，其中，所述組合物、所述方法和所述產品均不存在現有的技術問題。
發明概述本發明涉及一種目的用作未鍍覆、電鍍鋅或熱浸鍍鋅的材料的P合金化的Al-Si冷軋TRIP鋼組合物。所述組合物的特徵在於下述含量-C1300-2600ppm-Mn10000-22000ppm-Al8000-15000ppm-Si2000-6000ppm-P400-1000ppm-S最多120ppm-N最多200ppm-Ti最多1000ppm-Nb最多1000ppm-V最多1000ppm-B最多10ppm餘者主要是鐵和附帶雜質。
該組合物新穎的創造性步驟在於元素P，Si，Al和C的特定組合。特別是，添加超過現有技術水平的P，同時限制Si和Al的最大含量，能夠降低達到一定強度水平所需的C含量，同時又具有更好的可焊接性。
三個特定實施方案涉及相同的化學組合物，但是碳含量分屬三個不同的子範圍，這與要達到的強度水平有關-UTS(極限抗拉強度)≥590MPa碳含量1300-1900ppm。兩個特定的實施方案的特徵在於它們的碳含量分別為1350-1900ppm和1400-1900ppm。
-UTS≥690MPa碳含量1700-2300ppm-UTS≥780MPa碳含量2000-2600ppm
同樣地，三個特定實施方案涉及處於同樣子範圍的碳含量，這與要達到的強度水平有關，但是，還具有如下特定化學組成-Mn13000-22000ppm-Al8000-14000ppm-Si2500-4500ppm-P600-1000ppm-S最多120ppm-N最多150ppm-Ti最多200ppm-Nb最多100ppm-V最多100ppm-B最多5ppm餘者主要是鐵和附帶雜質。
同樣地，另外三個特定實施方案涉及處於同樣子範圍的碳含量，這與要達到的強度水平有關，而鋁含量處於下述特定子範圍9000-1300ppm。其他合金元素的子範圍與前述涉及不同碳含量的三個實施方案的內容相同。
本發明同樣涉及一種製備冷軋TRIP鋼產品的方法，其包括如下步驟-製備具有根據本發明組成鋼坯，-熱軋所述鋼坯，其中，終軋溫度高於Ar3溫度，以形成熱軋基體，-將所述基體冷卻至500-680℃的捲曲溫度(CT)，-在所述捲曲溫度下捲曲所述基體，-酸洗所述基體，以除掉氧化物，-冷軋所述基體以減小厚度，其中，最小壓下量為40％。
根據第一個實施方案，本發明的方法還包括如下步驟-在760-850℃的溫度下保溫所述基體，-以大於2℃/s的冷卻速度將所述基體冷卻至360-450℃，
-將所述基體在所述溫度下保持小於700s的時間，-以大於1℃/s的冷卻速度將所述基體冷卻至室溫，-對所述基體進行最大壓下量為1.5％的光整冷軋。
根據第二個實施方案，本發明的方法還包括一個電鍍鋅層的步驟。
根據第三個實施方案，本發明的方法在冷軋步驟之後還包括下述處理步驟-在760-850℃的溫度下保溫所述基體，-以大於2℃/s的冷卻速度將所述基體冷卻至Zn鍍液溫度，-將所述基體在490-460℃溫度下保持小於200s的時間，-在所述Zn鍍液中對所述基體進行熱浸鍍鋅處理，-以大於2℃/s的冷卻速度將所述基體冷卻至室溫。
所述包括熱浸鍍鋅步驟的方法還可以包括對所述基體進行最大壓下量為1.5％光整冷軋的步驟。
本發明同樣涉及一種鋼產品，其根據本發明的方法製備，並且其顯微組織中含有30-75％鐵素體、10-40％貝氏體、0-20％殘餘奧氏體和(可能地)0-10％馬氏體。
本發明同樣涉及一種鋼產品，其根據本發明的方法製備，並且其碳含量為1300-1900ppm。所述產品的屈服強度為320-480MPa，抗拉強度高於590MPa，延伸率A80高於26％，n值(此為應變硬化係數，其在10％和均勻延伸率之間計算出)大於0.2。
本發明還涉及一種鋼產品，其根據本發明的方法製備，並且其碳含量為1700-2300ppm。所述產品的屈服強度為350-510MPa，抗拉強度高於700MPa，延伸率A80高於24％，n值(在10％和均勻延伸率之間計算出)大於0.19。
本發明還涉及一種鋼產品，其根據本發明的方法製備，並且其碳含量為2000-2600ppm。所述產品的屈服強度為400-600MPa，抗拉強度高於780MPa，延伸率A80高於22％，n值(在10％和均勻延伸率之間計算出)大於0.18。
本發明還涉及一種鋼產品，其根據本發明的方法製備，並且其碳含量為2000-2600ppm。所述產品的屈服強度為450-700MPa，抗拉強度高於980MPa，延伸率A80高於18％，n值(在10％和均勻延伸率之間計算出)大於0.14。
根據本發明的鋼產品可以在縱向和橫向均具有高於40MPa的烘烤硬化BH2。
優選實施方案詳述根據本發明，提供一種用於製備P合金化Al-Si TRIP鋼產品的鋼組合物。採用此處述及的最寬的化學組成範圍，並結合適當的處理參數，將能夠使所獲產品具有要求的TRIP顯微組織、良好焊接性以及優異的機械性能，並且具有極高的抗拉強度與總延伸率之積(該值代表碰撞時的高能吸收潛力)。優選範圍涉及更窄範圍的機械性能，例如保證780MPa的最小抗拉強度，或者涉及更嚴格的焊接性要求(C的最大範圍，參見以下內容)。
C1300ppm-2600ppm。第一個優選子範圍是1300-1900ppm。第二個優選子範圍是1700-2300ppm。第三個優選子範圍是2000-2600ppm。因為對於淬透性碳是最重要元素，為了確保強度，每個子範圍的最小含碳量是需要的。每個子範圍中所要求範圍的最大值與焊接性有關。示例性組合物A，E和F以及對照組合物B，C和D(表1，3-8)說明的是碳對機械性能的影響。對照組合物B，C和D(表2)說明的是碳含量對點焊性能的影響。對於兩個具體的實施方案，碳的兩個具體的子範圍特點在於1350-1900ppm和1400-1900ppm。這些子範圍的目的在於確保極限抗拉強度至少600MPa。
Mn10000-22000ppm，優選13000-22000ppm。錳起奧氏體穩定劑的作用，因而能夠降低殘餘奧氏體的Ms溫度。此外，錳能夠抑止珠光體形成，而且，還能夠通過固溶強化提高鋼的強度總水平。另一方面，添加過量的Mn會導致當從保溫溫度冷卻時不能充分形成珠光體，從而使殘餘奧氏體中的碳濃度不足，致使其穩定性下降。Mn含量過高還將提高焊縫的硬度，並促進有害的帶狀組織的形成。
Al8000-15000ppm，優選8000-14000ppm，最優選9000-13000ppm。添加鋁是因為與Si相比，它是一種程度更強烈的鐵素體穩定劑，因而能夠在保溫以及從保溫溫度冷卻期間促進鐵素體的形成，因此能夠穩定殘餘奧氏體。殘餘奧氏體被穩定的原因在更大程度上是因為Al還能夠在過時效期間抑止從殘餘奧氏體中析出碳。與Si不同，Al對電鍍性無有害影響。但是，已知Al含量高於15000ppm時要求使用適合的極細澆注粉劑，這會引起健康問題。此外，由於焊接區會存在Al的氧化物，這會損害焊接性能。但是，需要最小含量的Al，以便使材料能夠在具有不同均鍍區長度的不同熱浸鍍鋅線上進行處理，並且能夠確保很高的工藝持久性。
Si2000-6000ppm，優選2500-4500ppm。矽的作用與Al基本相同，只是程度稍小一些。即Si是一種鐵素體穩定劑，能夠在過時效步驟期間抑止碳化物的析出，因此能夠在室溫下穩定殘餘奧氏體。此外，Si也有助於通過固溶強化提高鋼的強度總水平。但是，需對Si的最大含量加以限制，因為眾所周知Si會引起諸如表面質量等問題，原因是所存在的Si的氧化物在酸洗之後會產生具有不規則且極高粗糙度的表面。而且，從腐蝕保護的角度考慮，對高Si含量的基體進行熱浸鍍鋅處理一般會導致表觀質量不能滿足汽車應用場合，此外，表面上存在裸區的危險非常高。
P400-1000ppm，優選600-1000ppm。添加磷主要是為了降低含碳量，以便在改善焊接性，同時保持同樣水平的抗拉強度。此外，已知P與Si一起，能夠通過在過時效步驟期間抑止碳化物的析出，來提高殘餘奧氏體的穩定性。在這一點上，P添加量低於400ppm不會使碳含量充分降低。當添加超過1000ppm P時，則產生偏析缺陷的危險增加，而焊接性再次下降。
S最多120ppm。必須限制S含量，因為夾雜物含量過多會損害成形性。
N最多200ppm，優選最多150ppm，否則會形成過多的損害成形性的AlN和/或TiN析出相。
Ti對於抗拉強度低於980MPa的根據本發明製備的產品而言，最多1000ppm，優選低於200ppm。為了通過細化晶粒和析出強化來提高鋼的抗拉強度，可以添加鈦。但是，對於低於980MPa的抗拉強度，甚至不添加Ti，而通過使用適當的工藝參量，也能夠在碳的每個子範圍內獲得預期的機械性能，因而能夠避免增加組合物成本或額外的工藝困難(例如軋制力)。
Nb對於抗拉強度低於980MPa的根據本發明製備的產品而言，最多1000ppm，優選低於100ppm。為了通過細化晶粒和析出強化來提高鋼的抗拉強度，可以添加鈮。但是，對於低於980MPa的抗拉強度，甚至不添加Nb，而通過使用適當的工藝參量，也能夠在碳的每個子範圍內獲得預期的機械性能，因而能夠避免增加組合物成本或額外的工藝困難(例如軋制力)。
V對於抗拉強度低於980MPa的根據本發明製備的產品而言，最多1000ppm，優選低於100ppm。為了通過細化晶粒和析出強化來提高鋼的抗拉強度，可以添加釩。但是，對於低於980MPa的抗拉強度，甚至不添加V，而通過使用適當的工藝參量，也能夠在碳的每個子範圍內獲得預期的機械性能，因而能夠避免增加組合物成本。
B最多10ppm，優選最多5ppm。由於對鐵素體形核有不利影響，應避免存在硼。
本發明同樣涉及製備所述鋼產品的方法。該方法包括如下步驟-製備具有例如如上所述的根據本發明組成的鋼坯，-如必要，將所述鋼坯重新加熱至高於1000℃，優選高於1200℃的溫度，-熱軋所述鋼坯，其中，在最後熱軋機架上的終軋溫度FT高於Ar3溫度，-冷卻至捲曲溫度CT，優選連續冷卻至CT溫度，一般採用40-50℃/s的速度。也可以採用階梯冷卻方式，-熱軋機捲曲所述基體，捲曲溫度CT為500-680℃，優選600-680℃。對該溫度範圍進行選擇，以便產生儘可能軟的熱軋帶材，從而有利於進行冷軋，-酸洗所述基體，以便除掉氧化物，-進行冷軋，以減小厚度。冷軋壓下量優選高於40％。
根據本發明的第一個實施方案，在上述步驟之後，在連續退火線上進行退火處理，其包括如下步驟-在760-850℃的溫度下對所述酸洗後的冷軋基體進行保溫，以便產生由鐵素體和奧氏體構成的顯微組織。如果選擇保溫溫度高於850℃，則所形成的奧氏體量過多，這會導致在最終產品中的殘餘奧氏體的穩定性下降。由於殘餘奧氏體的穩定性下降，則在最後冷卻至室溫期間，會有相當數量的殘餘奧氏體也轉變成馬氏體，這會損害延伸性。而另一方面，如果選擇的保溫溫度過低，則在保溫期間形成的奧氏體量不足。這可能會導致殘餘奧氏體過於穩定，這會也使機械性能下降。
-以高於2℃/s的冷卻速度將所述基體冷卻至360-450℃的保溫溫度。在該溫度範圍的保溫時間小於700秒。當所選保溫溫度低於360℃時，會有相當數量的殘餘奧氏體轉變成馬氏體，導致最終產品中出現類DP特性(初始n值高，且隨著應變增加而減小)。另一方面，保溫溫度高於450℃時，將會由於碳的析出而導致殘餘奧氏體分解。這也會損害延伸性。
-以高於1℃/s的冷卻速度將所述基體最終冷卻至低於150℃的溫度。
-最後，可以對所述基體進行壓下量優選0.3-1.5％的光整冷軋減薄。
第二個優選實施方案包括上述同樣的處理步驟，但是還另外包括電鍍鋅層的步驟。
根據本發明的第三個實施方案，在冷軋步驟之後，在連續熱浸鍍鋅線上進行退火處理，其包括如下步驟-在760-850℃的溫度下對所述酸洗後的冷軋基體進行保溫，以便產生由鐵素體和奧氏體構成的顯微組織。如果選擇保溫溫度高於850℃，則所形成的奧氏體量過多，這會導致在最終產品中的殘餘奧氏體的穩定性下降。由於殘餘奧氏體的穩定性下降，則在最後冷卻至室溫期間，會有相當數量的殘餘奧氏體也轉變成馬氏體，這會損害延伸性。而另一方面，如果選擇的保溫溫度過低，則在保溫期間形成的奧氏體量不足。這可能會導致殘餘奧氏體過於穩定，這也會使機械性能下降。
-以高於2℃/s的冷卻速度將所述基體冷卻至Zn鍍液溫度，-在490-460℃溫度範圍保溫所述基體，保溫時間小於200秒，並且優選為5-80秒。
-在所述Zn鍍液中對所述基體進行熱浸鍍鋅處理，-以高於2℃/s的冷卻速度最終冷卻至室溫。
-最後，可以對所述基體進行壓下量優選0.3-1.5％的光整冷軋減薄。
根據初始熱軋薄板的厚度和冷軋機進行充分高的冷軋量的能力，冷軋之後本發明的鋼基體厚度可以小於1mm。因而，厚度為0.3-2.5mm是可行的。
所獲得的冷軋產品具有一種多相組織，其室溫下含有30-75％鐵素體、10-40％貝氏體、0-20％殘餘奧氏體以及可能比例的馬氏體(0-10％)。然而，應該限制室溫下的馬氏體量，以便維持TRIP鋼所特有的n值特性(隨應變不變或增大)和機械性能。實施例中給出了具體的機械性能與工藝參數值之間的關係。
冷軋但未平整軋制的產品在所有情形下均表現出一種屈服點延伸，這是TRIP鋼的典型特徵，意味著顯微組織中沒有或者只有極少量的馬氏體。這種屈服點延伸可以通過對最終產品進行平整軋制加以抑制。小壓下量的平整軋制足於避免出現屈服點延伸，而且，應該避免平整軋制壓下量大於1.5％，以便防止屈服強度過度增加。
最終的冷軋產品還優選隨著應變的增加具有恆定或增大的n值。該特性意味著隨著拉伸試驗的繼續，殘餘奧氏體逐漸轉變成馬氏體，從而延緩縮頸的出現，實現了抗拉強度與總延伸率的優異組合。
根據本發明生產的TRIP鋼產品的耐用性(robustness)由以下優選的Al範圍(8000-14000ppm，並且最優選為9000-13000ppm)的最小Al含量來確保。Al含量更低會導致殘餘奧氏體的穩定性下降。這會因奧氏體分解析出碳而增大損失機械性能的危險，並且，另一方面，穩定性較差的殘餘奧氏體在應變期間更容易轉變成馬氏體，從而限制了材料的成形性。添加更少的Al也會延遲貝氏體的轉變動力學。因此，機械性能對工藝條件例如線速度和過時效溫度以及實際處理線布局(過時效部分的短或長)的依賴程度增加。採用在優選範圍的Al含量，能夠避免這種對生產線的依賴性和避免耐用性的損失。
關於所獲得的冷軋產品的焊接性，與抗拉強度相同的無P的Al-SiTRIP鋼相比，添加磷可使碳含量降低。在所研究的碳含量範圍，降低碳含量能夠改善焊接性，這種由添加P帶來的碳含量的降低可以認為是本發明的主要優點。
當採用本發明的組合物時，不會遇到在現有技術現狀中描述的各組合物中存在的上述不同缺點-為了確保熱浸鍍鋅性能，應限制Si含量。本發明的熱浸鍍鋅冷軋鋼的表面外觀能充分滿足汽車未暴露部位的應用要求，而Si含量較高的基體一般會導致其表面外觀不足以滿足汽車應用要求，而且，在表面存在裸露區的危險大的多。
-為了避免要求對鋼坯熱裝料，以防止形成裂紋，應進一步限制Si含量。
-通過限制Si含量，也能夠避免在熱軋基體表面上出現紅鱗。
-添加與熱浸鍍鋅相容的少量Si能夠更容易地達到預期的抗拉強度水平。與無Si的Al-TRIP鋼相比，它允許使用更低的C含量或更低的Al含量。
-對最大Al含量進行限制，以避免使用適合的極細澆注粉劑，因為這可能引起健康問題。而且，當Al含量高(＞1.5％)時，由於在焊縫區存在Al的氧化物，可能會損害焊接性。然而，一個最低Al含量能夠確保高的工藝可靠性(robustness)，以及較低的對連續退火或熱浸鍍鋅線的線速度、過時效溫度以及布局的敏感性。
-對於給定的抗拉強度，與其它Al-Si TRIP鋼相比，為了改善焊接性，通過添加P並且不需要微合金化，限制C含量。
-本發明的鋼產品中未添加Ni，Cu或Cr。這就避免與廢品回收有關的問題，而且也降低了化學組合物的成本。
優選實施方案詳述-實施例1.實施例組合物表1示出了根據本發明的P合金化Al-Si TRIP鋼產品的實驗室鑄件的組合物實例(編號A，E和F)以及對照組合物實例(B，C和D)，所述對照組合物中C含量高於本發明主張的範圍和/或未有意添加磷。進行了實驗室熱循環模擬試驗和拉伸實驗，以獲得具有上述這些示例性組合物的試樣的機械性能。應該指出的是在下述內容中，所提及的所有機械性能均根據標準EN10002-1測得。
1.1冷軋並連續退火的產品加工步驟為-鑄造，-在1250℃下重新加熱1小時，-在奧氏體區熱軋至3.5mm的最終厚度，-水冷至600℃的捲曲溫度，-冷軋至1mm的最終厚度，在前述處理步驟之後，由薄板加工出具有與軋制方向平行的80mm計量長度的拉伸試樣。所述試樣在進行兩步熱循環之後，於兩個鹽浴槽中進行熱處理。在臨界區退火處理(IAT)給定時間(IAt)之後，將試樣在溫度較低的鹽浴槽中淬火併且等溫保持(BHT)給定時間(BHt)。機械性能列於表3中，並且與TRIP700級的規範一致。未進行平整軋制。當將表3中的機械性能(實施例組合物A)與表5中的結果(特別是對照組合物C)比較時可以清楚發現本發明的鋼中添加P顯然能夠在保持抗拉強度水平的前提下將碳含量降低500ppm。該C含量降低的確改善了焊接性(參見表20.25C與0.20C之差)。
表7包括在對組合物E和F的鋼試樣實施幾種連續退火模擬之後獲得的機械性能。比較表5和表7的數據(特別是比較E和B)，可以清楚地發現與碳含量多600ppm且未有目的地添加磷的對照組合物相比，本發明組合物的抗拉強度甚至更高。
1.2冷軋並熱浸鍍鋅的產品加工步驟為-鑄造，-在1250℃下重新加熱1小時，-在奧氏體區熱軋至3.5mm的最終厚度，-水冷至600℃的捲曲溫度，-冷軋至1mm的最終厚度，在前述處理步驟之後，由薄板加工出具有與軋制方向平行的80mm計量長度的拉伸試樣。所述試樣在進行兩步熱循環之後，於兩個鹽浴槽中進行熱處理。在臨界區退火處理之後，將試樣在溫度較低的鹽浴槽中淬火併且等溫保持。調整溫度和保溫時間，以便近似模擬各處理步驟，包括熱浸鍍鋅步驟。機械性能列於表4中，並且清楚地表明本發明獲得了非常可靠的熱浸鍍鋅TRIP700產品大範圍改變工藝參數(IAT，Iat，BHT，BHt)均會獲得機械性能相當的產品。未進行平整軋制。當將表4中的機械性能(實施例組合物A)與表6中的結果(特別是對照組合物C)比較時可以清楚發現本發明的鋼中添加P顯然能夠在保持抗拉強度水平的前提下將碳含量降低500ppm。該C含量降低的確改善了焊接性(參見表2)。
表8包括在對組合物E和F的鋼試樣實施幾種熱浸鍍鋅模擬之後獲得的機械性能。考察表6和表8的數據(特別是比較E和B)，可以清楚地發現與碳含量多600ppm且未有目的地添加磷的參照組合物相比，本發明組合物的抗拉強度甚至更高。
表1Al-Si TRIP鋼的組合物(ppm)。組合物A，E，F是根據本發明的組合物，B，C和D是對照組合物。
表2在根據AFNOR-A87001對點焊焊縫進行橫向拉伸實驗中Imax處測得的最大力平均值
表3冷軋並連續退火的根據本發明的P合金化Al-Si TRIP鋼(組合物A)的機械性能。未實施平整軋制。厚度1mm。
表4冷軋並熱浸鍍鋅的根據本發明的P合金化Al-Si TRIP鋼(組合物A)的機械性能。未實施平整軋制。厚度1mm。(BH＝貝氏體保溫＝在通過鋅鍍液之前保溫)
表5冷軋並連續退火的Al-Si TRIP對照鋼的機械性能。(RD軋制方向；TD橫向)
表6熱浸鍍鋅的Al-Si TRIP對照鋼的機械性能。(RD軋制方向；TD橫向)
表7冷軋並連續退火的根據本發明的P合金化Al-Si TRIP鋼(組合物E和F)的機械性能。未實施平整軋制。厚度1mm。
表8冷軋並熱浸鍍鋅的根據本發明的P合金化Al-Si TRIP鋼(組合物E和F)的機械性能。未實施平整軋制。厚度1mm。(BH＝貝氏體保溫＝在通過鋅鍍液之前保溫)
權利要求
1.一種將在包括冷軋步驟的方法中用於製備未鍍覆、電鍍鋅或熱浸鍍鋅的TRIP鋼產品的鋼組合物，所述鋼組合物的特徵在於下述含量-C1300-2600ppm，-Mn10000-22000ppm，-Al8000-15000ppm，-Si2000-6000ppm，-P400-1000ppm，-S最多120ppm，-N最多200ppm，-Ti最多1000ppm，-Nb最多1000ppm，-V最多1000ppm，-B最多10ppm.餘者主要是鐵和附帶雜質。
2.根據權利要求1的鋼組合物，其中碳含量為1300-1900ppm。
3.根據權利要求2的鋼組合物，其中碳含量為1350-1900ppm。
4.根據權利要求2的鋼組合物，其中碳含量為1400-1900ppm。
5.根據權利要求1的鋼組合物，其中碳含量為1700-2300ppm。
6.根據權利要求1的鋼組合物，其中碳含量為2000-2600ppm。
7.根據權利要求2-6中之一項的鋼組合物，其含有-Mn13000-22000ppm，-Al8000-14000ppm，-Si2500-4500ppm，-P600-1000ppm，-S最多120ppm，-N最多150ppm，-Ti最多200ppm，-Nb最多100ppm，-V最多100ppm，-B最多5ppm.
8.根據權利要求7的鋼組合物，其中鋁含量為9000-13000ppm。
9.一種製備冷軋TRIP鋼產品的方法，其包括下述步驟-製備具有根據權利要求1-8中之任何一項的組合物的鋼坯，-熱軋所述鋼坯，其中，終軋溫度高於Ar3溫度，以形成熱軋基體，-將所述基體冷卻至500-680℃的捲曲溫度(CT)，-在所述捲曲溫度下捲曲所述基體，-酸洗所述基體，以去除氧化物，-採用最小40％的壓下量冷軋所述基體，以減小厚度。
10.根據權利要求9的方法，其還包括下述步驟-在760-850℃下保溫所述基體，-採用大於2℃/s的冷卻速度將所述基體冷卻至360-450℃，-在該溫度範圍內保溫所述基體，時間小於700秒，-採用大於1℃/s的冷卻速度將所述基體冷卻至室溫，-對所述基體進行最大壓下量為1.5％的光整冷軋減薄。
11.根據權利要求10的方法，其還包括電鍍鋅層的步驟。
12.根據權利要求9的方法，其還包括下述步驟-在760-850℃下保溫所述基體，-採用大於2℃/s的冷卻速度將所述基體冷卻至Zn鍍液的溫度，-在490-460℃溫度範圍內保溫所述基體，時間小於200秒，-在所述Zn鍍液中對所述基體進行熱浸鍍鋅，-採用大於2℃/s的冷卻速度將所述基體冷卻至室溫。
13.根據權利要求12的方法，其還包括對所述基體進行最大壓下量為1.5％的光整冷軋壓下的步驟。
14.根據權利要求8-11中之任何一項的方法製備並且組織中含有30-75％鐵素體、10-40％貝氏體、0-20％殘餘奧氏體和可能地0-10％馬氏體的鋼產品。
15.根據權利要求10-13中之任何一項的方法製備的鋼產品，所述產品的碳含量為1300-1900ppm，所述產品的屈服強度為320-480MPa，抗拉強度高於590MPa，延伸率A80大於26％，並且，在10％和均勻延伸率之間計算出的應變硬化係數大於0.2。
16.根據權利要求10-13中之任何一項的方法製備的鋼產品，所述產品的碳含量為1700-2300ppm，所述產品的屈服強度為350-510MPa，抗拉強度高於700MPa，延伸率A80大於24％，並且，在10％和均勻延伸率之間計算出的應變硬化係數大於0.19。
17.根據權利要求10-13中之任何一項的方法製備的鋼產品，所述產品的碳含量為2000-2600ppm，所述產品的屈服強度為400-600MPa，抗拉強度高於780MPa，延伸率A80大於22％，並且，在10％和均勻延伸率之間計算出的應變硬化係數大於0.18。
18.根據權利要求10-13中之任何一項的方法製備的鋼產品，所述產品的碳含量為2000-2600ppm，所述產品的屈服強度為450-700MPa，抗拉強度高於980MPa，延伸率A80大於18％，並且，在10％和均勻延伸率之間計算出的應變硬化係數大於0.14。
19.根據權利要求14-18中之任何一項製備的鋼產品，在縱向與橫向的烘烤硬化BH2均高於40MPa。
全文摘要
本發明涉及一種目的用來採用包括冷軋步驟的方法製備未鍍覆、電鍍鋅或熱浸鍍鋅的TRIP鋼產品的鋼組合物，所述鋼組合物的特徵在於磷的特定添加。添加磷是為了在通過充分降低碳含量保持良好焊接性的同時獲得所要求的機械性能(高的抗拉強度與高的延伸率組合)。本發明還涉及一種製備鋼產品的方法，以及所獲得的鋼產品，所述產品具有本發明的組合物。
文檔編號C21D8/00GK1729307SQ200380106957
公開日2006年2月1日 申請日期2003年11月6日 優先權日2002年12月20日
發明者J·安東尼森, L·巴貝, M·德梅耶, L·託薩爾-馬丁內斯, S·克萊森斯, S·范德普特, S·雅各布斯, B·德庫曼 申請人:於西納股份有限公司