高強度冷軋鋼板和生產(chǎn)這種鋼板的方法
【專利摘要】本發(fā)明涉及一種適用于汽車，建材等的高強度冷軋鋼板，特別是成形性優(yōu)異的高強度鋼板。特別地，本發(fā)明涉及一種具有至少980MPa拉伸強度的冷軋鋼板以及制備這種鋼板的方法。
【專利說明】高強度冷軋鋼板和生產(chǎn)這種鋼板的方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及一種適合于應(yīng)用于汽車，建材等的高強度冷軋鋼板，尤其是一種成形 性優(yōu)異的高強度鋼板。特別地，本發(fā)明涉及一種拉伸強度至少980MPa的冷軋鋼板。

【背景技術(shù)】
[0002] 對于種類繁多的應(yīng)用，提高的強度等級是輕質(zhì)結(jié)構(gòu)的先決條件，尤其是在汽車行 業(yè)，這是因為減輕車身質(zhì)量會降低油耗。
[0003] 汽車車身部件通常用薄鋼板沖出，形成薄板的復(fù)雜結(jié)構(gòu)件。然而，用傳統(tǒng)的高強度 鋼不能生產(chǎn)出這樣的部件，因為形成復(fù)雜結(jié)構(gòu)件的能力過低。為此，在過去幾年，多相相變 誘導(dǎo)塑性輔助鋼（TRIP鋼）獲得了相當大的興趣。
[0004] TRIP鋼具有多相的微觀結(jié)構(gòu)，包括亞穩(wěn)定的殘余奧氏體相，其能夠產(chǎn)生TRIP效 應(yīng)。當鋼變形時，奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體，從而導(dǎo)致顯著的加工硬化。這種硬化效果，在材料 中起到抵抗頸縮的作用，并推遲板材成形操作的失效。TRIP鋼的微觀組織可以極大地改變 其機械性能。該TRIP鋼微觀組織的最重要的方面是殘余奧氏體相的體積百分數(shù)，尺寸和形 態(tài)，因為這些特性直接影響鋼的變形時奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變。有幾種方法可以在室溫下 化學(xué)穩(wěn)定奧氏體。在低合金TRIP鋼中，奧氏體通過其碳含量和奧氏體的小晶粒尺寸實現(xiàn)穩(wěn) 定化。使奧氏體穩(wěn)定所需的碳含量為約1重量％。但是，鋼中的高碳含量由于會使可焊性 受損而不能在許多應(yīng)用中使用。
[0005] 因此，需要特殊的處理工藝路線使碳濃縮到奧氏體中，以便在室溫下穩(wěn)定該奧氏 體。普通TRIP鋼的化學(xué)成分中還包括少量其它元素的添加，以幫助穩(wěn)定化奧氏體，以及有 助于產(chǎn)生將碳分配到奧氏體中的微觀組織。最常用的添加劑是1. 5重量％的Si和Μη二 者。為了抑制奧氏體在貝氏體轉(zhuǎn)變過程期間分解，通常認為必要的是硅含量應(yīng)為至少1重 量％。在鋼中的硅含量是重要的，因為硅不溶于滲碳體。US2009/0238713公開了這樣的 TRIP鋼。然而，高硅含量會使熱軋鋼的表面質(zhì)量差和冷軋鋼的涂覆性差。因此，已經(jīng)研究了 使用其它元素部分或全部取代硅，并且對于A1系合金設(shè)計已經(jīng)報道了有前途的結(jié)果。然 而，使用鋁的缺點是相轉(zhuǎn)變溫度（AJ升高，這會使傳統(tǒng)工業(yè)退火生產(chǎn)線中完全奧氏體化變 得非常困難或者不可能。
[0006] 根據(jù)基體相，引用下列主要類型的TRIP鋼：
[0007] TPF具有多邊形鐵素體基體的TRIP鋼
[0008] TPF鋼，如前面已經(jīng)提到的，含有來自相對軟質(zhì)的多邊形鐵素體的基體以及來自貝 氏體和殘余奧氏體的夾雜物。殘留奧氏體變形時轉(zhuǎn)變成馬氏體，產(chǎn)生理想的TRIP效應(yīng)，這 使得鋼實現(xiàn)了強度和可拉伸性的優(yōu)良組合。然而，與具有更均勻的微觀結(jié)構(gòu)和更強基體的 TBF鋼、TMF鋼和ΤΑΜ鋼相比，其伸緣成形性（stretch flangeability)較低。
[0009] TBF具有貝氏體鐵素體基體的TRIP鋼
[0010] TBF鋼聞名已久，吸引了很多人的興趣，因為貝氏體鐵素體使其具有很好的伸緣成 形性。此外，與TPF鋼類似，TRIP效應(yīng)（其通過亞穩(wěn)的殘留奧氏體島應(yīng)變誘發(fā)相變成為馬 氏體而確保顯著地提高其可拉伸性。
[0011] TMF具有馬氏體鐵素體基體的TRIP鋼
[0012] TMF鋼還含有嵌入高強度馬氏體基體中的亞穩(wěn)殘余奧氏體小島，這使得這些鋼獲 得比TBF鋼甚至更好的伸緣成形性。雖然這些鋼也表現(xiàn)出TRIP效應(yīng)，但比TBF鋼的可拉伸 性低。
[0013] ΤΑΜ具有退火馬氏體基體的TRIP鋼
[0014] ΤΑΜ鋼含有來自由新生馬氏體再退火得到的針狀鐵素體的基體。顯著的TRIP效應(yīng) 再次通過應(yīng)變發(fā)生時亞穩(wěn)殘余奧氏體夾雜物轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體得以實現(xiàn)。盡管這些鋼具有有前 景的強度、拉伸性和伸緣成形性的組合，但由于其復(fù)雜和昂貴的雙-熱循環(huán)，使這些鋼材都 沒有取得顯著的產(chǎn)業(yè)效益。
[0015] TRIP鋼的成形性主要受所述殘留奧氏體相的相轉(zhuǎn)變特性的影響，而這又受奧氏體 的化學(xué)成分，及其形態(tài)和其它因素的影響。在ISIJ International V〇1.50(2010)，N〇. 1，第 162-168頁中，對具有至少980MPa拉伸強度的TBF鋼的成形性的影響進行了探討。然而，該 文獻中檢測的冷軋材料在950°C進行退火，并在鹽浴中300-500°C下進行200秒的奧氏體回 火。因此，由于高的退火溫度，這些材料不適合于用常規(guī)的工業(yè)退火生產(chǎn)線生產(chǎn)。


【發(fā)明內(nèi)容】

[0016] 本發(fā)明涉及一種具有至少980MPa的拉伸強度和優(yōu)異的成形性的高強度冷軋鋼板 和其工業(yè)規(guī)模的生產(chǎn)方法。特別地，本發(fā)明涉及一種具有適于在常規(guī)工業(yè)退火生產(chǎn)線生產(chǎn) 的性能的冷軋TBF鋼板。因此，該鋼應(yīng)不僅具有良好的可成形性，同時在心 3-溫度，Ms-溫 度，奧氏體回火時間和溫度以及其它因素（例如影響的熱軋鋼板的表面質(zhì)量和在工業(yè)退火 生產(chǎn)線上鋼板的加工性的粘性等級（sticky scale))方面是優(yōu)化的。
[0017] 發(fā)明詳述
[0018] 本發(fā)明描述在權(quán)利要求中。
[0019] 冷軋高強度TBF鋼板由以下元素（重量％計）組成：
[0020] C 0.1 -0.3 Μη 2.0-3.0 Si 0.4- LO Cr <0.9 Si + 0.8 Ai+Cr 0.5-1.8 A1 0.01 - 0.8 Nb <0,1 Mo <0,3 Ti <0,2 V <0.2 Cu <0.5 Ni <0.5 S <0.01 P <0.02 N <0.02 B < 0.005 Ca < 0.005 Mg < 0.005 REM < 0.005
[0021] 雜質(zhì)以外余量的鐵。
[0022] 元素限定解釋如下。
[0023] 元素 C、Mn、Si、Al和Cr對于本發(fā)明是必不可少的，原因如下：
[0024] C :0.1-0. 3%
[0025] C是使奧氏體穩(wěn)定的元素，并且對在殘余奧氏體相內(nèi)獲得足夠量的碳相當重要。C 也對獲得所要求的強度水平很重要。通常，可以預(yù)期的是，每〇. 1 %的c增加大約lOOMPa的 拉伸強度。當C低于0.1%時，就難以實現(xiàn)980MPa的拉伸強度。如果C超過0.3%，則可焊 接性受損。出于這個原因，根據(jù)所需的強度水平，優(yōu)選的范圍是0. 15-0. 25%，0. 15-0. 18%， 0· 17-0. 20%，或 0· 18-0. 23%。
[0026] Μη ：2. 0-3. 0%
[0027] 錳是固溶強化元素，它可以通過降低屺點來穩(wěn)定奧氏體，并防止在冷卻過程中 形成鐵素體和珠光體。此外，Μη降低的溫度。小于2.0%的含量可能很難獲得至少 為980MPa的拉伸強度，并且對于傳統(tǒng)工業(yè)退火生產(chǎn)線，奧氏體化溫度可能會太高。然而， 如果Μη的量高于3.0%，可能會出現(xiàn)偏析的問題并且加工性可能劣化。因此，優(yōu)選范圍為 2. 2 - 2. 6%，2. 2 - 2. 4%和 2. 3 - 2. 7%。
[0028] Si ：0. 4-1. 0
[0029] Si作為固溶強化元素，并且對確保薄鋼板的強度非常重要。Si不溶于滲碳 體，由于Si在滲碳體形成之前從貝氏體晶界擴散出來必須需要時間，因而起到在貝氏 體相變過程中大大延緩碳化物的形成的作用。因而，將Si限定在1.0%。優(yōu)選范圍為 0· 6-1. 0%，0· 7-0. 9%和 0· 75-0. 90%。
[0030] Cr 0. 9
[0031] Cr對提高鋼板的強度有效。Cr是形成鐵素體并延緩珠光體和貝氏體形成的元素。 增加 Cr含量僅略微降低溫度和Ms溫度。然而，當使用正常線速度時，由于貝氏體相變 延遲而需要更長的保持時間，導(dǎo)致在常規(guī)的工業(yè)退火生產(chǎn)線的加工變得困難或不可能。為 此Cr含量優(yōu)選限制到0.6%。優(yōu)選的范圍是0-0. 4,0. 1-0. 35。
[0032] Si+0. 8A1+Cr = 0. 5-1. 8
[0033] Si、A1和Cr在結(jié)合添加時具有協(xié)同且完全不可預(yù)見的效果，導(dǎo)致殘余奧氏體量增 力口，這反過來又導(dǎo)致了改善的延展性。由于這些原因，Si+0. 8A1+Cr優(yōu)選限定為0. 8-1. 8% 的范圍，因而優(yōu)選的范圍是1. 0-1. 8%，1. 2-1. 8%和1. 4-1. 8%。
[0034] A1 ：0. 01-0. 8
[0035] A1促進鐵素體的形成，并且通常也用作脫氧劑。A1與Si -樣都不溶于滲碳體，因 此在滲碳體形成之前從貝氏體晶界擴散出來。Ms溫度隨A1含量的增加而增加。A1的再一 個缺點是，它會導(dǎo)致心 3溫度急劇增加，以至于所述奧氏體化溫度對于傳統(tǒng)工業(yè)退火生產(chǎn)線 來說太高了。由于這些原因，A1的含量優(yōu)選限定在0. 2-0. 8 %，更優(yōu)選限定在0. 40-0. 75 %。 所述A1含量是指酸溶A1。
[0036] 除了 C、Mn、Si、A1和Cr之外，為了調(diào)整顯微結(jié)構(gòu)、影響相轉(zhuǎn)變動力學(xué)和/或微調(diào) 所述鋼板的一項或多項機械性能，所述鋼任選地包含一種或多種下述元素：
[0037] Nb ：<0. 1
[0038] Nb常用于低合金鋼中，由于其對晶粒長大的顯著影響而用于改善強度和韌性。由 于NbC析出，Nb通過細化基體微觀結(jié)構(gòu)和殘余奧氏體相，并因此增加了強度延伸率的平衡。 在高至0. 1 %的含量下，該效果飽和。
[0039] 優(yōu)選的范圍 0· 02-0. 08%，0· 02-0. 04%和 0· 02-0. 03%。
[0040] Mo ：<0. 3
[0041] 可以加入Mo來提高所述鋼板的強度。Mo和Nb -起添加導(dǎo)致產(chǎn)生細NbMoC析出， 這導(dǎo)致強度和韌性的組合得到進一步改善。
[0042] TI：<0. 2 ；V ：<0. 2
[0043] 這些元素對沉淀強化有效。優(yōu)選的Ti加入量可以為0· 01-0. 1%，0· 02-0. 08%或 0.02-0.05%。優(yōu)選的V的加入量可以是0.01-0. 1 %或0.02-0. 08%。
[0044] Cu ：<0. 5 ；Ni ：<0. 5
[0045] 這些元素是固溶強化元素，并且對耐腐蝕性可具有積極的作用。如果需要，加入量 可以為 0· 05-0. 5%或 0· 1-0. 3%。
[0046] S:彡 0· 01 ;P:彡 0· 02 ;N:彡 0· 02
[0047] 這些元素在該類型鋼中不希望存在，因此限定為：
[0048] S 優(yōu)選彡 0.003
[0049] P 優(yōu)選彡 0.01
[0050] N 優(yōu)選彡 0.003
[0051] B ：<0. 005
[0052] B抑制鐵素體的形成并提高鋼板的焊接性。要有明顯的效果，至少要添加 0. 0002%。然而，過量的添加將劣化加工性。優(yōu)選的范圍是〈0. 004%，0. 0005-0. 003%和 0· 0008-0. 0017%。
[0053] Ca ：<0. 005 ；Mg ：<0. 005 ；REM ：<0. 005
[0054] 可以添加這些元素以控制鋼中夾雜物的形態(tài)，從而提高鋼板的可擴展性與伸緣成 形性。優(yōu)選的范圍是〇· 0005-0. 005%和0· 001-0. 003%。
[0055] Si>Al
[0056] 根據(jù)本發(fā)明的高強度冷軋鋼板具有基于硅鋁的設(shè)計，即在所述貝氏體相轉(zhuǎn)變過程 中所述滲碳體沉淀是通過Si和A1完成的。盡管Si的量降低，其優(yōu)選是大于A1的量的，優(yōu) 選為Si>l. 1A1，更優(yōu)選為Si>l. 3A1或者甚至2A1。
[0057] Si>Cr
[0058] 在本發(fā)明的鋼板中，優(yōu)選控制Si的含量大于Cr的量，并限制Cr的量以大大延緩 貝氏體相轉(zhuǎn)變。由于這個原因，最好保持Si>Cr，優(yōu)選為Si>l. 5Cr，更優(yōu)選為Si>2Cr，最優(yōu)選 的 Si>3Cr。
[0059] 所述冷軋高強度TBF鋼板具有多相微觀結(jié)構(gòu)，其包含（以體積％計）
[0060] 殘余奧氏體 5-20
[0061] 貝氏體+貝氏體鐵素體+回火馬氏體彡80
[0062] 多邊形鐵素體 彡10
[0063] 殘留奧氏體（RA)的量為5-20%，優(yōu)選5-16%，更優(yōu)選5-10%。因為TRIP效應(yīng)，需 要高的延伸率時殘留奧氏體是先決條件。高的殘余奧氏體量減小了伸緣成形性。在這些鋼 板中，所述多邊形鐵素體由貝氏體鐵素體（BF)取代，并且所述微觀結(jié)構(gòu)通常含有超過50% 的BF。所述基體由高位錯密度強化的BF板條組成，并且在所述板條之間包含殘余奧氏體。
[0064] MA(馬氏體-奧氏體（martensite/austenite))組分代表在由殘余奧氏體和/ 或馬氏體組成的微觀組織中的單獨的島嶼。這兩種微觀結(jié)構(gòu)化合物難以通過用于先進高 強鋼（AHSS)的常用蝕刻技術(shù)-Le Pera蝕刻以及通過掃描電子顯微鏡（SEM)觀察來分 辨出來。對本領(lǐng)域技術(shù)人員很常見的Le Pera蝕刻可以例如在"F. S. LePera，Improved etching technique for the determination of percent martensite in high-strength dual-phase steels Metallography, Volumel2,Issue3，Septemberl979，Pages263-268"中 找到。此外，對于例如擴孔性能，MA組分的含量和尺寸起著重要的作用。因此，在工業(yè)實踐 中，MA組分的分數(shù)和尺寸常常在ASHH中使用以表明它們的機械性能和成形性的相關(guān)性。
[0065] 馬氏體-奧氏體（MA)的尺寸最大為5微米，優(yōu)選為3微米。少量馬氏體可存在于 該結(jié)構(gòu)中。MA的量為最大為20%，優(yōu)選最大為16%，最優(yōu)選在10 %以下。
[0066] 冷軋高強度TBF鋼板優(yōu)選具有如下的機械性能
[0067] 拉伸強度（Rm)彡980兆帕
[0068] 總延伸率（A80)彡10%
[0069] 擴孔率（λ )彡44 %，優(yōu)選彡50 %。
[0070] 根據(jù)歐洲標準EN10002第1部分獲得所述Rm和A80的值，其中在所述鋼板的縱向 方向取樣。
[0071] 根據(jù)IS0/WD16630用擴孔試驗確定所述擴孔率（λ )。在該試驗中，將具有60°的 頂點的錐形沖頭壓入在100Χ 100平方毫米鋼板中制成的10毫米直徑的沖孔中。只要確定 第一裂紋就停止該試驗，并且在彼此正交的兩個方向測量孔的直徑。其算術(shù)平均值用于計 算。
[0072] 以％表示的擴孔率（λ )計算如下：
[0073] λ = (Dh - Do)/Do xlOO
[0074] 其中Do是初始時的孔徑（10mm)和Dh是試驗后的孔徑。
[0075] 鋼板的成形性進一步由下面的參數(shù)進行評估：強度-延伸平衡（Rm X A80)和伸緣 成形性（Rm X λ )。
[0076] 伸長型鋼板具有高的強度-延伸平衡，和高孔延展型鋼板具有高的伸緣成形性。
[0077] 本發(fā)明的鋼板中至少滿足以下一項條件：
[0078] Rm X Α80 ^ 13 000 MPa%
[0079] Rm X λ ^ 50 000 MPa%
[0080] 本發(fā)明的鋼板的機械性能可以通過合金化組分和微觀結(jié)構(gòu)在很大程度上進行調(diào) 節(jié)。
[0081] 根據(jù)本發(fā)明的一個可以想到的變體，所述鋼包含0. 17-0. 19的C，2. 3-2. 5的Mn， 0· 7-0. 9的Si，0. 6-0. 7的A1。任選地，Si+0. 8A1+Cr調(diào)節(jié)到1. 0-1. 8,并進一步，所述鋼可 包含0. 02?0. 03的Nb。所述鋼板滿足以下要求的至少一個：
[0082] (Rm) = 980_1200MPa，（A80)彡 11%，（λ )彡 45%，優(yōu)選彡 50%，
[0083] 和進一步的至少下述的一種：
[0084] Rm X Α80 彡 13 OOOMPa%，優(yōu)選彡 14 OOOMPa%，和
[0085] Rm χλ 彡 50 OOOMPa%，優(yōu)選彡 55000MPa%。
[0086] 典型的化學(xué)組成可包含0. 17的C，2. 3的Mn，0.80的Si，0.3-0. 7的A1，雜質(zhì)外余 量的鐵。
[0087] 根據(jù)本發(fā)明的另一個可想到的變體，所述鋼含有0. 18-0. 23的C，2. 3-2. 7的Mn， 0. 7-0. 9的Si，0. 7?0. 9的Cr。任選地，Si+0. 8A1+CR調(diào)節(jié)到1. 3-1. 8,并進一步的，所述 鋼可包含0. 02-0. 03的Nb。所述鋼板滿足以下要求的至少一個：
[0088] (Rm) = 1050_1400MPa，（A80)彡 10%，（λ )彡 40%，優(yōu)選彡 44%，
[0089] 和進一步的至少下述的一種：
[0090] Rm X Α80 彡 13 OOOMPa%，優(yōu)選彡 15 OOOMPa%，和
[0091] Rm χλ 彡 50 OOOMPa%，優(yōu)選彡 52000MPa%。
[0092] 典型的化學(xué)組成可包含0· 19的C，2.6的Mn，0.82的Si，0.3-0. 7的Α1，0· 10的 Mo，雜質(zhì)外余量的鐵。
[0093] 本發(fā)明的鋼板可以使用常規(guī)的CA-生產(chǎn)線來制造。該工藝包括以下步驟：
[0094] a)提供上文所載組成的冷軋鋼帶，
[0095] b)退火冷軋鋼帶，所述退火在Ae3以上的退火溫度（Tan)進行以便完全奧氏體化所 述鋼，然后
[0096] c)冷卻所述冷軋鋼帶，所述冷卻從退火溫度（Tm)到快速冷卻的冷卻停止溫度 (Τκ)，以足以避免鐵素體形成的冷卻速度進行，冷卻速度為20-KKTC /秒，同時：
[0097] ?對于高擴孔型的鋼帶，冷卻停止溫度（Τκ)比馬氏體開始溫度（TMS)低，T MS為 300-400°C之間，優(yōu)選 340-370°C，
[0098] ?對于高延伸型鋼帶，冷卻停止溫度（Τκ。）在360-460°C之間，優(yōu)選在380-420°C， 然后
[0099] d)奧氏體回火（austempering)所述冷乳鋼帶，所述奧氏體回火在360-4601^：^^ 380-420°C之間的過時效/奧氏體回火溫度（T QA)下進行，，并且
[0100] e)將該冷軋鋼板冷卻到室溫。
[0101] 該工藝應(yīng)優(yōu)選進一步包括以下步驟：
[0102] 在方法步驟b)中，所述退火在910_930°C的退火溫度（Tan)下進行，退火保持時間 (tj為150-200秒之間，優(yōu)選為180秒，
[0103] 在步驟c)中，所述冷卻根據(jù)具有兩個獨立的冷卻速率的冷卻模式進行：以 80-100°C /s，優(yōu)選為85-95 °C /s，優(yōu)選為約90°C /s的第一冷卻速度（CR1)冷卻到 530-570°C，優(yōu)選550°C的溫度，并且以35-45°C，優(yōu)選約40°C /s的第二冷卻速率（CR2)冷卻 到快速冷卻停止溫度（Τκ。)，并且
[0104] 在步驟d)中，所述奧氏體回火在150-600秒優(yōu)選180-540秒之間的過時效/奧氏 體回火保持時間（t M)中進行。
[0105] 優(yōu)選的是，在步驟c)和d)之間，不對所述鋼板施加外部加熱。
[0106] 調(diào)節(jié)熱處理條件的原因如下：
[0107] 退火溫度（Tan)〉A(chǔ)e3溫度：
[0108] 通過完全奧氏體化所述鋼，可以控制鋼板中的多邊形鐵素體的量。若退火溫度 (Tm)低于所述鋼的完全奧氏體化溫度（AJ，存在鋼板中多邊形鐵素體的量將超過10%的 風險。太多的多邊形鐵素體將產(chǎn)生MA組分更大的尺寸。
[0109] 快速冷卻的冷卻停止溫度（TKC):
[0110] 通過控制快速冷卻的冷卻停止溫度（TKC)，可以控制所述鋼板中Μ組分的尺寸。如 果快速冷卻的冷卻停止溫度（τ κ)超過馬氏體相變開始溫度（ΤΒ)，ΜΑ的尺寸變得更大，從 而降低高擴孔型鋼板所必需的產(chǎn)物Rm X λ值。在高延伸率型的鋼板的情況下，冷卻停止溫 度（Τκ。）可高于馬氏體相變開始溫度（ΤΒ)。
[0111] 奧氏體回火溫度（TQA):
[0112] 通過控制奧氏體回火溫度（TQA)至360-4601：之間，優(yōu)選380-420°C，可以控制MA 組分的尺寸和殘留奧氏體（RA)的量。較低的奧氏體回火溫度（TM)會降低RA的量。較高 的奧氏體回火溫度（T M)會降低RA的量并增大MA的尺寸。在這兩種情況下，使所述鋼板的 均勻延伸率（Ag)和總延伸率（A80)降低。
[0113] 第一及第二冷卻速率，CR1，CR2 :
[0114] 通過控制第一冷卻速率（CR1)為80-KKTC /s，優(yōu)選為85_95°C /s，優(yōu)選約90°C /s 至530-570°C，優(yōu)選550°C的溫度，并且控制第二冷卻速率（CR1)在35-45°C，優(yōu)選約40°C / s至快速冷卻的停止溫度（TK。)，可以控制多邊形鐵素體的量。降低冷卻速率將增加多邊形 鐵素體的量到超過10%。
[0115] 在本發(fā)明的一個實施例中，所述鋼板是高延伸率型鋼，其強度-延伸平衡Rm x A80 彡 13000MPa%，優(yōu)選彡 15000MPa。
[0116] 在本發(fā)明的另一實施例中，所述鋼板是高擴孔型鋼，其伸緣成形性Rm χλ 彡 50000MPa%，優(yōu)選彡 55000MPa。 實施例
[0117] 根據(jù)表I的化學(xué)組成制備多個試驗合金A-Μ。制備鋼板并在常規(guī)的CA生產(chǎn)線中根 據(jù)表II中指定的參數(shù)使其經(jīng)受熱處理。對所述鋼板的微觀組織以及一些機械性能進行了 檢查，其結(jié)果列于表π中。
[0118] 在比較本發(fā)明的鋼板與比較例的鋼板的結(jié)果時，要求保護的組成對結(jié)構(gòu)和機械性 能的有利影響是明顯的。表II顯示，在某些情況下，殘余奧氏體的量太低（編號16,17,21， 22)，并且在其它的情況下鐵素體的含量過高（編號14,15,18,19, 20)。在大多數(shù)情況下，該 孔伸緣成形性過低。
[0119] 對于本發(fā)明的鋼板，發(fā)現(xiàn)了一種完全不同的行為。部分地基于這些結(jié)果，開發(fā)了所 要求保護的TBF鋼板，其具有Si-Al系合金設(shè)計，任選地含有Cr添加物，具有高的伸緣成形 性和改善的可加工性，用于在連續(xù)退火生產(chǎn)線生產(chǎn)。
[0120] 微觀結(jié)構(gòu)的定量測量
[0121] 殘留奧氏體的量用X射線分析在片材厚度的四分之一位置處測量。對通過SEM得 到的微觀組織的照片進行圖像分析，以測定MA的體積％，基體相的體積％ (貝氏體鐵素體 +貝氏體+回火馬氏體），殘余奧氏體的體積％和多邊形鐵素體的體積％。
[0122] 貝氏體鐵素體+貝氏體+回火馬氏體：
[0123] 一種晶粒，其中在SEM照片的圖像分析中觀察為白點（或連續(xù)連接的白點的線性 陣列組成的白線）。
[0124] MA(馬氏體-奧氏體）：
[0125] 一種晶粒，其中在SEM照片的圖像分析中觀察不到白點（或觀察不到白線）。
[0126]

【權(quán)利要求】
1. 一種高強度冷軋鋼板，具有： a) 由以下元素（重量％計）組成的組分： € 0.1 -0.3 Μη 2.0 - 3.0 Si 0.4-1.0 Cr <0.9 Si + ().8AI+Cr 0.5-1.8 AI 0.01 0.8 Nb <0.1 Mo <0.3 Ti <0.2 ￥ <0,2 Cu < 0,5 Ni <0,5 S <0.01 P <0.02 N < 0.02 B < 0.005 Ca < 0.005 Mg < 0.005 REM <0.005 除雜質(zhì)外平衡量的鐵， b) 多相微觀結(jié)構(gòu)，包括（體積％計） 殘余奧氏體5-20 貝氏體+貝氏體鐵素體+回火馬氏體> 80 多邊形鐵素體< 10 c) 以下的機械性能 拉伸強度（Rm)彡980MPa 延伸率（A8Q)彡4% 擴孔率（λ)彡40%， 和任選地滿足至少一項下述條件 Rm X A8Q 彡 13 000 MPa% Rm χλ 彡 50 000 MPa%。
2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強度冷軋鋼板，滿足下述的至少一項： C 0.15-0.25 Μ π 2.2 - 2.6 Si 0.4 - 1.0 A1 0,2- 0.8 Cr 0.1-0.35。
3. 根據(jù)前述任何一項權(quán)利要求所述的高強度冷軋鋼板，滿足下述的至少一項： Nb 0.02 - ().()8 Mo 0,05 - 0.3 Ti 0.02 - 0.08 V 0.02-0,1 Cu 0.05 - 0.4 Ni ().()5 0.4 n 0.0005 0.003 C：a ().()()(15 - ().0()5 Mg ().()()05 - ().0()5 REM 0.0005 - 0.005；
4. 根據(jù)前述任何一項權(quán)利要求所述的高強度冷軋鋼板，滿足下述的至少一項： S <0.01, WJA <0,003 P <0.02, ? <0.01 N <0.02, WA <0.003 Ti >3 4N
5. 根據(jù)前述任何一項權(quán)利要求所述的高強度冷軋鋼板，其中所述的馬氏體-奧氏體組 分（ΜΑ)的最大尺寸彡5 μ m,優(yōu)選彡3 μ m。
6. 根據(jù)前述任何一項權(quán)利要求所述的高強度冷軋鋼板，其中所述多相微觀結(jié)構(gòu)包含 (以體積％計） 殘余奧氏體5-16,優(yōu)選小于10% 貝氏體+貝氏體鐵素體+回火馬氏體> 80 多邊形鐵素體< 10 馬氏體-奧氏體組分（MA) < 20 %，優(yōu)選< 16%，最優(yōu)選10 %以下。
7. 根據(jù)前述任何一項權(quán)利要求所述的高強度冷軋鋼板，所述鋼包含： C 0. 15-0. 18 Μη 2. 2-2. 4 Si 0. 7 - 0. 9 任選地下述一項： A1 0. 2-0. 6 Si+0. 8A1+Cr 1.0-1.8 Nb 0. 02-0. 03 和其中所述鋼板滿足下述要求： (Rm) 980-1200MPa (A80) ^ 11% (λ)彡45%，優(yōu)選彡50% 和至少下述一項： X Α8(ι 彡 13 OOOMPa%，優(yōu)選彡 14 OOOMPa Rn χλ 彡 50 OOOMPa%，優(yōu)選彡 55 OOOMPa。
8. 根據(jù)權(quán)利要求1-6中任一項所述的高強度冷軋鋼板，其中所述鋼包括： € 0.18-0.23 Μη 2.3- 2.7 Si 0.7 - 0.9 Cr 0-0.4 任選地下述之一 A1 0. 6 - 0. 8 Si+0.8A1+Cr 1.3-1.8 Nb 0. 02-0. 03 和其中所述鋼板滿足下述要求： (Rm) 1050-1400 MPa (A80)彡10%，優(yōu)選彡12% (λ)彡40%，優(yōu)選彡44% 和至少一項下述條件 Rm X Α80 彡 13 OOOMPa%，優(yōu)選彡 15 OOOMPa Rm χλ 彡 50 OOOMPa%，優(yōu)選彡 52 OOOMPa。
9. 根據(jù)前述任何一項權(quán)利要求所述的高強度冷軋鋼板，其中比率（Mn+Cr)/ (Si+Al)彡 1. 6。
10. 根據(jù)前述權(quán)利要求所述的高強度冷軋鋼板，其中Si的含量與A1的含量相似或大于 A1的含量，優(yōu)選為Si>l. 1A1，更優(yōu)選為Si>l. 3A1，最優(yōu)選的Si>2Al。
11. 根據(jù)前述權(quán)利要求任何一項所述的高強度冷軋鋼板，其中不設(shè)置熱鍍鋅層。
12. 制造根據(jù)前述權(quán)利要求任何一項所述的高強度冷軋鋼板的方法，包括如下步驟： a) 提供具有前述權(quán)利要求任何一項所述成分的冷軋鋼帶， b) 退火冷軋鋼帶，所述退火在高于心3溫度的溫度進行以便完全奧氏體化所述鋼，然后 c) 冷卻所述冷軋鋼帶，所述冷卻是從退火溫度Tm到快速冷卻的冷卻停止溫度Τκ。以足 以避免鐵素體形成的冷卻速度進行，所述冷卻停止溫度為360-460°C，優(yōu)選380-420°C，所 述冷卻速度為20-100°C /秒，然后 d) 奧氏體回火（austempering)所述冷乳鋼帶，所述奧氏體回火在過時效/奧氏體回火 溫度TQA進行，該溫度為360-460°C，優(yōu)選為380-420°C，并且 e)將該冷軋鋼帶冷卻到環(huán)境溫度， 其中所述鋼板是高延伸型鋼板，其強度-延伸率平衡Rm X A80 3 13 OOOMPa%，優(yōu)選 彡 15 OOOMPa%。
13. 制造根據(jù)權(quán)利要求1-11中任一項所述的高強度冷軋鋼板的方法，包括如下步驟： a) 提供具有前述權(quán)利要求任何一項所述成分的冷軋鋼帶， b) 退火所述冷軋鋼帶，所述退火在高于心3溫度的溫度進行以便完全奧氏體化所述鋼， 然后 c) 冷卻所述冷軋鋼帶，所述冷卻是從退火溫度Tan到快速冷卻的冷卻停止溫度以足以 避免鐵素體形成的冷卻速度進行，T Ke〈TMS，TMS為300-400°C，優(yōu)選為340-370°C，所述冷卻速 度為20-100°C /秒，然后 d) 奧氏體回火所述冷軋鋼帶，所述奧氏體回火在過時效/奧氏體回火溫度TM進行，該 溫度為360-460°C，優(yōu)選為380-420°C，優(yōu)選T QA>TK，并且 e) 將該冷軋鋼帶冷卻到環(huán)境溫度， 其中所述鋼板是高擴孔型的鋼板，其伸緣成形性Rm χλ >50 OOOMPa%，優(yōu)選>55 000MPa〇
14. 根據(jù)權(quán)利要求12和13所述的制造高強度冷軋鋼板的方法，其中： 在步驟b)中，所述退火在910-930°C的退火溫度Tan下在退火保持時間tan期間進行， 所述退火保持時間為150-200秒，優(yōu)選為180秒， 在步驟c)中，所述冷卻根據(jù)具有兩個獨立的冷卻速率的冷卻模式進行：以80-KKTC / s，優(yōu)選為85-95°C /s，優(yōu)選為約90°C /s的第一冷卻速度CR1冷卻到530-570°C，優(yōu)選550°C 的溫度，并且以35-45°C，優(yōu)選約40°C /s的第二冷卻速率CR2冷卻到快速冷卻停止溫度TKC， 并且 在步驟d)中，所述鋼的奧氏體回火在150-600秒，優(yōu)選180-540秒的時間間隔中進行。
15. 根據(jù)權(quán)利要求12和13所述的高強度冷軋鋼板的制造方法，其中：在步驟c)和d) 之間不對所述鋼板施加外部加熱。
【文檔編號】C22C38/04GK104204261SQ201380016232
【公開日】2014年12月10日 申請日期:2013年4月2日 優(yōu)先權(quán)日:2012年3月30日
【發(fā)明者】D.克里贊, S.保羅, A.皮徹勒, 中屋道治 申請人:奧鋼聯(lián)鋼鐵有限責任公司, 株式會社神戶制鋼所