專利名稱：生產(chǎn)具有高強(qiáng)度和良好成形性能的帶鋼的方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及生產(chǎn)具有至少為900MPa的高強(qiáng)度和良好成形性能的帶鋼的方法。
要降低車輛的燃料消耗需要應(yīng)用輕質(zhì)的概念。通過降低鋼片的厚度，可以獲得輕質(zhì)構(gòu)件。為補(bǔ)償由此引起的構(gòu)件強(qiáng)度的損失，就必須增加材料的強(qiáng)度。但強(qiáng)度的任何增加通常都會(huì)引起變形性能的下降。車輛制造中所使用的薄鋼板必須通過成形加工來獲得設(shè)計(jì)上或功能上所要求的最終形狀。如果強(qiáng)度的增加和由此引起的成形性能的降低太多，則成形期間，由于局部縮頸和撕裂的出現(xiàn)會(huì)導(dǎo)致失效的發(fā)生。出于這一原因，強(qiáng)度的增加受到限制。
鋼的發(fā)展的目的總是在于改善變形性能和強(qiáng)度間的比例。
通過使用磷合金化或者微合金化的鋼，對于低于500MPa的強(qiáng)度范圍的情況在減小鋼板厚度方面已取得相當(dāng)成功。使用烘烤硬化鋼甚至能夠獲得更好的結(jié)果。在500-800MPa間的強(qiáng)度范圍內(nèi)，雙相鋼和TRIP(相變誘發(fā)塑性)鋼具有相當(dāng)好的成形能力。
與成形性有關(guān)的、實(shí)際加工中有代表性的特征值可以從拉伸試驗(yàn)中獲得。尤其是，斷裂時(shí)的延伸率和n值(代表強(qiáng)化能力的量)均代表重要的有量綱指標(biāo)。n值代表在拉伸成形應(yīng)力作用下的變形性能。這是車輛中的大多數(shù)鋼板部件主要的變形機(jī)制。n值與屈服應(yīng)力和抗拉強(qiáng)度的比值對應(yīng)得相當(dāng)好，該比值也代表實(shí)際加工中材料的強(qiáng)化能力。
為最大限度地利用增加強(qiáng)度來減小鋼板厚度的優(yōu)勢，對涉及斷裂時(shí)的延伸率(A)和強(qiáng)化值(n值)的可能的最高值進(jìn)行探討。
具有高于800MPa的非常高強(qiáng)度的鋼可以非常有效地用于降低與碰撞有關(guān)的部件如車門的沖擊橫梁、擋板橫梁的重量。為此，有必要將鋼板厚度從2.0mm以上減小至2.0mm以下如1.5mm。這種超高強(qiáng)度鋼板以前只能通過冷軋鋼板獲得。
特別是在高于800MPa的極高強(qiáng)度范圍內(nèi)，使用傳統(tǒng)的材料概念生產(chǎn)冷軋鋼帶或熱軋鋼帶時(shí)，變形性能不足以將鋼板加工成形為有用的部件?？梢酝ㄟ^形成馬氏體組織來獲得高強(qiáng)度。然而，這種鋼的表觀屈服應(yīng)力也非常高。因此，所獲得的屈服應(yīng)力與抗拉強(qiáng)度之比值和強(qiáng)化值均較低。除了可加工性能低之外，還會(huì)導(dǎo)致彈性回復(fù)值很高，所以，壓制成形的部件要么難于生產(chǎn)，要么不能真正成形。
本發(fā)明的目的是發(fā)展具有高強(qiáng)化性能和良好成形能力以及高的構(gòu)件強(qiáng)度的帶鋼。
為達(dá)到這一目的，根據(jù)本發(fā)明，提出了一種方法，其中，一種鋼含有(以質(zhì)量百分比計(jì))0.10-0.20％的C0.30-0.60％的Si1.50-2.00％的Mn最多為0.08％的P0.30-0.80％的Cr不超過0.40％的Mo不超過0.20％的Ti和/或Zr不超過0.08％的Nb余者為Fe和不可避免的雜質(zhì)。
將所述鋼熔化，澆注成鋼坯，之后，軋制成熱軋鋼帶，其中，終軋溫度高于800℃，輸出輥道上的冷卻速度至少為30℃/秒，卷取溫度為300℃-600℃。
由相鄰的軟、硬相并分布有極細(xì)小的彌散相組成非常細(xì)小的組織。這種有目的設(shè)定的組織有可能為加工和使用提供具有吸引力的、以前未知的性能。對組織的多相硬化，以及細(xì)晶和細(xì)小粒子的硬化構(gòu)成一種多重強(qiáng)化機(jī)制。
根據(jù)本發(fā)明的這一方法的經(jīng)濟(jì)性特點(diǎn)是其生產(chǎn)厚度小于2.0mm，例如1.5mm的熱軋鋼帶的能力。這種生產(chǎn)方法不必要求如冷軋鋼帶的生產(chǎn)那樣，需要附加的冷軋和隨后的退火工序這樣復(fù)雜的生產(chǎn)過程。
本發(fā)明的材料概念也包括可能工業(yè)應(yīng)用的表面細(xì)化處理。這樣，可進(jìn)行比如電解沉積鋅層。鋅層能夠明顯改善耐腐蝕性能可以認(rèn)為是一已知的事實(shí)。而且，也知道，超高強(qiáng)度鋼在電解過程中，由于氫的吸附而容易發(fā)生脆化。可以證明，根據(jù)本發(fā)明的帶鋼不存在這些可怕的電鍍問題。
下面對各合金元素以及生產(chǎn)參數(shù)進(jìn)行介紹。
碳的作用是使組織硬化和形成超細(xì)彌散相?？紤]到焊接性能，碳含量應(yīng)限制為0.1-0.2％。
硅增加固溶體的硬度，因而要求其含量至少為0.3％。從焊接性能和避免不利的鍛造鱗痕的形成考慮，其含量應(yīng)限定為不超過0.6％。
錳含量至少為1.5％時(shí)，能推遲轉(zhuǎn)變的進(jìn)行并導(dǎo)致硬的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的形成。為避免出現(xiàn)不允許的強(qiáng)烈的顯微偏析，其含量應(yīng)限定為不超過2.0％。
磷可用來進(jìn)一步提高固溶硬化能力，但從焊接性能考慮，其含量不應(yīng)超過0.08％。
鉻含量至少為0.3％時(shí)，可促進(jìn)含較多貝氏體的最終組織的形成。為避免過于推遲轉(zhuǎn)變的進(jìn)行，其含量應(yīng)限定為最高0.80％。
鈦或鋯可用于形成具有一定硬化作用的超細(xì)彌散相。然而，當(dāng)其含量超過0.2％時(shí)，這種硬化作用明顯減小。這就是為什么其最大含量必須定為0.2％的原因。
鈮也可用于彌散硬化。合金化時(shí)其添加量優(yōu)選至少為0.04％。從有效性考慮，其含量限定在最高為0.08％。
硼含量為0.0005-0.005％時(shí)，能改善淬透性。據(jù)目前所知，該元素用于馬氏體轉(zhuǎn)變鋼。已令人驚奇的發(fā)現(xiàn)，在本發(fā)明中，硼也會(huì)引起貝氏體基組織強(qiáng)度的顯著增加，而成形能力只是略有降低。
終軋溫度應(yīng)處于均勻奧氏體區(qū)，并且應(yīng)不低于800℃，以確保尺寸變化抗力足夠低并保證其它的形變誘發(fā)的析出相很少。
應(yīng)對冷卻條件加以選擇，以避免轉(zhuǎn)變成珠光體，并且，使轉(zhuǎn)變最大程度地出現(xiàn)在貝氏體階段。組織中的馬氏體有利于進(jìn)一步的強(qiáng)化。而且，通過超細(xì)粒子的析出也能獲得強(qiáng)化效果。出于這一目的，要求終軋溫度處的冷卻以至少30℃/秒的冷卻速度進(jìn)行。這一冷卻過程必須在低于600℃的溫度結(jié)束，以在卷取機(jī)上將鋼帶加以卷取，之后，再使鋼帶在卷取狀態(tài)繼續(xù)冷卻。
現(xiàn)在，結(jié)合下面的實(shí)施例對本發(fā)明進(jìn)行描述。
表1示出了根據(jù)本發(fā)明生產(chǎn)的帶鋼1和2以及一種馬氏體對照鋼3的化學(xué)組成。
表2示出了根據(jù)本發(fā)明生產(chǎn)的帶鋼1和2以及對照鋼3的特征機(jī)械性能，其中所述對照鋼在通過隨后熱處理所進(jìn)行的人工時(shí)效后，獲得如表2所示的結(jié)果。
性能的比較結(jié)果清楚地表明，根據(jù)本發(fā)明生產(chǎn)的帶鋼優(yōu)勢明顯，其具有更高的斷裂時(shí)的延伸率和更好的作為強(qiáng)化程度的反映的屈服應(yīng)力和抗拉強(qiáng)度之比。
表3示出了低卷取溫度和隨后的熱處理對根據(jù)本發(fā)明生產(chǎn)的具有表1中鋼1組成的帶鋼性能的影響。卷取溫度優(yōu)選低至330℃，有可能使強(qiáng)度性能獲得的明顯增加(參見表3中的實(shí)施例4)。
本發(fā)明的又一個(gè)目的是使隨后的熱處理起到有利的作用。已令人驚奇地發(fā)現(xiàn)，通過在500℃-850℃的溫度范圍內(nèi)，對根據(jù)本發(fā)明生產(chǎn)的帶鋼進(jìn)行熱處理，甚至可進(jìn)一步改善成形性能。
表3中的實(shí)施例4，5和6示出了這種熱處理對具有表1所示組成的鋼1的影響。材料所達(dá)到的狀態(tài)有利于獲得總體上要求良好成形能力，同時(shí)又要求高強(qiáng)度，尤其是高的表觀屈服應(yīng)力的構(gòu)件。這種性能組合可以用于生產(chǎn)具有高能量吸收能力的冷軋型鋼(實(shí)施例5a)。通過選擇較高的退火溫度，有可能獲得高強(qiáng)度，格外低的屈服應(yīng)力與拉伸強(qiáng)度之比，以及類似的有利的延伸性下的高強(qiáng)化能力(實(shí)施例5b、6a-6c)。
許多熱軋產(chǎn)品的缺點(diǎn)在于一旦隨后將其冷軋和再結(jié)晶退火處理，熱軋產(chǎn)品的有利性能就會(huì)喪失。然而，已發(fā)現(xiàn)，對于根據(jù)本發(fā)明的帶鋼，在隨后的冷軋和退火后，其仍具有有利的性能。結(jié)果，表3中的實(shí)施例7表明，與只經(jīng)過熱軋的帶鋼1和2相比，根據(jù)本發(fā)明生產(chǎn)的帶鋼1在經(jīng)變形量為50％的冷軋?zhí)幚砗?，在獲得高強(qiáng)度的同時(shí)，甚至還具有進(jìn)一步改善的屈服應(yīng)力和抗拉強(qiáng)度的比值。
表1(以質(zhì)量百分比計(jì)(質(zhì)量％))<
>*)馬氏體對照鋼表2
>*)對照鋼Re 屈服點(diǎn)Rm 極限抗拉強(qiáng)度Ag 均勻變形的延伸率A5斷裂時(shí)的延伸率A80斷裂時(shí)的延伸率WET 終軋溫度HT 卷取溫度表3
*)經(jīng)壓下量為50％的冷軋?zhí)幚?br> 權(quán)利要求
1.生產(chǎn)具有至少為900MPa的高強(qiáng)度和優(yōu)良成形性能的帶鋼的方法，所述帶鋼的組成為(以質(zhì)量百分比計(jì))0.10-0.20％的C0.30-0.60％的Si1.50-2.00％的Mn最多為0.08％的P0.30-0.80％的Cr不超過0.40％的Mo不超過0.20％的Ti和/或Zr不超過0.08％的Nb余者為Fe和不可避免的雜質(zhì)，將所述鋼熔化，澆注成鋼坯，之后，軋制成熱軋鋼帶，其中，終軋溫度高于800℃，輸出輥道上的冷卻速度至少為30℃/秒，卷取溫度為300℃-600℃。
2.一種如權(quán)利要求1所述的方法，其特征在于所述熱軋帶鋼在不高于550℃的溫度卷取。
3.一種如權(quán)利要求1所述的方法，其特征在于所述熱軋帶鋼在不高于350℃的溫度卷取。
4.一種如權(quán)利要求1-3中任一項(xiàng)所述的方法，其特征在于所述熱軋鋼帶的卷取溫度不低于330℃。
5.一種如權(quán)利要求1-4中一項(xiàng)或幾項(xiàng)所述的方法，其特征在于所述熱軋鋼帶的最終軋制厚度不大于2.0mm。
6.一種如權(quán)利要求1-5中一項(xiàng)或幾項(xiàng)所述的方法，其特征在于對所述熱軋鋼帶進(jìn)行冷軋硬化。
7.一種如權(quán)利要求1-6中一項(xiàng)或幾項(xiàng)所述的方法，其特征在于所述鋼帶經(jīng)酸洗和金屬鍍覆處理。
8.一種如權(quán)利要求7所述的方法，其特征在于所述金屬鍍覆采用電解法進(jìn)行。
9.一種如權(quán)利要求7所述的方法，其特征在于所述金屬鍍覆采用熱浸鍍鋅進(jìn)行。
10.一種如權(quán)利要求1-6中一項(xiàng)或幾項(xiàng)所述的方法，其特征在于所述熱軋鋼帶在500-850℃間退火。
11.一種如權(quán)利要求1-6中一項(xiàng)或幾項(xiàng)所述的方法，其特征在于熱軋之后，進(jìn)行壓下量至少為30％的冷軋和溫度介于700℃和900℃間的連續(xù)退火。
12.一種如權(quán)利要求1-11中任一項(xiàng)所述的方法，其特征在于合金化時(shí)，向所述鋼中添加不超過0.15％的Mo。
13.一種如權(quán)利要求1-12中一項(xiàng)或幾項(xiàng)所述的方法，其特征在于合金化時(shí)，向所述鋼中添加至少為0.04％的Ti和/或Zr。
14.一種如權(quán)利要求1-13中一項(xiàng)或幾項(xiàng)所述的方法，其特征在于合金化時(shí)，向所述鋼中添加0.0005-0.005％的B。
15.一種如權(quán)利要求1-14中一項(xiàng)或幾項(xiàng)所述的方法，其特征在于合金化時(shí)，向所述鋼中添加至少為0.04％的Nb。
全文摘要
本發(fā)明涉及一種生產(chǎn)具有至少為900MPa的高強(qiáng)度和良好成形性能的帶鋼的方法,所述帶鋼含有(以質(zhì)量百分比計(jì)):0.10—0.20%的C;0.30—0.60%的Si;1.50—2.00%的Mn;最多為0.08%的P;0.30—0.80%的Cr;不超過0.40%的Mo;不超過0.20%的Ti和/或Zr;不超過0.08%的Nb;余者為Fe和不可避免的雜質(zhì)。將所述鋼熔化,澆注成鋼坯,之后,軋制成熱軋鋼帶,其中,終軋溫度高于800℃,輸出輥道上的冷卻速度至少為30℃/秒,卷取溫度為300℃—600℃。
文檔編號(hào)C22C38/38GK1252105SQ98804018
公開日2000年5月3日 申請日期1998年3月10日 優(yōu)先權(quán)日1997年3月13日
發(fā)明者B·恩格勒, G·斯迪克 申請人:蒂森克魯伯鋼鐵股份公司