專利名稱：生產具有高強度和良好成形性能的帶鋼的方法
技術領域：
本發明涉及生產具有至少為900MPa的高強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用輕質的概念。通過降低鋼片的厚度，可以獲得輕質構件。為補償由此引起的構件強度的損失，就必須增加材料的強度。但強度的任何增加通常都會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計上或功能上所要求的最終形狀。如果強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會導致失效的發生。出于這一原因，強度的增加受到限制。
鋼的發展的目的總是在于改善變形性能和強度間的比例。
通過使用磷合金化或者微合金化的鋼，對于低于500MPa的強度范圍的情況在減小鋼板厚度方面已取得相當成功。使用烘烤硬化鋼甚至能夠獲得更好的結果。在500-800MPa間的強度范圍內，雙相鋼和TRIP(相變誘發塑性)鋼具有相當好的成形能力。
與成形性有關的、實際加工中有代表性的特征值可以從拉伸試驗中獲得。尤其是，斷裂時的延伸率和n值(代表強化能力的量)均代表重要的有量綱指標。n值代表在拉伸成形應力作用下的變形性能。這是車輛中的大多數鋼板部件主要的變形機制。n值與屈服應力和抗拉強度的比值對應得相當好，該比值也代表實際加工中材料的強化能力。
為最大限度地利用增加強度來減小鋼板厚度的優勢，對涉及斷裂時的延伸率(A)和強化值(n值)的可能的最高值進行探討。
具有高于800MPa的非常高強度的鋼可以非常有效地用于降低與碰撞有關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的極高強度范圍內，使用傳統的材料概念生產冷軋鋼帶或熱軋鋼帶時，變形性能不足以將鋼板加工成形為有用的部件。可以通過形成馬氏體組織來獲得高強度。然而，這種鋼的表觀屈服應力也非常高。因此，所獲得的屈服應力與抗拉強度之比值和強化值均較低。除了可加工性能低之外，還會導致彈性回復值很高，所以，壓制成形的部件要么難于生產，要么不能真正成形。
本發明的目的是發展具有高強化性能和良好成形能力以及高的構件強度的帶鋼。
為達到這一目的，根據本發明，提出了一種方法，其中，一種鋼含有(以質量百分比計)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。
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、硬相并分布有極細小的彌散相組成非常細小的組織。這種有目的設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，以及細晶和細小粒子的硬化構成一種多重強化機制。
根據本發明的這一方法的經濟性特點是其生產厚度小于2.0mm，例如1.5mm的熱軋鋼帶的能力。這種生產方法不必要求如冷軋鋼帶的生產那樣，需要附加的冷軋和隨后的退火工序這樣復雜的生產過程。
本發明的材料概念也包括可能工業應用的表面細化處理。這樣，可進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為是一已知的事實。而且，也知道，超高強度鋼在電解過程中，由于氫的吸附而容易發生脆化。可以證明，根據本發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參數進行介紹。
碳的作用是使組織硬化和形成超細彌散相。考慮到焊接性能，碳含量應限制為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，其含量應限定為不超過0.6％。
錳含量至少為1.5％時，能推遲轉變的進行并導致硬的轉變產物的形成。為避免出現不允許的強烈的顯微偏析，其含量應限定為不超過2.0％。
磷可用來進一步提高固溶硬化能力，但從焊接性能考慮，其含量不應超過0.08％。
鉻含量至少為0.3％時，可促進含較多貝氏體的最終組織的形成。為避免過于推遲轉變的進行，其含量應限定為最高0.80％。
鈦或鋯可用于形成具有一定硬化作用的超細彌散相。然而，當其含量超過0.2％時，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。合金化時其添加量優選至少為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，能改善淬透性。據目前所知，該元素用于馬氏體轉變鋼。已令人驚奇的發現，在本發明中，硼也會引起貝氏體基組織強度的顯著增加，而成形能力只是略有降低。
終軋溫度應處于均勻奧氏體區，并且應不低于800℃，以確保尺寸變化抗力足夠低并保證其它的形變誘發的析出相很少。
應對冷卻條件加以選擇，以避免轉變成珠光體，并且，使轉變最大程度地出現在貝氏體階段。組織中的馬氏體有利于進一步的強化。而且，通過超細粒子的析出也能獲得強化效果。出于這一目的，要求終軋溫度處的冷卻以至少30℃/秒的冷卻速度進行。這一冷卻過程必須在低于600℃的溫度結束，以在卷取機上將鋼帶加以卷取，之后，再使鋼帶在卷取狀態繼續冷卻。
現在，結合下面的實施例對本發明進行描述。
表1示出了根據本發明生產的帶鋼1和2以及一種馬氏體對照鋼3的化學組成。
表2示出了根據本發明生產的帶鋼1和2以及對照鋼3的特征機械性能，其中所述對照鋼在通過隨后熱處理所進行的人工時效后，獲得如表2所示的結果。
性能的比較結果清楚地表明，根據本發明生產的帶鋼優勢明顯，其具有更高的斷裂時的延伸率和更好的作為強化程度的反映的屈服應力和抗拉強度之比。
表3示出了低卷取溫度和隨后的熱處理對根據本發明生產的具有表1中鋼1組成的帶鋼性能的影響。卷取溫度優選低至330℃，有可能使強度性能獲得的明顯增加(參見表3中的實施例4)。
本發明的又一個目的是使隨后的熱處理起到有利的作用。已令人驚奇地發現，通過在500℃-850℃的溫度范圍內，對根據本發明生產的帶鋼進行熱處理，甚至可進一步改善成形性能。
表3中的實施例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。材料所達到的狀態有利于獲得總體上要求良好成形能力，同時又要求高強度，尤其是高的表觀屈服應力的構件。這種性能組合可以用于生產具有高能量吸收能力的冷軋型鋼(實施例5a)。通過選擇較高的退火溫度，有可能獲得高強度，格外低的屈服應力與拉伸強度之比，以及類似的有利的延伸性下的高強化能力(實施例5b、6a-6c)。
許多熱軋產品的缺點在于一旦隨后將其冷軋和再結晶退火處理，熱軋產品的有利性能就會喪失。然而，已發現，對于根據本發明的帶鋼，在隨后的冷軋和退火后，其仍具有有利的性能。結果，表3中的實施例7表明，與只經過熱軋的帶鋼1和2相比，根據本發明生產的帶鋼1在經變形量為50％的冷軋處理后，在獲得高強度的同時，甚至還具有進一步改善的屈服應力和抗拉強度的比值。
表1(以質量百分比計(質量％))<
>*)馬氏體對照鋼表2
>*)對照鋼Re 屈服點Rm 極限抗拉強度Ag 均勻變形的延伸率A5斷裂時的延伸率A80斷裂時的延伸率WET 終軋溫度HT 卷取溫度表3
*)經壓下量為50％的冷軋處理
權利要求
1.生產具有至少為900MPa的高強度和優良成形性能的帶鋼的方法，所述帶鋼的組成為(以質量百分比計)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，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。
4.一種如權利要求1-3中任一項所述的方法，其特征在于所述熱軋鋼帶的卷取溫度不低于330℃。
5.一種如權利要求1-4中一項或幾項所述的方法，其特征在于所述熱軋鋼帶的最終軋制厚度不大于2.0mm。
6.一種如權利要求1-5中一項或幾項所述的方法，其特征在于對所述熱軋鋼帶進行冷軋硬化。
7.一種如權利要求1-6中一項或幾項所述的方法，其特征在于所述鋼帶經酸洗和金屬鍍覆處理。
8.一種如權利要求7所述的方法，其特征在于所述金屬鍍覆采用電解法進行。
9.一種如權利要求7所述的方法，其特征在于所述金屬鍍覆采用熱浸鍍鋅進行。
10.一種如權利要求1-6中一項或幾項所述的方法，其特征在于所述熱軋鋼帶在500-850℃間退火。
11.一種如權利要求1-6中一項或幾項所述的方法，其特征在于熱軋之后，進行壓下量至少為30％的冷軋和溫度介于700℃和900℃間的連續退火。
12.一種如權利要求1-11中任一項所述的方法，其特征在于合金化時，向所述鋼中添加不超過0.15％的Mo。
13.一種如權利要求1-12中一項或幾項所述的方法，其特征在于合金化時，向所述鋼中添加至少為0.04％的Ti和/或Zr。
14.一種如權利要求1-13中一項或幾項所述的方法，其特征在于合金化時，向所述鋼中添加0.0005-0.005％的B。
15.一種如權利要求1-14中一項或幾項所述的方法，其特征在于合金化時，向所述鋼中添加至少為0.04％的Nb。
全文摘要
本發明涉及一種生產具有至少為900MPa的高強度和良好成形性能的帶鋼的方法,所述帶鋼含有(以質量百分比計):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。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C22C38/38GK1252105SQ98804018
公開日2000年5月3日 申請日期1998年3月10日 優先權日1997年3月13日
發明者B·恩格勒, G·斯迪克 申請人:蒂森克魯伯鋼鐵股份公司