经冷轧和退火的钢板及其制造方法与流程

经冷轧和退火的钢板及其制造方法
1.本发明涉及具有良好可焊性特性的高强度钢板和获得这样的钢板的方法。
2.为了制造各种项目例如机动车辆的车身结构构件和车身面板的部件，已知使用由dp(dual phase，双相)钢或trip(transformation induced plasticity，相变感生塑性)钢制成的板。
3.汽车行业中的主要挑战之一是在不忽视安全要求的情况下，鉴于全球环境保护，减小车辆的重量以改善其燃油效率。为了满足这些要求，炼钢行业持续地开发了新的高强度钢以使板具有改善的屈服强度和抗拉强度，以及良好的延性和可成形性。
4.为了改善机械特性而进行的开发之一是增加钢中的锰含量。锰的存在由于奥氏体的稳定化而有助于增加钢的延性。但是这些钢存在脆性的缺点。为了克服该问题，添加诸如硼的元素。这些添加硼的化学物质在热轧阶段是非常坚韧的，但是热带太硬而无法被进一步加工。使热带软化的最有效的方法是分批退火，但是其导致韧性的损失。
5.除了这些机械要求之外，这样的钢板还必须表现出良好的对液态金属致脆(lme，liquid metal embrittlement)的抗性。经锌或锌合金涂覆的钢板对于耐腐蚀性是非常有效的并因此广泛地用于汽车行业。然而，经验表明，某些钢的电弧焊或电阻焊由于被称为液态金属致脆(“lme”)或液态金属辅助开裂(“lmac，liquid metal assisted cracking”)的现象而可能导致特定裂纹的出现。这种现象的特征在于在施加的应力或者由约束、热膨胀或相变引起的内部应力下，液态zn沿着下面的钢基材的晶界渗入。已知添加诸如碳或硅的元素对lme抗性有害。
6.汽车行业通常通过限制根据以下公式计算的所谓的lme指数的上限值来评估这样的抗性：
7.lme指数＝c％ si％/4，其中％c和％si分别代表钢中的碳和硅的重量百分比。
8.公开wo2020011638涉及用于提供碳含量降低的中值中锰(mn为3.5％至12％)冷轧钢。描述了两种工艺路线。第一种工艺路线包括冷轧钢板的单一临界区退火。第二种工艺路线包括冷轧钢板的双重退火，第一种退火为完全奥氏体的，第二种退火为临界区的。由于退火温度的选择，获得了抗拉强度和延伸率的良好折衷。但是钢板的抗拉强度不高于980mpa。
9.因此，本发明的目的是解决上述问题并且提供经冷轧和退火的钢板，所述经冷轧和退火的钢板在不使可焊性特性劣化的情况下，具有抗拉强度ts高于或等于1050mpa、屈服强度ys高于或等于780mpa、均匀延伸率ue高于或等于13％、总延伸率te高于或等于15％的高机械特性的组合。优选地，根据本发明的经冷轧和退火的钢板的lme指数小于0.36。优选地，经冷轧和退火的钢板的扩孔率he高于或等于15％。
10.优选地，根据本发明的经冷轧和退火的钢板的碳当量ceq低于0.4％，所述碳当量被定义为
11.ceq＝c％ si％/55 cr％/20 mn％/19-al％/18 2.2p％-3.24b％-0.133*mn％*mo％
12.其中元素按重量百分比表示。
13.优选地，根据本发明的经冷轧和退火的钢板的两个钢部件的电阻点焊焊缝的α值
为至少30dan/mm2。
14.优选地，根据本发明的经冷轧和退火的钢板满足[(ts-800)
×
(ys-300)
×
ue
×
te]/[(0,1 c％)
×
mn％]》3.3
×
107，其中ts和ys以mpa表示，ue和te以％计，以及c％和mn％为以重量％计的标称浓度。
[0015]
本发明的目的通过提供根据权利要求1的钢板来实现。所述钢板还可以包括权利要求2至10中任一项的特征。本发明的另一个目的是根据权利要求11的两个钢部件的电阻点焊焊缝。
[0016]
现在将详细地描述本发明并且通过实例对本发明进行举例说明而不引入限制。
[0017]
根据本发明，碳含量为0.03％至0.18％，以确保令人满意的强度和良好的可焊性特性。高于0.18％的碳，可能降低钢板的可焊性和对lme的抗性。均热的温度特别地取决于碳含量：碳含量越高，使奥氏体稳定的均热温度越低。如果碳含量低于0.03％，则均热之后奥氏体分数不够稳定而无法获得期望的抗拉强度和延伸率。在本发明的一个优选实施方案中，碳含量为0.05％至0.15％。在本发明的另一个优选实施方案中，碳含量为0.07％至0.12％。
[0018]
锰含量为6.0％至11.0％。高于11.0％的添加，可能降低钢板的可焊性，以及可能降低部件组合件的生产率。此外，中心偏析的风险增加，从而损害机械特性。由于均热的温度也取决于锰含量，因此限定锰的最小值以使奥氏体稳定，从而在均热之后获得目标的显微组织和强度。优选地，锰含量为6.5％至9.0％。
[0019]
根据本发明，铝含量为0.2％至3％，以减少铸造期间的锰偏析。铝为在精炼期间使呈液相的钢脱氧的非常有效的元素。高于3％的添加，可能降低钢板的可焊性，也降低可铸造性。此外，难以实现高于980mpa的抗拉强度。此外，铝含量越高，使奥氏体稳定的均热温度越高。为了通过扩大临界区范围来改善产品稳健性，以及改善可焊性，铝添加至少0.2％。此外，为了避免出现夹杂物和氧化问题，添加铝。在本发明的一个优选实施方案中，铝含量为0.5％至1.5％。
[0020]
钼含量为0.05％至0.5％，以减少铸造期间的锰偏析。此外，添加至少0.05％的钼提供对脆性的抗性。鉴于所需的特性，高于0.5％，钼的添加成本高并且无效。在本发明的一个优选实施方案中，钼含量为0.1％至0.3％。
[0021]
根据本发明，硼含量为0.0005％至0.005％，以改善热轧钢板的韧性和冷轧钢板的可点焊性。高于0.005％，促进在原奥氏体晶界处形成硼-碳化物，从而使钢更脆。在本发明的一个优选实施方案中，硼含量为0.001％至0.003％。
[0022]
任选地可以向根据本发明的钢的组成中添加一些元素。
[0023]
硅含量的最大添加被限制为1.20％，以改善lme抗性。此外，该低硅含量使得可以通过消除在热带退火之前对热轧钢板进行酸洗的步骤来简化过程。优选地，添加的最大硅含量为0.5％。
[0024]
钛可以添加多至0.050％，以提供析出强化。
[0025]
优选地，除硼之外添加最少0.010％的钛，以保护硼免于形成bn。
[0026]
铌可以任选地添加多至0.050％，以在热轧期间使奥氏体晶粒细化以及提供析出强化。优选地，添加的铌的最小量为0.010％。
[0027]
铬和钒可以任选地分别添加多至0.5％和0.2％，以提供改善的强度。
[0028]
钢的组成的剩余部分为铁和由熔炼产生的杂质。在该方面，p、s和n至少被认为是作为不可避免的杂质的残余元素。它们的含量对于s小于或等于0.010％，对于p小于或等于0.020％以及对于n小于或等于0.008％。
[0029]
现在将描述根据本发明的经冷轧和退火的钢板的显微组织。其以表面分数计包含：
[0030]-30％至55％的残余奥氏体，
[0031]-45％至70％的铁素体，
[0032]-少于5％的新鲜马氏体，
[0033]-满足[c]a*[mn]a/((0,1 c％2)*(mn％ 2))≥1.10的在奥氏体中以重量百分比表示的碳[c]a含量和锰[mn]a含量，c％和mn％为以重量百分比计的碳和锰的标称值，
[0034]-以及锰的不均匀再分配，其特征在于斜率高于或等于-30的锰分布。
[0035]
根据本发明的钢板的显微组织包含30％至55％的残余奥氏体，优选地30％至50％的奥氏体。低于30％或高于55％的奥氏体，均匀延伸率和总延伸率不能达到目标值。
[0036]
这样的奥氏体不仅在热轧钢板的临界区退火期间形成，而且在冷轧钢板的临界区退火期间形成。在热轧钢板的临界区退火期间，形成包含高于标称值的锰含量的区域和包含低于标称值的锰含量的区域，从而形成锰的不均匀分布。碳相应地与锰共偏析。该锰不均匀性通过如图2中示出并且稍后说明的热轧钢板的锰分布的斜率来测量，所述斜率必须高于或等于-30。
[0037]
根据本发明的钢板的显微组织包含45％至70％的铁素体，优选地50％至70％的铁素体。这样的铁素体不仅在热轧钢板的临界区退火期间形成，而且在冷轧钢板的临界区退火期间形成。
[0038]
新鲜马氏体可以以表面分数计多至5％存在，但不是根据本发明的钢板的显微组织中所期望的相。其可以在向室温的最终冷却步骤期间通过不稳定奥氏体的转变而形成。事实上，该具有低的碳含量和锰含量的不稳定奥氏体导致马氏体起始温度ms高于20℃。为了获得最终的机械特性，将新鲜马氏体限制为5％的最大值，优选地限制为3％的最大值，或者更好地减少至0。
[0039]
在奥氏体中以重量百分比表示的碳[c]a含量和锰[mn]a含量使得[c]a*[mn]a/((0,1 c％2)*(mn％ 2))≥1.10，c％和mn％为以重量百分比计的碳和锰的标称值。当该式的值低于1.10时，不可能确保针对钢板的令人满意的延伸率。
[0040]
优选地，所述经冷轧和退火的钢板的碳化物的密度低于或等于1
×
106个/mm2。
[0041]
根据本发明的经冷轧和退火的钢板具有高于或等于1050mpa的抗拉强度、高于或等于13％的均匀延伸率ue以及高于或等于15％的总延伸率te。
[0042]
优选地，所述经冷轧和退火的钢板的屈服强度高于或等于780mpa。
[0043]
优选地，所述经冷轧和退火的钢板的lme指数低于0.36。
[0044]
优选地，所述经冷轧和退火的钢板的扩孔率he高于或等于15％。
[0045]
根据本发明，所述经冷轧和退火的钢板优选地具有低于0.4％的碳当量ceq以改善可焊性。所述碳当量被定义为ceq＝c％ si％/55 cr％/20 mn％/19-al％/18 2.2p％-3.24b％-0.133*mn％*mo％，其中元素按重量百分比表示。
[0046]
在一个优选实施方案中，经冷轧和退火的钢板的以mpa表示的抗拉强度ts、以mpa
表示的屈服强度ys、以％表示的均匀延伸率ue和以％表示的总延伸率te使得它们满足下式：
[0047]
[(ts-800)
×
(ys-300)
×
ue
×
te]/[(0.1 c％)
×
mn％]》3.3
×
107其中c％和mn％对应于以重量百分比计的标称碳含量和锰含量。
[0048]
可以通过生产经冷轧和退火的钢的两个板，并且对两个钢部件进行电阻点焊来制造焊接组合件。
[0049]
将第一板接合至第二板的电阻点焊焊缝的特征在于由至少30dan/mm2的α值限定的在横向拉伸测试中的高抗力。
[0050]
根据本发明的钢板可以通过任何适当的制造方法来生产并且本领域技术人员可以限定方法。然而，优选使用根据本发明的方法，其包括以下步骤：
[0051]
提供能够进一步热轧的具有上述钢组成的半成品。将所述半成品加热到1150℃至1300℃的温度，因此使得其可以易于热轧，其中最终热轧温度frt为800℃至1000℃。优选地，frt为850℃至950℃。
[0052]
然后将热轧钢冷却并在20℃至600℃的温度t
卷取
下卷取。然后将热轧钢板冷却至室温并且可以进行酸洗。
[0053]
然后将热轧钢板加热到高至ac1至ac3的退火温度t
hba
。优选地，温度t
hba
为ac1 5℃至ac3。优选地，温度t
hba
为580℃至680℃。将钢板在所述温度t
hba
下保持0.1小时至120小时的保持时间t
hba
以促进锰扩散和不均匀锰分布的形成。
[0054]
选择t
hba
以在冷却之后获得10％至60％的奥氏体和40％至90％的铁素体，将析出的碳化物的分数保持为低于0.8％。特别地，这样的临界区退火的适当时间和温度的选择必须考虑根据本发明可以容忍的最大碳化物分数。特别地，技术人员选择t
hba
以限制碳化物析出，牢记提高t
hba
限制碳化物析出。
[0055]
关于化学组成，对于给定的温度，钢中的碳和铝的量越高，碳化物的浓度越大。这意味着对于在所要求保护的范围的上部中的碳和铝的含量，必须提高t
hba
以相应地限制碳化物析出。
[0056]
此外，对于给定的温度，钢中的锰的量越低，碳化物的浓度越高。这意味着对于在所要求保护的范围的下部中的锰含量，必须提高t
hba
以相应地限制碳化物析出。
[0057]
然后将经热轧和热处理的钢板冷却至室温并可以进行酸洗以除去氧化。
[0058]
然后将经热轧和热处理的钢板以20％至80％的压下率冷轧。
[0059]
然后将冷轧钢板在冷轧钢板的ac1至ac3的临界区温度t
均热
下退火。ac1和ac3通过膨胀测定法测试确定。技术人员必须选择足够低的最佳温度t
均热
，以限制在最后的冷却步骤期间新鲜马氏体的形成和不稳定奥氏体的形成。该最佳温度特别地取决于碳含量、锰含量和铝含量。铝含量越高，使奥氏体稳定的均热温度越高。碳含量或锰含量越高，使奥氏体稳定的均热温度越低。
[0060]
优选地，临界区温度t
均热
为600℃至760℃。将钢板在所述温度t
均热
下保持10秒至180000秒的保持时间t
均热
以获得充分再结晶的显微组织。
[0061]
然后将经冷轧和退火的钢板冷却至室温。
[0062]
然后可以将板通过任何合适的方法(包括锌或基于锌的合金或者铝或基于铝的合金的热浸涂、电沉积或真空涂覆)进行涂覆。
[0063]
现在将通过决不是限制性的以下实施例对本发明进行举例说明。
实施例
[0064]
将其组成汇总在表1中的七种牌号铸造成半成品并加工成钢板。
[0065]
表1-组成
[0066]
所测试的组成汇总在下表中，其中元素含量以重量百分比表示。
[0067][0068]
ac1和ac3温度已通过对冷轧钢板的膨胀测定法测试和金相学分析确定。
[0069]
表2-经热轧和热处理的钢板的工艺参数
[0070]
将作为铸料的钢半成品在1200℃下再加热，热轧，然后在450℃下卷取。然后将经热轧和卷取的钢板在温度t
hba
下热处理并在所述温度下保持保持时间t
hba
。施加以下用于获得经热轧和热处理的钢板的特定条件：
[0071][0072]
带下划线的值：不允许获得目标特性的参数
[0073]
分析经热轧和热处理的钢板并且将相应的特性汇总在表3中。
[0074]
表3-经热轧和热处理的钢板的显微组织和特性
[0075]
确定锰分布的斜率和在20℃下的夏氏冲击能。
[0076]
夏氏冲击能根据标准iso 148-1:2006(f)和iso 148-1:2017(f)测量。
[0077]
热轧钢板的热处理允许锰在奥氏体中扩散：锰的再分配不均匀，具有锰含量低的区域和锰含量高的区域。该锰不均匀性有助于实现机械特性并且可以通过锰分布测量。
[0078]
图1示出了试验1和试验10的经热轧和热处理的钢板的截面。黑色区域对应于具有较低量的锰的区域，灰色区域对应于较大量的锰。
[0079]
该图通过以下方法来获得：从经热轧和热处理的钢板在1/4厚度处切割试样并抛光。
[0080]
之后通过具有场发射枪(“feg，field emission gun”)的电子探针微分析仪在大于10000倍的放大倍数下表征截面以确定锰量。获得截面的不同部分的10μm*10μm的三张图。这些图由0.01μm2的像素构成。在各像素中计算以重量百分比计的锰量，然后绘制在表示三张图的累积面积分数随锰量的变化的曲线上。
[0081]
对于试验1和试验10，在图2中绘制了该曲线：板截面的100％包含大于1％的锰。对于试验1，板截面的20％包含大于10％的锰。
[0082]
然后在表示80％的累积面积分数的点与表示20％的累积面积分数的点之间计算
所获得曲线的斜率。对于试验1，该斜率高于-30，表明锰的再分配不均匀，具有锰含量低的区域和锰含量高的区域。
[0083]
相反，对于试验10，在热轧之后没有热处理意味着锰的再分配不是不均匀的，这可以由低于-30的锰分布的斜率值看出。锰的该分布将不允许实现机械特性。这对于试验11也是这样的情况。
[0084]
试验mn分布的斜率夏氏能(j/mm2)1-131.222-251.263-131.224-131.225-131.226-201.007-201.008-201.009-121.2510-690.9411-690.9412-270.6813-250.6014-250.6015-250.6016n.d0.05
[0085]
带下划线的值：不匹配目标值。n.d.：未确定
[0086]
表4-经冷轧和退火的钢板的工艺参数
[0087]
然后将所获得的经热轧和热处理的钢板以50％的压下率冷轧。然后将冷轧钢板在冷轧钢板的ac1至ac3的温度t
均热
下退火并在所述温度下保持保持时间t
均热
，然后冷却至室温。施加以下用于获得经冷轧和退火的钢板的特定条件：
[0088][0089]
带下划线的值：不允许获得目标特性的参数
[0090]
然后分析经冷轧和退火的板，并且在表5、表6和表7中分别汇总了相应的显微组织元素、机械特性和可焊性特性。
[0091]
表5-经冷轧和退火的钢板的显微组织
[0092]
确定所获得的经冷轧和退火的钢板的显微组织的相百分比和锰分布的斜率。
[0093]
[c]a和[mn]a对应于奥氏体中的以重量百分比计的碳和锰的量。它们用x射线衍射(c％)和具有场发射枪的电子探针微分析仪(mn％)二者进行测量。
[0094]
显微组织中的相的表面分数通过以下方法确定：从经冷轧和退火的钢板切割试样，抛光并用本身已知的试剂蚀刻以显露显微组织。之后通过扫描电子显微镜，例如用具有场发射枪的扫描电子显微镜(“feg-sem”)在大于5000倍的放大倍数下以二次电子模式检查截面。
[0095]
在硝酸酒精溶液或苦醇/硝酸酒精溶液试剂蚀刻之后通过sem观察进行铁素体的表面分数的确定。
[0096]
通过x射线衍射进行残余奥氏体的体积分数的确定。
[0097]
通过经由具有场发射枪的扫描电子显微镜(“feg-sem”)和图像分析在大于15000倍的放大倍数下检查的板的截面确定析出的碳化物的密度。
[0098][0099]
带下划线的值：不对应于本发明
[0100]
在热轧钢板的退火之后获得的锰分布的不均匀性在钢板的冷轧和退火之后得到保持。这可以通过将在热轧钢板的退火之后获得的锰分布的斜率(表3中)与在冷轧钢板的退火之后获得的锰分布的斜率(表5)进行对比而看出。这些值非常地相同。
[0101]
表6-经冷轧和退火的钢板的机械特性
[0102]
确定所获得的经冷轧和退火的钢板的机械特性并汇总在下表中。
[0103]
屈服强度ys、抗拉强度ts和均匀延伸率te根据2009年10月出版的iso标准iso 6892-1进行测量。扩孔率he根据iso标准16630:2009进行测量。
[0104][0105]
带下划线的值：不匹配目标值
[0106]
nd：未确定的值
[0107]
实施例表明根据本发明的钢板(即实施例1至4、6至7、9和13至14)由于其特定的组成和显微组织而为表现出所有目标特性的唯一钢板。
[0108]
用钢组成a进行了试验1至5。通过调整t
均热
进行了不同的试验以发现限制在最后的冷却步骤期间新鲜马氏体的形成和不稳定奥氏体的形成的最佳温度。对于试验1至4，所选择的退火温度t
均热
允许获得那些特性。由于在奥氏体中的碳和锰的量而获得了奥氏体的稳定性，这可以从表述[c]a*[mn]a/((0,1 c％2)*(mn％ 2))大于1.10看出。在试验5中，将冷轧钢板在720℃的较高的t
均热
温度下退火，从而导致大量的奥氏体具有较少的碳，这可以由表述[c]a*[mn]a/((0,1 c％2)*(mn％ 2))低于1.10看出。与试验1至4相比，这种不稳定奥氏体导致ue和te的降低。
[0109]
用钢组成b进行试验6至8。对于试验6和7，选择t
均热
以限制在最后的冷却步骤期间新鲜马氏体的形成。在试验8中，将冷轧钢板在比试验6和7更高的t
均热
温度下退火，由此形成更多的奥氏体。在最后的冷却步骤期间，由于退火期间形成的这种大量的奥氏体而然后形成30％的新鲜马氏体。这种大量的新鲜马氏体不允许获得目标机械特性。
[0110]
在试验10和11中，在热轧之后没有热处理意味着锰的再分配不是不均匀的，这可以由低于-30的锰分布的斜率值看出，即使在冷轧钢板的退火之后也是如此。锰中的这种分布不允许实现机械特性。
[0111]
在试验12中，如在表3中看出的，用过低的t
hba
温度将热轧钢板热处理，导致形成多于0.5％的析出的碳化物。在冷轧钢板的退火之后，这些析出的碳化物不溶解，其中观察到
2.106个/mm2的碳化物密度。冷轧钢板的碳化物的存在导致在最后的冷却步骤期间形成25％的新鲜马氏体。这种大量的新鲜马氏体不允许获得目标机械特性。
[0112]
用钢组成f进行试验13至15。对于试验13和14，选择t
均热
以限制在最后的冷却步骤期间新鲜马氏体的形成。在试验15中，将冷轧钢板在比试验13和14更高的t
均热
温度下退火，由此形成更多的奥氏体。在最后的冷却步骤期间，由于退火期间形成的这种大量的奥氏体而然后形成5％的新鲜马氏体。这种量的新鲜马氏体不允许获得目标机械特性。
[0113]
表7-经冷轧和退火的钢板的可焊性特性
[0114]
对经冷轧和退火的钢板进行了标准iso 18278-2条件下的点焊。
[0115]
在所使用的测试中，样品由呈横向焊接等效形式的两个钢板构成。施加力以使焊接点断裂。将被称为横向抗拉强度(cts，cross tensile strength)的该力以dan表示。其取决于焊接点的直径和金属的厚度，也就是说钢和金属涂层的厚度。这使得可以计算系数α，其是cts的值与焊接点的直径乘以基材的厚度的乘积的比率。该系数以dan/mm2表示。
[0116]
确定所获得的经冷轧和退火的钢板的可焊性特性并汇总在下表中：
[0117]
试验α(dan/mm2)lme指数1600.072600.073600.074600.075600.076550.187550.188550.189680.0810600.0611600.0612400.1613400.1614400.1615400.1616240.58
[0118]
lme指数＝c％ si％/4，以重量％计。
[0119]
在试验16中，钢板中的具有大量的碳或硅的化学组成不允许获得本发明的可焊性特性。