專利名稱：非常高強(qiáng)度的冷軋雙相鋼片材的制造方法和這樣生產(chǎn)的片材的制作方法
非常高強(qiáng)度的冷軋雙相鋼片材的制造方法和這樣生產(chǎn)的片
材 本發(fā)明涉及由稱為“雙相”的鋼制造冷軋和退火片材，其具有非常高的強(qiáng)度和延展 性，用來通過成型制造部件，特別是在機(jī)動(dòng)車輛工業(yè)中。雙相鋼(其組織在鐵素體基質(zhì)內(nèi)部包含馬氏體和任選的一些貝氏體)已得到了廣 泛應(yīng)用，因?yàn)樗鼈兘Y(jié)合了高強(qiáng)度和大的變形能力。在交貨狀態(tài)下，其屈服強(qiáng)度與其斷裂強(qiáng)度 相比相對較低，這在成形操作時(shí)對其賦予非常有利的屈服強(qiáng)度/強(qiáng)度比例。其加工硬化能 力非常高，這允許碰撞中的良好變形分布并在成形之后的部件上產(chǎn)生大得多的屈服強(qiáng)度。 于是，可以制造與用常規(guī)鋼生產(chǎn)的那些部件同樣復(fù)雜但具有較好機(jī)械性質(zhì)的部件，這允許 降低厚度以滿足相同的功能規(guī)范。這樣，這些鋼有效地符合機(jī)動(dòng)車輛減重和安全性的要求。 在熱軋片材(例如具有1至IOmm的厚度)或冷軋片材(例如具有0. 5至3mm的厚度)的 領(lǐng)域內(nèi)，這種類型的鋼尤其用于機(jī)動(dòng)車輛結(jié)構(gòu)和安全部件例如橫梁、縱梁、增強(qiáng)部件或甚至 鋼板壓制的車輪。對于減重和降低能耗的現(xiàn)代要求導(dǎo)致非常高強(qiáng)度的雙相鋼的需求增大，即其機(jī)械 強(qiáng)度艮在980和IlOOMPa之間。除該強(qiáng)度水平外，這些鋼還應(yīng)該具有良好的可焊性和良好 連續(xù)熱浸鍍鋅能力。這些鋼還應(yīng)該具有良好的彎曲能力。例如，在文獻(xiàn)EP1201780 Al中描述高強(qiáng)度雙相鋼的制造，涉及具有如下組成的鋼 0. 01-0. 3% C，0. 01-2% Si，0. 05-3% Mn, < 0. 1% P, < 0. 01% S，和 0. 005-1% Al，其機(jī)械 強(qiáng)度超過540MPa，其具有良好的疲勞強(qiáng)度和孔膨脹率。但是，在該文獻(xiàn)中提出的大部分實(shí)施 例顯示了小于875MPa的強(qiáng)度。在該文獻(xiàn)中超過該值的少數(shù)實(shí)施例涉及碳含量高(0. 25或 0.31%)的鋼，其可焊性和孔膨脹率不是令人滿意的。此外，文獻(xiàn)EP 0796928 Al也描述冷軋雙相鋼，其強(qiáng)度超過550MPa，具有的組成為 0. 05-0. 3% C,0. 8-3% Μη,Ο. 4-2. 5% Al，和 0. 01-0. 2% Si。鐵素體基質(zhì)包含馬氏體、貝氏 體和/或殘余奧氏體。所提出的實(shí)施例顯示，即使具有高碳含量(0. 20-0. 21%)，強(qiáng)度仍不 高于 660MPa。文獻(xiàn)JP 11350038描述了雙相鋼，其強(qiáng)度超過980MPa，具有的組成為在固溶 體中的 0. 10-0. 15 % C，0. 8-1. 5 % Si, 1. 5-2. O % Μη,Ο. 01-0. 05 % P,小于 0. 005 % S, 0.01-0. 07 % Al，和小于0.01 % N，還包含一種或幾種以下元素0. 001-0. 02 % Nb, 0. 001-0. 02% V,0. 001-0. 02% Ti。但是，該高強(qiáng)度是以大量添加硅為成本獲得的，這當(dāng)然 允許馬氏體形成，但卻導(dǎo)致表面氧化物形成，其影響了可浸涂性。本發(fā)明的目的在于提供一種沒有上述缺點(diǎn)的制造非常高強(qiáng)度的雙相鋼片材(冷 軋的、裸的或涂覆的)的方法。本發(fā)明旨在提供具有980-1 IOOMPa的機(jī)械強(qiáng)度以及超過9 %的斷裂延伸率和良好 成形能力，特別良好彎曲能力的雙相鋼片材。本發(fā)明還旨在提供一種制造方法，其參數(shù)的小變化不引起顯微組織或機(jī)械性質(zhì)的
重大變化。本發(fā)明還旨在提供一種通過冷軋容易制造的鋼片材，即其硬度在熱軋步驟之后受到限制使得冷軋步驟中軋制應(yīng)變?nèi)员３种械?。本發(fā)明還旨在提供一種鋼片材，在其上能夠沉積金屬涂層，特別地通過根據(jù)通常 方法熱浸鍍鋅。本發(fā)明還旨在提供一種借助于通常的裝配方法例如電阻點(diǎn)焊而具有良好可焊性 的鋼。本發(fā)明還旨在通過避免添加昂貴的合金化元素提供一種經(jīng)濟(jì)的制造方法。為此目的，本發(fā)明的主題是一種冷軋和退火的雙相鋼片材，其具有在980和 1 IOOMPa之間的強(qiáng)度和超過9 %的斷裂延伸率，其組成按重量表示包含如下含量0. 055 % ≤ C ≤ 0. 095%,2%^ Mn≤ 2. 6%,0. 005%^ Si ≤ 0. 35%, S ≤ 0. 005%, P ≤ 0. 050%, 0. 1 ≤ Al ≤ 0. 3%,0. 05%^ Mo 彡 0. 25%,0. 2%^ Cr ≤ 0. 5%，應(yīng)理解 Cr+2Mo ≤ 0. 6%, Ni ^ 0. 1%,0. 010 ^ Nb ^ 0. 040%,0. 010 ^ Ti ^ 0. 050%，0. 0005 彡 B ≤ 0. 0025%，和 0. 002%^ N^O. 007%，該組成的余量由鐵和來自熔煉的不可避免的雜質(zhì)組成。該鋼的組成優(yōu)選地按重量表示包含如下含量0.Al < 0. 25%。根據(jù)一個(gè)優(yōu)選的實(shí)施方案，該鋼的組成按重量表示包含如下含量0. 10% 彡 Si 彡 0. 30%。該鋼的組成優(yōu)選包含0. 15%彡Si彡0. 28%。根據(jù)一個(gè)優(yōu)選的實(shí)施方案，該組成包含P ( 0. 015%。該鋼片材的顯微組織優(yōu)選地包含35至50%表面積份數(shù)的馬氏體。根據(jù)一個(gè)特定的實(shí)施方案，顯微組織的補(bǔ)充量由50至65%表面積份數(shù)的鐵素體 構(gòu)成。根據(jù)另一個(gè)特定的實(shí)施方案，顯微組織的補(bǔ)充量由1至10%貝氏體和40至64% 鐵素體(表面積份數(shù))構(gòu)成。相對于全部鐵素體相，非再結(jié)晶鐵素體的表面積份數(shù)優(yōu)選小于或等于15%。優(yōu)選地，該鋼片材具有的屈服強(qiáng)度Re與其強(qiáng)度Rm之比使得0. 6彡Re/Rffl彡0. 8。根據(jù)一個(gè)特定的實(shí)施方案，該片材是連續(xù)鍍鋅的。根據(jù)另一個(gè)特定的實(shí)施方案，該片材包括鍍鋅層退火的涂層。本發(fā)明另一主題在于一種冷軋和退火的雙相鋼片材的制造方法，其特征在于，提 供具有根據(jù)任一上述規(guī)范的組成的鋼，然后-將鋼鑄造成半成品，然后-使半成品處于1150°C彡Tk彡1250°C的溫度，然后-以Tfl彡Ar3的軋制終了溫度熱軋?jiān)摪氤善罚垣@得熱軋產(chǎn)品，然后-在500°C彡Tb。b( 570°C溫度下卷取該熱軋產(chǎn)品，然后對熱軋產(chǎn)品進(jìn)行去氧化皮， 然后以30和80%之間的壓下率進(jìn)行冷軋，從而獲得冷軋產(chǎn)品，然后-以1°C /s彡V。彡5°C /s的速度將冷軋產(chǎn)品加熱至退火溫度TM，例如 Ac 1+400C ^ Tm ^ Ac3-30°C，在此處保持如下時(shí)間30s ^ tM ^ 300s，從而獲得帶有包含奧 氏體的組織的加熱和退火的產(chǎn)品，然后-以對于使所有奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的足夠高的速度V，將該產(chǎn)品冷卻到低于溫 度Ms的溫度。本發(fā)明的另一主題在于制造冷軋、退火和鍍鋅的雙相鋼片材的方法，其特征在于，提供根據(jù)上述規(guī)范的具有包含奧氏體的組織的加熱和退火的產(chǎn)品，然后-以足以防止奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的高速度Vk將加熱和退火產(chǎn)品進(jìn)行冷卻，直到 達(dá)到接近熱浸鍍鋅溫度Tai的溫度，然后-通過在450°C<Tzn ( 480°C溫度下浸漬在鋅或Si合金浴中將該產(chǎn)品連續(xù)鍍鋅， 從而獲得鍍鋅產(chǎn)品，然后-以超過4°C/s的速度V’K將該鍍鋅產(chǎn)品冷卻到環(huán)境溫度，從而獲得冷軋、退火和 鍍鋅的鋼片材。本發(fā)明的另一主題是制造冷軋和鍍鋅層退火的雙相鋼片材的方法，其特征在于， 提供根據(jù)上述規(guī)范的具有包含奧氏體的組織的加熱和退火的產(chǎn)品，然后-以足以防止所述奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的高速度Vk將加熱和退火的產(chǎn)品進(jìn)行冷 卻，直到達(dá)到接近熱浸鍍鋅溫度Tzn的溫度，然后-通過在450°C<Tzn ( 480°C溫度下浸漬在鋅或Si合金浴中將該產(chǎn)品連續(xù)鍍鋅， 從而獲得鍍鋅產(chǎn)品，然后-在490和550°C之間的溫度Te下加熱該鍍鋅產(chǎn)品10_40s的時(shí)間te，從而獲得鍍 鋅層退火的產(chǎn)品，然后-以超過4°C/s的速度V" κ將該鍍鋅層退火的產(chǎn)品冷卻到環(huán)境溫度，從而獲得冷 軋和鍍鋅層退火的鋼片材。本發(fā)明另一主題是根據(jù)上述規(guī)范之一的制造方法，其特征在于溫度Tm在760和 830°C之間。根據(jù)一個(gè)特定的實(shí)施方案，冷卻速度Vk高于或等于15°C /S。本發(fā)明另一主題是根據(jù)任一上述規(guī)范的鋼片材，或根據(jù)任一上述規(guī)范的方法制造 的鋼片材，用于制造機(jī)動(dòng)車輛結(jié)構(gòu)或安全部件的用途。參照附圖，在以下作為實(shí)施例給出的描述過程中將顯示本發(fā)明的其它特征和優(yōu) 點(diǎn)，在附圖中-

圖1表示根據(jù)本發(fā)明的鋼片材的顯微組織的實(shí)施例；而-圖2和3表示不根據(jù)本發(fā)明的鋼片材的顯微組織的實(shí)施例?，F(xiàn)在將通過考慮其不同的特征元素，更準(zhǔn)確但非限制性地描述本發(fā)明就鋼的化學(xué)組成而言，碳對該顯微組織的形成起重要作用并影響機(jī)械性質(zhì)低于 0.055重量％則強(qiáng)度不是令人滿意的。超過0.095%，則不能夠保證9%的延伸率?？珊感?也降低。除歸因于固溶體的硬化作用外，錳是增大淬硬性和降低碳化物析出的元素。需要 2重量％的最小含量以獲得所需的機(jī)械性質(zhì)。但是，超過2.6%，則其γ鐵形成品質(zhì)導(dǎo)致太 明顯的帶狀組織的形成。硅是促進(jìn)液態(tài)鋼脫氧且在固溶體中硬化的元素。該元素通過防止碳化物析出和通 過促使馬氏體(其是雙相鋼組織的組分)的形成，也在顯微組織形成中起重要作用。超過 0.005%時(shí)，它具有重要的作用。超過0. 10%，優(yōu)選超過0. 15%的硅添加量，可使達(dá)到本發(fā) 明所尋求的較高水平強(qiáng)度成為可能。但是，硅含量的提高通過促使粘附在產(chǎn)品表面上的氧 化物形成降低了浸涂能力其含量應(yīng)該限于0. 35重量％，優(yōu)選0. 30%，以獲得良好的可涂 覆性。另外，硅還降低可焊性小于0. %的含量同時(shí)提供了良好的可焊性以及良好的可涂覆性。硫含量超過0. 005%時(shí)，由于降低延展性的硫化物例如MnS的過量存在使延展性 降低，延展性得到降低，特別地在孔膨脹試驗(yàn)期間。磷是在固溶體中硬化但降低可點(diǎn)焊性和熱延展性的元素，這特別是由于它在晶 界偏析或與錳共偏析的趨勢。由于這些原因，為了獲得良好的可點(diǎn)焊性，其含量應(yīng)該限于 0. 050%，優(yōu)選 0. 015%。在本發(fā)明中，鋁通過防止碳化物析出和通過在冷卻時(shí)促使馬氏體組份形成而起重 要的作用。當(dāng)鋁含量超過0. 時(shí)和優(yōu)選當(dāng)鋁含量超過0. 12%時(shí)，獲得這些作用。在冷軋之后的退火期間，鋁以AlN的形式限制晶粒生長。該元素還用于液態(tài)鋼的 脫氧，其量通常小于約0. 050 %。事實(shí)上，一般認(rèn)為，更大的含量使耐火材料的腐蝕和噴嘴 堵塞的風(fēng)險(xiǎn)增大。在過大量時(shí)，鋁降低熱延展性并增大連續(xù)鑄造中出現(xiàn)缺陷的風(fēng)險(xiǎn)。還試 圖限制氧化鋁夾雜(特別是團(tuán)簇的形式)，以保證滿意的延伸率性質(zhì)為目的。本發(fā)明人已 經(jīng)闡明，與該組成的其它元素組合，可添加至多0.3重量％的鋁量，而對所要求的其它性質(zhì) 無任何不利影響，特別是對于延展性，并還使獲得所尋求的顯微組織和機(jī)械性質(zhì)成為可能。 若超過0. 3%，則連續(xù)鑄造期間存在液態(tài)金屬和熔渣之間相互作用的風(fēng)險(xiǎn)，這可導(dǎo)致出現(xiàn)缺 陷。至多0. 25重量％的鋁含量保證細(xì)顯微組織的形成，而無對延展性具有不利影響的大的 馬氏體島狀物。本發(fā)明人已表明，可令人驚訝地獲得980和llOOMI^a之間的高強(qiáng)度水平，甚至在限 制鋁和硅的添加時(shí)也是如此。這是通過根據(jù)本發(fā)明的合金化或微合金化元素的特定組合， 特別是通過添加Mo、Cr、Nb、Ti、B獲得的。超過0. 05重量％的量時(shí)，鉬起對淬硬性具有積極作用，并延遲鐵素體的生長和貝 氏體的出現(xiàn)。但是，超過0. 25%的含量過量地增大了添加物成本。超過0.2%的數(shù)量時(shí)，鉻因其對淬硬性的作用還有助于延遲先共析體鐵素體的形 成。超過0.5%時(shí)，添加的成本再次是過大的。鉻和鉬對淬硬性的組合作用在本發(fā)明中根據(jù)其單獨(dú)特征得到考慮；根據(jù)本發(fā)明， 鉻和鉬含量使得Cr+(2XMo) <0.6%。該關(guān)系式中的系數(shù)分別表示這兩種元素對淬硬性 的影響，用于促進(jìn)產(chǎn)生細(xì)鐵素體組織的目的。鈦和鈮是根據(jù)本發(fā)明一起使用的微合金化元素-在0.010-0. 050%的量時(shí)，鈦主要與氮和碳組合從而以氮化物和/或碳氮化物的 形態(tài)析出。當(dāng)熱軋之前將板坯加熱至1150-1250°C時(shí)，這些析出物是穩(wěn)定的，這使控制奧氏 體晶粒尺寸成為可能。超過0. 050%的鈦含量時(shí)，存在形成從液態(tài)析出粗的鈦的氮化物的風(fēng) 險(xiǎn)，而這傾向于降低延展性；-在超過0.010%的量時(shí)，在熱軋期間，或者同樣在接近亞臨界(intercritique) 轉(zhuǎn)變范圍的溫度范圍內(nèi)退火時(shí)，鈮對于在奧氏體或鐵素體中形成Nb(CN)細(xì)析出物是非常 有效的。它延遲熱軋期間和退火期間的再結(jié)晶并細(xì)化顯微組織。但是，由于過大的鈮含量 降低可焊性，由此應(yīng)將其限于0. 040%。上述鈦和鈮含量使得以氮化物或碳氮化物的形式完全捕集氮的設(shè)置成為可能，到 此程度以致硼以游離狀態(tài)出現(xiàn)，并可對淬硬性起積極的作用。硼對淬硬性的作用是重要的。 通過限制碳的活性，事實(shí)上，硼使控制和限制擴(kuò)散相的轉(zhuǎn)變(冷卻期間的鐵素體或珠光體的轉(zhuǎn)變)和形成獲得高機(jī)械強(qiáng)度特性所需的硬化相(貝氏體或馬氏體)成為可能。因而硼 的加入是本發(fā)明的重要組分，它還使限制硬化元素例如MruMo和Cr的添加并降低鋼種的成 本成為可能。為提供有效的淬硬性，硼的最小含量是0. 0005%。超過0. 0025%時(shí)，對淬硬性的 作用達(dá)到峰值，且可觀察到對可涂覆性和熱延展性的不利作用。為了形成令人滿意量的氮化物和碳氮化物，要求0.002%的最小氮含量。氮含量限 于0. 007%以避免形成會(huì)降低鐵素體硬化所需游離硼的量的BN?？梢赃M(jìn)行鎳的任選添加從而獲得鐵素體的額外硬化。但由于成本的原因，該添加 限于0. 1%。根據(jù)本發(fā)明的軋制片材的制造方法的實(shí)行包括下列相繼步驟-提供具有根據(jù)本發(fā)明組成的鋼；-從這種鋼開始進(jìn)行半成品的鑄造。可以以坯錠進(jìn)行鑄造或以厚度約為200mm的板坯形式進(jìn)行連續(xù)鑄造。還可以以反 轉(zhuǎn)鋼輥之間的薄帶材形式或幾十毫米厚的薄板坯形式進(jìn)行鑄造。首先使鑄造的半成品處于超過1150°C的溫度Tk，使得它們在每個(gè)點(diǎn)都達(dá)到對于在 軋制期間鋼都經(jīng)受的大變形有利的溫度。但若該溫度Tk過高，奧氏體晶粒以不期望的方式生長。在該溫度范圍內(nèi)，能夠有 效地控制奧氏體晶粒尺寸的僅有析出物是鈦的氮化物，而且應(yīng)將加熱溫度限于1250°C，以 便在該階段上維持細(xì)的奧氏體晶粒尺寸。當(dāng)然，在反轉(zhuǎn)輥之間的薄帶材或薄板坯的直接鑄造的情況下，可以直接在鑄造之 后進(jìn)行這些半成品的熱軋步驟(以高于1150°C的溫度開始)，使得在這種情況下不需要中 間加熱步驟。在鋼組織完全是奧氏體的溫度范圍內(nèi)將該半成品熱軋若小于冷卻時(shí)的奧氏 體轉(zhuǎn)變的起始溫度K3，則鐵素體晶粒通過軋制進(jìn)行加工硬化，而且延展性降低。優(yōu)選地，選 擇高于850°C的軋制終了溫度。然后在500和570°C之間的溫度Tb。b下將熱軋產(chǎn)品卷取該溫度范圍使得在與卷取 相關(guān)的近等溫保持時(shí)間過程中獲得完全貝氏體轉(zhuǎn)變成為可能。該范圍導(dǎo)致Ti和Nb析出物 的形態(tài)，該形態(tài)足夠細(xì)以便允許在制造方法的后續(xù)階段中利用其硬化力。超過570°C的卷取 溫度導(dǎo)致較粗的析出物形成，其中連續(xù)退火過程中該聚結(jié)明顯地降低效率。當(dāng)卷取溫度過低時(shí)，產(chǎn)品的硬度增大，這增大了后續(xù)冷軋期間所需的力。然后，使用本身已知的方法對熱軋產(chǎn)品進(jìn)行去氧化皮，然后優(yōu)選地以30和80%之 間的壓下率進(jìn)行冷軋。然后，優(yōu)選在連續(xù)退火裝置中，以1_5°C /s的平均加熱速度V。加熱該冷軋產(chǎn)品。與 下述退火溫度Tm結(jié)合，該加熱速度范圍產(chǎn)生小于或等于15%的非再結(jié)晶鐵素體份數(shù)。該加熱在溫度Ael (加熱時(shí)同素異形轉(zhuǎn)變的起始溫度)+40°C和A。3(加熱時(shí)同素異 形轉(zhuǎn)變的終了溫度)-30°C之間的退火溫度Tm下進(jìn)行，即在亞臨界范圍內(nèi)的特定溫度范圍 中當(dāng)Tm小于(Au+^t)時(shí)，該組織還可包括非再結(jié)晶鐵素體區(qū)域，其表面積份數(shù)可以達(dá) 到15%。該非再結(jié)晶鐵素體份數(shù)例如以如下方式計(jì)算在顯微組織中間識(shí)別出鐵素體相之 后，相對于全部鐵素體相將非再結(jié)晶鐵素體的表面積百分?jǐn)?shù)進(jìn)行量化。本發(fā)明人已闡明，這些非再結(jié)晶區(qū)域?qū)ρ诱剐云鸩焕绊懀椅词公@得本發(fā)明所尋求的特征成為可能。根據(jù) 本發(fā)明的退火溫度Tm產(chǎn)生了足夠的奧氏體以在隨后冷卻時(shí)按照獲得所需特性的數(shù)量形成 馬氏體。小于(A。3-30°C)的溫度Tm還保證在溫度Tm下形成的奧氏體島狀物的碳含量確實(shí) 導(dǎo)致后續(xù)的馬氏體轉(zhuǎn)變當(dāng)退火溫度過高時(shí)，奧氏體島狀物的碳含量變得過低，這導(dǎo)致隨后 向貝氏體或珠光體的不利轉(zhuǎn)變。另外，過高的溫度導(dǎo)致鈮析出物尺寸增大，這使之失去部分 硬化能力。因而，最終機(jī)械強(qiáng)度降低。為此，優(yōu)選地選擇760°C和830°C之間的溫度TM。在該溫度Tm下的30s最小保持時(shí)間tM允許碳化物溶解，并發(fā)生向奧氏體的部分轉(zhuǎn) 變。在300s時(shí)間后，該作用達(dá)到峰值。超過300s的保持時(shí)間還難以與連續(xù)退火裝置的生 產(chǎn)率需求相容，特別是運(yùn)行速度。保持時(shí)間tM為30和300s之間。根據(jù)制造的是未涂覆的鋼片材，還是連續(xù)熱浸鍍鋅的鋼片材，還是鍍鋅層退火的 片材，該方法的下列步驟不同-在第一種情況下，在退火保持時(shí)間結(jié)束時(shí)，以足以使退火期間形成的所有奧氏體 轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的冷卻速度V，進(jìn)行冷卻至低于溫度Ms (馬氏體形成的起始溫度)的溫度。該冷卻可以從溫度Tm開始在一個(gè)或多個(gè)步驟中進(jìn)行，并且在后者情況下，可使用 不同的冷卻方法例如冷水浴或沸水浴、水或氣的射束。可以將這些可能的加速冷卻方法進(jìn) 行結(jié)合，從而獲得奧氏體向馬氏體的完全轉(zhuǎn)變。在該馬氏體轉(zhuǎn)變之后，將鋼片材冷卻到環(huán)境 溫度。因而，冷卻的裸片材的顯微組織由帶有馬氏體島狀物的鐵素體基質(zhì)構(gòu)成，該馬氏 體島狀物的表面積份數(shù)在35和50%之間且無貝氏體。-如果期望制造連續(xù)熱浸鍍鋅的片材，則在退火保持時(shí)間結(jié)束時(shí)，將該產(chǎn)品冷卻， 直到達(dá)到接近熱浸鍍鋅溫度Tai的溫度，冷卻速度Vk足夠快以防止奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變。 為此，冷卻Vk速度優(yōu)選高于15°C /s。通過浸漬在其溫度Tai為450-480°C的鋅或鋅合金浴 中進(jìn)行熱浸鍍鋅。在該階段發(fā)生奧氏體向貝氏體的部分轉(zhuǎn)變，這導(dǎo)致1-10%貝氏體的形成， 該數(shù)值是按表面積份數(shù)表示的。在該溫度范圍內(nèi)保持時(shí)間應(yīng)小于80s，以便將貝氏體的表 面積份數(shù)限制在10%，并因而獲得滿意的馬氏體份數(shù)。然后以超過4°C/s的V' κ速度將 鍍鋅產(chǎn)品冷卻到環(huán)境溫度，目的是使殘余奧氏體部分完全變換為馬氏體這樣獲得了按表 面積份數(shù)包含40-64%鐵素體、35-50%馬氏體和貝氏體的冷軋、退火和鍍鋅的鋼片 材。-如果期望制造冷軋和“鍍鋅層退火的”，即合金-鍍鋅(galvanisee-alliee)的 雙相鋼片材，則在退火保持時(shí)間結(jié)束時(shí)將該產(chǎn)品冷卻，直到達(dá)到接近熱浸鍍鋅溫度Tzn的溫 度，冷卻速度Vk足夠快以防止奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變。為此，冷卻速度Vk優(yōu)選高于15°C / s。通過浸漬在其溫度1^為450-4801的鋅或鋅合金浴中進(jìn)行熱浸鍍鋅。在該階段發(fā)生奧 氏體向貝氏體的部分轉(zhuǎn)變，這導(dǎo)致1-10%貝氏體的形成，該值以表面積份數(shù)表示。在該溫 度范圍內(nèi)的保持時(shí)間應(yīng)短于80s，以將貝氏體的份數(shù)限制在10%。在離開鋅浴后，將該鍍鋅 產(chǎn)品加熱至490-550°C溫度Te持續(xù)10-40s的時(shí)間te。這誘使鐵和沉積的鋅或鋅合金細(xì)層 在浸漬期間相互擴(kuò)散，其產(chǎn)生鍍鋅層退火的產(chǎn)品。以超過4°C/s的速度V" κ將該產(chǎn)品冷 卻到環(huán)境溫度這樣獲得了具有鐵素體基質(zhì)的鍍鋅層退火的鋼片材，其按表面積份數(shù)包含 40-64%鐵素體、35-50%馬氏體和1-10%貝氏體。該馬氏體一般為平均尺寸小于4微米，甚至兩微米的島狀物形式，大多數(shù)的這些島狀物(它們中超過50% )具有塊狀(massive)形 態(tài)而非延伸的形態(tài)。給定島狀物的形態(tài)用其最大尺寸和最小尺
權(quán)利要求
1.冷軋和退火的雙相鋼片材，具有980-1IOOMPa的強(qiáng)度和超過9%的斷裂延伸率，其組 成按重量表示包含如下含量0. 055%^ C 彡 0. 095% 2%^ Mn ^ 2. 6% 0. 005%^ Si 彡 0. 35% S 彡 0. 005% P 彡 0. 050% 0. 1 ^ AI ^ 0. 3% 0. 05%^ Mo 彡 0. 25% 0. 2%^ Cr ^ 0. 5% 應(yīng)理解 Cr+2Mo ^ 0. 6% Ni ^ 0. 1%0. 010 彡 Nb 彡 0. 040% 0. 010 彡 Ti 彡 0. 050% 0. 0005 ^ B ^ 0. 0025% 0. 002%彡 N 彡 0. 007%該組成的余量由鐵和來自熔煉的不可避免的雜質(zhì)組成。
2.根據(jù)權(quán)利要求1的鋼片材，特征在于所述鋼的組成按重量表示包含如下含量 0. 12%^ Al 彡 0. 25%。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2的鋼片材，特征在于所述鋼的組成按重量表示包含如下含量 0. 10%^ Si 彡 0. 30%。
4.根據(jù)權(quán)利要求1或2的鋼片材，特征在于所述鋼的組成按重量表示包含如下含量 0. 15%^ Si 彡 0. 28%。
5.根據(jù)權(quán)利要求1至4中任何一項(xiàng)的鋼片材，特征在于所述鋼的組成按重量表示包含 如下含量P 彡 0. 015%。
6.根據(jù)權(quán)利要求1至5中任何一項(xiàng)的鋼片材，特征在于其顯微組織包含35至50%表 面積份數(shù)的馬氏體。
7.根據(jù)權(quán)利要求6的鋼片材，特征在于所述顯微組織的補(bǔ)充量由50至65%表面積份 數(shù)的鐵素體構(gòu)成。
8.根據(jù)權(quán)利要求6的鋼片材，特征在于所述顯微組織的補(bǔ)充量按表面積份數(shù)計(jì)由 1-10%貝氏體和40-64%鐵素體構(gòu)成。
9.根據(jù)權(quán)利要求1至8中任何一項(xiàng)的鋼片材，特征在于與全部鐵素體相相比，其非再結(jié) 晶的鐵素體的表面積份數(shù)小于或等于15%。
10.根據(jù)權(quán)利要求1至9中任何一項(xiàng)的鋼片材，特征在于其屈服強(qiáng)度Re與其強(qiáng)度Rm之 比使得0. 6 ( Re/Rm 彡 0. 8。
11.根據(jù)權(quán)利要求1至6或8至10中任何一項(xiàng)的鋼片材，特征在于它是連續(xù)鍍鋅的。
12.根據(jù)權(quán)利要求1至6或8至10中任何一項(xiàng)的鋼片材，特征在于它包括鍍鋅層退火 的涂層。
13.冷軋和退火的雙相鋼片材的制造方法，特征在于提供具有根據(jù)權(quán)利要求1至5中任 何一項(xiàng)的組成的鋼，然后-將所述鋼鑄造成半成品，然后-使所述半成品處于1150°C彡K 1250°C的溫度下，然后-以軋制終了溫度彡Ar3對所述半成品進(jìn)行熱軋，從而獲得熱軋產(chǎn)品，然后-在例如如下的溫度Tb。b下將所述熱軋產(chǎn)品卷取5000C^ TbobS 570°C，然后-對所述熱軋產(chǎn)品進(jìn)行去氧化皮，然后-以30和80%之間的壓下率進(jìn)行冷軋，從而獲得冷軋產(chǎn)品，然后 -以1°C /s彡V。彡5°C /s的速度加熱所述冷軋產(chǎn)品到例如如下的退火溫度Tm : Ac 1+400C ^ Tm ^ Ac3-30°C，在此將該產(chǎn)品保持時(shí)間30s ^ tM ^ 300s，從而獲得帶有包含 奧氏體的組織的加熱和退火的產(chǎn)品，然后-以足以使所有的所述奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體的高速度V，將所述產(chǎn)品冷卻到低于溫度Ms 的溫度。
14.冷軋、退火和鍍鋅的雙相鋼片材的制造方法，特征在于提供如權(quán)利要求13所述的 帶有包含奧氏體的組織的所述加熱和退火的產(chǎn)品，然后-以足以防止所述奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變的高速度Vk，將所述加熱和退火產(chǎn)品進(jìn)行冷 卻，直到達(dá)到接近熱浸鍍鋅溫度Tzn的溫度，然后-在450°C< Tzn ( 480°C溫度下，通過浸漬在鋅或Zn合金浴中對所述產(chǎn)品進(jìn)行連續(xù)鍍 鋅，從而獲得鍍鋅產(chǎn)品，然后-以超過4°C /s的速度V' κ將所述鍍鋅產(chǎn)品冷卻到環(huán)境溫度，從而獲得冷軋、退火和 鍍鋅鋼片材。
15.冷軋和鍍鋅層退火的雙相鋼片材的制造方法，特征在于提供如權(quán)利要求13所述的 帶有包含奧氏體的組織的所述加熱和退火的產(chǎn)品，然后-以足以防止所述奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變的高速度Vk，將所述加熱和退火產(chǎn)品進(jìn)行冷 卻，直到達(dá)到接近熱浸鍍鋅溫度Tzn的溫度，然后-在450°C< Tzn ( 480°C溫度下，通過浸漬在鋅或Zn合金浴中對所述產(chǎn)品進(jìn)行連續(xù)鍍 鋅，從而獲得鍍鋅產(chǎn)品，然后-在490和550°C之間的溫度Te下，將所述鍍鋅產(chǎn)品加熱10-40s的時(shí)間te，從而獲得 鍍鋅層退火的產(chǎn)品，然后-以超過4°C /s的速度V/將所述鍍鋅層退火的產(chǎn)品冷卻到環(huán)境溫度，從而獲得冷軋 和鍍鋅層退火鋼片材。
16.根據(jù)權(quán)利要求13至15中任何一項(xiàng)的制造方法，特征在于所述溫度Tm在760和 830°C之間。
17.根據(jù)權(quán)利要求14或15的制造方法，特征在于所述冷卻速度Vk高于或等于15°C/S
18.根據(jù)權(quán)利要求1至12中任何一項(xiàng)的鋼片材，或根據(jù)權(quán)利要求13至17中任何一項(xiàng) 的方法制造的鋼片材，在制造用于機(jī)動(dòng)車輛的結(jié)構(gòu)或安全部件中的用途。
全文摘要
本發(fā)明涉及冷軋和退火的雙相鋼片材，其具有980-1100MPa的強(qiáng)度、超過9％的斷裂延伸率，其組成按重量表示包含如下含量0.055％≤C≤0.095％，2％≤Mn≤2.6％，0.005％≤Si≤0.35％，S≤0.005％，P≤0.050％，0.1≤Al≤0.3％，0.05％≤Mo≤0.25％，0.2％≤Cr≤0.5％，其中Cr+2Mo≤0.6％，Ni≤0.1％，0.010≤Nb≤0.040％，0.010≤Ti≤0.050％，0.0005≤B≤0.0025％，0.002％≤N≤0.007％，組成的余量由鐵和生產(chǎn)造成的不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。
文檔編號(hào)C23C2/02GK102046827SQ200980118384
公開日2011年5月4日 申請日期2009年5月15日 優(yōu)先權(quán)日2008年5月21日
發(fā)明者A·穆蘭, C·萬希, G·雷斯特雷波加爾斯, M·古內(nèi), T·瓦特肖特, V·薩爾杜 申請人:安賽樂米塔爾研究與發(fā)展有限責(zé)任公司