生产具有高强度和良好成形性能的带钢的方法技术

本发明专利技术涉及一种生产具有至少为９００ＭＰａ的高强度和良好成形性能的带钢的方法，所述带钢含有（以质量百分比计）：０．１０－０．２０％的Ｃ；０．３０－０．６０％的Ｓｉ；１．５０－２．００％的Ｍｎ；最多为０．０８％的Ｐ；０．３０－０．８０％的Ｃｒ；不超过０．４０％的Ｍｏ；不超过０．２０％的Ｔｉ和／或Ｚｒ；不超过０．０８％的Ｎｂ；余者为Ｆｅ和不可避免的杂质。将所述钢熔化，浇注成钢坯，之后，轧制成热轧钢带，其中，终轧温度高于８００℃，输出辊道上的冷却速度至少为３０℃／秒，卷取温度为３００℃－６００℃。（*该技术在2018年保护过期，可自由使用*）

【技术实现步骤摘要】

本专利技术涉及生产具有至少为900MPa的高强度和良好成形性能的带钢的方法。要降低车辆的燃料消耗需要应用轻质的概念。通过降低钢片的厚度，可以获得轻质构件。为补偿由此引起的构件强度的损失，就必须增加材料的强度。但强度的任何增加通常都会引起变形性能的下降。车辆制造中所使用的薄钢板必须通过成形加工来获得设计上或功能上所要求的最终形状。如果强度的增加和由此引起的成形性能的降低太多，则成形期间，由于局部缩颈和撕裂的出现会导致失效的发生。出于这一原因，强度的增加受到限制。钢的发展的目的总是在于改善变形性能和强度间的比例。通过使用磷合金化或者微合金化的钢，对于低于500MPa的强度范围的情况在减小钢板厚度方面已取得相当成功。使用烘烤硬化钢甚至能够获得更好的结果。在500-800MPa间的强度范围内，双相钢和TRIP(相变诱发塑性)钢具有相当好的成形能力。与成形性有关的、实际加工中有代表性的特征值可以从拉伸试验中获得。尤其是，断裂时的延伸率和n值(代表强化能力的量)均代表重要的有量纲指标。n值代表在拉伸成形应力作用下的变形性能。这是车辆中的大多数钢板部件主要的变形机制。n值与屈服应力和抗拉强度的比值对应得相当好，该比值也代表实际加工中材料的强化能力。为最大限度地利用增加强度来减小钢板厚度的优势，对涉及断裂时的延伸率(A)和强化值(n值)的可能的最高值进行探讨。具有高于800MPa的非常高强度的钢可以非常有效地用于降低与碰撞有关的部件如车门的冲击横梁、挡板横梁的重量。为此，有必要将钢板厚度从2.0mm以上减小至2.0mm以下如1.5mm。这种超高强度钢板以前只能通过冷轧钢板获得。特别是在高于800MPa的极高强度范围内，使用传统的材料概念生产冷轧钢带或热轧钢带时，变形性能不足以将钢板加工成形为有用的部件。可以通过形成马氏体组织来获得高强度。然而，这种钢的表观屈服应力也非常高。因此，所获得的屈服应力与抗拉强度之比值和强化值均较低。除了可加工性能低之外，还会导致弹性回复值很高，所以，压制成形的部件要么难于生产，要么不能真正成形。本专利技术的目的是发展具有高强化性能和良好成形能力以及高的构件强度的带钢。为达到这一目的，根据本专利技术，提出了一种方法，其中，一种钢含有(以质量百分比计)0.10-0.20％的C0.30-0.60％的Si1.50-2.00％的Mn最多为0.08％的P0.30-0.80％的Cr不超过0.40％的Mo不超过0.20％的Ti和/或Zr不超过0.08％的Nb余者为Fe和不可避免的杂质。将所述钢熔化，浇注成钢坯，之后，轧制成热轧钢带，其中，终轧温度高于800℃，输出辊道上的冷却速度至少为30℃/秒，卷取温度为300℃-600℃。由相邻的软、硬相并分布有极细小的弥散相组成非常细小的组织。这种有目的设定的组织有可能为加工和使用提供具有吸引力的、以前未知的性能。对组织的多相硬化，以及细晶和细小粒子的硬化构成一种多重强化机制。根据本专利技术的这一方法的经济性特点是其生产厚度小于2.0mm，例如1.5mm的热轧钢带的能力。这种生产方法不必要求如冷轧钢带的生产那样，需要附加的冷轧和随后的退火工序这样复杂的生产过程。本专利技术的材料概念也包括可能工业应用的表面细化处理。这样，可进行比如电解沉积锌层。锌层能够明显改善耐腐蚀性能可以认为是一已知的事实。而且，也知道，超高强度钢在电解过程中，由于氢的吸附而容易发生脆化。可以证明，根据本专利技术的带钢不存在这些可怕的电镀问题。下面对各合金元素以及生产参数进行介绍。碳的作用是使组织硬化和形成超细弥散相。考虑到焊接性能，碳含量应限制为0.1-0.2％。硅增加固溶体的硬度，因而要求其含量至少为0.3％。从焊接性能和避免不利的锻造鳞痕的形成考虑，其含量应限定为不超过0.6％。锰含量至少为1.5％时，能推迟转变的进行并导致硬的转变产物的形成。为避免出现不允许的强烈的显微偏析，其含量应限定为不超过2.0％。磷可用来进一步提高固溶硬化能力，但从焊接性能考虑，其含量不应超过0.08％。铬含量至少为0.3％时，可促进含较多贝氏体的最终组织的形成。为避免过于推迟转变的进行，其含量应限定为最高0.80％。钛或锆可用于形成具有一定硬化作用的超细弥散相。然而，当其含量超过0.2％时，这种硬化作用明显减小。这就是为什么其最大含量必须定为0.2％的原因。铌也可用于弥散硬化。合金化时其添加量优选至少为0.04％。从有效性考虑，其含量限定在最高为0.08％。硼含量为0.0005-0.005％时，能改善淬透性。据目前所知，该元素用于马氏体转变钢。已令人惊奇的发现，在本专利技术中，硼也会引起贝氏体基组织强度的显著增加，而成形能力只是略有降低。终轧温度应处于均匀奥氏体区，并且应不低于800℃，以确保尺寸变化抗力足够低并保证其它的形变诱发的析出相很少。应对冷却条件加以选择，以避免转变成珠光体，并且，使转变最大程度地出现在贝氏体阶段。组织中的马氏体有利于进一步的强化。而且，通过超细粒子的析出也能获得强化效果。出于这一目的，要求终轧温度处的冷却以至少30℃/秒的冷却速度进行。这一冷却过程必须在低于600℃的温度结束，以在卷取机上将钢带加以卷取，之后，再使钢带在卷取状态继续冷却。现在，结合下面的实施例对本专利技术进行描述。表1示出了根据本专利技术生产的带钢1和2以及一种马氏体对照钢3的化学组成。表2示出了根据本专利技术生产的带钢1和2以及对照钢3的特征机械性能，其中所述对照钢在通过随后热处理所进行的人工时效后，获得如表2所示的结果。性能的比较结果清楚地表明，根据本专利技术生产的带钢优势明显，其具有更高的断裂时的延伸率和更好的作为强化程度的反映的屈服应力和抗拉强度之比。表3示出了低卷取温度和随后的热处理对根据本专利技术生产的具有表1中钢1组成的带钢性能的影响。卷取温度优选低至330℃，有可能使强度性能获得的明显增加(参见表3中的实施例4)。本专利技术的又一个目的是使随后的热处理起到有利的作用。已令人惊奇地发现，通过在500℃-850℃的温度范围内，对根据本专利技术生产的带钢进行热处理，甚至可进一步改善成形性能。表3中的实施例4，5和6示出了这种热处理对具有表1所示组成的钢1的影响。材料所达到的状态有利于获得总体上要求良好成形能力，同时又要求高强度，尤其是高的表观屈服应力的构件。这种性能组合可以用于生产具有高能量吸收能力的冷轧型钢(实施例5a)。通过选择较高的退火温度，有可能获得高强度，格外低的屈服应力与拉伸强度之比，以及类似的有利的延伸性下的高强化能力(实施例5b、6a-6c)。许多热轧产品的缺点在于一旦随后将其冷轧和再结晶退火处理，热轧产品的有利性能就会丧失。然而，已发现，对于根据本专利技术的带钢，在随后的冷轧和退火后，其仍具有有利的性能。结果，表3中的实施例7表明，与只经过热轧的带钢1和2相比，根据本专利技术生产的带钢1在经变形量为50％的冷轧处理后，在获得高强度的同时，甚至还具有进一步改善的屈服应力和抗拉强度的比值。表1(以质量百分比计(质量％))< >*)马氏体对照钢表2 >*)对照钢Re 屈服点Rm 极限抗拉强度Ag 均匀变形的延伸率A5断裂时的延伸率A80断裂时的延伸率WET 终轧温度HT 卷取温度表3 *)经压下量为5本文档来自技高网...

【技术保护点】
生产具有至少为９００ＭＰａ的高强度和优良成形性能的带钢的方法，所述带钢的组成为（以质量百分比计）：０．１０－０．２０％的Ｃ０．３０－０．６０％的Ｓｉ１．５０－２．００％的Ｍｎ最多为０．０８％的Ｐ０．３０－０．８０％的Ｃｒ 不超过０．４０％的Ｍｏ不超过０．２０％的Ｔｉ和／或Ｚｒ不超过０．０８％的Ｎｂ余者为Ｆｅ和不可避免的杂质，将所述钢熔化，浇注成钢坯，之后，轧制成热轧钢带，其中，终轧温度高于８００℃，输出辊道上的冷却速度至少为３０℃／秒，卷 取温度为３００℃－６００℃。

【技术特征摘要】
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【专利技术属性】
技术研发人员：B恩格勒，G斯迪克，
申请(专利权)人：蒂森克鲁伯钢铁股份公司，
类型：发明
国别省市：DE[德国]