CN111971410A - 低合金第三代先进高强度钢和制造方法 - Google Patents

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Abstract

先前第三代先进高强度钢可生产具有产生裂纹的趋势的铸锭和热带。已发现向第三代先进高强度钢中添加至多0.50重量％的量的钼和至多1.5重量％的量的镍中的一或多种消除铸锭中的裂纹，且改良热带的外观。更确切地说，新型例示性合金已展示改良铸锭以及热带的韧性。

Description

低合金第三代先进高强度钢和制造方法
优先权
本申请要求2018年3月30日申请的标题为低合金第三代先进高强度钢和制造方法(LOW ALLOY 3RD GENERATION ADVANCED HIGH STRENGTH STEEL AND PROCESS FOR MAKING)的美国临时申请序列号62/650,620的优先权，其公开内容以引用的方式并入本文中。
背景技术
汽车行业不断地寻求更有成本效益的钢，所述钢对于更节约燃料的车辆来说更轻且对于增强耐碰撞性来说更强，同时仍为可成形的。经开发以符合这些需要的钢通常被称为第三代先进高强度钢。这些材料的目标为通过减少组合物中昂贵合金的量，同时仍改良可成形性和强度两者来相比于其它先进高强度钢降低成本。
被视为第一代先进高强度钢的双相钢具有包含肥粒铁(ferrite)和麻田散铁(martensite)的组合的微观结构，其产生良好的强度-延性比，其中肥粒铁向钢提供延性，且麻田散铁提供强度。第三代先进高强度钢的微观结构中的一种利用肥粒铁、麻田散铁和沃斯田铁(austenite)(也称为残留沃斯田铁)。在此三相微观结构中，沃斯田铁允许钢进一步延伸其塑性变形(或增加其拉伸伸长率百分比)。当沃斯田铁经受塑性变形时，其转变为麻田散铁且增加钢的总强度。
沃斯田铁稳定性为沃斯田铁在经受温度、应力或应变时转变为麻田散铁的抗性。沃斯田铁稳定性由其组成来控制。如碳、锰、镍和钼的元素增加沃斯田铁的稳定性。硅和铝为肥粒铁稳定剂。然而，由于其对可硬化性、麻田散铁起始温度(Ms)和碳化物形成的影响，Si和Al添加物也可增加沃斯田铁稳定性。
发明内容
先前第三代先进高强度钢可生产具有产生裂纹的趋势的铸锭和热带。已发现向第三代先进高强度钢中添加至多0.50重量％的量的钼和至多1.5重量％的量的镍中的一或多种消除铸锭和热带中的裂纹。更确切地说，新型例示性合金已展示改良铸锭以及热带的韧性。
本发明合金的实施例包含以下元素：0.20至0.30重量％碳；3.0至5.0重量％锰，优选3.0至4.0重量％锰；0.5至2.5重量％硅，优选1.0至2.0重量％硅；0.5至2.0重量％铝，优选1.0至1.5重量％铝；0至0.5重量％钼，优选0.25至0.35重量％钼；0至1.5重量％镍；0至0.050重量％铌；0至1.0重量％铬，优选0至0.65重量％铬；且其余部分为铁和与炼钢相关的杂质。
在某些实施例中，当Si+Al的量为3重量％或更小时，获得较好特性。
附图说明
图1描绘合金61、具有磷添加物的合金61和具有磷和钼添加物的合金61的沙比V形缺口冲击(Charpy V-notched impact)测试。
图2描绘合金61+Mo、合金81和合金84在各种温度下的沙比V形缺口冲击测试。
图3描绘合金83、合金84、合金85和合金86，热带分批退火(BA)、热带连续退火(PA)、冷轧和成品退火的拉伸机械特性的概述。
图4描绘合金84微观结构、热带分批退火、冷轧和成品退火的扫描电子显微镜图像。
图5描绘合金84微观结构、热带分批退火、冷轧和成品退火的扫描电子显微镜图像。
具体实施方式
当前发展简化先前低合金第三代先进高强度钢的加工，如2016年5月20日申请的标题为“低合金第三代先进高强度钢”的美国专利申请序列号15/160,714中描述的那些合金，其公开内容以引用的方式并入本文中。
本发明合金允许无需对设备进行修改而使用现有加工线制造第三代先进高强度钢。本发明合金允许标准加工，同时防止如钢在板坯和在热带状态下的较低韧度的问题。
先前第三代先进高强度钢可生产具有产生裂纹的趋势的铸锭和热带。一旦裂纹存在于铸锭或板坯中，其极难在无显著问题的情况下加工。第三代先进高强度钢热带极强，其拉伸强度远高于1000MPa。热带的高强度与低或不佳韧性组合使得其难以加工，且有时无法加工。已发现向第三代先进高强度钢中添加至多0.50重量％的量的钼和至多1.5重量％的量的镍中的一或多种消除铸锭中的裂纹，且改良热带的外观。更确切地说，新型例示性合金已展示改良铸锭以及热带的韧性。
磷偏析至钢的晶界中可导致较差韧性。磷作为残余元素存在于钢中，且降低其的成本非常高，且可能无法完全将其消除。除影响热带的韧性行为的磷以外，先前第三代先进高强度钢可展现天然的不佳韧性行为，因为处于淬火状态的钢具有麻田散铁的体心四面体晶体结构，以及于退火状态中微观结构为肥粒铁和碳化物的体心立方体晶体结构。在此两种微观结构中，韧性行为为温度依赖性的。韧性具有高于给定温度的称为上限(uppershelf)的上限值，且随着温度一直快速降低至称为下限(lower shelf)的下限值。当韧性降低至下限时，钢以脆性方式表现。
韧性降低至下限时的温度被称作延脆性过渡温度(DBTT)。DBTT的另一实用定义为沙比V形缺口(CVN)冲击能量高于27J时的温度，这是钢通常不以脆性方式表现的冲击能量。27J的值通常在工业中用于定义DBTT。有时DBTT高于室温(RT)，意味着如果钢在RT下测试，则钢以脆性方式表现。
对于具有10mm的厚度和8mm的缺口下深度的全尺寸CVN样本，考虑27J冲击能的值。当测试较薄样本，如厚度小于10mm的热带时，冲击强度替代地用于比较。通过冲击能除以样品面积(样品厚度乘以缺口下深度)来计算冲击强度。例如，对于具有10mm(0.394")的厚度和8mm(0.315")的缺口下深度，以及27J的冲击能的样本，冲击强度为：27J除以10mm×8mm，或以英制单位，20ft/lbf除以(0.394×0.315)in^2＝1935in-lbf/in^2。但是，具有3mm厚度(0.118")和8mm(0.315")缺口下深度，具有1935in-lbf/in^2的相同冲击强度(韧性相等)的样品的冲击能较低，为约6.0ft-lbf或约8.1J。
如碳、锰和硅以及其它合金元素增加DBTT，有时增加至高于RT。镍为一种降低DBTT的取代元素，其为两种晶体结构改良钢的韧性：体心四面体(BCT)，例如麻田散铁，和体心立方体(BCC)，例如肥粒铁。
向钢中添加钼通过降低DBTT和增加能量上限而改良呈板坯或铸锭形式的钢的韧性。图1中展示此情形的实例。在图1中，对不含磷的现有技术合金61(正方形符号)进行各种温度下的CVN测试。钢达到27J时的温度高于400℉(204℃)。当合金含有磷(三角形)时，能量在每一情况下减少，且从未达到27J。当具有磷的合金61具有钼添加物时，在所有测试温度下的CVN冲击能量增加，显示在250℉(121℃)下更低的DBTT和更高能量上限。钼的益处转化成更坚韧板坯，其不太可能在约室温下产生边缘裂纹。通过防止板坯上的缺陷，也防止了热带缺陷。
镍为与锰类似的沃斯田铁稳定剂。当将镍添加至钢中时，钢中的锰的量可降低，且仍具有相同的沃斯田铁稳定性。通过添加镍和降低锰，还影响转化温度。Si和Al浓度可经修改，且仍将转化温度保持在大约与标准第三代先进高强度钢相同的温度。换句话说，通过添加镍，可降低所需锰的量，其允许降低钢中的Si。
Si的减少积极地影响钢的可涂布性。硅通过在连续退火期间形成氧化物而使钢的可涂布性极大地复杂化。这些氧化物可防止Zn润湿钢，不利地影响其可涂布性。Si从2.0重量％减少至例如1.0重量％具有用Zn改良钢的涂布的潜能，允许在无复杂氛围操纵的情况下在现有涂布线中进行涂布。
本发明合金的实施例包含以下元素：0.20至0.30重量％碳；3.0至5.0重量％锰，优选3.0至4.0重量％锰；0.5至2.5重量％硅，优选1.0至2.0重量％硅；0.5至2.0重量％铝，优选1.0至1.5重量％铝；0至0.5重量％钼，优选0.25至0.35重量％钼；0至1.5重量％镍；0至0.050重量％铌；0至1.0重量％铬，优选0至0.65重量％铬；且其余部分为铁和与炼钢相关的杂质。
在某些实施例中，当Si+Al的量为3重量％或更小时，获得较好特性。
本发明合金可根据标准炼钢实践使用典型钢加工设备以典型线速度熔融、浇铸和热轧。第三代先进高强度钢热带由于其合金内含物而具有主要由麻田散铁组成的微观结构，且因此倾向于较强，具有约1000mPa的屈服强度和低延性。
热轧钢(通常称为热带)通常具有麻田散铁结构且因此较硬，具有低延性。为了冷减缩热带，需要对其进行退火和软化。退火工艺可为连续的，如在连续退火线中，或分批，如以闭箱退火进行。在一些实施例中，优选方法为连续退火工艺。
如果钢在退火/酸洗线中退火，则在单一操作中实现两个加工步骤。如果钢经分批退火，则接着可对热带进行酸洗且接着对其进行冷轧。钢可在冷轧后进行中间退火且随后进行进一步冷轧。接着可通过如热浸镀锌、热浸镀锌退火、热浸镀铝或电镀锌来涂布冷轧钢。
本发明合金的实施例的改良的拉伸特性可通过对钢的实施例进行临界间退火而获得。临界间退火教示于上文引用的'714申请中，其以引用的方式并入本文中。临界间退火为在肥粒铁和沃斯田铁的晶体结构同时存在的温度下的热处理。在高于碳化物溶解温度的临界间温度下，肥粒铁的碳溶解度最小；同时沃斯田铁中碳的溶解度相对较高。两种相之间的溶解度差异具有使碳集中于沃斯田铁中的作用。举例来说，如果钢的总体碳组成为0.25重量％，如果存在50％肥粒铁和50％沃斯田铁，则在临界间温度下，在肥粒铁相中的碳浓度接近0重量％，而在沃斯田铁相中的碳现为大约0.50重量％。为了使沃斯田铁在临界间温度下的碳富集为最佳的，温度也应高于渗碳体(Fe3C)或碳化物溶解温度，即渗碳体或碳化物溶解时的温度。此温度将被称作最佳临界间温度。最佳肥粒铁/沃斯田铁含量出现的最佳临界间温度为高于渗碳体(Fe3C)溶解的温度区域和室温下的所得残留沃斯田铁中的碳含量最大化时的温度。
在临界间退火期间，如锰的其它元素也可从肥粒铁分割至沃斯田铁。两种相之间的分割量视钢在临界间退火时退火的时间而定。举例来说，在连续退火工艺期间，锰或其它取代元素分割的量与分批退火工艺相比更低。
实例1
第三代先进强度钢热带
实施本发明的若干合金是用下表1中所阐述的组合物制备，其余部分为铁和与炼钢相关的杂质。合金61表示如教示于上文引用的'714申请中的现有技术第3代先进高强度钢。
表1本发明的合金的标称化学组成。
Figure BDA0002705536190000051
在实验室中使用真空锅炉和典型炼钢程序熔融和浇铸合金。铸锭制造为约14kg重量，其宽度为约127mm且厚度为约70mm。接着通过在空气中在锅炉内将铸锭再加热至1250℃的温度来对铸锭进行热轧。热轧铸锭9遍，从70mm热轧至约3mm的厚度，其中在中间进行再加热步骤。将一些铸锭从70mm的厚度热轧至约12mm以用于冲击韧性测试。终轧温度为约900℃，且将棒置放于设定在540℃下的锅炉中且缓慢冷却以模拟典型卷曲冷却条件。如表2中所示，热带的拉伸特性为惊人的，其中屈服强度在746至948MPa范围内，且拉伸强度在1082至1526MPa范围内，且总伸长率在7.6与20.8之间。
表2合金热带的机械拉伸特性。
Figure BDA0002705536190000052
Figure BDA0002705536190000061
对热带合金61、合金61+Mo、合金81、合金82、合金83和合金84的韧性行为进行表征且结果呈现在表3中。使用具有10mm厚度的全尺寸CVN样本进行此表征。进行沙比V形缺口冲击测试，且合金84在室温下的韧性为24J，接近27J(20ft-lbs)，一种不再将钢视为脆性的冲击测试能量。相比之下，在合金61+Mo中，冲击测试能量在室温下低于10J。合金84和合金81皆具有类似的室温冲击测试能量，然而，合金84在较高温度下的上限高于合金81的上限。当其它合金(如合金82和合金83)的热带在900℉(480℃)下卷曲时，所述热带也呈现良好的韧性行为。图2呈现合金61、61+Mo、81和84的沙比V形缺口冲击测试。具有钼和镍添加物和Si+Al调节的合金84展示与合金61+Mo相比更高的能量上限和更低的DBTT。结果教示钼的添加物、镍的添加物和锰、镍与Si+Al之间的平衡产生可在室温下进一步加工的具有高韧性行为的热带。下表呈现合金61、61+Mo、81、82、83和84、在900℉(480℃)和1200℉(650℃)下卷曲的热带的沙比V形缺口冲击测试能量。
表3呈现合金61、61+Mo、81、82、83和84、在900℉(480℃)和1200℉(650℃)下卷曲的热带的沙比V形缺口冲击测试能量。
表3
Figure BDA0002705536190000062
Figure BDA0002705536190000071
以分批退火和持续退火两种方式对热带进行退火。在两种情况下，退火温度均介于700至800℃之间，其为新合金的跨临界区域。
实例2
钼添加物铸锭韧性改良
图1展示合金61、具有磷添加物的合金61和具有磷和钼添加物的合金61的铸锭的CVN冲击测试。可见合金61+Mo的铸锭相比于不具有钼的合金61的韧性行为改良。在一个实施例中，图1展示当钢含有0.30重量％钼时，下限和上限的增加以及延脆性过渡温度(DBTT)的降低。在测试中，用促进磷向晶界偏析的方式热处理铸锭，这是造成不佳韧性行为的主要机制。沙比V形缺口样本由铸锭制备，且在如图1中所指出的各种温度下测试。
实例3
分批退火热带、冷轧和成品退火。
来自合金83、84、85和86的热带通过以约28℃/小时的速率在约740℃下加热钢，将其在740℃下均热4小时且在约28℃/小时下冷却至室温来进行分批退火热处理。接着，经退火的热带冷缩减约50％，厚度缩减约1.5mm(具有一些变化)。将现在冷缩减的条带在带式炉(Lindberg带式炉)中在700至760℃的温度范围内(全部在N2氛围中)持续退火，其中均热时间为约3分钟。此操作模拟类似于钢在热浸涂线中或在连续退火线中所经历的成品退火。
所有合金的退火钢的拉伸特性概述于表4中。确切地说，合金84展示在第3代AHSS的所需范围内的特性，当PMT在734至764℃之间时，具有大于25,000MPa*％的拉伸强度-总伸长率乘积。对于752℃PMT的情况，合金84的YS为739MPa，YS为1153MPa且T.E.为30.5％。这些显著特性远高于对于第三代先进高强度钢预期的特性。
表4经分批退火的热带、冷轧和成品的机械特性。
Figure BDA0002705536190000081
Figure BDA0002705536190000091
实例4
连续退火热带、冷轧和成品退火。
来自合金61、61+Mo、81、82、83、84、85和86的热带通过在约760℃的温度下在N2氛围中在带式炉(Lindberg)内加热带来连续退火热处理，且均热时间为约3分钟。接着将经退火的热带冷缩减约50％，厚度缩减约1.5mm(具有一些变化)。将现在冷缩减的条带在相同带式炉(Lindberg带式炉)中在700至770℃的温度范围内(全部在N2氛围中)持续退火，其中均热时间为约3分钟。
退火钢的拉伸特性一般展示在第三代AHSS的所需范围内的特性，对于广泛范围的PMT，具有大于25,000MPa*％的拉伸强度-总伸长率乘积。所有拉伸特性概述于表5中。确切地说，对于709至752℃之间的广泛范围的PMT，合金84展示大于30,000MPa*％的显著拉伸强度-总伸长率乘积。
表5经连续退火的热带、冷轧和成品的机械特性。
Figure BDA0002705536190000092
Figure BDA0002705536190000101
Figure BDA0002705536190000111
合金84一般展示在第三代AHSS的所需范围内的特性，在PMT的宽范围内，对于分批退火的热带和连续退火的热带具有大于35,000MPa*％的拉伸强度-总伸长率乘积。在图3中，标绘合金83、84、85和86、经分批退火和连续退火的热带的拉伸特性。在此图中，合金84的特性用较大符号突出显示以供比较。
合金84为合金含量对于锰、镍和Si+Al很好地平衡的实例。由于增加的热带韧性，钢可以实用方式加工，即使用典型设备和加工。可使通过分批退火或通过连续退火经退火的带冷缩减。成品钢可在实用温度范围(例如700℃至800℃)内在连续退火工艺中退火，如在热浸涂线(经Zn或Al涂布)中或在连续退火线中。所得机械拉伸特性完全在由第三代先进高强度钢表示的机械拉伸特性的范围内，具有大于30,000MPa*％的拉伸强度-总伸长率乘积，和大于900MPa的高屈服强度。
实例5
合金84退火的热带，冷缩减和成品退火的微观结构
由合金84例示的显著机械拉伸特性通过由肥粒铁、沃斯田铁以及麻田散铁组成的所得微观结构实现。在经分批退火的热带、冷轧和成品钢中，微观结构含有具有估计在15-35％之间的大量残留的沃斯田铁的精细肥粒铁基质。微观结构显示于图4中，其中SEM-EBSD图像将沃斯田铁显示为呈绿色的较小相。顶部图像图4为EBSD图像，其中沃斯田铁由白色识别，而肥粒铁呈灰色。底部图像为微观结构的二次电子图像。
在连续退火的热带、冷缩减和成品钢中，微结构类似于分批退火的热带，但更精细。参见图5。顶部图像为EBSD图像，其中沃斯田铁由白色识别，而深灰色。底部图像为微观结构的二次电子图像。此处，估计在总微观结构的15-50％之间的精细沃斯田铁造成极高YS和TS。
实例6
钢包含0.20至0.30重量％碳、3.0至5.0重量％锰、0.5至2.5重量％硅、0.5至2.0重量％铝、0-0.5重量％钼、0-1.5重量％镍、0-0.050重量％铌、0-1.0重量％铬，且其余的为铁和与炼钢相关的杂质。
实例7
根据实例6或任一以下实例中的一或多项所述的钢，其进一步包含0.25至0.35重量％钼。
实例8
根据实例6或7或任一以下实例中的一或多项所述的钢，其进一步包含0.50至1.5重量％镍。
实例9
根据实例6、7、8或任一以下实例中的一或多项所述的钢，其进一步包含0.25至0.35重量％钼。
实例10
根据实例6、7、8、9或任一以下实例中的一或多项所述的钢，其进一步包含0.70至1.2重量％镍。
实例11
根据实例6、7、8、9、10或任一以下实例中的一或多项所述的钢，其中Si+Al为3重量％或更小。
实例12
根据实例6、7、8、9、10、11或任一以下实例中的一或多项所述的钢，其进一步包含3.0至4.0重量％锰。
实例13
根据实例6、7、8、9、10、11、12或任一以下实例中的一或多项所述的钢，其进一步包含1.0至2.0重量％硅。
实例14
根据实例6、7、8、9、10、11、12、13或任一以下实例中的一或多项所述的钢，其进一步包含1.0至1.5重量％铝。
实例15
根据实例6、7、8、9、10、11、12、13、14或任一以下实例中的一或多项所述的钢，其进一步包含0至0.65重量％铬。
实例16
根据实例6、7、8、9、10、11、12、13、14、15或任一以下实例中的一或多项所述的钢，其中由钢构成的热带在全尺寸CVN样本中具有高于20J(14.7ft-lbf)，或在较薄热带中具有1427in-lbf/in^2的沙比V形缺口冲击测试能量，如在室温下所测量。
实例17
根据实例6、7、8、9、10、11、12、13、14、15、16或任一以下实例中的一或多项所述的钢，其中所述钢在700至800℃的温度下临界间退火。
实例18
根据实例6、7、8、9、10、11、12、13、14、15、16、17或任一以下实例中的一或多项所述的钢，其中所述钢以热带形式临界间退火。
实例19
根据实例6、7、8、9、10、11、12、13、14、15、16、17、18或任一以下实例中的一或多项所述的钢，其中所述钢在涂布线中临界间退火。
实例20
根据实例6、7、8、9、10、11、12、13、14、15、16、17、18、19或任一以下实例中的一或多项所述的钢，其中所述钢在热浸涂线中临界间退火。
实例21
根据实例6、7、8、9、10、11、12、13、14、15、16、17、18、19、20或任一以下实例中的一或多项所述的钢，其中所述钢在连续的退火线中临界间退火。
实例22
根据实例6、7、8、9、10、11、12、13、14、15、16、17、18、19、20、21或任一以下实例中的一或多项所述的钢，其中所述钢在分批退火工艺中临界间退火。

Claims (16)

1.一种钢，其包含0.20至0.30重量％碳、3.0至5.0重量％锰、0.5至2.5重量％硅、0.5至2.0重量％铝、0至0.5重量％钼、0至1.5重量％镍；0至0.050重量％铌、0至1.0重量％铬，且其余部分为铁和与炼钢相关的杂质。
2.根据权利要求1所述的钢，其进一步包含0.25至0.35重量％钼。
3.根据权利要求1所述的钢，其进一步包含0.50至1.5重量％镍。
4.根据权利要求3所述的钢，其进一步包含0.25至0.35重量％钼。
5.根据权利要求3所述的钢，其进一步包含0.70至1.2重量％镍。
6.根据权利要求1所述的钢，其中Si+Al为3重量％或更小。
7.根据权利要求1所述的钢，其进一步包含3.0至4.0重量％锰。
8.根据权利要求1所述的钢，其进一步包含1.0至2.0重量％硅。
9.根据权利要求1所述的钢，其进一步包含1.0至1.5重量％铝。
10.根据权利要求1所述的钢，其进一步包含0至0.65重量％铬。
11.根据权利要求1所述的钢，其中由所述钢构成的板坯不展现裂纹。
12.根据权利要求1所述的钢，其中由所述钢构成的热带在全尺寸CVN样本中具有高于20J(14.7ft-lbf)，或在较薄热带中具有1427in-lbf/in^2的夏比V形缺口冲击测试能量，如在室温下所测量。
13.一种制造根据权利要求1所述的钢的方法，其中所述钢在700℃至800℃的温度下临界间退火。
14.根据权利要求13所述的方法，其中所述钢作为热带临界间退火。
15.根据权利要求13所述的方法，其中所述钢在热浸涂线中临界间退火。
16.根据权利要求13所述的方法，其中所述钢在连续的退火线中临界间退火。
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