CN115087751A

CN115087751A - 高可卷边的超高强度延展热轧钢，制造所述热轧钢的方法及其用途

Info

Publication number: CN115087751A
Application number: CN202180013997.2A
Authority: CN
Inventors: R·拉那
Original assignee: Tata Steel Ijmuiden BV
Current assignee: Tata Steel Ijmuiden BV
Priority date: 2020-02-11
Filing date: 2021-02-11
Publication date: 2022-09-20
Also published as: MX2022009852A; EP4103754A1; BR112022014130A2; JP2023513727A; US20230081354A1; WO2021160721A1; KR20220139882A

Abstract

本发明涉及在超高强度水平下具有高可卷边性与高的总伸长率、可弯曲性和韧性值的热轧(HR)带钢，涉及制造所述热轧钢的方法及其用途。

Description

高可卷边的超高强度延展热轧钢，制造所述热轧钢的方法及其用途

发明领域

发明背景

众所周知随着热轧(HR)钢的强度提高，可成形性降低。HR钢在运输和汽车应用中的主要应用领域是底盘和悬架(C&S)例如在下控制臂中。其它领域是卡车的车架纵梁、保险杠或电动车辆的电池箱。用于这些应用的HR钢的典型厚度小于4.5mm。较厚规格的HR带钢例如至多12mm可使用在工程应用例如起重机吊架中或在运输应用中用于重载卡车的车架。

从减重观点来看，必要的是应使用较高强度钢用于以上应用以便能够减少钢带材的规格。因此，具有典型地大于1000MPa的极限拉伸强度(Rm)的超高强度钢(UHSS)将可用于这一目的。

HR钢的这些应用需要难以调和的机械性质。除了高强度，钢还应具有通过冷成型制备部件的良好可成形性，因为这与热成型相比是节能的制造路径。此外，对于如保险杠、电池外壳、起重机吊架或车架纵梁的应用，还需要好的冲击韧性或能量吸收能力。对于组装部件，还需要好的可焊接性，其典型地特征在于钢的低碳当量。

然而，随着钢的拉伸强度提高，可成形性参数降低。可成形性是钢片材的通用术语，其被视为在几种机械操作例如拉伸、弯曲、拉拔和卷边期间材料行为的组合。取决于部件几何形状，材料的任何或两个或更多个属性的组合在片材金属成型期间是重要的。对于典型的汽车C&S零件，可拉伸卷边性也是重要的。这类可成形性要求高的扩孔能力(HEC)和好的总伸长率。对于制备典型地通过轧制成形制造的车架纵梁、保险杠或电池外壳，可弯曲性是重要的。制造起重机吊架还需要好的HEC、可弯曲性和伸长率。

在钢中在超高强度水平下实现高可成形性和高冲击韧性值是有挑战的。

发明目的

本发明的目的是提供具有超高强度结合高可卷边性、好的伸长率、可弯曲性和冲击韧性的热轧钢带材。

本发明的目的还是提供具有优异可焊接性的热轧钢带材。

本发明的目的还是提供生产这样的钢的方法。

发明描述

根据权利要求1的热轧钢，达到一个或多个目的。在任何从属权利要求中公开优选实施方案。

根据第二方面，本发明还体现在根据权利要求10用于生产根据本发明的钢的方法中。

根据第三方面，本发明还体现在热轧钢用于生产运输或工程应用用零件的用途。

根据本发明的钢含有碳、硅、铝和锰作为必要元素。钢中这些合金化元素的含量范围(以重量％计)如下：

其中(Si+Al)≥0.80；

和任选地任一种或多种的以下合金化元素：

不可避免地还包含

N: 小于0.0100(100ppm)

S: 小于0.005；

P: 小于0.020；

余量是Fe和由炼铁和炼钢过程产生的其它不可避免的杂质。注意到所有组成百分比作为重量％给出，除非另外表明。

碳以0.10-0.30％、优选0.10-0.26％、更优选0.10-0.23％的量存在于钢中。主要考虑到强度和淬透性添加碳，其在铁中引起强的固溶硬化。碳确保在热轧之后的输出辊道冷却期间，大于临界冷却速率(20℃/s)奥氏体没有转变为铁素体和/或珠光体。小于0.10％的C将不会产生1000MPa或更大、优选1200MPa或更大的期望Rm水平，并且如果C高于0.30％，则成形的零件的可焊接性可能变差。可焊接性还通过低碳当量值来改进。碳的合适最小值为0.16％。

以小于1.50％的量添加硅用于通过铁晶格中的取代固溶强化来提高强度。钢中Si的其它重要作用在于Si减缓碳化物析出(渗碳体和其它碳化物)。结果是，当经历回火时马氏体相将不在它的基体中形成有害的铁碳化物。当Si小于0.50％时，强化和抑制碳化物形成的效果不足以获得预期益处。在另一方面，当Si大于1.50％时，在钢的热机械加工(板坯再加热、热轧、卷绕等)期间可存在过量的氧化物形成。这些氧化物皮对于热轧、酸洗、涂覆和整体表面外观有害。另外，在热轧期间轧制力提高并且当Si含量超过1.50％时钢变脆至使钢非常难以热轧的程度。因此，根据本发明Si的含量典型地大于0.50％且小于1.50％，优选在0.60％和1.30％的范围内，更优选在0.70至1.10％的范围内。

在根据本发明的钢中铝与Si表现相当。当有意添加时它充当钢中的固溶强化元素。在马氏体回火期间它还减缓碳化物析出动力学。当Al小于0.030％时，强化和抑制碳化物形成的效果可忽略。小于0.030％的铝值被视为来自炼钢过程中脱氧步骤的残余物，并因此0.030％的最小值是优选的。在另一方面，当Al大于1.00％时，在钢的热机械加工(板坯再加热、热轧、卷绕等)期间可存在过量的氧化物形成。另外，Al提高铁素体至奥氏体转变温度，从而要求在较高温度下热轧钢以完成在奥氏体相中热轧，因为在较低的温度下出现临界区铁素体。较高量的氧化可出现在较高温度下。这些氧化物皮对于热轧、酸洗、涂覆和整体表面外观有害。另外，当Al超过1.00％连同存在Si时，在热轧期间轧制力提高至使钢非常脆并难以热轧的程度。此外，大于1.00％的Al含量还可通过在连续冷却期间减小铁素体形成的孕育时间从而促进在输出辊道上冷却期间铁素体形成。铁素体对于本发明是有害相，因为它将引入初生马氏体和回火马氏体的脆界面。由于变形减小钢的成形性、伸长率和冲击韧性，这些界面将充当损害开始的成核位点。因此，Al在本发明中以0.010-1.00％、优选0.030-1.00％、优选0.20-0.80％、更优选在0.30-0.80％的范围内的量存在。

虽然Si或Al单独可产生固溶强化和在马氏体回火期间抑制碳化物析出的效果，但是当存在两种元素时这些元素的协同作用也与它们单独的效果类似。因此，本发明中(Si+Al)的总含量应为至少0.80％，优选至少1.00％以实现期望的碳化物抑制效果和期望的强度水平。当Al和Si都存在时，可有几个优点促进钢的加工，特别是在热轧、酸性和涂覆期间。一定量的Al与Si的存在改变高温加工期间皮中的氧化物特性。这使热轧之后皮的酸洗更容易。

如随后将公开的，在卷绕阶段过程中在热轧钢中形成的初始马氏体在本发明中卷冷却期间回火。在钢的这个自回火(卷冷却)过程中由于Si和Al的单独或协同作用而抑制碳化物形成对于本发明是重要的。结果是，马氏体减小它的位错密度只是没有形成碳化物。碳化物对钢的伸长率、可成形性和冲击韧性有害，因为那些本质上是脆的并充当变形期间损害开始的成核位点。

锰以1.00-3.00％的量存在。Mn的主要作用是提高强度和韧性。在小于1.00重量％水平下没有实现目标效果，而以大于3.00％的量将引起铸造和偏析的问题。此外，钢中的变形机制可改变为转变诱发塑性(TRIP)，因为通过Mn奥氏体稳定化至室温，这不利于实现产物中目标的所有机械性质(即冲击韧性、可成形性、强度)的良好组合。优选地Mn含量在1.20-2.70％的范围内。在实施方案中Mn总计为1.40-2.60％、优选1.50-2.50％、更优选1.60-2.50％。在实施方案中，Mn的合适的最小量为1.65％且Mn的合适的最大量将是1.95％。

除了本发明钢中必要合金化元素即C、Si、Al和Mn的上述效应，这些合金化元素的另一集体效应是提高钢的淬透性。它们帮助避免在奥氏体化之后冷却期间形成珠光体或铁素体相。这个特征在热轧之后和卷绕之前的输出辊道冷却期间大于一定冷却速率使钢避免这些相。这些较软相(铁素体)和不均匀相(珠光体)的存在对在最终产物中获得好的机械和可成形性质有害，因为它们在显微组织中促进脆且不连贯的中间相。

任选存在一种或多种微合金化元素，选自V、Nb、Ti和Mo。这些微合金化元素通过它们的碳化物、氮化物或碳氮化物的析出硬化而提高强度。它们还改进钢的可焊接性。

铬，本发明的另一任选元素，也提高钢的淬透性。

铜(当存在时)通过固溶强化以及通过铜析出物的析出硬化两者提高钢的强度。镍提高冲击韧性并抵消在钢的热加工过程中由于铜的存在可出现的任何热脆性。

如果作为合金化元素存在，这些任选合金化元素的优选添加(以重量％计)为：

氮、硫和磷是由于钢生产和精炼过程产生的钢中存在的残余元素。它们的量限制为S<0.005％和P<0.020％和N<0.0100％。高于这些的量对机械性质、可成形性和可焊接性有害。优选地S<0.002％，N在0.0005和0.0100％之间。规定范围内的氮产生与C类似的作用并通过形成微合金化元素的碳氮化物有助于强度。

可在规定的范围内彼此独立地改变任选的合金化元素和元素氮、硫和磷。发现它们在根据本发明的钢中具有加成作用而不是协同作用。

根据第二方面，本发明还体现在实现最终产物中期望显微组织的热轧带的制造方法。因此，根据本发明的方法是生产具有以上讨论的化学组成的热轧钢的方法。

生产钢的方法包括以下步骤：

-将熔融钢铸造成板坯；

-再加热板坯，优选在1100℃或更大的温度下和优选持续30分钟或更多的时间；

-将板坯粗轧成中间规格，典型地在35-45mm的范围内，以破坏铸造状态组织；

-将钢热轧成带，优选使用大于钢的Ar3温度的热精轧温度(FRT)，其中Ar3是在冷却期间奥氏体至铁素体转变开始的温度；

-在输出辊道上使用高于20℃/s的冷却速率加速冷却热轧带材；

-在(Ms-50)℃至(Ms-160)℃的范围内的温度下卷绕热轧且冷却的钢带材，其中Ms是钢的马氏体开始温度(以℃计)；

-将钢卷冷却至室温；

-酸洗热轧钢带材；

-任选地，用Zn或基于Zn的合金或基于Al的合金或任何其它涂层涂覆热轧带材；

为了避免误解，Ms以℃表示。优选地FRT大于Ar3+50℃。图1显示叠加在连续冷却转变(CCT)示意图上的热轧和冷却至室温过程的示意表示。室温定义为约20℃。再加热优选进行60分钟或更大的时间，特别地当在基于厚板坯的常规热带材轧机中进行根据本发明的热轧过程时。

本发明不受铸造方法限制。可将钢铸造为具有在150和350mm之间并典型地为225至250mm的铸造厚度的常规厚板坯，以及在带材直接铸轧厂中铸造为具有在50和150mm之间的铸造厚度的薄板坯。在图2a和2b中分别显示包括常规热带材轧机的方法和薄板坯铸造/直接轧制轧机的示意实例。对于常规的厚板坯铸造，板坯的再加热对于从环境温度再加热板坯(通常厚的铸造板坯在板坯存放场已从铸造温度冷却至环境温度)和在组成方面使板坯均匀化来说是必要的，并因此再加热温度应大于1100℃，当存在合金化元素时也用于溶解任何析出物并使板坯到达这样的温度，使得在FRT>Ar3下仍可进行精轧机中的最终热轧。经常这需要1150直至约1250℃之间的(板坯)再加热温度。对于薄板坯铸造而言，铸造板坯在铸造薄板坯之后立即进行在均匀化炉中的均匀化处理，其中均匀化温度应大于1100℃并典型地为约1125至1150℃。这还将防止当存在合金化元素时任何析出物形成并还使薄板坯达到这样的温度，使得在FRT>Ar3下仍可进行精轧机中的最终热轧。根据本发明薄板坯铸造路径的再加热或均匀化时间优选30分钟或更多。

必须在奥氏体相中进行钢的热轧以确保在最终显微组织中不存在铁素体。在奥氏体相中热轧的另一目的是减小热轧制力，并因此精轧温度(FRT)优选维持在比钢的Ar3高至少50℃的温度下。

在热轧之后，在输出辊道上冷却钢带材。这里要求是在高于临界冷却速率的速率下冷却钢以避免从奥氏体的任何不期望的相转变。特别地必须不形成铁素体和珠光体，因为这些对最终产物的机械和可成形性质有害。所以ROT-CR必须超过临界冷却速率以避免铁素体和珠光体形成。没有临界最大ROT-CR，因为只要在带材的贯通厚度中超过以上提到的临界冷却速率，就确保从奥氏体转变。不必要地高的ROT-CR可影响冷却之后带材的平坦度并引起在正确的冷却停止温度下停止的控制问题，并因此合适的最大ROT-CR为约300℃/s、优选约200℃/s和更优选约150℃/s。根据带材的厚度，实际的ROT-CR范围是20至100℃/s，因为这是可通过空气冷却、层流冷却或喷水冷却实现的。出于实际原因，输出辊道冷却速率(ROT-CR)定义为带材表面的平均冷却速率。

接下来，将热轧钢带材在小于钢的Ms的温度下，在(Ms-50)℃至(Ms-160)℃的温度范围内卷绕。小于Ms卷绕是为了确保接下来的卷冷却以马氏体和奥氏体的相混合物开始，其中初始马氏体含量在40-85体积％范围内。如果初始马氏体含量高于这一数量，或换句话说如果卷绕温度(CT)小于Ms-160℃，则没有获得初始马氏体要求的回火效果并且作为在卷冷却期间较少可用时间和发生有效回火的过低温度的结果，未能在钢中实现高延展性、成形性和冲击韧性。如果初始马氏体含量小于40体积％，则可发生马氏体的过量回火，其中产物不是在本发明上下文中的超高强度钢。

在卷冷却过程中，初始马氏体的回火连续发生。同时，随着钢在卷中冷却，新的初生马氏体形成。由于钢中Si和Al的存在，在回火马氏体中碳化物没有形成。另外，由于碳从马氏体至奥氏体的一定分配，非常少量的奥氏体可在室温下保持未转变(又称残余奥氏体)，但它的量优选限制为最大1体积％，包括0体积％。

在钢已冷却至室温之后，通过在温暖温度(80-120℃)下酸溶液(例如HCl)中酸洗或通过表面机械刷洗和酸洗的组合去除热轧钢上的氧化物(皮)。这个步骤对于使钢表面适合于直接用作未涂覆HR钢或当任选需要耐腐蚀性时使它适合涂覆方法是必要的。

任选地，可例如通过热浸涂覆或电泳涂覆，使用Zn或基于Zn的合金，或基于Al的合金或任何其它涂覆技术涂覆HR钢带材以在服役时产生好的耐腐蚀性。

以上方法导致获得目标机械性质的期望显微组织。本发明还体现在根据以上方法制造的钢制品和含有以下显微组织的钢化学组成(以体积％计)：

-回火马氏体(卷绕期间的初始马氏体)：40-85％，优选至少50％，更优选至少60％；

-初生马氏体(在卷绕之后卷冷却期间形成马氏体)：15-60％，优选至多50％，更优选至多40％；

-残余奥氏体：至多1体积％，包括0体积％。

-渗碳体或任何其它金属碳化物：0体积％

根据本发明的钢化学组成、方法和显微组织导致以下机械性质和可成形性质。

-屈服强度(Rp)：至少1100MPa

-极限拉伸强度(Rm)：至少1200MPa

-屈服比(Rp/Rm)：至少0.85

-总伸长率：至少6.0％JIS5

-扩孔能力：至少30％

-1mm厚度下弯曲角：至少70°

优选地夏比冲击韧性为-40℃下至少40焦耳和室温下至少100焦耳。

根据本发明的钢化学组成、方法和显微组织优选导致以下机械性质和可成形性质。

-屈服强度(Rp)：至少1100MPa

-极限拉伸强度(Rm)：至少1200MPa

-屈服比(Rp/Rm)：至少0.85

-总伸长率：至少8.5％JIS5

-扩孔能力：至少50％

-1mm厚度下弯曲角：至少80°

-夏比冲击韧性：-40℃下至少40焦耳和室温下至少100焦耳。

钢的强度值主要由显微组织中它的硬质成分的存在产生。马氏体在钢中是强的相并且由于在卷冷却期间小于Ms的低温回火，马氏体没有损失其太多强度。因此，本发明中初生马氏体和回火马氏体都是在本发明中实现超高强度值的原因。此外，由钢中Si和Al的存在所致不存在碳化物减小了变形期间钢中损害开始从而产生高的总伸长率值。将残余奥氏体最少化为小于1体积％，因为由于它对于冲击韧性的低稳定性是有害的。

残余奥氏体由卷冷却过程中碳从马氏体至分配奥氏体产生。碳通过降低Ms温度提高奥氏体的稳定性。然而，在本发明中有意避免残余奥氏体，因为在不同的变形和成型过程期间难以控制残余奥氏体的机械稳定性。残余奥氏体为了它的提高的伸长率(即可拉伸性)和冲击韧性的有益效果应具有非常高的机械稳定性。它需要非常高的碳饱和连同微细膜(fine film)型形态以改进这些性质。在低温连续冷却过程例如在卷冷却期间高碳过饱和非常难以实现。当奥氏体的机械稳定性低时，它快速转变为马氏体并与影响总伸长率的基体相产生脆的界面。具有低机械稳定性的残余奥氏体在动态加载过程中例如在冲击中甚至更快转变并减小冲击韧性。因此，在本发明中通过回火马氏体和初生马氏体产生了更均匀的显微组织，而不存在大量的残余奥氏体。换句话说，有意地避免残余奥氏体的存在并且它的最大量限制为1体积％。

在本发明中避免或最小化残余奥氏体相的另一动机是减小在Zn或Zn-合金涂覆钢的焊接过程中液体金属脆化(LME)现象的倾向。已知在它们的显微组织中具有残余奥氏体相的Zn或Zn-合金涂覆的钢在焊接过程中更易于LME。

这已通过使用在(Ms-50)℃至(Ms-160)℃范围内的低温卷绕实现，其为没有预期大量碳分配稳定大量奥氏体的温度范围。

Rp、Rm和总伸长率由室温下准静态(应变速率3×10^-4s^-1)拉伸测试测定，根据EN10002-1/150 6892-1使用JIS 5号试样几何形状以平行于轧制方向的拉伸测试。拉伸试样的几何形状为沿轧制方向的50mm规格长度、25mm宽度和3.2mm的厚度。0.2％永久变形时钢的强度测量为屈服强度(Rp或YS)。屈服强度与极限拉伸强度之比(Rp/Rm)表示为屈服比。

通过按照VDA 238-100标准的三点弯曲测试在3.2mm厚、40mm×30mm试样上在纵向和横向两个方向上测定可可弯曲性。弯曲轴沿着30mm尺寸并且弯曲半径为0.4mm。使用下式将从具有不同厚度(分别2.8、3.2和3.5mm厚度)的带材获得的弯曲角转化为对应于1.0mm厚度的角度：1.0mm厚度下的弯曲角＝测量的角度×以mm为单位的实际厚度的平方根。从这些转化的弯曲角，对于特定热处理条件而言，取纵向和横向试样的最低值来要求本发明的范围。

通过扩孔测试测定钢的可卷边性或扩孔能力(HEC)。从卷绕状态的钢切割尺寸90mm×90mm×3.2mm的试样。在试样的中间冲出10mm直径的孔，并且根据ISO/TS 16630：2003(E)标准进行扩孔测试。通过下式测定HEC值：HEC＝(初始孔直径的扩大/初始直径)×100％。

通过使用全尺寸夏比V-缺口(CVN)试样(55mm×10mm×10mm)根据ASTM A370标准测量夏比冲击韧性。通过平行和垂直于轧制方向加工V-缺口，在两个片材方向上进行测试。

对于所有以上机械测试而言，每个条件测试至少三个试样并报告平均值。

使用光学显微法、X-射线衍射(XRD)、扫描电子显微法(SEM)和膨胀测定法的技术组合分析显微组织。通过以10℃/s的速率加热试样至950℃，保持2分钟并以100℃/s(用于Ms的淬火)或0.3℃/s(用于Ar3的缓慢冷却)的速率冷却至室温，完成在(1×w×t)10mm×5mm×3.2mm试样上的膨胀测定法测试。从膨胀测定法数据，测定Ms和Ar3温度。通过使用在以下文献中给出的Koistinen-Marburger公式测定卷绕钢之后初始马氏体(即也在卷冷却之后回火的回火马氏体)的量：D.P.Koistinen，R.E.Marburger的“A genera1equationprescribing the extent of the austenite-martensite transformation in pureiron-carbon alloys and p1ain carbon steels”，Acta Metallurgica，第7卷，1959，第59-60页。

f＝100·{1-exp(-(1.10x10^-2·(M_s-CT))}

其中Ms是马氏体开始温度(以℃计)和CT是卷绕温度(以℃计)，所以(Ms-CT)反映在卷冷却开始时小于Ms的过冷却并因此是初始马氏体量的量度。

通过XRD在样品的1/4厚度位置测定残余奥氏体的量。在Panalytical Xpert PRO标准粉末衍射仪(Co K_α-辐射)上在45至165°(2Θ)的范围内记录XRD图样。通过Rietveld分析使用用于Rietveld精修的Bruker Topas软件包进行相比例的定量测定。显微组织中碳化物、铁素体、珠光体和贝氏体的量通过分析高分辨率SEM图像测定。通过从总量减去初始马氏体和其它相分数(如果适用，残余奥氏体、碳化物和其它确定相)，获得初生马氏体分数。

没有限制锌或锌合金涂层的组成。虽然涂层可以各种方式施加，但是优选热浸镀锌，使用标准GI涂覆浴。基于Zn的涂层可包含含有Al作为合金化元素的Zn合金。优选的锌浴组成含有0.10-0.35重量％Al，余量为锌和不可避免的杂质。

也可施加其它Zn涂层。实例包含根据WO 2008/102009的锌合金涂层，特别是由以下组成的锌合金涂层：0.3-4.0重量％Mg和0.05％-6.0重量％Al，优选0.1-5.0％Al，和任选至多0.2重量％的一种或多种额外元素以及不可避免的杂质和余量为锌。包含Mg和Al作为主要合金化元素的优选的Zn浴具有组成：0.5-3.8重量％Al、0.5-3.0重量％Mg、任选地至多0.2％的一种或多种额外元素；余量为锌和不可避免的杂质。可以小于0.2重量％的少量典型地添加的额外元素可选自包含以下的组：Pb、Sb、Ti、Ca、Mn、Sn、La、Ce、Cr、Ni、Zr和Bi。通常添加Pb、Sn、Bi和Sb以形成锌花。优选地，锌合金中的额外的元素的总量为至多0.2重量％。这些少量的额外元素对于通常应用而言没有以显著的程度改变涂层或浴的性质。优选地，当涂层中存在一种或多种额外元素时，每种以<0.02重量％的量存在，优选每种以<0.01重量％的量存在。通常仅添加额外元素以防止在具有用于热浸镀锌的熔融锌合金的浴中形成浮渣，或在涂层中形成锌花。

在另一实施方案中金属性涂层包含(商业纯的)铝层或铝合金层。热浸涂覆这样的铝层的典型金属浴包含与硅合金化的铝，例如与以下合金化的铝：8至11重量％的硅和至多4％的铁，任选至多0.2％的一种或多种额外元素例如钙、不可避免的杂质，余量为铝。存在硅以便防止形成减小附着和可成形性的厚的铁-金属的金属间化合物层。铁优选以1和4％之间，更优选至少2％的量存在。

实施例

通过在真空感应炉中熔融进料来铸造具有尺寸200mm×100mm×100mm的七种本发明化学组成A-B和D-H和比较钢C的钢锭。在表1中给出这些钢的化学组成。钢A-B和D-H含有在本发明限定边界内的C、Si和Al，然而比较钢具有在本发明限定边界外侧的Al和Si。将所有锭在1200℃下再加热1小时并粗轧至25mm厚度。然后，将带材再次在1200℃下再加热30分钟，并使用大于900℃的FRT(其对于所有钢而言在奥氏体相区中)热轧至它们2.8、3.2mm、3.5和12mm的最终厚度。还在表1中给出通过膨胀测定法测量的钢的Ar3和Ms。

在热轧之后，立即使钢经历各种冷却速率下的输出辊道冷却并且然后在马弗炉中通过从不同起始CT冷却至室温完成卷冷却模拟。然后以常规方式将带材酸洗以去除氧化物。

在表2中总结钢的各种加工条件。A、B和C具有类似的Ms和Ar3。对于钢A而言FRT温度为953℃，对于钢B为939℃和对于钢C为945℃，其都位于大于Ar3至少50℃。对于钢A和B而言，使用3℃/s的缓慢输出辊道冷却速率(ROT-CR)，这在本发明限定的下边界外侧。另外，对于使用在本发明要求的边界内的FRT和CT的钢A和B而言，使用两个额外卷绕温度(200℃和480℃)，其在本发明限定的边界外侧。200℃的CT比(Ms-160)℃低得多且480℃大于这些钢的Ms。这些条件用于比较目的。对于钢C，其具有在本发明范围外侧的化学组成，在本发明的限定边界内选择全部加工条件(FRT、ROT-CR和CT)。对于钢D-F，一组工艺参数在本发明要求保护的范围内(FRT、ROT-CR和CT)，然而对于另一组FRT和ROT-CR保持相同，但出于比较目的仅保持CT较高。在这种情况下，使用375℃的CT，其高于钢D-F的(Ms-50℃)。事实上，这个CT比它们的Ms温度稍微更高。对于钢G-H而言保持所有加工参数在本发明要求的边界内。

对于如描述的各种机械和显微组织表征而言从最终钢带材材选取试样。12mm厚的热轧钢用于制备夏比冲击试样，然而2.8、3.2和3.5mm厚的钢带材用于所有其它表征。

对于各种加工条件，在表3中呈现显微组织中的相含量，在表4中给出拉伸性质，在表5中给出弯曲和HEC测试结果，和在表6中给出夏比冲击韧性。以下是用于呈现拉伸和弯曲测试结果的表中使用的缩写和符号：Rp＝屈服强度，Rm＝极限拉伸强度，A_JIS5＝使用JIS5试样的总伸长率，BA＝弯曲角，L＝纵向试样，其中弯曲轴平行于轧制方向，T＝横向试样，其中弯曲轴垂直于轧制方向。

表3显示钢A和B通过在范围为275-375℃的CT的限定边界内使用FRT和ROT-CR实现由分别小于85体积％且至少15体积％的回火马氏体和初生马氏体组成的显微组织，所述限定边界落入本发明所需的范围内。此外，钢在它们的显微组织中没有碳化物并且对于这些加工条件而言残余奥氏体含量小于1体积％。它们的显微组织不含有任何其它相例如铁素体、贝氏体或珠光体。

钢A-B当经历ROT-CR>20℃/s与FRT在高于Ar3以上50℃的温度下时，产生具有大量贝氏体和残余奥氏体与当在480℃(大于这些钢的Ms)下卷绕时小于Ms形成一定量的初生马氏体的显微组织。对于这个卷绕条件而言在这些钢中因为它们的Al和Si含量而不存在碳化物。高的残余奥氏体含量由大于Ms的贝氏体转变期间碳富集在奥氏体中引起和小于Ms卷冷却期间形成初生马氏体。这些具有大量残余奥氏体的贝氏体显微组织不同于本发明预期的显微组织。

类似地，当在比这些钢的Ms-160℃低得多的200℃下卷绕钢A和B时，钢的显微组织也变得不同于本发明需要的。这个CT条件具有高于85体积％回火马氏体和低于15体积％初生马氏体。在另一方面，钢A和B当具有在本发明需要的范围内的FRT和CT但具有3℃/s(低于20℃/s)的较缓慢ROT-CR时在它们的显微组织中除贝氏体基体和大量的残余奥氏体之外显示显著量的铁素体和珠光体。由于卷绕之前缓慢的ROT-CR，形成铁素体、珠光体和贝氏体。

钢C在所有参数在本发明要求范围内的加工期间由于钢C中少量的Si和Al而形成显著量的碳化物(2.3体积％)。

作为以上描述的显微组织的结果，获得如表4至6中给出的性质。钢A和B实现大于1100MPa的Rp和大于1200MPa的Rm，其中屈服比高于0.85连同总伸长率(A_JIS5)高于8.5％。当CT过高(480℃)时，在钢A和B中由于存在较软的相(贝氏体和残余奥氏体)而没有实现本发明中目标Rp和Rm的最小水平-虽然总伸长率高。480℃的CT的低Rp值也引起屈服比小于0.85。在另一方面，当CT过低(CT＝200℃)时，Rp和Rm大于具有高屈服比的目标值，但总伸长率太低(<8.5％)。低的总伸长率由显微组织中存在的过高的初始马氏体量(＝回火马氏体>85体积％)和由于时间的可用性较低和对于发生有效回火的温度太低而在卷冷却期间缺少回火效果引起。

使用3℃/s的缓慢ROT-CR，因为形成贝氏体、铁素体、珠光体和残余奥氏体的较软相，钢A和B中Rp和Rm值分别低于1100MPa和1200MPa。此外，屈服比小于0.85，虽然总伸长率高。

钢C因为由于不存在碳化物抑制元素Si和Al所致在它的显微组织中存在碳化物而实现低的Rp、Rm、屈服比和总伸长率值。碳化物对机械性质有害并在变形期间促进损害。因此，在钢C中获得了低水平的拉伸性质。

像拉伸性质，当在本发明的限定加工变量(FRT、ROT-CR和CT)内加工时钢A和B中可弯曲性和HEC也高(表5)。实现了1.0mm厚度下80°的最小弯曲角并也获得了50％的最小HEC值。然而，当CT高并大于钢的Ms(即480℃)时，最小弯曲角和HEC都低且分别小于1.0mm厚度下80°和50％的目标值。这是因为由于含有初生马氏体、贝氏体和残余奥氏体的这些钢的显微组织的多相属性(表3)所致，当进行变形时这些相的界面中存在多个损害开始位点。作为初生马氏体存在并由于TRIP效应从残余奥氏体形成的马氏体都是比贝氏体和任何未转变的残余奥氏体更强的相。在另一方面，对于在钢A和B中具有优化量的回火马氏体和初生马氏体的理想加工条件而言，在这些相之间存在低的硬度或强度差异，从而在弯曲和扩孔期间引起均匀变形。这引起使用理想加工条件的高HEC和弯曲值。

此外，在钢A和B的小于Ms(200℃)的过低CT的情况下，可弯曲性和HEC值也低，因为它们的显微组织中(表3)存在过高的回火马氏体量(>85体积％)。缺少有效回火仅在卷绕开始时存在的这种初生马氏体引起低延展性(这还反映在表4中它们的总伸长率值)，引起这些钢如通过可弯曲性和HEC测量的低可成形性。

当使用缓慢ROT-CR(3℃/s)时，铁素体和珠光体的较软相的存在也使钢A和B的可弯曲性和HEC值恶化，如从表5看出的。这是因为在加载过程中残余奥氏体的转变之后获得的这些较软相和贝氏体和马氏体的较硬相的脆性界面。

钢C实现非常差的可弯曲性和HEC值，分别比1.0mm厚度下80°和50％的最小值低得多。钢C中这些差的可成形性参数由钢中促进碳化物形成的非常低的Al和Si含量引起(表3)，即使加工变量在本发明规定的范围内。

根据本发明加工的钢A的夏比冲击韧性在横向试样(其显示比纵向试样更低的值)中当在室温和-40℃下测试时分别高于100J和40J。使用480℃的高CT和200℃的较低CT的相同值比使用本发明中描述的理想加工路径获得的最小值低得多。如之前解释的，这些低韧性值由残余奥氏体向马氏体的自发转变引起的脆性断裂，存在异质的较硬和较软相以及低回火效应而造成。此外，钢C中存在碳化物还导致在室温和低温下差的夏比冲击韧性值。

因此，如以上已讨论的，这些实例说明当根据本发明的组成设计和根据本发明加工钢时，钢由于它们的显微组织作用如预期实现高的拉伸、可成形性和韧性性质。当在本发明限定的边界外侧工作时，没有实现所有性质的相同的良好组合。

表1：以重量％计的钢化学组成(I：本发明，C：比较)

钢A-G中的Nb含量处于残余水平。在这些钢中没有添加铌作为合金化元素。在钢H中添加铌作为合金化元素。

钢A-B具有约1.8％的Mn含量且钢D-H具有约2.35的Mn含量与不同量的Si和Nb。Mn的作用是减小Ms并且它引起回火马氏体与初生马氏体之比的偏移。尽管钢D-H显示比钢A和B更低值的A_JIS5、HEC和弯曲角，然而钢D-H符合目的。

如表3中显示，钢D-H通过在275℃(钢D-F)和300℃(钢G-H)的CT的限定边界内使用FRT和ROT-CR实现由分别小于85体积％和至少15体积％的回火马氏体和初生马氏体组成的显微组织，所述限定边界落入本发明所需的范围内。此外，钢在它们的显微组织中没有碳化物并且对于这些加工条件而言残余奥氏体含量小于1体积％。它们的显微组织不含有任何其它相例如铁素体、贝氏体或珠光体。

钢D-H也实现大于1100MPa的Rp和大于1200MPa的Rm，其中屈服比为0.85或更高连同总伸长率(A_JIS5)高于6％(表4)。当在本发明的限定加工变量(FRT、ROT-CR和CT)内加工时钢D-H中可弯曲性和HEC也高(表5)。在这些钢中实现了1.0mm厚度下70°的最小弯曲角和30％的最小HEC值。

然而，当钢D-F的CT高即为375℃(其稍微大于钢的Ms)时，钢的显微组织含有一定量的贝氏体和大于1体积％的残余奥氏体(表3)，这不意在实现本发明中的显微组织，并且初生马氏体和回火马氏体的含量也落在本发明限定的范围外侧。对于375℃的CT而言，这些意想不到的显微组织没有在这些钢中导致超高的强度。Rp值小于1100MPa和Rm值小于1200MPa，其中屈服比低于0.85，由存在贝氏体和残余奥氏体的较软相(表4)所致，虽然实现了好的可弯曲性和HEC值(表5)。因此，如果没有在本发明的限定窗口内进行加工，可在本发明限定边界内的具有化学组成的钢可能不能实现所有期望的机械性质。

表2：施加至钢的加工变量

*对于夏比测试需要12mm厚度，使用其它厚度来测定显微组织、拉伸性质、弯曲角和HEC。

表3：钢的显微组织(B：贝氏体，P：珠光体，F：铁素体)

表4：钢的拉伸性质

表5：钢的可弯曲性和HEC

A-C弯曲角在3.2mm下测量；*D-F弯曲角在2.8mm厚度下测量；**G、H弯曲角在3.5mm厚度下测量。

表6：钢的夏比冲击韧性(L＝纵向试样，T＝横向试样)

附图简要描述

现在将通过以下非限制性附图的方式解释本发明。

图1中给出本发明的热机械加工的示意。

图2a中显示加工厚的铸造板坯的热轧机的示意图，和图2b中显示具有直接轧制轧机的薄板坯铸造设备。

图3和4显示弯曲样品和夏比样品的几何形状和限定。

Claims

1.具有超高强度、优异延展性和可卷边性的热轧钢带材，包含(以重量％计)：

●C:0.10–0.30；

●Si:0.50–1.50；

●Al:0.010–1.00；

●Mn:1.00–3.00；

●(Si+Al):0.80-2.50；

和任选地任一种或多种的以下合金化元素：

●V:小于0.10；

●Nb：小于0.10；

●Ti:小于0.10；

●Mo：小于0.50；

●Cr:小于1.50；

●Cu：小于1.00；

●Ni:小于0.50；

●B：小于0.0030(30ppm)；

不可避免地还包含

●N:小于0.0100(100ppm)

●S:小于0.005；

●P:小于0.020；

余量是Fe和由炼铁和炼钢过程产生的其它不可避免的杂质；

具有至少1100MPa的屈服强度、至少1200MPa的极限拉伸强度、至少0.85的屈服比、至少6.0％的总伸长率、至少30％的扩孔比和至少70°的1mm厚度下弯曲角；

具有由以下构成的显微组织：40至85体积％的回火马氏体、60至15体积％的初生马氏体、小于1体积％的残余奥氏体和基本上没有渗碳体或其它碳化物。

2.根据权利要求1所述的热轧钢带材，包含(以重量％计)：

●Al:0.030–1.00；

3.根据权利要求1或2所述的热轧钢带材，具有至少1100MPa的屈服强度、至少1200MPa的极限拉伸强度、至少0.85的屈服比、至少8.5％的总伸长率、至少50％的扩孔比、至少80°的1mm厚度下弯曲角以及-40℃下至少40J和室温下至少100J的夏比冲击韧性；

4.根据权利要求1、2或3所述的热轧钢带材，包含一种或多种的以下量(以重量％计)的以下元素：

●V:0.010-0.10；

●Nb:0.010-0.10；

●Ti:0.010-0.10；

●Mo:0.050-0.50；

●Cr:0.10-1.50；

●Cu:0.030-1.00；

●Ni:0.020-0.50；

●N:0.0005-0.0100；

●S:至多0.002。

5.根据前述权利要求中任一项所述的热轧钢带材，其中显微组织由至少55体积％的回火马氏体和至多45体积％的初生马氏体构成。

6.根据前述权利要求中任一项所述的热轧钢带材，其中钢包含至少1.65重量％的Mn和至多2.50重量％的Mn。

7.根据前述权利要求中任一项所述的热轧钢带材，其中Al和Si之和为至少1.00重量％。

8.根据前述权利要求中任一项所述的热轧钢带材，提供有金属性涂层，例如Zn-层或基于Zn的合金层或基于Al的合金层，可通过热浸涂覆获得。

9.根据权利要求8所述的热轧钢带材，其中锌合金涂层由以下组成：0.3-4.0重量％Mg和0.05-6.0重量％Al，优选0.1-5.0％Al，和任选至多0.2重量％的一种或多种额外元素以及不可避免的杂质和余量为锌。

10.制备具有超高强度、优异延展性和可卷边性钢的热轧钢带材的方法，包括以下步骤：

●将熔融钢铸造成具有以下组成(以重量％计)的厚或薄的板坯

●C:0.10–0.30；

●Si:0.50–1.50；

●Al:0.030–1.00；

●Mn:1.00–3.00；

●(Si+Al):0.80-2.50；

和任选地任一种或多种的以下合金化元素：

●V:小于0.10；

●Nb：小于0.10；

●Ti:小于0.10；

●Mo：小于0.50；

●Cr:小于1.50；

●Cu：小于1.00；

●Ni:小于0.50；

●B：小于0.0030(30ppm)；

不可避免地还包含

●N:小于0.0100(100ppm)；

●S:小于0.005；

●P:小于0.020；

余量是Fe和由炼铁和炼钢过程产生的其它不可避免的杂质；

●加热或再加热该板坯，优选在1100℃或更大的温度下和优选持续30分钟或更多的时间；

●将该板坯热轧成热轧带材，通过

o将厚板坯粗轧成中间规格，典型地在35-45mm的范围内，以破坏铸造状态组织，之后热精轧成热轧带材，或

o通过直接轧制将薄板坯热轧成热轧带材

●其中热精轧温度(FRT)大于钢的Ar3温度，其中Ar3是在冷却期间奥氏体至铁素体转变开始的温度；

●在输出辊道上使用高于20℃/s的冷却速率加速冷却该热轧带材；

●之后在(Ms-50)℃至(Ms-160)℃的范围内的温度下卷绕热轧且冷却的钢带材，其中Ms是钢的马氏体开始温度；

●使卷绕的热轧带材进一步冷却至环境温度；

●酸洗热轧钢带材。

11.根据权利要求10所述的方法，其中板坯包含一种或多种的以下量(以重量％计)的以下元素：

●V:0.010-0.10；

●Nb:0.010-0.10；

●Ti:0.010-0.10；

●Mo:0.050-0.50；

●Cr:0.10-1.50；

●Cu:0.030-1.00；

●Ni:0.020-0.50；

●N:0.0005-0.0100。

12.根据权利要求10或11所述的方法，其中显微组织由至少55体积％的回火马氏体和至多45体积％的初生马氏体构成。

13.根据权利要求10至12中任一项所述的方法，其中

-钢包含至少1.65重量％的Mn和至多2.50重量％的Mn，和/或其中

-Al和Si之和为至少1.00重量％。

14.根据权利要求10至13中任一项所述的方法，提供有金属性涂层，例如Zn-层或基于Zn的合金层或基于Al的合金层，可通过热浸涂覆获得。

15.根据权利要求14所述的方法，其中锌合金涂层由以下组成：0.3-4.0重量％Mg和0.05％-6.0重量％Al，优选0.1-5.0％Al，和任选至多0.2重量％的一种或多种额外元素以及不可避免的杂质和余量为锌。

16.根据权利要求1至9中任一项的热轧钢的用途，用于运输或工程应用的零件。

17.根据权利要求16所述的热轧钢的用途，用于车辆底盘或悬架零件，例如下控制臂、车架纵梁、保险杠或电池壳或重载卡车的车架、或起重机吊架。