技术领域
[0001] 本
发明涉及适合用于汽车应用的高强度钢板(sheet)。具体来说，本发明涉及具有至少980MPa的
抗拉强度和优异的成形性的冷轧钢板。
背景技术
[0002] 对于各种各样的应用而言，增大的强度
水平是轻型构造体的先决条件，这在汽车工业中尤为如此，因为
车身质量的减少导致
燃料消耗降低。
[0003] 汽车主体部分(part)通常从钢板
冲压，从而形成复杂的薄板结构部件。然而，这样的部分无法由常规的高强度钢制造，因为对于复杂的结构部分而言，成形性太低。由于该原因，多相转变诱导塑性辅助的钢(TRIP钢)在过去几年中一直受到相当大的关注，对于在汽车主体结构部分中和作为座椅
框架材料中的使用尤为如此。
[0004] TRIP钢拥有包括能够产生TRIP效果的亚稳的残留奥氏体相的多相微观结构(显微结构)。当使所述钢形变时，奥氏体转变为
马氏体，其导致显著的加工硬化。该硬化效果起到抵抗所述材料的颈缩和板成形操作的延迟失效的作用。TRIP钢的微观结构可极大地改变其机械性质。TRIP钢的微观结构的最重要方面为残留奥氏体相的体积百分数、尺寸和形态，因为这些性质直接地影响在所述钢形变时奥氏体向马氏体的转变。存在若干种可使奥氏体在室温下化学稳定化的方式。在低
合金TRIP钢中，通过其
碳含量和小的奥氏体晶粒尺寸使奥氏体稳定化。用于使奥氏体稳定化所需的碳含量为大约1重量％。然而，钢中高的碳含量因损害
焊接性而无法在很多应用中使用。
[0005] 因此，需要特别的加工途径来将碳富集到奥氏体中以使其在室温下稳定化。常见的TRIP钢化学组成还包含少量添加的其它元素，以帮助使奥氏体稳定化以及辅助形成碳分配到奥氏体中的微观结构。为了抑制奥氏体在
贝氏体转变期间分解，如下通常一直被视为是必须的：
硅含量应为约1.5重量％。最常见的合金化添加为1.5重量％的Si和Mn两者。
[0006] 具有贝氏体
铁素体基体的TRIP-辅助的钢(TBF)-钢已久为知晓并吸引大量关注，主要因为贝氏体铁素体基体实现优异的拉伸翻边性(flangability)。而且，由亚稳的残留奥氏体岛(island)向马氏体的应变诱导的转变确保的TRIP效应，显著地改善它们的可拉性(drawability)。
[0007] TRIP钢的成形性受到残留奥氏体相的转变特性的严重影响，残留奥氏体相的转变特性继而受到奥氏体化学组成、其形态和其它因素的影响。在ISIJ International Vol.50(2010),No.1,p.162-168中，探讨了影响具有至少980MPa的抗拉强度的TBF钢的成形性的方面。然而，该文献中考察的冷轧材料在950℃
退火并在300-500℃在盐浴中奥氏体回火200s。因此，由于高的退火
温度，这些材料对于在常规的工业退火线中的生产是不适合的。
[0008] 然而，在TBF-钢中通常使用的高Si-含量致使在
钢带表面上形成
氧化硅层，其可粘附到连续退火线(CAL)中的辊(滚筒)并且引起在随后制造的钢板上的表面
缺陷。因此，近年来一直致
力于减少TBF钢中的硅含量。
[0009] WO2013/144377公开了用Si和Al合金化且具有至少980MPa抗拉强度的冷轧TBF-钢板。WO2013/144376公开了用Si和Cr合金化且抗拉强度为至少980MPa的冷轧TBF-钢板。尽管这些钢揭示了若干种诱人性质，但是对于在先进成形操作方面具有改善的性质概况(profile)的980MPa钢板存在需求，其中局部伸长率和总伸长率两者是重要的，例如对于汽车座椅中的结构部件而言。
发明内容
[0010] 本发明涉及具有980-1100MPa抗拉强度和优异的成形性的高强度(TBF)钢板，其中应可在连续退火线(CAL)中以工业规模制造所述钢板。本发明旨在提供这样的钢组合物：其可被加工成特别是用于汽车座椅组件的、其中局部伸长率和总伸长率两者均是重要的复杂结构部件。然而，通常认为，如果总伸长率增大，则受局部伸长率管控的性质例如扩孔率(HER)或(λ)劣化。
具体实施方式
[0012] 所述钢板具有由以下合金化元素构成的组成(％)：
[0013]
[0014]
[0015] 余量除杂质以外为Fe。
[0016] 所主张的(要求保护的，claimed)合金的化学成分的限制以及单独元素的重要性和它们彼此的相互作用在下文中简要地阐释。在整个
说明书中，对于钢的化学组成的所有百分数以重量％(wt.％)给出。硬质相的量以体积％(vol.％)给出。各个元素的上限和下限可在权利要求中所述的界限内自由地组合。
[0017] C：0.07-0.15％
[0018] C使奥氏体稳定化并对于获得在残留奥氏体相内足够的碳是重要的。C对于获得期望的强度水平也是重要的。通常，可预期到每0.1％C增加大约100MPa的抗拉强度。当C低于0.07％时，则难以达到980MPa的抗拉强度。如果C超过0.15％，则焊接性受损。上限可为
0.14、0.13或0.12％。下限可为0.08、0.09或0.10％。优选范围为0.08-0.13％。
[0019] Mn：2.3-3.2％
[0020] 锰为
固溶体强化(增强)元素，其通过降低Ms温度而使奥氏体稳定化并防止在冷却期间形成铁素体和珠光体。另外，Mn使Ac3温度降低并对奥氏体
稳定性是重要的。在小于2.3％的含量下，可能难以获得期望的残留奥氏体量、980MPa的抗拉强度并且奥氏体化温度对于常规的工业退火线可能是过高的。另外，在较低的含量下，可难以避免多
角形铁素体的形成。然而，如果Mn的量高于3.2％，则可发生偏析问题，因为Mn在液相中累积并导致带状化(banding)，从而致使加工性潜在地劣化。因此，上限可为3.1、3.0、2.9、2.8或2.7％。下限可为2.3、2.4或2.5％。
[0021] Si：0.6-1.2％
[0022] Si充当固溶体强化元素并对确保
薄钢板的强度是重要的。Si抑制
渗碳体的沉淀并对于奥氏体稳定化是必要的。
[0023] 然而，如果所述含量过高，则过多的氧化硅将在带表面上形成，其可导致在CAL中包覆(clad)在辊上和在随后制造的钢板上的表面缺陷。因此，上限为1.2％并可限定为1.1、1.05、1.0或0.95％。下限可为0.65、0.7、0.75或0.80％。优选范围为0.7-1.0％。
[0024] Cr：0.05-0.5％
[0025] Cr在增大钢板强度方面是有效的。Cr是形成铁素体且阻碍珠光体和贝氏体的形成的元素。通过使Cr含量增大，仅使Ac3温度和Ms温度稍微降低。Cr导致稳定化的残留奥氏体的量增大。Cr的量限制到0.7％。上限可为0.65、0.60、0.55、0.50、0.45或0.40、0.35、0.30或0.25％。下限可为0.10或0.15％。优选范围为0.1-0.3％。
[0026] Si+Cr：0.9-1.3％
[0027] 优选的是，Si+Cr的量在0.9-1.3％的范围内，因为Si和Cr在组合加入时具有协同效应并导致残留奥氏体的量增大，其继而导致延展性得以改善。由于这些原因，Si+Cr的量优选地限制到0.9至1.2％的范围。
[0028] Al：≤0.2％
[0029] Al促进铁素体的形成并也经常用作
脱氧剂。Ms温度随Al含量增大而提高。Al的另外缺陷是，它导致Ac3温度的大幅提高并因此使得更难以将钢在CAL中奥氏体化。由于这些原因，Al含量优选地限制到小于0.1％、更优选地小于0.08％。因此优选仅出于脱氧而使用Al。于是，上限可为0.09、0.08、0.07或0.06％。为了确保一定的效果，下限可设为0.005、0.01、
0.02或0.03％。Nb：<0.1％
[0030] Nb因其对晶粒尺寸的影响而常用在低
合金钢中以改善强度和韧性。Nb由于NbC的沉淀通过改良(精制，refine)基体微观结构和残留奥氏体相而使强度伸长率平衡提升。所述钢可包含≤0.05％、优选地≤0.03％的Nb。根据本发明，Nb的故意加入不是必须的。因此，上限可限定到≤0.01％。
[0031] 本发明的高强度的TRIP辅助的贝氏体铁素体(TBF)钢板具有主要由包埋在基体中的残留奥氏体夹杂物构成的微观结构。
[0032] 微观构成(constituent)在下文中以体积％(vol.％)计。
[0033] 所述钢包括贝氏体铁素体基体(BF)。因此，贝氏体铁素体的量通常≥50％并且可为≥55％、≥60％或≥65％。所述微观结构还可包含回火马氏体(TM)。构成BF和TM彼此可难以区分。因此，两种构成的总含量可限制到70-90％。所述量一般在80-90％的范围内。
[0034] 马氏体可在最终微观结构中存在，因为取决于它的稳定性，一些奥氏体在过时效步骤结束时的冷却期间可转变为马氏体。马氏体可以≤15％的量存在。未回火的马氏体的量优选地限制到10、9、8、7、6或5％。这些未回火的马氏体粒子常常与残留奥氏体粒子紧密
接触并因此它们常称为马氏体-奥氏体(MA)粒子。
[0035] 残留奥氏体是获得期望的TRIP效果的先决条件。因此，残留奥氏体的量应在2-20％、优选地5-15％的范围内。借助在关于TRIP辅助的高强度亚铁合金的Proc.Int.Conf.(2002),Ghent,Belgium,p.61-64中详述的饱和磁化法测量残留奥氏体的量。
[0036] 多角形铁素体(PF)不是期望的微观结构构成并因此限制到≤10％，优选地≤5％、≤3％或≤1％。最优选地，所述钢不含PF。
[0037] 所主张的钢的机械性质是重要的并且应满足以下要求的至少一项：
[0038]
[0039] 优选地，同时满足所有这些要求。
[0040] Rm、Rp0.2值根据欧洲标准EN 10002第1部分得到，其中试样在所述带的纵向上获得。总伸长率(A50)根据日本工业标准JIS Z 2241：2011得到，其中试样在所述带的横向上获得。
[0041] 通过合金化组成和微观结构可大大地调节本发明钢板的机械性质。所述微观结构可通过CAL中的
热处理、特别地通过过时效步骤中的等温处理温度而调节。
[0042] 根据本发明的一个方面，提供一种高强度冷轧钢板，其具有
[0043] a)由以下元素构成的组成(以重量％计)：
[0044]
[0045] 余量除杂质以外为Fe，
[0046] b)多相微观结构，其包括贝氏体铁素体基体，
[0047] c)980-1100MPa的抗拉强度(Rm)。
[0048] 根据本发明的另一个方面，提供一种高强度冷轧钢板，其满足以下要求的至少一项
[0049] a)满足以下要求的至少一项的组成(以重量％计)：
[0050]
[0051] 其中所述杂质满足如下要求的至少一项：
[0052]
[0053] 余量除杂质以外为Fe，
[0054] b)多相微观结构，其包括如下的至少一项(以体积％计)：
[0055]
[0056] c)以下机械性质的至少一项
[0057]
[0058] 根据本发明的另一个方面，提供一种高强度冷轧钢板，其具有：
[0059] a)满足以下要求的至少一项的组成(以重量％计)：
[0060]
[0061]
[0062] 其中所述杂质满足如下要求的至少一项：
[0063]
[0064] 余量除杂质以外为Fe，
[0065] b)多相微观结构，其包括(以体积％计)
[0066]
[0067] c)以下机械性质的至少一项
[0068]
[0069] 根据本发明的另一个方面，提供一种高强度冷轧钢板，其满足以下要求的至少一项：
[0070] a)满足以下要求的至少一项的组成(以重量％计)：
[0071]
[0072] 其中所述杂质满足如下要求的至少一项：
[0073]
[0074] 余量除杂质以外为Fe，
[0075] c)以下机械性质的至少一项
[0076] 抗拉强度(Rm) ≥1020MPa
[0077]
屈服强度(Rp0.2) ≥800MPa
[0078] 屈服比(Rp0.2/Rm) ≥0.78。
[0079] 根据本发明的另一个方面，提供一种高强度冷轧钢板，其满足以下要求：a)由以下构成的组成(以重量％计)：
[0080]
[0081] 其中所述杂质满足如下要求：
[0082]
[0083] 余量除杂质以外为Fe，
[0084] 和/或
[0085] b)多相微观结构，其包括(以体积％计)：
[0086]
[0087] 和/或
[0088] c)以下的机械性质
[0089]
[0090] 根据本发明的另一个方面，提供一种高强度冷轧钢板，其满足以下要求：a)满足以下要求的组成(以重量％计)：
[0091]
[0092] 其中所述杂质满足如下要求：
[0093]
[0094] 余量除杂质以外为Fe，
[0095] 和/或
[0096] b)多相微观结构，其包括(以体积％计)
[0097]
[0098] 和/或
[0099] c)以下的机械性质
[0100]
[0101]
[0102] 根据本发明的另一个方面，提供一种高强度冷轧钢板，其满足以下要求：
[0103] a)满足以下要求的组成(以重量％计)：
[0104]
[0105] 其中所述杂质满足如下要求：
[0106]
[0107] 余量除杂质以外为Fe，
[0108] 和/或
[0109] c)以下的机械性质
[0110]
[0111] 根据本发明的另一个方面，提供如上限定的高强度冷轧钢板，其中该冷轧板的厚度为1.0-1.6mm、优选为1.1-1.5mm、更优选为1.2-1.4mm。
[0112] 根据本发明的另一个方面，提供如上限定的高强度冷轧钢板，其中贝氏体铁素体和回火马氏体的总含量为70-90体积％、优选为80-90体积％。
[0113] 根据本发明的另一个方面，提供如上限定的高强度冷轧钢板，其中抗拉强度(Rm)和总伸长率(A50)的乘积为≥13000MPa％、优选为≥13500MPa％。
[0115] 表1揭示了所考察的钢板的组成。
[0116]实施例 C Si Mn Cr Al
发明实施例1 0,105 0,81 2,63 0,195 0,045
发明实施例2 0,106 0,84 2,67 0,197 0,048
发明实施例3 0,106 0,84 2,67 0,197 0,048
发明实施例4 0,105 0,81 2,63 0,195 0,045
发明实施例5 0,118 0,94 2,77 0,17 0,051
[0117] 表1.所考察的钢板的组成
[0118] 在
连铸机中制造多炉次钢合金。将
板坯(slab)再加热并对其进行
热轧至约2.8mm的厚度。热轧终轧温度(finishing temperature)为约900℃且卷取温度为约550℃。将经热轧的带
酸洗并在约625℃分批退火10小时的时间以降低经热轧的带的抗拉强度并因此减小冷轧用力。之后，将所述带在五
机架(stand)冷
轧机中冷轧至约1.4mm的最终厚度并最后对其进行连续退火。
[0119] 表2揭示热轧和冷轧参数。在热轧和冷轧步骤之间实施分批退火约10h。
[0120]
[0121] 表2.热轧和冷轧参数
[0122] 退火周期由如下组成：加热至约850℃的温度、浸泡约120s、以约10℃/s的速率缓慢喷射气体冷却至约750℃的温度、以约40℃/s的速率快速气体冷却至约390-400℃的过时效温度、等温保持在所述过时效温度、和最终冷却至
环境温度。在CAL中处理的细节在表3中给出。
[0123]
[0124] 表3.CAL中处理的参数
[0125] 发现根据本发明制造的材料具有优异的机械性质，如表4中所示。所有实施例均具有贝氏体铁素体基体并包含小于10％马氏体和最少量的铁素体。
[0126] 特别地，可注意到，所有的发明实施例均揭示了大于13％的总伸长率(A50)，与此同时对于所有的发明实施例，如通过所述扩孔测试测量的扩孔率(λ)均超过52％。
[0127]
[0128] 表4.机械性质
[0129] Rm和Rp0.值根据欧洲标准EN 10002第1部分得到，其中在所述带的纵向上获得试样。伸长率(A50)是根据日本工业标准JIS Z 2241：2011对在所述带的横向上获得的试样而得到的。
[0130] 扩孔率(λ)是作为经历扩孔测试(HET)的三个试样的平均值报道的。其通过根据ISO/TS16630:2009(E)的扩孔测试方法而测定。在该测试中，将具有60°顶角的锥形冲头(punch)迫进到在具有100x 100mm2尺寸的钢板中制成的10mm直径的冲孔中。一测到第一条裂纹就停止所述测试，并在相互垂直的两个方向上测量孔直径。使用算术平均值进行计算。
[0131] 如下计算以％计的扩孔率(λ)：
[0132] λ＝(Dh-Do)/Do x 100
[0133] 其中Do是开始时孔的直径(10mm)，和Dh是所述测试之后孔的直径。
[0135] 本发明的材料可广泛地应用到汽车中的高强度结构部分。高强度钢板特别好地适用于制造对于总伸长率具有高的要求且同时边缘裂纹敏感性低的部分。
