热轧钢板及其制造方法 |
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| 申请号 | CN202180101858.5 | 申请日 | 2021-08-31 | 公开(公告)号 | CN117940598A | 公开(公告)日 | 2024-04-26 |
| 申请人 | 安赛乐米塔尔公司; | 发明人 | 多里安·德克尼杰夫; 汤姆·沃特斯古特; 乌尔丽克·洛伦茨; 洛德·杜普雷; 利芬·布拉克; | ||||
| 摘要 | 一种 热轧 钢 板，其组成包含以下元素：0.02％≤ 碳 ≤0.2％、3％≤锰≤9％、0.2％≤ 硅 ≤1.2％、0.9％≤ 铝 ≤2.5％、0％≤磷≤0.03％、0％≤硫≤0.03％、0％≤氮≤0.025％、0％≤钼≤0.6％、0％≤ 钛 ≤0.1％、0.0001％≤ 硼 ≤0.01％、0％≤铬≤0.5％、0％≤铌≤0.1％、0％≤ 钒 ≤0.2％、0％≤镍≤1％、0％≤ 铜 ≤1％、0％≤ 钙 ≤0.005％、0％≤镁≤0.0010％，剩余部分组成由 铁 和加工所引起的不可避免的杂质组成，所述钢板的显微组织以面积分数计包含至少60％的回火 马 氏体、15％至40％的残余奥氏体、0％至10％的多边形铁素体、0％至5％的 贝氏体 、0％至15％的新鲜马氏体以及0％至5％的铌、钛、钒或铁的碳化物。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种热轧钢板，以重量百分比表示，其组成包含以下元素： |
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| 说明书全文 | 热轧钢板及其制造方法技术领域背景技术[0002] 近年来，出于提高燃料效率以及减少环境影响的目的，已经积极做出努力以通过应用高强度钢来减轻设备和结构的重量。然而，当钢的强度提高时，韧性通常劣化。因此，在高强度钢的开发中，重要的问题是在不使韧性劣化的情况下提高强度。 [0003] 进行了大量的研究和开发努力以通过提高材料的强度来减少所使用的材料的量。相反地，钢强度的提高使韧性降低，并因此必须开发具有高强度和良好韧性二者的材料。 [0004] 在高强度和良好韧性钢的领域中，早期研究和开发已经产生了数种用于生产高强度钢的方法，本文中列举其中的一些以用于对本发明的明确理解： [0005] EP2392681公开了厚壁高强度的热轧钢板，其组成包含按质量％计0.02％至0.08％的C、1.0％或更少的Si、0.50％至1.85％的Mn、0.03％或更少的P、0.005％或更少的S、0.1％或更少的Al、0.03％至0.10％的Nb、0.001％至0.05％的Ti、0.0005％或更少的B，任选地，选自以下中的一种或两种或更多种：0.010％或更少的Ca、0.02％或更少的REM、 0.003％或更少的Mg、0.5％或更少的V、1.0％或更少的Mo、1.0％或更少的Cr、4.0％或更少的Ni、2.0％或更少的Cu，作为余量的其他不可避免的杂质和铁。钢板具有由贝氏体铁素体相或贝氏体相形成的组织，其中铁素体晶粒中的固溶C含量为10ppm或更大，并且就维氏硬度(Vickers hardness)而言，表面层硬度为230HV或更小，但是EP2392681的钢不能达到 700MPa或更大的抗拉强度。 [0006] EP2971211公开了用于制造高锰钢组件的方法，所述高锰钢组件的组成由以下组成：总组成的约9重量％至约20重量％的锰、总组成的约0.5重量％至约2.0重量％的碳、和余量的铁；以及任选地：总组成的0.5重量％至30重量％的铬；总组成的0.5重量％至20重量％的镍或钴；总组成的0.2重量％至15重量％的铝；总组成的0.01重量％至10重量％的钼、铌、铜、钛或钒；总组成的0.1重量％至10重量％的硅；总组成的0.001重量％至3.0重量％的氮；总组成的0.001重量％至0.1重量％的硼；或者总组成的0.2重量％至6重量％的锆或铪；将成分加热到至少约1000℃；以约2℃/秒至约60℃/秒的速率将成分冷却，随后在约700℃至约1000℃的范围内的温度下对成分进行热轧；缓慢冷却或等温保持成分；以及以至少约10℃/秒的速率将成分从700℃至约1000℃的范围内的温度淬火或加速冷却或空气2 冷却到0℃至约500℃的范围内的温度。但是EP2971211不能达到在‑40℃下测量时60J/cm或更大的冲击韧性。 发明内容[0007] 本发明的目的是通过使得可获得同时具有以下的热轧钢来解决这些问题： [0008] ‑715MPa或更大，并且优选等于或大于725MPa的屈服强度， [0009] ‑750MPa或更大，并且优选800MPa或更大的抗拉强度， [0010] ‑大于或等于20％的总延伸率， [0011] ‑在‑40℃下测量时大于或等于60J/cm2的冲击韧性。 [0012] 在一个优选的实施方案中，根据本发明的钢板还可以呈现出0.5或更大的屈服强度与抗拉强度比率。 [0014] 本发明的另一个目的还是使得可获得与常规工业过程相容同时对制造参数变化稳健的用于制造这些钢的方法。 [0016] 钢中存在0.02％至0.2％的碳。碳是通过有助于奥氏体在室温下的稳定来提高钢的强度所必需的元素。但是，小于0.02％的碳含量将不能赋予本发明钢抗拉强度。另一方面，在超过0.2％的碳含量下，钢表现出差的可焊性，并且不利于冲击韧性，这限制了其应用于工程机械制件或原型制件的结构部件。本发明的优选含量可以保持在0.03％至0.18％，并且更优选0.04％至0.15％。 [0017] 本发明的钢的锰含量为3％至9％。 [0018] 该元素为γ相生成元素(gammagenous)，并因此在控制残余奥氏体分数以及使残余奥氏体富含锰以赋予钢淬透性和冲击韧性方面发挥重要作用。为了向钢提供强度和韧性，获得至少3重量％的量的锰。但是当锰含量大于9％时，其产生不利影响，例如其使奥氏体过于稳定，并且使本发明的钢没有TRIP效应。此外，高于9％的锰含量导致过度的中心偏析，因此使可成形性降低并且还使本发明的钢的可焊性劣化。本发明的优选含量可以保持在3.5％至8.5％，并且更优选4％至8％。 [0019] 本发明的钢的硅含量为0.2％至1.2％。硅是本发明的钢的固溶强化剂。此外，硅阻碍渗碳体析出并且还限制渗碳体的形成，尽管其通常无法完全消除渗碳体形成。硅将C保持在奥氏体的固溶体中，因此将Ms温度降低到低于室温。因此，硅有助于在室温下形成残余奥氏体。然而，大于1.2％的硅含量导致例如表面缺陷的问题，这不利地影响本发明的钢。因此，将浓度控制在1.2％的上限内。本发明的优选含量可以保持在0.3％至1％，并且更优选0.4％至0.8％。 [0020] 铝是必需元素，并且以0.9％至2.5％存在于钢中。铝是α相生成元素(alphagenous element)，需要最少0.9％的铝以具有最少的铁素体，从而赋予本发明的钢延伸率和韧性。铝还用于从熔化态的钢中去除氧以清洁本发明的钢，并且其还防止氧形成气体相。但是每当铝大于2.5％时，因为板坯上的表面缺陷例如脱落而难以进行铸造。因此，铝存在的优选范围为1％至2.3％，并且更优选为1％至2％。 [0021] 本发明的钢的磷含量为0％至0.03％。磷使热延性和韧性降低，特别地，是由于其在晶界处偏析或者与锰共偏析的倾向。由于这些原因，将其含量限制为0.03％并且优选小于0.015％。 [0022] 硫不是必需元素，但是可以作为杂质包含在钢中，并且从本发明的观点出发，硫含量优选尽可能低，但是从制造成本的观点出发，为0.03％或更小。此外，如果更高的硫存在于钢中，则其尤其与锰结合以形成硫化物，这不利于本发明的钢，因此优选低于0.01％。 [0023] 将氮限制为0.025％以避免材料的老化并使凝固期间氮化物的析出(这不利于钢的机械特性)最小化。因此氮的优选上限为0.02％，并且更优选为0.005％。 [0024] 钼是构成本发明的钢的0％至0.6％的任选元素。钼增加了淬透性，并允许本发明的钢达到用于更厚规格的目标特性。需要最少0.1％的钼以在提高淬透性方面有益。然而，钼的添加使合金元素的添加成本过度增加，使得出于经济原因将其含量限制为0.6％。钼的优选限制为0％至0.4％，并且更优选为0％至0.3％。 [0025] 钛是任选元素并且以0％至0.1％存在于本发明的钢中。钛通过形成碳化物并控制晶粒尺寸而赋予本发明的钢强度。但是每当钛以大于0.1％存在时，其赋予本发明的钢过度的强度和硬度，这使韧性降低超出目标限制。钛的优选限制为0％至0.09％，并且更优选的限制为0％至0.08％。 [0026] 硼是本发明的钢的任选元素并且可以以0.0001％至0.01％存在。硼与钛一起添加时赋予本发明的钢韧性。 [0027] 铬是本发明的任选元素。可以存在于本发明的钢中的铬含量为0％至0.5％。铬是向钢提供淬透性的元素，但高于0.5％的铬含量导致与锰的中心共偏析。 [0028] 钒是可以以本发明的钢的0％至0.2％存在的任选元素。钒通过形成碳化物、氮化物或碳氮化物而在提高钢的强度方面有效，以及由于经济原因，并且即使钒以高于0.2％存在其也不会给本发明的钢带来任何相当大的益处，因此上限为0.2％。 [0029] 铌是本发明的任选元素。铌含量可以以0％至0.1％存在于本发明的钢中，并且在本发明的钢中添加用于形成碳化物或碳氮化物以通过析出强化向本发明的钢赋予强度。优选限制为0％至0.05％。 [0030] 镍可以作为任选元素以0％至1％的量添加以提高本发明钢的强度并改善其韧性。为了获得这样的效果，优选最少0.01％。然而，由于经济可行性，将镍的含量限制在1％。 [0031] 铜可以作为任选元素以0％至1％的量添加以提高本发明钢的强度并改善其耐腐蚀性。为了获得这样的效果，优选最少0.01％。然而，当其含量高于1％时，其可以导致铸造过程期间例如铜热脆性的问题。 [0032] 本发明的钢中的钙含量低于0.005％。钙作为任选元素尤其是在夹杂物处理期间以0.0001％至0.005％的优选量添加到本发明的钢中，从而阻碍了硫的有害效果。 [0033] 其他元素例如镁可以以如下按重量计的比例添加：镁≦0.0010％。直至所示的最大含量水平，这些元素使得可以在凝固期间使晶粒细化。 [0034] 钢的组成的剩余部分由铁和加工所产生的不可避免的杂质组成。 [0035] 钢的显微组织包含： [0036] 马氏体，其以至少60％存在于本发明的钢中，其中本发明的马氏体包含回火马氏体和新鲜马氏体，其中回火马氏体为本发明的钢的基体相。本发明的钢的回火马氏体优选具有其优选4至12，并且更优选5至11的纵横比。纵横比是单个晶粒内最长尺寸与最短尺寸之间的比率。回火马氏体由热轧之后的冷却期间形成的马氏体形成。然后在退火过程期间对这样的马氏体进行回火。本发明的钢的回火马氏体产生延性和强度。优选的是，以总显微组织的面积分数计，回火马氏体的含量为65％至84％，并且更优选70％至80％。新鲜马氏体也可以任选地存在于本发明的钢中。新鲜马氏体可以在退火之后的冷却期间由剩余的不稳定残余奥氏体形成。新鲜马氏体可以以0％至15％，优选0％至10％存在，并且甚至更好的是不存在新鲜马氏体。 [0037] 残余奥氏体，其是本发明的钢的必需显微组织成分，并且以15％至40％存在。本发明的残余奥氏体向本发明的钢赋予韧性。本发明的残余奥氏体仅在富含有锰和碳时才可以在室温下稳定。残余奥氏体内的碳的百分比高于0.8％且低于1.1％。残余奥氏体中锰的百分比优选大于5％，并且更优选大于5.5％。然而，当本发明的残余奥氏体不富含有碳和锰时，其在室温下将是不稳定的，并且将导致形成过量的新鲜马氏体而不是足够量的残余奥氏体。这种效果为钢提供了过度的强度，并且还不利于延伸率和韧性。奥氏体存在的优选限制为18％至35％，并且更优选18％至30％，其中奥氏体中优选的碳含量限制优选为0.9％至1.1％，并且更优选为0.95％至1.05％。 [0038] 多边形铁素体，其对于本发明的钢按面积分数计构成显微组织的0％至10％。在本发明中，多边形铁素体赋予本发明的钢高强度以及延伸率。在本发明的钢的均热和退火之后的冷却期间可以形成多边形铁素体。但是每当多边形铁素体含量以高于10％存在于本发明的钢中，无法实现强度。 [0039] 贝氏体和渗碳体，其可以以0％至5％存在于本发明的钢中。直至5％的贝氏体不影响本发明的钢的目标特性。 [0040] 除了上述显微组织之外，热轧钢的显微组织不含诸如珠光体的显微组织组分。合金元素(例如铌、钛、钒、铁等)的碳化物可以以0％至5％存在于本发明的钢中，这些碳化物通过析出强化向本发明的钢赋予强度，但每当碳化物的存在为5％或更大时，碳化物部分消耗碳的量，这不利于残余奥氏体的稳定。 [0041] 根据本发明的热轧钢可以通过任何合适的方法来生产。优选的方法包括提供具有根据本发明的化学组成的钢的半成品铸件。铸件可以制成锭，或者以厚板坯、薄板坯或薄带材的形式连续制作，即，以约220mm至350mm(对于板坯)直到数十毫米(对于薄带材)的厚度连续制作。 [0042] 例如，具有上述化学组成的板坯通过连铸来制造，其中板坯任选地在连铸过程期间经历直接轻压下以避免中心偏析。通过连铸过程提供的板坯可以在连铸之后在高温下直接使用，或者可以首先冷却至室温然后再加热用于热轧。 [0043] 将板坯再加热到至少Ac3+50℃至1300℃的温度。在板坯温度低于至少Ac3+50℃的情况下，在轧机上施加过大的载荷。因此，板坯的温度足够高使得热轧可以完全在奥氏体范围内完成。必须避免在高于1300℃的温度下再加热，因为这导致生产率损失并且还在工业上是昂贵的，以及一些偏析的部分可能熔化，这可能导致板坯的断裂或板坯的开裂。因此，优选的再加热温度为至少Ac3+100℃至1280℃。 [0044] 本发明的热轧终轧温度为至少Ac3，并且优选为Ac3至Ac3+100℃，更优选为840℃至1000℃，并且甚至更优选为850℃至990℃。 [0045] 然后将以这种方式获得的热轧钢带以1℃/秒至50℃/秒的冷却速率从热轧终轧温度冷却到Ms至20℃的温度范围。在一个优选的实施方案中，该冷却步骤的冷却速率为1℃/秒至20℃/秒，并且更优选为5℃/秒至20℃/秒。在该步骤期间，形成马氏体，在退火工艺下进行的均热期间将对所述马氏体进行回火以形成回火马氏体。 [0046] 然后可以任选地将热轧钢带进行卷取，其中卷取温度为Ms至20℃，或者可以任选地切割成板材。 [0047] 将热轧钢带、片材或板材从Ms至20℃的温度加热直到为550℃至Ac3，优选为600℃至Ac3‑40℃的退火温度T均热，这样的加热以至少1℃/秒的加热速率HR1进行。 [0048] 将热轧钢带、片材或板材在T均热下保持5秒至1000秒的时间，以确保从初始组织向奥氏体的目标转变。 [0049] 然后，使热轧钢冷却，其中以0.1℃/秒至150℃/秒的冷却速率CR1从T均热开始冷却到Ms‑10℃至20℃的范围内的冷却停止温度T1。在一个优选的实施方案中，用于这样的冷却的冷却速率CR1为0.1℃/秒至120℃/秒。在该冷却期间，可能由一些剩余的不稳定奥氏体形成新鲜马氏体。 [0050] 由此获得的热轧钢的厚度优选为2mm至100mm，并且更优选为2mm至80mm，并且甚至更优选为2mm至50mm。 具体实施方式[0051] 本文中提出的以下测试、实施例、图形示例和表本质上是非限制性的，并且必须仅出于说明的目的而被考虑，并且将显示本发明的有利特征。 [0052] 表1中汇总了由具有不同组成的钢制成的钢板，其中分别根据表2中列出的工艺参数生产钢板。其后，表3汇总了在试验期间获得的钢板的显微组织，以及表4汇总了所获得的特性的评估结果。Ac3和Ms温度通过使用软件例如 进行的热力学计算来确定。 [0053] [0054] 表3 [0055] 表3汇总了根据标准在不同的显微镜例如SEM、EPMA、EBSD、XRD或任何其他显微镜上进行的用于确定本发明钢和对照试验二者的显微组织组成的测试的结果。将经抛光的样品在2％硝酸乙醇溶液(Nital)蚀刻溶液中蚀刻10秒之后，对其测量碳化物的面积分数，并通过SEM观察。使用EBSD测量多边形铁素体和回火马氏体，其中电子背散射衍射(EBSD)为基于SEM的技术，以亚微米分辨率测量晶体取向。电子束聚焦在扫描电子显微镜(SEM)中倾斜70°的样品上。满足平面族布拉格条件的电子被引导并感应出菊池(kikuchi)带。电子撞击磷光屏并产生光，所述光被相机检测并数字化。对所得EBS模式进行分析和索引。对每个被分析的点均执行该过程。对于给定的钢样品，对应于1000放大倍数的至少4个图像的EBSD分析允许识别多边形铁素体和回火马氏体显微成分、其位置和面积百分比。使用XRD测量残余奥氏体面积分数，其示于表3中。 [0056] 本文中列出了结果： [0057] [0058] I1样品和I2样品包含铌碳化物，I3样品包含钛碳化物，以及R1样品包含铁碳化物(渗碳体)。没有样品包含任何新鲜马氏体或贝氏体成分。 [0059] 表4 [0060] 表4例示了本发明钢和对照钢二者的机械特性。为了确定抗拉强度、屈服强度和总延伸率，根据NBN EN ISO6892‑1标准用具有A25的抗拉样品进行抗拉测试。韧性通过根据ISO 148‑1进行的夏氏试验来测试。汇总了根据标准进行的各种机械测试的结果。 [0061] [0062] I＝根据本发明；R＝对照；加下划线的值：未根据本发明。 |
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