專(zhuān)利名稱(chēng)：磷含量提高的錳鋼帶及其制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及奧氏體錳鋼帶及制造奧氏體錳鋼帶的方法。本發(fā)明還涉及錳鋼板，其包括再成型的鋼板部分，特別是拉伸成型或深沖成型的鋼板部分。
背景技術(shù)：
錳奧氏體是特別堅(jiān)韌且可延展的輕質(zhì)結(jié)構(gòu)鋼。由于強(qiáng)度增大而使得重量有可能減輕，這使得錳奧氏體成為汽車(chē)工業(yè)中的一種高潛力材料。這是因?yàn)?，更輕的車(chē)體能夠使得燃料消耗減少，高水平的延伸性能和穩(wěn)定性對(duì)于車(chē)身部件的制備、以及其在撞擊條件下的性
能非常重要。TRIP(相變誘發(fā)塑性)鋼已被人們所了解并且越來(lái)越多地被應(yīng)用于汽車(chē)工業(yè)中。 高合金TRIP鋼具有高的抗拉強(qiáng)度，其值最高可達(dá)到大于lOOOMPa，且其延展性能最高可達(dá)到大約30%。由于這些高的機(jī)械性能，因此可以在汽車(chē)結(jié)構(gòu)中采用更薄的金屬板，并且由此實(shí)現(xiàn)車(chē)體重量的減輕。TRIP鋼由多個(gè)鐵-碳合金相組成，這些合金相基本由鐵素體、貝氏體和富碳的殘余奧氏體形成。TRIP效應(yīng)基于形變誘發(fā)的殘余奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)化。這種晶體結(jié)構(gòu)的改變使得在制備制品或在制品應(yīng)用于撞擊情況的過(guò)程中，強(qiáng)度和可成形性可同時(shí)增強(qiáng)。加入合金元素鋁和硅可選擇性地影響TRIP效應(yīng)。TRIP鋼在被深沖成車(chē)體部件的過(guò)程中，有特定量的奧氏體已轉(zhuǎn)化成為高強(qiáng)度的、 難以延展的馬氏體相(α-馬氏體)。因此對(duì)于TRIP鋼來(lái)說(shuō)，在撞擊情況時(shí)可能僅存留有相對(duì)較低的延伸能力。最近開(kāi)發(fā)的TWIP鋼與TRIP鋼的不同之處在于其具有更高的斷裂延伸率(50%以上)?？s寫(xiě)“TWIP”表示孿晶誘發(fā)塑性，即由孿晶誘發(fā)的塑性。TWIP鋼特殊的延展性能可通過(guò)晶體結(jié)構(gòu)中不同的機(jī)制而產(chǎn)生。例如，該延展性能可通過(guò)晶體結(jié)構(gòu)中的晶格缺陷而促進(jìn)，其中，該晶體結(jié)構(gòu)可能以形變誘導(dǎo)的方式發(fā)生切變，該切變機(jī)制發(fā)生在鏡平面處并產(chǎn)生規(guī)則的鏡像結(jié)晶區(qū)(“孿晶”)。不同的孿晶類(lèi)型是可以區(qū)分的。還已知的是，還有其他效應(yīng)(例如滑移帶的出現(xiàn))可影響機(jī)械性能。TWIP鋼由于具有高的延展性能，因而非常適合用于制備汽車(chē)工業(yè)中的金屬板，尤其適合用于在撞擊情況中所涉及的車(chē)體區(qū)域。TWIP鋼具有奧氏體組織，并且具有錳含量高(通常大于25%)和鋁、硅合金添加成分的量相對(duì)較高的特點(diǎn)。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明所解決的一個(gè)問(wèn)題可在于提供了一種具有改善的機(jī)械性能的鋼材。特別是，該鋼材能夠獲得良好的可焊性和/或良好的可成形性。另外，本發(fā)明的目的在于提供一種制備具有改善的機(jī)械性能的鋼材的方法，該鋼材尤其具有高韌性和高抗拉強(qiáng)度，并且尤其具有良好的可焊性和良好的可成形性。本發(fā)明所解決的問(wèn)題是通過(guò)獨(dú)立權(quán)利要求的特征而實(shí)現(xiàn)的。有利的構(gòu)造和改進(jìn)則在從屬權(quán)利要求中公開(kāi)。
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已發(fā)現(xiàn)，根據(jù)本發(fā)明的奧氏體錳鋼帶可以獲得高的機(jī)械性能以及良好的可焊性和良好的可成形性。根據(jù)本發(fā)明的鋼材尤其具有如下特點(diǎn)錳含量大約為12.0% 彡Mn彡25.0%，并且碳含量(重量百分比)大約為0.4%彡C彡1.2%。在本說(shuō)明書(shū)中，化學(xué)組分的具體百分比都是以重量百分比表示的。根據(jù)本發(fā)明，以至少0. 01%的相對(duì)較高的量摻入磷作為合金成分，磷會(huì)提高屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，降低斷裂延伸率，增加脆性，降低奧氏體穩(wěn)定性，抑制滲碳體析出，并且通常會(huì)降低可焊性。在這一點(diǎn)上，已注意到，對(duì)于這種合金設(shè)計(jì)，若大幅省略合金元素鋁(Al ^ 0. 05% )，則所制備的錳鋼帶能夠獲得高的機(jī)械性能，并且具有出乎預(yù)料的優(yōu)異的可焊性及非常好的可成形性。在具有根據(jù)本發(fā)明所述化學(xué)組成的熱軋奧氏體錳鋼帶的情況中，斷裂延伸率與抗拉強(qiáng)度(單位分別為MPa、% )的乘積可達(dá)到大于60，000MPa%，特別是大于 70，000MPa%。在具有根據(jù)本發(fā)明所述化學(xué)組成的冷軋奧氏體錳鋼帶的情況中，該乘積可大于75，OOOMPa %，可大于80，OOOMPa %，特別是甚至大于85，OOOMPa %，優(yōu)選為大于 100，000ΜΙ^%。據(jù)推測(cè)，根據(jù)本發(fā)明的錳鋼所具有的良好的機(jī)械性能是基于至少以下三個(gè)機(jī)理的
組合(1)高密度微孿晶化和納米孿晶化在再成型過(guò)程中，在晶體結(jié)構(gòu)中觀察到優(yōu)選地發(fā)生微孿晶化(即形成小且薄的孿晶)。與常規(guī)的高錳合金鋼中的微孿晶的密度和厚度相比，再成型應(yīng)變之后所觀察到的微孿晶的高密度和薄度使得斷裂延伸率增加。這至少部分可歸因于位錯(cuò)障礙的數(shù)量隨孿晶的密度而大大增加。在經(jīng)過(guò)再成型過(guò)程的本發(fā)明錳鋼帶的樣品中，微孿晶的平均厚度優(yōu)選為低于30nm，特別是低于20nm，特別是低于lOnm。厚度低于IOnm的孿晶也稱(chēng)作納米孿晶。與常規(guī)的孿晶密度相比，尤其是在再成型應(yīng)變之后產(chǎn)生的納米孿晶的密度顯著提高。據(jù)推測(cè)，由于磷含量的增加和層錯(cuò)能的降低，微孿晶特別是納米孿晶的密度會(huì)增加。這直接影響材料的韌性，并提供非同尋常的極高水平的延伸性和高的抗拉強(qiáng)度。(2)固溶硬化固溶硬化是由大量間隙溶解的合金元素(如P和C)引起的。由此可以達(dá)到高強(qiáng)度(尤其是高于IlOOMPa)，同時(shí)達(dá)到高的應(yīng)變硬化值和斷裂延伸率(可能大于90% )。(3)動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效的發(fā)生歸因于鋼中間隙溶解的合金元素的含量高，并且可基于應(yīng)力-應(yīng)變曲線進(jìn)行識(shí)別。這種效應(yīng)可對(duì)材料的強(qiáng)度和斷裂延伸率的改善產(chǎn)生額外的貢獻(xiàn)。另外，通過(guò)相應(yīng)的熱處理，烘烤硬化效應(yīng)也可用于提高屈服強(qiáng)度。對(duì)于如此制備的鋼，其烘烤硬化值(BH值)根據(jù)歐洲標(biāo)準(zhǔn)EN 10325進(jìn)行確定。大量間隙溶解的合金元素保證了烘烤硬化潛力的增加，并可進(jìn)一步提高最終產(chǎn)品的機(jī)械性能。經(jīng)過(guò)熱處理以后，根據(jù)應(yīng)變的水平，觀察到強(qiáng)度增加約30至80MPa。已發(fā)現(xiàn)，低的錳含量對(duì)于最終組分的相轉(zhuǎn)變和再成型機(jī)制(尤其是納米孿晶和微孿晶的形成以及較高程度的固溶硬化)具有積極的作用。在這一點(diǎn)上，本發(fā)明奧氏體錳鋼帶的錳含量可優(yōu)選地處于14%彡Mn彡18. 0%、特別是14%彡Mn彡16. 5%的范圍內(nèi)。進(jìn)一步發(fā)現(xiàn)，大晶粒中元素C和/或P和/或N的非常均一且高的固溶性可以通過(guò)大的晶粒尺寸來(lái)實(shí)現(xiàn)。這些元素良好的溶解性可能也是優(yōu)先形成小尺寸的微孿晶和納米孿晶、以及這些孿晶在晶體結(jié)構(gòu)中具有高密度的原因。進(jìn)一步推測(cè)，由于優(yōu)選使P和C達(dá)到高的固溶度，結(jié)果這些元素通常所產(chǎn)生的消極作用(使可焊性劣化，使鋼變脆)在本發(fā)明的鋼中出乎意料地不復(fù)存在。特別是，可以使C和P達(dá)到高的濃度而不會(huì)使鋼的可焊性顯著劣化。由于氮化鋁(AlN)阻礙(奧氏體)晶粒生長(zhǎng)，所以N與Al的比例可選擇性地影響晶粒大小。有意地少添加Al (例如Al ^ 0. 05%，特別是Al ^0. 02%),結(jié)果奧氏體錳鋼帶可獲得大的晶粒尺寸。在以下所述的合金設(shè)計(jì)中，由于大量碳可用于液態(tài)鋼脫氧，因此Al 的含量可以保持為很低。特別是，本發(fā)明的錳鋼可包含最低的、僅由制備過(guò)程中不可避免的雜質(zhì)來(lái)限定的鋁含量(即不添加鋁)。因此，本發(fā)明的鋼帶在再結(jié)晶過(guò)程中(即在熱軋或退火的過(guò)程中)可生長(zhǎng)達(dá)到最大的晶粒尺寸。此外，可以適宜地采用高的磷含量0. 03%彡P(guān)，特別是0.05%彡Ρ,Ο. 06%^Ρ, 0.07%彡Ρ，0. 08%彡P(guān)，還有0. 10%彡P(guān)。甚至可以采用0. 20%彡P(guān)的磷含量。由于磷含量高，抗拉強(qiáng)度、尤其是屈服強(qiáng)度可隨著晶粒尺寸增大而提高。出乎意料的是，觀察到隨著磷含量提高，斷裂延伸率沒(méi)有顯著降低，并且可焊性也沒(méi)有顯著劣化。通過(guò)調(diào)節(jié)金屬組織中的平均晶粒尺寸，可以選擇性地改變所制備的鋼帶的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度以及斷裂延伸率。 晶粒越大，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度越低，斷裂延伸率越高?？梢栽O(shè)定平均晶粒尺寸大于5 μ m 或大于ΙΟμπι。具體而言，對(duì)于熱軋奧氏體錳鋼帶，可以設(shè)定大于13μπκ特別是大于18μπι 的大平均晶粒尺寸，對(duì)于冷軋奧氏體錳鋼帶，可以設(shè)定大于15 μ m、特別是大于20 μ m的大平均晶粒尺寸。與鋁相似，硅也會(huì)阻礙碳化物析出，所述碳化物例如為熱軋過(guò)程和退火過(guò)程中生成的滲碳體((Fe，MrO3C)。由于滲碳體析出會(huì)降低斷裂延伸率，因此可以預(yù)測(cè)，加入硅可使得斷裂延伸率增加。然而，本發(fā)明的錳鋼優(yōu)選包含很低含量的硅(Si ( 1. 0%，特別是Si < 0. 2%，特別優(yōu)選為Si ( 0. 05% )，此含量可能僅由制備過(guò)程中不可避免的雜質(zhì)來(lái)限定(即在這種情況下不加入硅；Si含量可能因此低于SiS 0.03%)。其原因?yàn)?，硅影響形變機(jī)制。硅阻礙孿晶化，即低的硅含量促進(jìn)孿晶化，并且可能尤其會(huì)促進(jìn)小的微孿晶和納米孿晶的形成。由于微孿晶化、特別是納米孿晶化的形變機(jī)制特別有利于高的斷裂延伸率，因此隨著硅含量的降低，該效應(yīng)可導(dǎo)致斷裂延伸率的提高。在這種情況下，低的硅含量可能也有利于其他形變機(jī)制。因此，本發(fā)明的錳鋼的硅含量可被設(shè)定為低值，優(yōu)選為盡可能得低。由于大量碳可用于液態(tài)鋼的脫氧，并且由于鋼強(qiáng)度(硅導(dǎo)致強(qiáng)度增加)由另外的措施來(lái)保證(如高含量的C和/或P)，因此可將硅的含量保持為非常低。鈮(Nb)、釩(V)和鈦(Ti)是形成沉淀(碳化物、氮化物、碳氮化物)的元素，可任選地加入這些元素以通過(guò)析出硬化來(lái)提高強(qiáng)度。然而，這些元素具有晶粒細(xì)化效應(yīng)，因此如果還要保證大的晶粒尺寸，則應(yīng)使這些元素的含量保持在低水平。已知鎳(Ni)可穩(wěn)定奧氏體相(其被稱(chēng)作Y-穩(wěn)定劑)?？扇芜x地加入較多量的鎳 (例如大于至5%或10% )。除鎳以外，固溶增強(qiáng)劑鉻(Cr)還可穩(wěn)定α -鐵素體。加入最高達(dá)10重量％的鉻有利于ε_(tái)馬氏體和/或α ’-馬氏體的形成，其導(dǎo)致更強(qiáng)的拉伸硬化和更低的韌性。因此應(yīng)限制鉻的量，例如優(yōu)選設(shè)定Cr ^ 5%，特別是Cr < 0. 2%。
鉬(Mo)和鎢(W)也表現(xiàn)出晶粒細(xì)化效應(yīng)。鎢對(duì)碳有高親和性，并可形成堅(jiān)硬且非常穩(wěn)定的碳化物W2C和WC鋼。因此應(yīng)限制鎢的量，可優(yōu)選設(shè)定W彡2%，特別是W彡0. 02%。 鎢是比鉻更好的固溶增強(qiáng)劑，并且也形成碳化物(雖然其形成碳化物的程度低于鉻)?？蓛?yōu)選設(shè)定Mo彡2 %，特別是Mo彡0. 02 %。熱軋鋼帶的晶粒大小還受熱軋期間終軋溫度的劇烈影響。本發(fā)明的鋼帶可在介于 750°C和1050°C、優(yōu)選為介于800°C和900°C之間的終軋溫度下進(jìn)行軋制。對(duì)于給定的化學(xué)組成，可以通過(guò)選擇終軋溫度來(lái)設(shè)定平均晶粒尺寸。本發(fā)明的熱軋鋼可以顯示出可達(dá)60%或65%以上的高斷裂延伸率。在這種情況下，熱軋鋼的抗拉強(qiáng)度可優(yōu)選為大于1050MPa。熱軋奧氏體錳鋼帶的機(jī)械性能可以通過(guò)冷軋來(lái)提高。冷軋鋼帶的晶粒大小受退火溫度的劇烈影響。冷軋之后進(jìn)行的退火工藝可以在例如介于750°C和1050°C之間的退火溫度、特別是高于900°C的退火溫度下進(jìn)行。這樣抗拉強(qiáng)度可達(dá)到大于llOOMPa，特別是大于 1200MPa，且斷裂延伸率可達(dá)到大于75%，特別是大于80%。具有上述化學(xué)組成的本發(fā)明的錳鋼帶包括再成型(特別是拉伸成型或深沖成型) 的鋼板部分，該部分的組織包含平均厚度小于30nm(特別是小于20nm)的微孿晶和平均厚度小于IOnm的納米孿晶。如所提到的那樣，這些微孿晶和納米孿晶在再成型過(guò)程中被保留下來(lái)，其中初始制品的高機(jī)械性能也許至少部分歸因于此形變機(jī)制。在制備熱軋奧氏體錳鋼帶的過(guò)程中，一旦由鋼鑄造成半成品，立即將該半成品加熱到高于1100°c的溫度。在介于750°C和1050°C之間(優(yōu)選介于800°C和900°C之間)的終軋溫度下對(duì)加熱后的半成品進(jìn)行軋制。然后以20°C /s或更快的速率將軋制鋼帶冷卻。 優(yōu)選以50°C /s或更快、特別是200°C /s或更快的速率迅速冷卻熱軋鋼帶。迅速冷卻使得晶粒中的C、N和P元素具有高的固溶性。形象地說(shuō)，迅速冷卻使溶解的元素“凍住”，沒(méi)有析出物或只有少量的析出物產(chǎn)生。換句話說(shuō)，迅速冷卻可大大消除析出物。特別是，迅速冷卻可防止由于磷含量高而導(dǎo)致鋼組織出現(xiàn)晶界碳化物和變脆(晶界偏析)。冷卻速率越快，越可以更好更均一地將碳和磷保留在溶液中。采用了大于100°C /s至400°C /s的冷卻速率。 也可采用大于400°C /s、甚至最高達(dá)到大于600°C /s的冷卻速率。如有必要，在迅速冷卻之前可以經(jīng)歷幾秒、特別是1到4秒的中間階段，在此中間階段中，通過(guò)空氣使鋼帶慢慢冷卻以促進(jìn)磷-合金鋼帶的再結(jié)晶。為了制備冷軋奧氏體錳鋼帶，將熱軋鋼帶冷軋，然后進(jìn)行退火來(lái)使其再結(jié)晶。在冷軋過(guò)程中，通過(guò)采用高軋制力，使該區(qū)域的厚度壓下率達(dá)到超過(guò)45 %，特別是超過(guò)60 %，尤其優(yōu)選為超過(guò)80 %。退火溫度可以介于750°C和1150°C之間，特別是高于900°C。通過(guò)退火，晶粒大小再次改變，其中可使晶粒大小在退火之后大于15 μ m,特別是大于20 μ m,以達(dá)到高斷裂延伸率，并且可能提高碳、磷以及可任選的氮的固溶性。高抗拉強(qiáng)度尤其可通過(guò)相對(duì)較高的磷 (和碳)含量來(lái)保證。退火過(guò)程之后，以20°C /s或更快的速率冷卻軋制的鋼帶。迅速冷卻冷軋鋼帶優(yōu)選以50°C /s或更快、特別是200°C /s或更快的速率進(jìn)行。如在熱軋鋼帶過(guò)程中已經(jīng)描述的那樣，在這種情況下，極迅速的冷卻使得晶粒中的碳、磷和氮具有高且均一的固溶性，并因此使得即使是在大晶粒的情況下也具有高的抗拉強(qiáng)度。采用了大于100°c /s到400°C /s的冷卻速率，也可采用大于400°C /s、甚至最高達(dá)到大于600°C /s的冷卻速率。如有必要，在迅速冷卻之前可以經(jīng)歷幾秒、特別是1到6秒的中間階段，在此中間階段中，通過(guò)空氣使鋼帶慢慢冷卻以促進(jìn)磷-合金鋼帶的再結(jié)晶。


以下將基于示例性的實(shí)例并參照附圖對(duì)本發(fā)明進(jìn)行更為詳細(xì)的說(shuō)明。圖1是示出冷軋鋼的平均晶粒尺寸相對(duì)于退火溫度的圖；圖2是示出多個(gè)冷軋鋼樣品的應(yīng)變硬化(ηι_值)相對(duì)于垂直各向異性(rQ/15、
r45/l5 禾口 Γ90/15 值)的圖；圖3Α至C是鋼組織中孿晶、微孿晶及納米孿晶的示意圖；圖4是利用透射電子顯微鏡對(duì)根據(jù)本發(fā)明的鋼組織所拍攝的照片；圖5是根據(jù)本發(fā)明的焊接后的鋼組織的點(diǎn)焊熔核的顯微斷面。
具體實(shí)施例方式首先通過(guò)實(shí)例對(duì)用于制備本發(fā)明錳鋼的不同的可能方式進(jìn)行說(shuō)明。在第一方案中，在高爐中或者通過(guò)熔融還原法(例如Corex或Finex法)制備生鐵。也可通過(guò)Tecnored法制備生鐵。例如，之后以氧氣頂吹法將生鐵轉(zhuǎn)化成鋼(例如0)(1^皿-00皿#仏)鄺0 (底部氧氣爐)法)?？稍阼T鋼之前進(jìn)行真空脫氣(例如 Ruhrstahl-Heraeus (RH)法)，并且可以采用鋼包爐加熱并使熔融的金屬形成合金。在第二方案中，采用電弧爐(EAF)制備鋼并用AOD轉(zhuǎn)化器對(duì)液態(tài)鋼除碳，該方案可能尤其適用于錳鋼。同樣，可在鑄鋼之前使用鋼包爐加熱并使熔融的金屬形成合金。如此制備的鋼可進(jìn)一步用不同的鑄造方法加工，例如鑄錠、連續(xù)鑄造、薄帶連鑄或單流連鑄。鑄造過(guò)程中所制備的鋼體稱(chēng)為半成品，它可以被成形為(例如)扁鋼坯、方鋼坯或鋼塊。扁鋼坯在熱軋帶鋼機(jī)中進(jìn)一步被加工成熱軋鋼帶。為此目的，軋鋼機(jī)架可用于制備窄鋼帶(寬度小于100mm)，中鋼帶(寬度在IOOmm至600mm之間)和寬鋼帶(寬度大于 600mm)。方鋼坯和鋼塊可進(jìn)一步被加工成異型零件、鋼管或鋼絲。以下將對(duì)熱軋帶鋼工藝(WB)進(jìn)行說(shuō)明，依照該工藝可以制備本發(fā)明的鋼帶。在制備本發(fā)明的鋼帶時(shí)，軋制溫度可以介于大約1100°C和1300°C之間，也可更高。終軋溫度可設(shè)定在(例如)750°C至1050°C之間，特別是可設(shè)定在800°C至900°C之間。 通過(guò)不同的終軋溫度，根據(jù)主導(dǎo)溫度下的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，而制備出不同平均晶粒尺寸的熱軋鋼帶。對(duì)于給定的化學(xué)組成，終軋溫度越低，得到的平均晶粒尺寸越小。隨著熱軋鋼帶平均晶粒尺寸的減小，其抗張強(qiáng)度和斷裂強(qiáng)度增強(qiáng)而斷裂延伸率降低。然而，終軋溫度過(guò)低，則存在由于強(qiáng)度增加，錳鋼高度晶粒細(xì)化而導(dǎo)致其喪失塑性變形性的危險(xiǎn)。此外，由于相穩(wěn)定性，低的終軋溫度會(huì)愈發(fā)導(dǎo)致滲碳體(Fe，MrO3C)的形成，從而使錳鋼的機(jī)械性能受損。當(dāng)終軋溫度低于740°C時(shí)，滲碳體沉淀所達(dá)到的顆粒大小會(huì)對(duì)錳鋼的機(jī)械性能造成極大破壞。熱軋鋼帶的平均晶粒尺寸還受鋁含量和氮含量的影響。已知錳會(huì)增加氮?dú)庠阼F水中的溶解度。溶解在鐵水中的氮與鋁形成氮化鋁沉淀，該沉淀會(huì)影響晶界遷移從而影響晶粒生長(zhǎng)。在熱成型時(shí)，氮化鋁還會(huì)進(jìn)一步導(dǎo)致裂紋。現(xiàn)已發(fā)現(xiàn)，由于選擇性控制鋼中鋁和氮
9的含量，所以在大大低于950°C、特別是低于900°C、直至低于750°C的低的終軋溫度都是可行的，而不會(huì)出現(xiàn)裂紋。然而，要避免大的粘結(jié)顆粒的形成，在終軋溫度降低到低于約740V 至800°C時(shí)會(huì)出現(xiàn)大的粘結(jié)顆粒。因此在熱軋過(guò)程中，終軋溫度特別優(yōu)選在800°C至900°C 范圍內(nèi)。例如，采用如下化學(xué)組成能夠在上述800°C至900°C范圍內(nèi)的終軋溫度下避免出現(xiàn)裂紋，其中在該化學(xué)組成中采用極低含量的鋁到至多為0. 008%或0.010%的鋁以及低含量的氮到至多為(例如)0. 030%或0.036%的氮。這兩種元素各自的含量互相依賴(lài)。若氮的用量較低，則鋁的用量可以較高，反之亦然。在這方面，當(dāng)鋁含量低時(shí)，氮含量也可高于上文所述的氮含量。熱軋之后，以盡可能最快的冷卻速率將熱軋鋼帶快速冷卻(例如大于50°C /s或者甚至更快)?？梢詫彳堜搸е糜谒羞M(jìn)行冷卻。隨后對(duì)熱軋鋼帶進(jìn)行清洗(去氧化皮)，例如在連續(xù)操作的酸洗機(jī)中用硫酸清洗。 比如熱軋鋼帶的厚度可以為1. 5至2. 0mm。但也可制備得到比上述鋼帶厚度更小或更大的熱軋帶鋼制品。通常不對(duì)在這種情況下制備的熱軋鋼帶制品實(shí)施退火步驟。但在一個(gè)具體的實(shí)施方案中，實(shí)際上實(shí)施了這樣的退火步驟，其導(dǎo)致晶粒變大并使斷裂延伸率增加。以上述方式制備的熱軋鋼帶可進(jìn)一步通過(guò)冷軋和退火而制成冷軋制品。經(jīng)過(guò)冷軋，熱軋鋼帶的厚度進(jìn)一步減小，并且調(diào)整了鋼帶的機(jī)械性能。例如，可以制備薄鋼帶厚度在約0. 7mm至1. 75mm范圍內(nèi)的冷軋鋼帶。厚度如此薄的冷軋帶鋼產(chǎn)品是有利的，尤其有益于汽車(chē)領(lǐng)域中的碰撞緩沖部件。然而也可制成比上述鋼帶厚度更薄或更厚的冷軋鋼帶制品。優(yōu)選采用高軋制力進(jìn)行冷軋。可以使用裝有2至20個(gè)軋輥的軋機(jī)機(jī)座。例如，為了施加高的冷軋制力，可以使用包含12或20個(gè)軋輥且為高軋制壓力而設(shè)計(jì)的軋機(jī)機(jī)座，特別是森吉米爾型(Sendzimir type)軋機(jī)(多輥式軋機(jī))。包含12個(gè)軋輥的森吉米爾軋機(jī)系統(tǒng)由(例如)以對(duì)稱(chēng)方式排布的每側(cè)3個(gè)后輥、2個(gè)中間輥和1個(gè)限定輥隙的壓輥組成。 包含20個(gè)軋輥的森吉米爾軋機(jī)系統(tǒng)由(例如)以對(duì)稱(chēng)方式排布的每側(cè)4個(gè)后輥、3個(gè)外中間輥、2個(gè)內(nèi)中間輥和1個(gè)限定輥隙的壓輥組成。與其他錳鋼相比，表現(xiàn)出出乎預(yù)料的良好可軋制性和較少的裂紋。通過(guò)冷軋達(dá)到的厚度壓下率％ (冷軋度)可高于40%，例如可介于40%至60%之間。也可以以大于60%、特別是大于80%的冷軋度進(jìn)行冷軋過(guò)程。在有張力和不存在張力的情況下進(jìn)行冷軋。在冷軋過(guò)程之后或在冷軋期間的中間步驟中，通過(guò)退火使鋼帶再結(jié)晶。例如，退火過(guò)程可通過(guò)連續(xù)退火工藝或罩式退火工藝來(lái)實(shí)施。在冷軋過(guò)程中所發(fā)生的組織硬化通過(guò)退火而再次逆轉(zhuǎn)。在這種情況下，通過(guò)成核和晶粒生長(zhǎng)使得組織重建。退火過(guò)程可在介于750°C和1250°C之間的溫度下進(jìn)行，尤其可在750°C至1150°C 下進(jìn)行，并可在退火溫度下持續(xù)約5秒至5分鐘，特別是持續(xù)2至5分鐘。退火時(shí)間應(yīng)足夠使基本上整個(gè)體積的鋼帶被加熱至其退火溫度。也可在適宜的溫度(例如大約950°C)下進(jìn)行多個(gè)軋制步驟和中間退火步驟。在退火過(guò)程之后，迅速冷卻熱軋鋼帶，優(yōu)選通過(guò)用水或者在氣流(氣體射流)中淬火來(lái)實(shí)施迅速冷卻。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，特別迅速的冷卻過(guò)程有助于晶粒中C、N和P元素達(dá)到高的固溶度。特別是，提高冷卻速率可大大防止或完全防止在磷含量高的情況下很?chē)?yán)重的脆化(晶界偏析)。大于約50°C每秒或大于100°C每秒的冷卻速率為佳。還可優(yōu)選提供大于 200°C每秒、300°C每秒或400°C每秒的冷卻速率，還以大于500°C每秒和大于600°C每秒的冷卻速率成功地進(jìn)行了測(cè)試。為了使冷軋鋼帶達(dá)到合適的平整度，可以在冷軋、退火及冷卻過(guò)程之后，對(duì)冷軋鋼帶進(jìn)行表皮光軋(表面光軋)過(guò)程。經(jīng)過(guò)表皮光軋，厚度壓下率可達(dá)到(例如)0.5%、 1.5%、5%、25%、超過(guò)40%，或者為合適的中間值。根據(jù)應(yīng)用領(lǐng)域和客戶(hù)需要可增加例如電鍍等(例如熱電鍍或鍍鋅)進(jìn)一步的加工步驟。鋼材的化學(xué)組成的其他合金元素可在很寬的范圍內(nèi)變化。例如，可任選地提供以下范圍作為上限閾值0. 5%彡V、0. 5%彡Nb、0. 5%彡Ti、10%彡Cr、10%彡Ni權(quán)利要求
1.一種熱軋奧氏體錳鋼帶，所述熱軋奧氏體錳鋼帶具有以下單位為重量百分比的化學(xué)組成0. 4%≤ Cd12. 0%≤ Mn ≤25. 0%P ≥0. 01%Si ≤ 2%Al ≤0. 05%,其中，單位為％的斷裂延伸率與單位為MPa的抗拉強(qiáng)度的乘積達(dá)到大于65，OOOMPa%, 特別是大于70，OOOMPa%。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的熱軋奧氏體錳鋼帶，其特性在于經(jīng)過(guò)再成型過(guò)程，所述錳鋼帶的樣品的組織具有平均厚度低于30nm、特別是低于20nm、尤其是低于IOnm的微孿晶。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的熱軋奧氏體錳鋼帶，其包含14.0%彡Mn彡18. 0%，特別是 14. 0%^ Mn 彡 16. 5%。
4.根據(jù)前述權(quán)利要求中任意一項(xiàng)所述的熱軋奧氏體錳鋼帶，其包含P> 0. 03%，特別是P彡0. 05%，特別是P彡0. 06%，特別是P彡0. 08%，尤其是P彡0. 10%。
5.根據(jù)前述權(quán)利要求中任意一項(xiàng)所述的熱軋奧氏體錳鋼帶，其包含0.6% 彡C彡0. 9%。
6.根據(jù)前述權(quán)利要求中任意一項(xiàng)所述的熱軋奧氏體錳鋼帶，其包含Al^ 0. 05%，特別是 Al 彡 0. 02%。
7.根據(jù)前述權(quán)利要求中任意一項(xiàng)所述的熱軋奧氏體錳鋼帶，其包含Si^ 1.0%，特別是Si彡0. 2%，尤其是Si彡0. 05%。
8.根據(jù)前述權(quán)利要求中任意一項(xiàng)所述的熱軋奧氏體錳鋼帶，其具有大于13μπκ特別是大于18 μ m、尤其是大于20 μ m的平均晶粒尺寸。
9.根據(jù)前述權(quán)利要求中任意一項(xiàng)所述的熱軋奧氏體錳鋼帶，其抗拉強(qiáng)度大于 1050MPa。
10.根據(jù)前述權(quán)利要求中任意一項(xiàng)所述的熱軋奧氏體錳鋼帶，其斷裂延伸率大于 65%。
11.一種冷軋奧氏體錳鋼帶，所述冷軋奧氏體錳鋼帶具有以下單位為重量百分比的化學(xué)組成0. 4%≤ Cd12.0%≤ Mn ≤ 25. 0%P ≥ 0. 01%Si ≤ 2%Al ≤ 0. 05%,其中，單位為％的斷裂延伸率與單位為MPa的抗拉強(qiáng)度的乘積達(dá)到大于75，OOOMPa%, 特別是大于80，OOOMPa%。
12.根據(jù)權(quán)利要求11所述的冷軋奧氏體錳鋼帶，其特性在于經(jīng)過(guò)再成型過(guò)程，所述錳鋼帶的樣品的組織具有平均厚度低于30nm、特別是低于20nm、尤其是低于IOnm的微孿晶。
13.根據(jù)權(quán)利要求11或12所述的冷軋奧氏體錳鋼帶，其包含14.0%彡Mn彡18. 0%，特別是14. 0%彡Mn彡16. 5%。
14.根據(jù)權(quán)利要求11至13中任意一項(xiàng)所述的冷軋奧氏體錳鋼帶，其包含P> 0. 03%, 特別是P彡0. 05%，特別是P彡0. 06%，特別是P彡0. 08%，尤其是P彡0. 10%。
15.根據(jù)權(quán)利要求11至14中任意一項(xiàng)所述的冷軋奧氏體錳鋼帶，其包含0.6% 彡C彡0. 9%。
16.根據(jù)權(quán)利要求11至15中任意一項(xiàng)所述的冷軋奧氏體錳鋼帶，其包含Si< 1. 0%， 特別是Si ( 0. 2%，尤其是Si彡0. 05%。
17.根據(jù)權(quán)利要求11至16中任意一項(xiàng)所述的冷軋奧氏體錳鋼帶，其具有大于15μπκ 特別是大于20 μ m的平均晶粒尺寸。
18.根據(jù)權(quán)利要求11至17中任意一項(xiàng)所述的冷軋奧氏體錳鋼帶，其抗拉強(qiáng)度大于 IlOOMPa0
19.根據(jù)權(quán)利要求11至18中任意一項(xiàng)所述的冷軋奧氏體錳鋼帶，其斷裂延伸率大于 75%，特別是大于80%。
20.一種錳鋼帶，所述錳鋼帶具有以下單位為重量百分比的化學(xué)組成 0. 4%^ Cd.12. 0%^ Mn ^ 25. 0% P 彡 0. 01% Si 彡 2% Al 彡 0. 05%,并且該錳鋼帶包括再成型的、特別是拉伸成型或深沖成型的鋼板部分，該鋼板部分的組織包含平均厚度低于30nm、特別是低于20nm的微孿晶。
21.根據(jù)權(quán)利要求20所述的錳鋼帶，其組織包含平均厚度低于IOnm的微孿晶。
22.根據(jù)權(quán)利要求20或21所述的錳鋼帶，其具有大于13μ m、特別是大于18 μ m、尤其是大于20 μ m的平均晶粒尺寸。
23.根據(jù)權(quán)利要求20或22所述的錳鋼帶，其包括沒(méi)有經(jīng)歷再成型的部分，所述沒(méi)有經(jīng)歷再成型的部分的單位為％的斷裂延伸率與單位為MPa的抗拉強(qiáng)度的乘積大于 75，OOOMPa%,特別是大于 80，OOOMPa%,尤其是大于 85，OOOMPa%。
24.一種制備熱軋奧氏體錳鋼帶的方法，所述熱軋奧氏體錳鋼帶具有以下單位為重量百分比的化學(xué)組成.0. 4%^ Cd 12. 0%^ Mn ^ 25. 0% P 彡 0. 01% Si 彡 2% Al 彡 0. 05%, 該方法包括以下步驟 鑄造鋼的半成品；加熱該半成品至高于1100°C的溫度；以介于750°C和1050°C之間的終軋溫度軋制該半成品；以及以20°C /s或更快的速率冷卻該軋制所得到的鋼帶。
25.根據(jù)權(quán)利要求M所述的方法，其中所述終軋溫度介于750°C和950°C之間，特別是介于800°C和900°C之間。
26.根據(jù)權(quán)利要求M或25所述的方法，其中以50°C/s或更快、特別是200°C /s或更快的速率冷卻所述鋼帶。
27.根據(jù)權(quán)利要求M至沈中任意一項(xiàng)所述的方法，其中在熱軋過(guò)程后，平均晶粒尺寸大于15 μ m,特別是大于20 μ m。
28.一種制備冷軋奧氏體錳鋼帶的方法，所述方法包括以下步驟提供根據(jù)權(quán)利要求M至27中任意一項(xiàng)所述的方法制備的熱軋鋼帶；冷軋?jiān)撲搸В灰约皩⑺隼滠埡蟮匿搸嘶鹨允蛊湓俳Y(jié)晶。
29.根據(jù)權(quán)利要求觀所述的方法，其中退火溫度介于750°C和1150°C之間，特別是高于 900 "C。
30.根據(jù)權(quán)利要求28或四所述的方法，其中以50°C/s或更快、特別是以200°C /s或更快的速率冷卻所述退火后的鋼帶。
31.根據(jù)權(quán)利要求觀至30中任意一項(xiàng)所述的方法，其中在退火過(guò)程后，平均晶粒尺寸大于15 μ m,特別是大于20 μ m。
32.根據(jù)權(quán)利要求觀至31中任意一項(xiàng)所述的方法，其中在冷軋情況下，厚度壓下率大于45%，特別是大于60%。
全文摘要
本發(fā)明涉及熱軋奧氏體錳鋼帶，其具有如下單位為重量百分比的化學(xué)組成0.4％≤C≤1.2％、12.0％≤Mn≤25.0％、P≥0.01％、Al≤0.05％，其斷裂延伸率(單位為％)與抗拉強(qiáng)度(單位為MPa)的乘積大于65,000MPa％，特別是大于70,000MPa％。本發(fā)明還涉及具有同樣化學(xué)組成的冷軋奧氏體錳鋼帶，其斷裂延伸率(單位為％)與抗拉強(qiáng)度(單位為MPa)的乘積達(dá)到大于75,000MPa％，特別是大于80,000MPa％。
文檔編號(hào)C21D6/00GK102216474SQ200980145236
公開(kāi)日2011年10月12日 申請(qǐng)日期2009年11月12日 優(yōu)先權(quán)日2008年11月12日
發(fā)明者克萊門(mén)斯·姆拉澤克, 盧多維克·薩梅克, 恩諾·阿倫霍爾茲, 賴(lài)因霍爾德·施奈德 申請(qǐng)人:福斯特阿爾派因鋼鐵有限公司