專利名稱：具有高強(qiáng)度和優(yōu)良韌性且適合冷成形的奧氏體鐵－碳－錳鋼板的制造方法和由此制造的板材的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及熱軋和冷軋的奧氏體鐵-碳-錳鋼板的制造，該鋼板在存在缺陷或應(yīng)力集中的情況下顯示出非常高的機(jī)械性能，并且尤其是兼?zhèn)淞颂貏e有利的機(jī)械強(qiáng)度和斷裂伸長(zhǎng)率，優(yōu)良的成形性和高斷裂強(qiáng)度。
已知某些應(yīng)用(特別是在機(jī)動(dòng)車領(lǐng)域中的某些應(yīng)用)要求減重的金屬結(jié)構(gòu)和在發(fā)生沖撞時(shí)具有較大的強(qiáng)度，并且還具有良好的沖壓性能這就要求使用兼?zhèn)淞烁邤嗔褟?qiáng)度和大的可變形性的結(jié)構(gòu)材料。在熱軋板材的情況下，也就是說(shuō)在厚度范圍為0.6-10mm板材的情況下，這些性能被有利地用于制造底板連接部件或車輪、增強(qiáng)部件如車門的防侵入桿、或者用于重型車輛(卡車、公共汽車)的部件。在冷軋板材(范圍為0.2mm-4mm)的情況下，應(yīng)用的目的是制造吸收變形能量的梁或發(fā)動(dòng)機(jī)架或者表面部件。但是，斷裂強(qiáng)度和可變形性是對(duì)立的性能，以致于通常不可能在不使這些性能之一顯著降低的情況下獲得非常高數(shù)值的另一個(gè)性能。不過(guò)，最近在試圖更好地滿足這些要求的方面已經(jīng)取得了進(jìn)展，這尤其要?dú)w功于所謂的TRIP(相變誘發(fā)塑性)鋼的開(kāi)發(fā)。然而，對(duì)于900MPa的強(qiáng)度水平來(lái)說(shuō)，這類鋼不可能獲得大于25％的伸長(zhǎng)率。盡管這些性能可滿足許多應(yīng)用，但是在希望進(jìn)一步減輕重量的情況下以及在嚴(yán)重荷載(sollkicitation)的條件下，如在機(jī)動(dòng)車沖撞時(shí)所遇到的那些條件下，這些性能仍然是不足的。
還已知的是奧氏體Fe-C(0-1.5％)-Mn(15-35％)-Cr(0-20％)-Al(0.1-10％)-Si(0-4％)鋼，其兼有良好的強(qiáng)度和優(yōu)良的延展性。這些鋼的變形模式僅僅取決于堆垛層錯(cuò)能或SFE。在這些模式當(dāng)中，機(jī)械孿晶作用使得可獲得高的冷變形能力。通過(guò)阻礙位錯(cuò)的擴(kuò)展，孿晶由此有助于提高流變極限。提高堆垛層錯(cuò)能直至達(dá)到一個(gè)極限值(約30mJ/m2)有利于孿晶作用的變形機(jī)理，高于該極限值，完全的位錯(cuò)滑移變成了主要的變形機(jī)理。SFE隨著碳、錳和鋁含量的增加而增加。專利EP0573641公開(kāi)了一種含有小于1.5％C、15-35％Mn和0.1-6％Al的熱軋或冷軋奧氏體鋼，其在室溫下強(qiáng)度大于490MPa且伸長(zhǎng)率大于40％。
然而，軋制這類組成的鋼需要采用特殊的預(yù)防措施來(lái)防止形成缺陷。
還存在一個(gè)未得到解決的需求，也即擁有一種具有更有利的(強(qiáng)度-斷裂伸長(zhǎng)率)組合并且同時(shí)限制昂貴合金元素含量的鋼板。
而且，經(jīng)驗(yàn)表明，盡管具有單軸向拉伸的有利的伸長(zhǎng)率數(shù)值，但冷成形(沖壓、相對(duì)復(fù)雜的彎曲等)在某些情況下會(huì)存在困難。另外，由于由這種板材生產(chǎn)的部件常常包括對(duì)應(yīng)于應(yīng)力集中的區(qū)域，因此一個(gè)重要的需求就是要擁有一種具有高韌性的鋼，也就是說(shuō)，所述鋼的斷裂強(qiáng)度或者撕裂強(qiáng)度在缺陷存在下是高的，尤其是在動(dòng)態(tài)荷載的情況下。由于這些級(jí)號(hào)鋼的應(yīng)用(例如在機(jī)動(dòng)車中)具體地涉及非常高荷載的區(qū)域和/或安全組件，因此這個(gè)性能需要更加予以重視。
因此，本發(fā)明的目的是擁有一種經(jīng)濟(jì)制造的熱軋或冷軋的鋼板或產(chǎn)品，在熱軋之后具有大于900MPa的強(qiáng)度，在冷軋之后具有大于950MPa的強(qiáng)度，(強(qiáng)度-斷裂伸長(zhǎng)率)的組合使得乘積P＝強(qiáng)度(用MPa表示)×斷裂伸長(zhǎng)率(用％表示)大于45000，其易于熱軋，特別適合于冷成形，并且在靜態(tài)或動(dòng)態(tài)荷載條件下具有非常良好的韌性。
為此，本發(fā)明的目的是一種熱軋奧氏體鐵-碳-錳鋼板，其強(qiáng)度大于900MPa，(強(qiáng)度(MPa)×斷裂伸長(zhǎng)率(％))的乘積大于45000，其化學(xué)組成包括，含量以重量表示0.5％≤C≤0.7％；17％≤Mn≤24％；Si≤3％；Al≤0.050％；S≤0.030％；P≤0.080％；N≤0.1％；和任選的一種或多種如以下的元素Cr≤1％；Mo≤0.40％；Ni≤1％；Cu≤5％；Ti≤0.50％；Nb≤0.50％；V≤0.50％，該組成的其余部分由鐵和冶煉(élaboration)產(chǎn)生的不可避免的雜質(zhì)組成，該鋼的再結(jié)晶比例(fraction)大于75％，該鋼的析出碳化物的表面比例小于1.5％，該鋼的平均晶粒尺寸小于18微米。
本發(fā)明的主題還在于一種熱軋奧氏體鐵-碳-錳鋼板，其強(qiáng)度大于900MPa，(強(qiáng)度(MPa)×斷裂伸長(zhǎng)率(％))的乘積大于60000，其化學(xué)組成包括，含量以重量表示0.5％≤C≤0.7％；17％≤Mn≤24％；Si≤3％；Al≤0.050％；S≤0.030％；P≤0.080％；N≤0.1％；和任選的一種或多種如以下的元素Cr≤1％；Mo≤0.40％；Ni≤1％；Cu≤5％；Ti≤0.50％；Nb≤0.50％；V≤0.50％，該組成的其余部分由鐵和冶煉產(chǎn)生的不可避免的雜質(zhì)組成，該鋼的再結(jié)晶比例等于100％，該鋼的析出碳化物的表面比例等于0％，該鋼的平均晶粒尺寸小于10微米。
本發(fā)明的目的還在于一種制造熱軋鐵-碳-錳鋼板的方法，根據(jù)該方法冶煉一種鋼，其化學(xué)組成包括，含量以重量表示0.5％≤C≤0.7％；17％≤Mn≤24％；Si≤3％；Al≤0.050％；S≤0.030％；P≤0.080％；N≤0.1％；和任選的一種或多種如以下的元素Cr≤1％；Mo≤0.40％；Ni≤1％；Cu≤5％；Ti≤0.50％；Nb≤0.50％；V≤0.50％，該組成的其余部分由鐵和冶煉產(chǎn)生的不可避免的雜質(zhì)組成；由這種鋼澆鑄半成品；使所述鋼組成的半成品達(dá)到1100至1300℃的溫度；軋制該半成品，直至大于或等于890℃的軋制終點(diǎn)溫度；在所述軋制終點(diǎn)和隨后的快速冷卻操作之間保持(observer)一個(gè)延遲，以使通過(guò)所述延遲和所述軋制終點(diǎn)溫度確定的點(diǎn)位于

圖1的ABCD’E’F’A曲線圖，優(yōu)選ABCDEFA曲線圖所確定的區(qū)域內(nèi)；在低于580℃的溫度下卷取該鋼板。
優(yōu)選地，半成品的澆鑄是以鋼輥之間薄帶材澆鑄的形式來(lái)進(jìn)行的。
根據(jù)另一優(yōu)選的特征，在卷取之后，使熱軋板進(jìn)行冷變形操作，其中等效(équivalente)變形比小于或等于30％。
本發(fā)明的目的還在于一種冷軋奧氏體鐵-碳-錳鋼板，其強(qiáng)度大于950MPa，強(qiáng)度(MPa)×斷裂伸長(zhǎng)率(％)的乘積大于45000，其化學(xué)組成包括，含量以重量表示0.5％≤C≤0.7％；17％≤Mn≤24％；Si≤3％；Al≤0.050％；S≤0.030％；P≤0.080％；N≤0.1％；和任選的一種或多種如以下的元素Cr≤1％；Mo≤0.40％；Ni≤1％；Cu≤5％；Ti≤0.50％；Nb≤0.50％；V≤0.50％，該組成的其余部分由鐵和冶煉產(chǎn)生的不可避免的雜質(zhì)組成，該鋼的結(jié)構(gòu)的再結(jié)晶比例大于75％，該鋼的析出碳化物的表面比例小于1.5％，該鋼的平均晶粒尺寸小于6微米。
本發(fā)明的目的還在于一種制造冷軋奧氏體鐵-碳-錳鋼板的方法，其特征在于供應(yīng)通過(guò)以上所述的方法之一獲得的熱軋鋼板；進(jìn)行至少一個(gè)冷軋然后退火的步驟，每個(gè)步驟包括冷軋鋼板，在600至900℃的溫度下使之退火10至500秒的時(shí)間，接著是冷卻操作，其冷卻速度大于0.5℃/s，在最后一個(gè)冷軋然后退火的步驟之前，奧氏體晶粒尺寸小于18微米。
優(yōu)選地，使最終退火之后的冷軋板進(jìn)行冷變形操作，其中等效變形比小于或等于30％。
本發(fā)明的目的還在于以上所述的熱軋或冷軋板的用途，或者通過(guò)以上所述的方法制造的板材的用途，以用于制造靜態(tài)或動(dòng)態(tài)條件下荷載的增強(qiáng)元件。
在通過(guò)實(shí)施例給出的以下說(shuō)明的過(guò)程中，參考下述附圖，本發(fā)明進(jìn)一步的特征和優(yōu)點(diǎn)將變得顯而易見(jiàn)-圖1示出了熱軋終點(diǎn)溫度以及在熱軋終點(diǎn)與隨后的快速冷卻操作起點(diǎn)之間的延遲對(duì)卷取后的再結(jié)晶比例的影響；-圖2示出了再結(jié)晶比例對(duì)彎曲斷裂時(shí)的臨界變形的影響；-圖3示出了卷取溫度對(duì)析出碳化物的表面比例的影響；-圖4是顯示碳化物晶間析出實(shí)例的顯微照片；-圖5示出了在恒定晶粒尺寸下，析出碳化物的表面比例對(duì)乘積P(強(qiáng)度×斷裂伸長(zhǎng)率)的影響；-圖6示出了平均奧氏體晶粒尺寸對(duì)Fe-C-Mn鋼板，尤其是熱軋F(tuán)e-C-Mn鋼板的強(qiáng)度的影響；-圖7示出了等效變形對(duì)冷軋F(tuán)e-C-Mn鋼板的強(qiáng)度的影響；-圖8示出了平均奧氏體晶粒尺寸對(duì)鋼板，尤其是冷軋鋼板的強(qiáng)度的影響；-圖9示出了平均奧氏體晶粒尺寸對(duì)冷軋板的比斷裂能的影響；-圖10示出了平均奧氏體晶粒尺寸對(duì)冷軋板的卻貝斷裂能的影響；-圖11示出了平均奧氏體晶粒尺寸對(duì)彎曲破裂時(shí)的臨界變形的影響；-圖12示出了隨平均奧氏體晶粒尺寸而變化的斷裂前的最大沖壓深度。
在多次試驗(yàn)之后，本發(fā)明人證明，可通過(guò)遵守下述條件來(lái)滿足以上報(bào)道的各種要求關(guān)于鋼的化學(xué)組成，碳在微觀組織的形成中起到了非常重要的作用它增加SFE并有利于奧氏體相的穩(wěn)定性。對(duì)于0.5％或更高的碳含量來(lái)說(shuō)，當(dāng)與范圍為17-24wt％的錳含量結(jié)合時(shí)，這種穩(wěn)定性得以實(shí)現(xiàn)。然而，對(duì)于高于0.7％的碳含量來(lái)說(shuō)，則變得難以防止碳化物的析出，所述碳化物的析出發(fā)生在工業(yè)生產(chǎn)的某些熱循環(huán)過(guò)程中，尤其是當(dāng)鋼卷取冷卻時(shí)，并且碳化物的析出會(huì)劣化延展性和韌性。
錳也是一種提高強(qiáng)度、增加堆垛層錯(cuò)能并使奧氏體相穩(wěn)定的基本元素。如果其含量小于17％，則存在形成馬氏體相的危險(xiǎn)，所述馬氏體相非常顯著地降低可變形性。此外，當(dāng)錳含量大于24％時(shí)，在室溫下的延展性下降。另外，出于成本的原因，不希望錳含量高。
鋁是一種用于鋼脫氧的特別有效的元素。如同碳一樣，它增加堆垛層錯(cuò)能。然而，如果鋁過(guò)量存在于具有高錳含量的鋼中，則鋁是有缺點(diǎn)的。這是因?yàn)殄i增加氮在液體鐵中的溶解度，如果過(guò)分大量的鋁存在于鋼中，則與鋁結(jié)合的氮以氮化鋁的形式析出，而氮化鋁在熱轉(zhuǎn)變過(guò)程中會(huì)阻礙晶界的遷移并且非常顯著地增加出現(xiàn)裂紋的危險(xiǎn)。0.050％或更低的鋁含量防止AlN的析出。相應(yīng)地，氮含量應(yīng)當(dāng)小于或等于0.1％，以防止這種析出和在固化過(guò)程中形成體積缺陷(氣孔)。
硅也是一種用于使鋼脫氧并用于固相硬化的有效元素。然而，高于3％的含量時(shí)，它傾向于在某些組裝工藝過(guò)程中形成不希望的氧化物，因此必須保持低于這個(gè)極限值。
硫和磷是使晶界變脆的雜質(zhì)。它們各自的含量應(yīng)當(dāng)小于或等于0.030和0.080％，以便維持足夠的熱延展性。
鉻和鎳可被用作通過(guò)固溶體硬化增加鋼強(qiáng)度的任選元素。然而，由于鉻降低堆垛層錯(cuò)能，因此其含量應(yīng)當(dāng)小于或等于1％。鎳有助于實(shí)現(xiàn)高的斷裂伸長(zhǎng)率，并且尤其是增加韌性。然而，出于成本的原因，還希望將鎳含量限制到最大含量小于或等于1％。出于類似的原因，鉬可以以小于或等于0.40％的含量添加。
同樣，任選地，添加含量小于或等于5％的銅是一項(xiàng)通過(guò)析出金屬銅使鋼硬化的措施。然而，當(dāng)高于這個(gè)含量時(shí)，銅會(huì)導(dǎo)致在熱軋板中出現(xiàn)表面缺陷。
鈦、鈮和釩也是可任選地被用于通過(guò)析出碳氮化物(carbonitrure)實(shí)現(xiàn)硬化的元素。然而，當(dāng)Nb或V或Ti含量大于0.50％時(shí)，過(guò)多的碳氮化物析出可導(dǎo)致韌性下降，這是必須要避免的。
實(shí)施本發(fā)明制造工藝的方法如下所述冶煉具有以上所述組成的鋼。所述冶煉之后可以以鋼錠的形式澆鑄，或者以厚度約為200mm的扁坯的形式連續(xù)澆鑄。還可以以厚度為數(shù)十毫米的薄扁坯的形式澆鑄。當(dāng)然，盡管本發(fā)明闡述了本發(fā)明在扁平產(chǎn)品上的應(yīng)用，但它也可以以相同的方式用于Fe-C-Mn鋼的長(zhǎng)產(chǎn)品的制造。
這些澆鑄的半成品首先被加熱到1100至1300℃的溫度。其目的是使每個(gè)點(diǎn)都達(dá)到有利于鋼在軋制過(guò)程中將經(jīng)歷的大的變形的溫度范圍。然而，再加熱溫度不應(yīng)大于1300℃，否則就會(huì)太接近固相線溫度，所述固相線溫度可在錳和/或碳偏析的可能區(qū)域中達(dá)到，并且否則還會(huì)引起有害于熱成形的液體狀態(tài)的局部開(kāi)始。當(dāng)然，在直接澆鑄薄扁坯的情況下，這些半成品的熱軋步驟可在澆鑄之后直接進(jìn)行，不經(jīng)過(guò)中間的再加熱步驟。
將半成品熱軋成例如厚度為2-3mm的熱軋帶的厚度。本發(fā)明鋼的低鋁含量可以防止AIN過(guò)量析出，而AIN將損害軋制過(guò)程中的熱變形性。為了避免缺少延展性而導(dǎo)致的任何裂紋問(wèn)題，軋制終點(diǎn)溫度應(yīng)當(dāng)大于或等于890℃。
此外，已知工業(yè)生產(chǎn)線包括快速冷卻裝置，例如位于最終熱軋步驟和卷取步驟之間通過(guò)噴水進(jìn)行操作的那些裝置。這些裝置提高了產(chǎn)品的自然冷卻速度，這樣，工業(yè)生產(chǎn)線的長(zhǎng)度不會(huì)過(guò)長(zhǎng)。
結(jié)合給定的軋制終點(diǎn)溫度，本發(fā)明人證明，正如圖1所示，必須遵守在軋制終點(diǎn)和快速冷卻起點(diǎn)之間的最小延遲，以便在卷取之后實(shí)現(xiàn)軋制產(chǎn)品的令人滿意的再結(jié)晶。在這個(gè)延遲過(guò)程中，產(chǎn)品經(jīng)歷了自然冷卻。因此，在890℃下12秒或者在905℃下4秒的最小延遲使得可實(shí)現(xiàn)完全再結(jié)晶。更一般地，位于由圖1的ABCDEFA確定的區(qū)域中的參數(shù)(溫度和最小延遲)導(dǎo)致在滿意的生產(chǎn)率條件下的完全再結(jié)晶。當(dāng)這些條件(溫度和最小延遲)位于由ABCD’E’F’A確定的區(qū)域中時(shí)，獲得對(duì)應(yīng)于最小比例為75％的再結(jié)晶。圖2表明再結(jié)晶比例對(duì)出現(xiàn)彎曲裂紋時(shí)的臨界變形的影響。高彎曲性能以及更一般的高變形性能要求大于50％的高臨界變形數(shù)值。圖2表明這是在軋制后再結(jié)晶比例大于75％時(shí)獲得的。
在軋制之后，該帶材要在一個(gè)溫度下被卷取，所述溫度使得沒(méi)有發(fā)生碳化物(基本上是滲碳體(Fe，Mn)3C))的顯著析出，正如隨后所看到的，碳化物析出將導(dǎo)致某些機(jī)械性能的下降。圖3示出了卷取溫度對(duì)析出碳化物表面部分的影響。碳化物析出基本上在奧氏體晶界處發(fā)生，正如圖4的顯微照片所出的。
圖5示出了對(duì)于恒定的晶粒尺寸來(lái)說(shuō)，在熱軋之后，這種析出對(duì)乘積P(強(qiáng)度乘以斷裂伸長(zhǎng)率)的影響。這個(gè)參數(shù)的高數(shù)值因此表達(dá)了高強(qiáng)度和高延展性的結(jié)合。為了獲得大于45000MPa×％的P值，析出碳化物的表面比例需要小于1.5％。由于碳化物析出的這個(gè)有害方面對(duì)熱軋板和冷軋與退火板均起作用，因此需要在這兩種情況下均遵守這個(gè)最大允許析出數(shù)值。
由圖3所示的結(jié)果可以看出，當(dāng)卷取溫度低于580℃時(shí)，在熱軋產(chǎn)品上滿足這個(gè)條件。
此外，圖6示出了平均奧氏體晶粒尺寸對(duì)強(qiáng)度的影響在熱軋產(chǎn)品的情況下，因而可以看出，晶粒尺寸不應(yīng)超過(guò)18微米的數(shù)值，否則強(qiáng)度值小于900MPa。
本發(fā)明人還證實(shí)，對(duì)于熱軋產(chǎn)品來(lái)說(shuō)，在下述條件下獲得甚至更高的機(jī)械性能同時(shí)兼具有小于10微米的晶粒尺寸、100％的再結(jié)晶比例和0％的析出碳化物的表面比例導(dǎo)致大于60000的乘積P(Rm×斷裂伸長(zhǎng)率)值。
通過(guò)所述方法獲得的熱軋帶可原樣使用，或者可經(jīng)歷隨后的冷軋，接著退火。這個(gè)額外的步驟使得可實(shí)現(xiàn)比在熱軋帶上獲得的晶粒尺寸更細(xì)的晶粒尺寸，并且因此獲得更高的強(qiáng)度性能。當(dāng)然，如果希望獲得較小厚度，通常范圍為0.2mm-4mm的產(chǎn)品，則必須進(jìn)行這一額外的步驟。
在以常規(guī)方式進(jìn)行非必需的預(yù)先酸洗操作之后，冷軋通過(guò)以上所述的方法獲得的熱軋產(chǎn)品。
在這個(gè)軋制步驟之后，晶粒被高度地加工硬化，且需要進(jìn)行再結(jié)晶退火操作。這個(gè)處理的效果是恢復(fù)延展性并且同時(shí)降低強(qiáng)度。因此必須調(diào)節(jié)退火熱處理，以便獲得應(yīng)用所需的一對(duì)(強(qiáng)度-斷裂伸長(zhǎng)率)。優(yōu)選連續(xù)進(jìn)行這個(gè)退火操作。
這個(gè)退火操作在600-900℃的溫度下進(jìn)行10-500秒的時(shí)間，維持結(jié)束時(shí)的冷卻速度必須足夠快速，大于0.5℃/s，以防止碳化物析出。在熱軋產(chǎn)品上小于或等于18微米的初始平均晶粒尺寸為起始的情況下，上述參數(shù)使得可在冷軋板上實(shí)現(xiàn)范圍為0.5-15微米的平均晶粒尺寸。
根據(jù)一個(gè)特定的實(shí)施方式，可通過(guò)冷軋，不是借助單一的軋制步驟，而是通過(guò)兩步或多步軋制步驟，從而來(lái)降低厚度，其中每個(gè)軋制步驟之后接著退火操作。在最后一個(gè)軋制和退火的步驟之前的晶粒尺寸不應(yīng)超過(guò)18微米，否則會(huì)降低成品的強(qiáng)度和可變形性。
出于與在熱軋板情況下提及的那些相同的原因，冷軋板必須具有大于75％的充足的再結(jié)晶比例，以便在冷成形過(guò)程中獲得滿意的可變形性。
與在熱軋板中的情況一樣，析出碳化物的表面比例必須小于1.5％，以便乘積P(Rm×斷裂伸長(zhǎng)率)大于45000MPa×％。
通過(guò)本發(fā)明的方法在熱軋或冷軋之后獲得的鋼板的特征在于優(yōu)良的延展性。由于較大地保留了塑性，因此可以尋求在延展性略微下降為代價(jià)下的甚至更高的強(qiáng)度值。以根據(jù)如上所述方法的卷取后熱軋板或者冷軋和退火板為起始，對(duì)其進(jìn)行額外的冷變形操作，該額外的冷變形操作是在下述操作之后進(jìn)行的最終退火操作，如通過(guò)表皮冷軋，反復(fù)彎曲拉伸下的整平，簡(jiǎn)單拉伸或者任何其它合適的方法。圖7示出了等效變形對(duì)強(qiáng)度的影響變形的影響在一個(gè)寬范圍內(nèi)為相對(duì)線性的平均來(lái)說(shuō)，1％的變形可以增加10MPa的強(qiáng)度。然而，當(dāng)額外的變形超過(guò)30％時(shí)，產(chǎn)品的起始延展性過(guò)度下降，因而一定不能超過(guò)這個(gè)閾值。
正如圖8所示，在冷軋板上小于6微米的平均晶粒尺寸使得可實(shí)現(xiàn)大于950MPa的強(qiáng)度。
作為實(shí)例，下述結(jié)果示出了本發(fā)明所提供的有利特征，尤其在存在或者不存在缺陷的情況下，在靜態(tài)或動(dòng)態(tài)荷載模式下的可變形性方面的有利特征。
實(shí)施例1冶煉下述組成的鋼(含量以重量百分?jǐn)?shù)表示)C0.6％；Mn22％；Si0.2％。在1185℃下加熱半成品并在965℃下熱軋，以便實(shí)現(xiàn)3.6mm的厚度。在冷卻之前保持一個(gè)3.5秒的等候時(shí)間。在低于450℃的溫度下進(jìn)行卷取。下表1中用“I”表示的制造條件對(duì)應(yīng)于本發(fā)明。如此獲得的平均晶粒尺寸為9.5微米，其結(jié)構(gòu)為100％再結(jié)晶，并且碳化物比例為0％。在這個(gè)熱軋板上獲得的靜態(tài)機(jī)械性能特別高，也就是說(shuō)，強(qiáng)度1012MPa；斷裂伸長(zhǎng)率65.4％；乘積P66184。
以這個(gè)相同的組成為起始，進(jìn)行不對(duì)應(yīng)于本發(fā)明條件的熱機(jī)械方案，這導(dǎo)致析出碳化物的表面比例大于1.5％(用“R3”表示的條件)。
本發(fā)明的鋼還與用“R4”表示的熱軋參考鋼進(jìn)行比較，該熱軋參考鋼的強(qiáng)度水平非常類似。這是一種具有復(fù)合(鐵素體、貝氏體、奧氏體、馬氏體)結(jié)構(gòu)的TRIP(相變誘發(fā)塑性)鋼。該鋼具有下述組成(含量以重量％表示)C0.20；Mn1.7；Si1.6；S0.003；P0.080；Al0.050；和Cu、Cr、Ni、Mo和N0.001。
在+20℃至-60℃的溫度下，在降低的厚度(t＝3mm)的卻貝V樣品上進(jìn)行動(dòng)態(tài)斷裂試驗(yàn)。表1給出了這些試驗(yàn)的結(jié)果。
表1熱軋板上的卻貝V試驗(yàn)的結(jié)果
本發(fā)明的鋼具有的韌性性能明顯好于參考鋼的韌性性能。在室溫下以及在非常低溫度下在嚴(yán)重荷載條件下均顯示出這一優(yōu)越性。因此，本發(fā)明完全解決了在動(dòng)態(tài)條件下如何獲得非常良好的韌性的問(wèn)題。
實(shí)施例2冶煉具有下表2所示組成的鋼(組成以重量百分?jǐn)?shù)表示)。除了鋼I1和I2之外，還給出了參考鋼的組成以進(jìn)行比較，它們是雙相鋼(R1)和TRIP(相變誘發(fā)塑性)鋼(R2)，其強(qiáng)度水平在類似的范圍內(nèi)(1000MPa)。
在1200℃下預(yù)熱鋼I1和I2的半成品，在920℃的溫度下熱軋，以便使之變?yōu)?mm的厚度，然后，在冷卻前的10秒鐘等候時(shí)間之后，在450℃的溫度下卷取。在這些條件下獲得的平均晶粒尺寸為10微米。其結(jié)構(gòu)是完全再結(jié)晶的，沒(méi)有析出碳化物。
表2鋼的組成
鋼I1然后被冷軋，然后在導(dǎo)致范圍為3-100微米的各種奧氏體晶粒尺寸的條件下退火。表3給出了退火和再結(jié)晶條件(條件a)-d))，而表4給出了拉伸時(shí)的機(jī)械性能亦即在這些條件下獲得的強(qiáng)度、斷裂伸長(zhǎng)率和乘積P(強(qiáng)度×斷裂伸長(zhǎng)率)。
在制造條件b)下，在冷軋和800℃下退火之前的晶粒尺寸為100微米。
應(yīng)當(dāng)提及的是，與在650℃下進(jìn)行1秒鐘退火操作相結(jié)合的66％的冷軋壓縮比僅僅導(dǎo)致45％的部分再結(jié)晶。再結(jié)晶比例的晶粒尺寸高度分散，在1-10微米的范圍內(nèi)。
鋼I2也進(jìn)行冷軋，壓縮比為55％，在700℃下退火120秒，并在空氣中以大于0.5℃/s的速度冷卻(條件e)，表3)。如此獲得1.5微米的平均晶粒尺寸和1％的析出碳化物的表面比例。
由條件e)為起始，隨后在850℃下保持60秒的熱處理以及之后在水中的冷卻(條件f)，表3)使得能夠降低析出碳化物的這個(gè)比例，同時(shí)不會(huì)使晶粒過(guò)度粗糙化。
表3冷軋和退火條件
*根據(jù)本發(fā)明表4所獲得的拉伸機(jī)械性能
*根據(jù)本發(fā)明鋼制造條件a)對(duì)應(yīng)于本發(fā)明的那些條件并導(dǎo)致高數(shù)值的強(qiáng)度和參數(shù)P。在條件b)下，在冷軋之前100微米的晶粒尺寸超過(guò)以上提及的18微米的晶粒尺寸，并且最終晶粒尺寸(15微米)大于也在上面提及的6微米的晶粒尺寸。在條件c)下，在冷軋板上100微米的晶粒尺寸也是過(guò)度的。因此，條件b)和c)導(dǎo)致令人不滿意的參數(shù)P和強(qiáng)度的數(shù)值。
條件d)對(duì)應(yīng)于再結(jié)晶不足的情況(結(jié)晶比例45％，即小于以上提及的75％的數(shù)值)，這導(dǎo)致低數(shù)值的參數(shù)P。
在鋼I2的情況下，制造條件e)與1.5微米細(xì)晶粒尺寸和小于1.5％的析出碳化物量有關(guān)。按照與針對(duì)鋼f)情況下相同的方式，細(xì)晶粒尺寸導(dǎo)致高數(shù)值的強(qiáng)度和參數(shù)P。
此外，在尺寸為36×55mm2且包含起始切口深度為8mm的CT(緊湊拉伸)類型的樣品上進(jìn)行斷裂強(qiáng)度試驗(yàn)。在室溫下進(jìn)行該試驗(yàn)，并且該試驗(yàn)包括記錄負(fù)荷和位移。通過(guò)在力-位移圖曲線下的面積所測(cè)定的各種鋼的斷裂能除以斷裂表面的面積，以便確定比斷裂能。圖9示出了不含析出碳化物的小晶粒尺寸的再結(jié)晶鋼具有最佳的斷裂韌性特征。對(duì)于類似的晶粒尺寸來(lái)說(shuō)，1％含量的析出碳化物使韌性降低約1/3。當(dāng)平均晶粒尺寸增加達(dá)到100微米時(shí)，或者當(dāng)再結(jié)晶非常不足時(shí)，還觀察到非常低的斷裂韌性。
圖9還證實(shí)以下事實(shí)根據(jù)本發(fā)明制造的板材提供比參考鋼R1和R2要好的韌性特征，這是因?yàn)閷?duì)于相當(dāng)?shù)膹?qiáng)度來(lái)說(shuō)，其斷裂韌性比這些鋼的斷裂韌性大2-3倍。
此外，在20℃到-100℃的范圍內(nèi)，在降低的厚度(t＝1-1.3mm)的卻貝V樣品上進(jìn)行動(dòng)態(tài)斷裂試驗(yàn)。在低溫下觀察到無(wú)斷裂能下降。圖10示出了鋼I 1的各種冷軋和退火條件，斷裂能隨著晶粒尺寸的變化。與在靜態(tài)斷裂中提到的方式類似，太大的晶粒尺寸或者不足的再結(jié)晶降低了斷裂能。作為比較，還具有上述鋼R2在20℃或在-20℃下的斷裂能的數(shù)值應(yīng)當(dāng)指出，本發(fā)明的細(xì)晶粒鋼使得可在動(dòng)態(tài)條件下實(shí)現(xiàn)比這種參考鋼要高的韌性值。另外，如上所述，本發(fā)明的鋼對(duì)溫度變化特別不敏感，這與具有延性/脆性轉(zhuǎn)變溫度的參考鋼不同。因此，即使在非常嚴(yán)重的沖擊的情況下(非常低的使用溫度、高變形速度)，使用本發(fā)明的鋼可以防止突然斷裂的危險(xiǎn)。
除了切口斷裂強(qiáng)度性能以外，本發(fā)明的鋼還顯示出大的可變形性，以用于制造相對(duì)復(fù)雜的部件。圖11示出了鋼I1在表3中列出的各種制造條件下，亦即對(duì)于范圍為3-100微米的平均晶粒尺寸來(lái)說(shuō)的彎曲性能。如前所述，除了實(shí)現(xiàn)大于950MPa強(qiáng)度的優(yōu)點(diǎn)以外，小于6微米的平均晶粒尺寸還使得在彎曲過(guò)程中可獲得優(yōu)良的可變形性。另外，不足的再結(jié)晶導(dǎo)致差的結(jié)果。
圖12還示出了在復(fù)雜變形條件下，例如在使用十字工具的沖壓試驗(yàn)時(shí)遇到的那些條件下，本發(fā)明的冷軋和退火鋼的優(yōu)勢(shì)，其中所述十字工具使材料經(jīng)受膨脹和收縮(rétreint)方面的力。該試驗(yàn)在尺寸為300×300mm2的坯料上進(jìn)行，且工具的高度為60mm。用于示出斷裂前的最大沖壓深度的圖12表明了具有小晶粒尺寸的本發(fā)明鋼與參考鋼R1和R2相比具有非常優(yōu)異的性能。
因此，對(duì)于相同的強(qiáng)度來(lái)說(shuō)，本發(fā)明鋼的變形性比常規(guī)的雙相鋼或TRIP鋼大得多，并且具有更大的韌性。對(duì)于相同的變形來(lái)說(shuō)，其強(qiáng)度水平高得多。當(dāng)其在汽車工業(yè)中使用時(shí)，其非常有效地有助于降低車輛的重量，同時(shí)提高沖擊情況下的安全性。本發(fā)明的熱軋或冷軋鋼板因此被有利地用于制造增強(qiáng)部件，所述增強(qiáng)部件在靜態(tài)或動(dòng)態(tài)荷載條件下要求非常高的機(jī)械性能。
權(quán)利要求
1.一種熱軋奧氏體鐵-碳-錳鋼板，其強(qiáng)度大于900MPa，(強(qiáng)度(MPa)×斷裂伸長(zhǎng)率(％))的乘積大于45000，其化學(xué)組成包括，含量以重量表示0.5％≤C≤0.7％；17％≤Mn≤24％；Si≤3％；Al≤0.050％；S≤0.030％；P≤0.080％；N≤0.1％；和任選的一種或多種如以下的元素Cr≤1％；Mo≤0.40％；Ni≤1％；Cu≤5％；Ti≤0.50％；Nb≤0.50％；V≤0.50％，該組成的其余部分由鐵和冶煉產(chǎn)生的不可避免的雜質(zhì)組成，該鋼的再結(jié)晶比例大于75％，該鋼的析出碳化物的表面比例小于1.5％，該鋼的平均晶粒尺寸小于18微米。
2.一種熱軋奧氏體鐵-碳-錳鋼板，其強(qiáng)度大于900MPa，(強(qiáng)度(MPa)×斷裂伸長(zhǎng)率(％))的乘積大于60000，其化學(xué)組成包括，含量以重量表示0.5％≤C≤0.7％；17％≤Mn≤24％；Si≤3％；Al≤0.050％；S≤0.030％；P≤0.080％；N≤0.1％；和任選的一種或多種如以下的元素Cr≤1％；Mo≤0.40％；Ni≤1％；Cu≤5％；Ti≤0.50％；Nb≤0.50％；V≤0.50％，該組成的其余部分由鐵和冶煉產(chǎn)生的不可避免的雜質(zhì)組成，該鋼的再結(jié)晶比例等于100％，該鋼的析出碳化物的表面比例等于0％，該鋼的平均晶粒尺寸小于10微米。
3.一種制造熱軋鐵-碳-錳鋼板的方法，根據(jù)該方法-冶煉一種鋼，其化學(xué)組成包括，含量以重量表示0.5％≤C≤0.7％；17％≤Mn≤24％；Si≤3％；Al≤0.050％；S≤0.030％；P≤0.080％；N≤0.1％；和任選的一種或多種如以下的元素Cr≤1％；Mo≤0.40％；Ni≤1％；Cu≤5％；Ti≤0.50％；Nb≤0.50％；V≤0.50％，該組成的其余部分由鐵和冶煉產(chǎn)生的不可避免的雜質(zhì)組成；-由這種鋼澆鑄半成品；-使所述鋼組成的所述半成品達(dá)到1100至1300℃的溫度；-軋制所述半成品，直至大于或等于890℃的軋制終點(diǎn)溫度；-在所述軋制終點(diǎn)和隨后的快速冷卻操作之間保持一個(gè)延遲，以使通過(guò)所述延遲和所述軋制終點(diǎn)溫度確定的點(diǎn)位于圖1的ABCD’E’F’A曲線圖，優(yōu)選ABCDEFA曲線圖所確定的區(qū)域內(nèi)；-在低于580℃的溫度下卷取所述鋼板。
4.權(quán)利要求3的方法，其特征在于所述半成品的澆鑄是以鋼輥之間薄帶材澆鑄的形式來(lái)進(jìn)行的。
5.權(quán)利要求3或4的制造方法，其特征在于，在卷取之后，使所述熱軋板進(jìn)行冷變形操作，其中等效變形比小于或等于30％。
6.一種冷軋奧氏體鐵-碳-錳鋼板，其強(qiáng)度大于950MPa，強(qiáng)度(MPa)×斷裂伸長(zhǎng)率(％)的乘積大于45000，其化學(xué)組成包括，含量以重量表示0.5％≤C≤0.7％；17％≤Mn≤24％；Si≤3％；Al≤0.050％；S≤0.030％；P≤0.080％；N≤0.1％；和任選的一種或多種如以下的元素Cr≤1％；Mo≤0.40％；Ni≤1％；Cu≤5％；Ti≤0.50％；Nb≤0.50％；V≤0.50％，該組成的其余部分由鐵和冶煉產(chǎn)生的不可避免的雜質(zhì)組成，該鋼的結(jié)構(gòu)的再結(jié)晶比例大于75％，該鋼的析出碳化物的表面比例小于1.5％，該鋼的平均晶粒尺寸小于6微米。
7.一種制造冷軋奧氏體鐵-碳-錳鋼板的方法，其特征在于-供應(yīng)通過(guò)權(quán)利要求3或4的方法獲得的熱軋鋼板；-進(jìn)行至少一個(gè)冷軋然后退火的步驟，每個(gè)步驟包括-冷軋所述鋼板，-在600至900℃的溫度下使之退火10至500秒的時(shí)間，接著是冷卻操作，其冷卻速度大于0.5℃/s，-在最后一個(gè)冷軋然后退火的步驟之前，奧氏體晶粒尺寸小于18微米。
8.權(quán)利要求7的冷軋鋼板的制造方法，其特征在于，在最終退火之后進(jìn)行冷變形操作，其中等效變形比小于或等于30％。
9.權(quán)利要求1、2或6任何一項(xiàng)的鋼板的用途，用于制造靜態(tài)或動(dòng)態(tài)條件下荷載的增強(qiáng)元件。
10.根據(jù)權(quán)利要求3、4、5、7和8任何一項(xiàng)的方法制造的鋼板的用途，用于制造靜態(tài)或動(dòng)態(tài)條件下荷載的增強(qiáng)元件。
全文摘要
本發(fā)明涉及一種熱軋奧氏體鐵－碳－錳鋼板，其強(qiáng)度大于900MPa，(強(qiáng)度(MPa)×斷裂伸長(zhǎng)率(％))的乘積大于45000，其化學(xué)組成包括，含量以重量表示0.5％≤C≤0.7％；17％≤Mn≤24％；Si≤3％；Al≤0.050％；S≤0.030％；P≤0.080％；N≤0.1％；和任選的一種或多種如以下的元素Cr≤1％；Mo≤0.40％；Ni≤1％；Cu≤5％；Ti≤0.50％；Nb≤0.50％；V≤0.50％，該組成的其余部分由鐵和冶煉產(chǎn)生的不可避免的雜質(zhì)組成，該鋼的再結(jié)晶比例大于75％，該鋼的析出碳化物的表面比例小于1.5％，該鋼的平均晶粒尺寸小于18微米。
文檔編號(hào)C22C38/04GK1846002SQ200480025245
公開(kāi)日2006年10月11日 申請(qǐng)日期2004年7月8日 優(yōu)先權(quán)日2003年7月22日
發(fā)明者M·布澤克里, M·法拉爾, C·斯科特 申請(qǐng)人:于西納公司