磷含量提高的錳鋼帶及其制備方法

專利名稱：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)：
錳奧氏體是特別堅韌且可延展的輕質(zhì)結(jié)構(gòu)鋼。由于強度增大而使得重量有可能減輕，這使得錳奧氏體成為汽車工業(yè)中的一種高潛力材料。這是因為，更輕的車體能夠使得燃料消耗減少，高水平的延伸性能和穩(wěn)定性對于車身部件的制備、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越多地被應(yīng)用于汽車工業(yè)中。 高合金TRIP鋼具有高的抗拉強度，其值最高可達到大于lOOOMPa，且其延展性能最高可達到大約30%。由于這些高的機械性能，因此可以在汽車結(jié)構(gòu)中采用更薄的金屬板，并且由此實現(xiàn)車體重量的減輕。TRIP鋼由多個鐵-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)用于撞擊情況的過程中，強度和可成形性可同時增強。加入合金元素鋁和硅可選擇性地影響TRIP效應(yīng)。TRIP鋼在被深沖成車體部件的過程中，有特定量的奧氏體已轉(zhuǎn)化成為高強度的、 難以延展的馬氏體相(α-馬氏體)。因此對于TRIP鋼來說，在撞擊情況時可能僅存留有相對較低的延伸能力。最近開發(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“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晶體結(jié)構(gòu)中不同的機制而產(chǎn)生。例如，該延展性能可通過晶體結(jié)構(gòu)中的晶格缺陷而促進，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較高的特點。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明所解決的一個問題可在于提供了一種具有改善的機械性能的鋼材。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械性能的鋼材的方法，該鋼材尤其具有高韌性和高抗拉強度，并且尤其具有良好的可焊性和良好的可成形性。本發(fā)明所解決的問題是通過獨立權(quán)利要求的特征而實現(xiàn)的。有利的構(gòu)造和改進則在從屬權(quán)利要求中公開。
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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%。在本說明書中，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%的相對較高的量摻入磷作為合金成分，磷會提高屈服強度和抗拉強度，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，并且通常會降低可焊性。在這一點上，已注意到，對于這種合金設(shè)計，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度(單位分別為MPa、% )的乘積可達到大于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，根據(jù)本發(fā)明的錳鋼所具有的良好的機械性能是基于至少以下三個機理的
組合(1)高密度微孿晶化和納米孿晶化在再成型過程中，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障礙的數(shù)量隨孿晶的密度而大大增加。在經(jīng)過再成型過程的本發(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，由于磷含量的增加和層錯能的降低，微孿晶特別是納米孿晶的密度會增加。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。由此可以達到高強度(尤其是高于IlOOMPa)，同時達到高的應(yīng)變硬化值和斷裂延伸率(可能大于90% )。(3)動態(tài)應(yīng)變時效動態(tài)應(yīng)變時效的發(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)變曲線進行識別。這種效應(yīng)可對材料的強度和斷裂延伸率的改善產(chǎn)生額外的貢獻。另外，通過相應(yīng)的熱處理，烘烤硬化效應(yīng)也可用于提高屈服強度。對于如此制備的鋼，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，并可進一步提高最終產(chǎn)品的機械性能。經(jīng)過熱處理以后，根據(jù)應(yīng)變的水平，觀察到強度增加約30至80MPa。已發(fā)現(xiàn)，低的錳含量對于最終組分的相轉(zhuǎn)變和再成型機制(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大的晶粒尺寸來實現(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。進一步推測，由于優(yōu)選使P和C達到高的固溶度，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達到高的濃度而不會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，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、僅由制備過程中不可避免的雜質(zhì)來限定的鋁含量(即不添加鋁)。因此，本發(fā)明的鋼帶在再結(jié)晶過程中(即在熱軋或退火的過程中)可生長達到最大的晶粒尺寸。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，抗拉強度、尤其是屈服強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，斷裂延伸率沒有顯著降低，并且可焊性也沒有顯著劣化。通過調(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度、屈服強度以及斷裂延伸率。 晶粒越大，抗拉強度和屈服強度越低，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，硅也會阻礙碳化物析出，所述碳化物例如為熱軋過程和退火過程中生成的滲碳體((Fe，MrO3C)。由于滲碳體析出會降低斷裂延伸率，因此可以預(yù)測，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程中不可避免的雜質(zhì)來限定(即在這種情況下不加入硅；Si含量可能因此低于SiS 0.03%)。其原因為，硅影響形變機制。硅阻礙孿晶化，即低的硅含量促進孿晶化，并且可能尤其會促進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，并且由于鋼強度(硅導(dǎo)致強度增加)由另外的措施來保證(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析出硬化來提高強度。然而，這些元素具有晶粒細化效應(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(其被稱作Y-穩(wěn)定劑)。可任選地加入較多量的鎳 (例如大于至5%或10% )。除鎳以外，固溶增強劑鉻(Cr)還可穩(wěn)定α -鐵素體。加入最高達10重量％的鉻有利于ε_馬氏體和/或α ’-馬氏體的形成，其導(dǎo)致更強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)出晶粒細化效應(yīng)。鎢對碳有高親和性，并可形成堅硬且非常穩(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行軋制。對于給定的化學(xué)組成，可以通過選擇終軋溫度來設(shè)定平均晶粒尺寸。本發(fā)明的熱軋鋼可以顯示出可達60%或65%以上的高斷裂延伸率。在這種情況下，熱軋鋼的抗拉強度可優(yōu)選為大于1050MPa。熱軋奧氏體錳鋼帶的機械性能可以通過冷軋來提高。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的退火溫度下進行。這樣抗拉強度可達到大于llOOMPa，特別是大于 1200MPa，且斷裂延伸率可達到大于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程中被保留下來，其中初始制品的高機械性能也許至少部分歸因于此形變機制。在制備熱軋奧氏體錳鋼帶的過程中，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)的終軋溫度下對加熱后的半成品進行軋制。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，迅速冷卻使溶解的元素“凍住”，沒有析出物或只有少量的析出物產(chǎn)生。換句話說，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，通過空氣使鋼帶慢慢冷卻以促進磷-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，然后進行退火來使其再結(jié)晶。在冷軋過程中，通過采用高軋制力，使該區(qū)域的厚度壓下率達到超過45 %，特別是超過60 %，尤其優(yōu)選為超過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。高抗拉強度尤其可通過相對較高的磷 (和碳)含量來保證。退火過程之后，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或更快的速率進行。如在熱軋鋼帶過程中已經(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，通過空氣使鋼帶慢慢冷卻以促進磷-合金鋼帶的再結(jié)晶。


以下將基于示例性的實例并參照附圖對本發(fā)明進行更為詳細的說明。圖1是示出冷軋鋼的平均晶粒尺寸相對于退火溫度的圖；圖2是示出多個冷軋鋼樣品的應(yīng)變硬化(ηι_值)相對于垂直各向異性(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焊熔核的顯微斷面。
具體實施例方式首先通過實例對用于制備本發(fā)明錳鋼的不同的可能方式進行說明。在第一方案中，在高爐中或者通過熔融還原法(例如Corex或Finex法)制備生鐵。也可通過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。鑄造過程中所制備的鋼體稱為半成品，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中進一步被加工成熱軋鋼帶。為此目的，軋鋼機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)。方鋼坯和鋼塊可進一步被加工成異型零件、鋼管或鋼絲。以下將對熱軋帶鋼工藝(WB)進行說明，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，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。 通過不同的終軋溫度，根據(jù)主導(dǎo)溫度下的動態(tài)再結(jié)晶，而制備出不同平均晶粒尺寸的熱軋鋼帶。對于給定的化學(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，其抗張強度和斷裂強度增強而斷裂延伸率降低。然而，終軋溫度過低，則存在由于強度增加，錳鋼高度晶粒細化而導(dǎo)致其喪失塑性變形性的危險。此外，由于相穩(wěn)定性，低的終軋溫度會愈發(fā)導(dǎo)致滲碳體(Fe，MrO3C)的形成，從而使錳鋼的機械性能受損。當(dāng)終軋溫度低于740°C時，滲碳體沉淀所達到的顆粒大小會對錳鋼的機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。已知錳會增加氮氣在鐵水中的溶解度。溶解在鐵水中的氮與鋁形成氮化鋁沉淀，該沉淀會影響晶界遷移從而影響晶粒生長。在熱成型時，氮化鋁還會進一步導(dǎo)致裂紋?，F(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時會出現(xiàn)大的粘結(jié)顆粒。因此在熱軋過程中，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。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，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行冷卻。隨后對熱軋鋼帶進行清洗(去氧化皮)，例如在連續(xù)操作的酸洗機中用硫酸清洗。 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。通常不對在這種情況下制備的熱軋鋼帶制品實施退火步驟。但在一個具體的實施方案中，實際上實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一步通過冷軋和退火而制成冷軋制品。經(jīng)過冷軋，熱軋鋼帶的厚度進一步減小，并且調(diào)整了鋼帶的機械性能。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)選采用高軋制力進行冷軋。可以使用裝有2至20個軋輥的軋機機座。例如，為了施加高的冷軋制力，可以使用包含12或20個軋輥且為高軋制壓力而設(shè)計的軋機機座，特別是森吉米爾型(Sendzimir type)軋機(多輥式軋機)。包含12個軋輥的森吉米爾軋機系統(tǒng)由(例如)以對稱方式排布的每側(cè)3個后輥、2個中間輥和1個限定輥隙的壓輥組成。 包含20個軋輥的森吉米爾軋機系統(tǒng)由(例如)以對稱方式排布的每側(cè)4個后輥、3個外中間輥、2個內(nèi)中間輥和1個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。通過冷軋達到的厚度壓下率％ (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%的冷軋度進行冷軋過程。在有張力和不存在張力的情況下進行冷軋。在冷軋過程之后或在冷軋期間的中間步驟中，通過退火使鋼帶再結(jié)晶。例如，退火過程可通過連續(xù)退火工藝或罩式退火工藝來實施。在冷軋過程中所發(fā)生的組織硬化通過退火而再次逆轉(zhuǎn)。在這種情況下，通過成核和晶粒生長使得組織重建。退火過程可在介于750°C和1250°C之間的溫度下進行，尤其可在750°C至1150°C 下進行，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。退火時間應(yīng)足夠使基本上整個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)下進行多個軋制步驟和中間退火步驟。在退火過程之后，迅速冷卻熱軋鋼帶，優(yōu)選通過用水或者在氣流(氣體射流)中淬火來實施迅速冷卻。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，特別迅速的冷卻過程有助于晶粒中C、N和P元素達到高的固溶度。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嚴(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行了測試。為了使冷軋鋼帶達到合適的平整度，可以在冷軋、退火及冷卻過程之后，對冷軋鋼帶進行表皮光軋(表面光軋)過程。經(jīng)過表皮光軋，厚度壓下率可達到(例如)0.5%、 1.5%、5%、25%、超過40%，或者為合適的中間值。根據(jù)應(yīng)用領(lǐng)域和客戶需要可增加例如電鍍等(例如熱電鍍或鍍鋅)進一步的加工步驟。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的抗拉強度的乘積達到大于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)過再成型過程，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)利要求中任意一項所述的熱軋奧氏體錳鋼帶，其抗拉強度大于 1050MPa。
10.根據(jù)前述權(quán)利要求中任意一項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的抗拉強度的乘積達到大于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)過再成型過程，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中任意一項所述的冷軋奧氏體錳鋼帶，其抗拉強度大于 IlOOMPa0
19.根據(jù)權(quán)利要求11至18中任意一項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，其包括沒有經(jīng)歷再成型的部分，所述沒有經(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至沈中任意一項所述的方法，其中在熱軋過程后，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中任意一項所述的方法制備的熱軋鋼帶；冷軋該鋼帶；以及將所述冷軋后的鋼帶退火以使其再結(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中任意一項所述的方法，其中在退火過程后，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％)與抗拉強度(單位為MPa)的乘積達到大于75,000MPa％，特別是大于80,000MPa％。
文檔編號C21D6/00GK102216474SQ200980145236
公開日2011年10月12日 申請日期2009年11月12日 優(yōu)先權(quán)日2008年11月12日
發(fā)明者克萊門斯·姆拉澤克, 盧多維克·薩梅克, 恩諾·阿倫霍爾茲, 賴因霍爾德·施奈德 申請人:福斯特阿爾派因鋼鐵有限公司