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CN115038801A - 具有高扩孔比的热轧高强度钢带 - Google Patents

具有高扩孔比的热轧高强度钢带 Download PDF

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CN115038801A
CN115038801A CN202080093912.1A CN202080093912A CN115038801A CN 115038801 A CN115038801 A CN 115038801A CN 202080093912 A CN202080093912 A CN 202080093912A CN 115038801 A CN115038801 A CN 115038801A
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CN
China
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cementite
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bainite
steel strip
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Application number
CN202080093912.1A
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R·A·里肯伯格
陈尚平
M·P·阿尔恩特斯
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Tata Steel Ijmuiden BV
Original Assignee
Tata Steel Ijmuiden BV
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Abstract

本发明涉及高强度钢，具有仔细选择正常的合金化元素C、Mn、Si和Al，连同微元素添加。这可产生具有高强度和高扩孔比的钢。本发明还涉及制造该高强度钢的方法。

Description

具有高扩孔比的热轧高强度钢带
本发明涉及具有高强度和高扩孔比的热轧钢带。
高强度钢使用在汽车工业中以改进服役性能和/或减少车辆的重量和燃料消耗。然而，例如单独的高强度(以改进服役性能)对于例如相对复杂形状的汽车部件如在汽车底盘和悬架中发现的那些是不够的。对于例如汽车底盘部件使用高强度钢的价值可在事故的情况下增加塌陷强度以维持部件的完整性。然而，钢的强度越高，在成型部件的坯料的剪切或冲压边缘处钢不发生开裂的情况下将钢成型为汽车部件越困难。这样的原因在于，在大多数情况下提高的强度由通过相变硬化在显微组织中低温转变产物的存在获得。然而，这导致最终显微组织中硬度差提高，其进而以可拉伸翻边性为代价。因此，高强度多相钢例如DP和TRIP钢，以及在某种程度上多相CP钢的应用受这些钢型号用于具体汽车应用如高度复杂形状的底盘和悬架部件的成型性限制。
此外，为了节省部件重量，常见方法是使用高强度钢并减少钢片的厚度以节省重量。然而，这可导致刚度损失，其对于汽车白车身、底盘和悬架和/或座椅和内部中的一些应用是关键的。例如，对于汽车底盘部件而言刚度是关键的性能参数，因为缺少刚度会以车辆操作和乘客安全性为代价。通过减少用于制造汽车底盘部件的钢的厚度带来的刚度内在损失，可通过优化部件几何形状来恢复，例如通过产生更深的凸缘和/或具有增加的拉伸和/或弯曲程度的凸缘。为了使汽车工程师通过几何形状优化努力提高部件刚性，使用的高强度钢需要在良好延展性(或拉伸伸长率)和优异可拉伸翻边性(或扩孔能力)方面具有优异的成型性。
在近些年，钢供应商开发了具有合理的极限拉伸强度Rm和合理的总伸长率A50或A80两者的高强度钢型号。这些机械性质提供关于钢型号的强度和延展性的信息。
然而，对于汽车工业中高强度钢的某些应用，还需要钢具有好的可拉伸翻边性。可拉伸翻边性是片材凸缘处，也是片材中孔的边缘处成型性的表示。可拉伸翻边性通常通过片材中圆形冲孔的膨胀测量，并由扩孔比λ表示。扩孔比λ经常按照日本钢铁联合会标准JFST 1001确定。该标准将附在以下。
本发明的目的是提供具有高扩孔比的热轧高强度钢。
本发明的目的还是提供具有良好伸长率和高扩孔比的高强度钢。
本发明另外的目的是提供具有至少760MPa的拉伸强度和至少50％扩孔比的高强度钢。
本发明的另一目的是提供具有至少960MPa的拉伸强度和至少40％扩孔比的高强度钢。
此外本发明的目的是提供也具有至少9±1％的总伸长率A50或A80的该高强度钢。
根据发明提供热轧高强度钢带，由以下组成：
·0.02–0.13重量％C；
·1.20–3.50重量％Mn；
·0.10–1.00重量％Si；
·总计0.01–0.10重量％Al；
·0.04–0.25重量％Ti；
·0–0.010重量％N；
·0–0.10重量％P；
·0–0.01重量％S；
任选0–0.005重量％B、优选0.0005–0.005重量％B；
任选以下一种或多种：
·0–1.5重量％Cu；
·0–1.0重量％Cr；
·0–1.0重量％Mo；
·0–0.50重量％Ni；
·0–0.30重量％V；
·0–0.10重量％Nb；
其中Ti+Nb≤0.25重量％，
其中Cr+Mo≤1.0重量％，
余量为铁和不可避免的杂质，
钢具有由以下组成的显微组织(以体积％计)：
–至少85％贝氏体，
–至多10％马氏体加残余奥氏体，
–大于0％且至多5％渗碳体，
–不可避免量的夹杂物，
总和合计直至100体积％，
其中钢带具有以下机械性质：
–至少760且至多960MPa的拉伸强度，
–至少10％的总伸长率(A50)，
–至少50％的扩孔比(λ)值，
或
其中钢带具有以下机械性质：
–至少960且至多1380MPa的拉伸强度，
–至少9％的总伸长率(A50)，
–至少40％的扩孔比(λ)值。
对于热轧钢使用具有该显微组织的该组成能够提供具有高强度(大于760MPa的强度)和高扩孔比λ的钢，。如总是这样，强度越高，成型性将越低。这也适用扩孔比。当根据本发明的热轧钢具有中等高拉伸强度例如在760和960MPa之间时，扩孔比可为至少50％。对于较高强度钢，例如具有拉伸强度在960和1380MPa之间，扩孔比可低于例如40％或更大。
使用根据本发明的组成提供几乎完全由贝氏体组成的显微组织。优选地，不存在马氏体和残余奥氏体。然而，由于热轧和卷取条件，将存在一些渗碳体，但小于5％。此外，少量的碳化物、析出物和不可避免的夹杂物可在钢中存在。
高强度和高成型性，尤其是高扩孔比来源于仔细选择正常的合金化元素C、Mn、Si和Al，连同微元素添加。本文以下讨论根据本发明的组成中使用的元素。
碳以0.02和0.13重量％之间的量存在。C是贝氏体形成元素并因此是实现在拉伸伸长率和扩孔能力方面提供足够强度和成型性的最终显微组织的必要元素。为了实现足够的强度，合适的最小C含量为0.02重量％，或在优选实施方案中至少0.03重量％。在优选实施方案中至多0.12重量％、优选0.09重量％、或更优选至多0.06重量％的低C含量有益于抑制冷却速率对最终显微组织同质性的依赖性的影响并促进高扩孔能力。此外，C是连同碳化物形成微合金化元素如钛、铌或钒从而实现析出强化并尽可能多地清除C以在最终显微组织中抑制渗碳体量的必要元素。通过优化其它合金化元素，包括Ti、Nb和/或V，能够获得几乎均匀的仅具有非常少渗碳体的贝氏体/贝氏体-铁素体显微组织。
锰以1.20-3.50重量％的量存在。Mn提供固溶硬化并额外是促进低碳贝氏体显微组织的必要元素。Mn稳定奥氏体并且推迟在给定温度下的贝氏体转变，因此确保良好的淬透性。非常高Mn含量的缺点是连续铸造钢板坯的增加的中心线偏析和差的表面品质。因此，优选地Mn含量为至多2.20重量％。
硅以0.10-1.00重量％的量存在以通过固溶硬化改进钢的强度。此外，Si有益于抑制渗碳体的形成。然而，当使用较高量的Si时钢的焊接性和涂覆性变差，所以Si的量优选为至多0.95重量％，并在优选实施方案中至多0.70或甚至至多0.60重量％。
铝以0.01-0.10重量％的量存在。Al是脱氧元素并改进钢的清洁。需要至少0.01重量％Al以起作用。然而，Al可引起表面缺陷并因此Al含量为至多0.10重量％、优选甚至至多0.05重量％。
钛以在0.04和0.25重量％之间的量存在，因为它提供淬透性并因为碳化物形成元素有助于形成尽可能少量的渗碳体，同时通过小的基于Ti的碳化物形成提供析出强化。然而，取决于钢的具体化学组成，Ti还与N、S和C组合形成氮化物和碳硫化物。出于该原因，存在至少0.04重量％Ti以结合钢中所有的N和S并具有足够过量的Ti以与钢中的C组合。当存在大于0.25重量％Ti时，将形成在热轧前板坯再次加热期间难以溶解的粗大Ti氮化物、碳氮化物和碳化物。此外，这些粗大Ti氮化物、碳-氮化物和碳化物导致钢的扩孔能力变差。优选地，存在0.09至0.21重量％Ti从而总具有足够的Ti，但没有强烈粗化的风险。在某些实施方案中，可存在0.09-0.20重量％Ti，或甚至0.11-0.20重量％Ti。在其它实施方案中，可存在0.12-0.18重量％Ti。
对于得到钢的需要性质，不需要硼，但是可存在0.0005和0.005重量％之间，即在5和50ppm之间。B非常有效增强钢的淬透性，这意味着可在输出辊道上使用低碳含量和/或较低的冷却速率，而不形成或仅形成少的先共晶铁素体。B也是非常适合提高屈服强度的合金化元素。优选地，存在至少10ppm B以确保不是全部的B形成为硼氮化物。当存在足够的Ti时，首先形成钛氮化物，其防止硼氮化物的形成。这是优选的，因为这使得不含硼以对钢的淬透性有最佳贡献。
氮是应尽可能低的不可避免的元素，应存在至多0.010重量％N。N与Ti形成钛氮化物，其在再次加热期间充当用于奥氏体晶粒度控制的分散体。然而，过高的N可导致过多的可损害扩孔能力的粗糙TiN颗粒。优选地，，N含量为0.005重量％(50ppm)或更少。适合的最小N含量为10ppm。
磷作为杂质存在；应存在至多0.10重量％P。当存在过多的P时，增强晶界处偏析，导致较低的韧性和较低的焊接性。优选地，，P含量为至多0.01重量％。
硫也作为杂质存在，应存在至多0.01重量％。在铸造过程中形成MnS颗粒。粗大MnS颗粒是不期望的，因为在热轧期间它们伸长并损害扩孔能力并导致差的剪切边缘品质。钢中的Ti可与S和C组合形成Ti4S2C2颗粒，其独立于存在的Ti的量。这些Ti4S2C2颗粒是应避免的粗颗粒，因为这些也损害扩孔能力和剪切边缘品质。优选地，存在至多0.005重量％S。
可在钢中存在几种任选元素。
铜可以至多1.5重量％的量存在。Cu可促进低碳贝氏体显微组织并提供固溶硬化。当其它元素提供相同的结果时，优选地存在至多0.6重量％Cu和更优选至多0.1重量％Cu。在实施方案中不向钢添加Cu，因为Cu不是经济优选的元素，所以Cu仅作为杂质存在。
铬可以至多1.0重量％的量存在。Cr改进钢的强度，主要由于通过增加淬透性的转变强化所致。优选地，存在至多0.9重量％Cr，并在某些实施方案中存在至多0.6重量％Cr，或甚至存在至多0.5重量％Cr。在实施方案中不向钢添加Cr，所以Cr仅作为杂质存在。
钼可以至多1.0重量％的量存在。Mo提高淬透性并促进低碳贝氏体显微组织。此外，因为Mo是碳化物形成元素，所以它可与Ti、Nb或V组合形成复合碳化物析出物。已知这些基于Mo的复合碳化物更热稳定并随后较不易于粗化。然而，Mo不是经济优选的元素，因此它以较小的量使用，优选至多0.9重量％。在某些实施方案中，Mo以较低的量存在，例如至多0.35重量％或甚至至多0.2或至多0.1重量％，在一实施方案中，没有向钢添加Mo，所以Mo作为杂质存在。然而，对于不得不添加Mo的其它实施方案，添加例如至多0.8重量％，和优选0.005-0.7重量％Mo，更优选0.1-0.6重量％Mo，更加优选0.2-0.5重量％Mo。
镍可以至多0.5重量％的量添加。Ni改进高强度水平下韧性和淬透性，并可减轻Cu关于热脆性的负面影响。然而，从成本观点建议至多0.3重量％Ni。当Cu含量超过0.5重量％时，可添加至多0.5重量％Ni以防止热脆性。优选地，添加至多0.3重量％Ni，更优选添加至多0.2或甚至至多0.1重量％Ni。在实施方案中不向钢添加Ni，所以Ni仅作为杂质存在。
钒可以至多0.3重量％的量存在于钢中。然而，V是相对昂贵的元素，其由于析出强化作用主要用于代替Ti，并通过形成钒碳化物来减少渗碳体形成。如此，优选地钢中存在至多0.2重量％V。在某些实施方案中，V以至多0.18重量％或甚至至多0.1重量％的量存在。还可能根本不向钢添加V，所以V作为杂质存在。
铌可以至多0.10重量％存在于钢中。Nb部分通过析出硬化但首要通过晶粒细化改进钢的强度。然而，对于大量的Nb而言，这些效果饱和。因此，优选地存在至多0.08重量％Nb。在某些实施方案中存在至多0.06重量％Nb，并在优选实施方案中存在0-0.04重量％Nb，优选在钢中存在0.01-0.04重量％Nb。在其它实施方案中不向钢添加Nb，所以Nb作为杂质存在。
因为Ti和Nb在钢中具有相同的功能，所以Ti加上Nb应为至多0.25重量％。
以类似的方式，Cr加上Mo应为至多1.0重量％。
为了得到高强度和高扩孔比，热轧钢的显微组织必须由至少85％的贝氏体组成(以体积％计)。优选地，贝氏体的量尽可能高以获得尽可能高的扩孔比，并且随着贝氏体的形成而形成少量的渗碳体(小于5％)。此外，少量的碳化物、析出物和不可避免的夹杂物可在钢中存在。此外，钢可含有至多10％马氏体加残余奥氏体并优选含有至多5％马氏体加残余奥氏体。
本发明的目的是获得组合(在一方面)足够程度强度与(在另一方面)足够程度扩孔能力和拉伸伸长率的主要贝氏体显微组织。
在上下文中术语贝氏体应理解为包含铁素体贝氏体(FB)、粒状贝氏体(GB)、上贝氏体(UB)和不含渗碳体的贝氏体(CFB)。
图1示意显示在本说明书中用来描述本发明和对照实施例的贝氏体的不同形态的定义，包括铁素体贝氏体(FB)、粒状贝氏体(GB)、上贝氏体(UB)、和不含渗碳体的贝氏体(CFB)和单个结构单元，包括不规则形状的贝氏体铁素体(1型)、板条状贝氏体铁素体(2型)、渗碳体(Fe3C)和马氏体和/或残余奥氏体(M/RA)：
这些全认为是“复合”显微组织并且整体显微组织可由这些“复合”显微组织之一组成或由这些“复合”显微组织中两种或更多种的混合物组成。进而，“复合”显微组织可由一种或多种相成分或“结构单元”组成。这些结构单元是：
·具有相对低的内部位错密度的不规则形状的贝氏体铁素体(BF，1型)，
·具有相对高的内部位错密度的板条状贝氏体铁素体(BF，2型)，
·在板条边界、晶界和/或一定程度上也在原始奥氏体晶界上作为相对粗糙颗粒存在的渗碳体(Fe3C)，和
·马氏体和/或残余奥氏体(M/RA)。
这些“结构单元”大部分可通过电子背散射衍射(EBSD)方式鉴别，这进而也允许定量这些“结构单元”的面积或体积分数。这适用：(1)具有相对低的内部位错密度的不规则形状的贝氏体铁素体(BF，1型)，(2)具有相对高的内部位错密度的板条状贝氏体铁素体(BF，2型)，(3)马氏体和(4)残余奥氏体。进一步在本文件中的实施例的描述中详细地解释了通过EBSD进行这些“结构单元”的鉴别和定量的实验方法。渗碳体不可精确鉴别，更不必说通过EBSD方式定量。在用4％Picral溶体蚀刻几秒之后常使用在钢样品的抛光横截面上的光学显微法来使渗碳体可见。然而，由于光学显微法有限的分辨率和渗碳体颗粒的小尺寸，不能够非常精确的定量渗碳体的量。当与蚀刻的钢样品结合使用扫描电子显微法时，也是如此，因为渗碳体颗粒的尺寸小，和其它显微组织特征如部分蚀刻(亚)晶界干扰渗碳体的精确定量。因此，首要使用与钢样品的Picral蚀刻结合的光学显微法来评价是否显微组织中存在渗碳体。整体显微组织中存在的渗碳体主要与由板条状贝氏体铁素体(BF，2型)组成的上贝氏体(UB)的存在有关，并因此包括在该结构单元(板条状贝氏体铁素体(BF，2型))的体积分数中。
铁素体贝氏体(FB)包含具有相对低的内部位错密度的不规则形状的贝氏体铁素体(BF，1型)晶粒。贝氏体铁素体晶粒中不可在溶体中的过量碳在用碳化物形成元素(包括Ti、Nb、V和/或Mo)的析出过程中消耗，导致仅包含不规则形状的贝氏体铁素体晶粒且不含或几乎不含任何渗碳体和/或M+RA的铁素体贝氏体。当在提供足够动力学用于与前述元素特别是Ti析出的温度区域中发生转变时，这类贝氏体是有利的。使用基于Ti的碳化物析出物最佳地强化这类贝氏体的不规则形状贝氏体铁素体晶粒。对于这类贝氏体的形成而言该提高的温度范围还解释了它相对低的内部位错密度，因为这类贝氏体主要通过扩散机制形成。
粒状贝氏体(GB)包含具有相对低的内部位错密度的不规则形状的贝氏体铁素体(BF，1型)晶粒。贝氏体铁素体晶粒中不可在溶体中的过量碳在用碳化物形成元素(包括Ti、Nb、V和/或Mo)的析出过程中仅部分消耗，导致不仅包含不规则形状的贝氏体铁素体晶粒而且在不规则形状的贝氏体铁素体晶粒之间含有一些M+RA的粒状贝氏体(GB)。当在提供用于在相转变过程期间跨迁移的铁素体-奥氏体转变界面的碳配分的足够动力学的温度区域中发生转变时，这类贝氏体是有利的。使用基于Ti的碳化物析出物仅部分强化了这类贝氏体的不规则形状贝氏体铁素体晶粒。对于这类贝氏体的形成而言该提高的温度范围还解释了它相对低的内部位错密度，因为这类贝氏体主要通过扩散机制形成。必须限制马氏体和/或残余奥氏体的量，因为在剪切和成型操作期间这些相成分周围的应力集中可导致过早的裂纹成核。
上贝氏体(UB)由在板条边界上具有渗碳体的板条状贝氏体铁素体(BF，2型)组成。相对低的转变温度有利于这类贝氏体，并且因此该板条状贝氏体铁素体具有相对高的内部位错密度，其通常将高于通常在更升高的转变温度下形成的前述不规则形状贝氏体铁素体的内部位错密度。板条状贝氏体铁素体主要通过更位移取向的机制形成。上贝氏体(UB)形成的较低转变温度与用碳化物形成元素(包括Ti、Nb、V和/或Mo)的最佳析出碳冲突，因为在这些条件下没有足够动力学。因此，上贝氏体(UB)在板条边界上包含大量的渗碳体。上贝氏体(UB)具有比粒状贝氏体(GB)提高的抗裂纹扩展性，这归因于它显著更小的(有效的)结晶束(packet)尺寸(束对应于贝氏体中的结晶单元，该结晶单元由通过小角度边界(＜15°)彼此分开的结晶亚单元组成，并且与其它相邻的束具有大角度边界(≥15°))。上贝氏体(UB)的小结晶束尺寸以及因此增大量的大角度边界有益于抑制裂纹扩展。出于该原因，由板条状贝氏体铁素体与一些板条间渗碳体组成的上贝氏体(UB)对于良好扩孔能力是期望的。因为EBSD不可(精确地)检测渗碳体，且在显微组织中存在的渗碳体的量主要存在于上贝氏体(UB)的板条状贝氏体铁素体结构单元之间，所以通过EBSD方式测量的板条状贝氏体铁素体的量还包括显微组织中存在的渗碳体的量。
不含渗碳体的贝氏体(CFB)还由板条状贝氏体铁素体(BF，2型)组成。然而，与上贝氏体(UB)相反，不含渗碳体的贝氏体(CFB)不含渗碳体，而是在板条边界上含有马氏体和/或残余奥氏体。与上贝氏体(UB)类似，相对低的转变温度有利于不含渗碳体的贝氏体(CFB)，并且因此这类贝氏体的板条状贝氏体铁素体具有相对高的内部位错密度，这与上贝氏体(UB)的内部位错密度类似。同样不含渗碳体的贝氏体(CFB)像上贝氏体(UB)那样将仅部分用基于Ti的碳化物析出物强化。
如之前陈述，本发明的目的是获得组合(在一方面)足够程度强度与(在另一方面)足够程度扩孔能力和拉伸伸长率的主要贝氏体显微组织。该贝氏体显微组织主要包含铁素体贝氏体(FB)和/或上贝氏体(UB)，并不含或仅含少量的粒状贝氏体(GB)或不含渗碳体的贝氏体(CFB)。
这些贝氏体显微组织可通过如下方式获得：在热轧之后加速冷却并在输出辊道和/或卷取机上在低温下实现相转变。必须控制不规则形状贝氏体铁素体晶粒或板条状贝氏体铁素体束(sheaves)之间的马氏体和/或残余奥氏体(M/RA)的量，并且应限制马氏体加残余奥氏体(M+RA)的量为至多10％或优选至多5％、或更优选至多3％、或甚至更优选至多2％、或更加优选至多1％、或最优选不存在马氏体加残余奥氏体。
可容许一些马氏体加残余奥氏体(M+RA)并且其可有益于强度、均匀伸长率并抑制不连续的屈服行为。然而，过多的马氏体加残余奥氏体可能以扩孔能力为代价，因为这些相成分在冲压过程中促进内部微孔和裂纹的成核。接近冲压边缘的钢内部这些微孔和裂纹的过高密度损害扩孔能力，因为这些微孔和裂纹的排列和聚结促进早期宏观断裂和失效。
碳富集区域(来自铸造过程中偏析或主要通过相转变以获得目标贝氏体显微组织期间碳配分)也可导致铁碳化物或渗碳体(FexCy)的形成。该渗碳体是上贝氏体(UB)的内在结构单元和用于在形成上贝氏体(UB)的转变温度下最佳碳化物析出的动力学不足的结果。不过，可根据本发明以以下这样的方式限制可用来形成渗碳体的过量碳：适当平衡碳和碳化物形成元素(包括Ti、Nb、V和Mo)的量。这是必要的，因为过高量的渗碳体可导致通常成形性和特别是扩孔能力变差。然而，在整个贝氏体显微组织中的一些渗碳体是有益的，因为少量的这些很小的硬的相成分可有助于获得显著改进的剪切边缘品质。在剪切影响区中并且位于或靠近所得剪切或冲压边缘存在少量渗碳体可有助于提供局部失效的成核点。以该方式，存在少量的渗碳体可有助于促进剪切期间钢的宏观断裂和随后分离，而没有过度撕裂，从而留下通常更光滑的剪切边缘表面，特别是剪切边缘的断裂区。这将有利于剪切边缘的疲劳寿命，并因此有利于汽车底盘部件的性能。然而，过多的渗碳体将导致钢内部靠近剪切边缘的过多的内部损坏，这进而将增加空隙聚结的风险，其促进断裂扩展并最终导致早期宏观断裂和失效，例如在扩孔能力测试期间。在上下文中，大量的上贝氏体(UB)将是有利的，因为这类具有小结晶束尺寸的贝氏体与具有更大的结晶束尺寸的粒状贝氏体(GB)相比具有提高的抗裂纹扩展性。
发明人发现，如果以重量％表示的碳化物形成元素Ti、Nb、V和Mo的量满足以下等式，可限制渗碳体和马氏体加残余奥氏体的量以满足本发明
Figure BDA0003754489900000111
其中Ti_sol定义为溶体中游离Ti的量并表示为
Figure BDA0003754489900000121
其中Ti和N的量以重量％表示。
优选地，该等式的下限是0.55、更优选0.75，和上限优选是2.1、更优选1.8，以进一步限制渗碳体的量和/或马氏体加残余奥氏体的量。
根据第一优选实施方案，供应具有中等的高强度和非常好扩孔比的高强度钢。该钢具有有限范围的一种或多种以下元素：
·0.02–0.06重量％C、优选0.02–0.05重量％C；
·1.30–2.20重量％Mn、优选1.30–2.00重量％Mn；
·0.10–0.60重量％Si；
·0.09–0.20重量％Ti、优选0.12–0.20重量％Ti；
·0.0010–0.004重量％B、优选0.0010–0.003重量％B；
和/或含有有限范围的一种或多种以下任选元素：
·0–0.5重量％Cu、优选0–0.1重量％Cu；
·0–0.8重量％Cr、优选0–0.6重量％Cr；
·0–0.35重量％Mo，
优选0–0.2重量％Mo，更优选0–0.1重量％Mo；
·0–0.2重量％Ni、优选0–0.1重量％Ni；
·0–0.18重量％V、优选0–0.1重量％V；
·0–0.06重量％Nb，
优选0–0.04重量％Nb，更优选0.01–0.04重量％Nb；
其中1.6重量％≤Mn+Cr+2Mo≤2.4重量％，
钢具有由以下组成的显微组织(以体积％计)：
–至少85％贝氏体铁素体，
–至多5％马氏体加残余奥氏体，
–大于0％且至多5％渗碳体，优选0.01–4％渗碳体，更优选0.02–3％渗碳体，甚至更优选0.02–2％渗碳体，最优选0.02–1％渗碳体，
–不可避免量的夹杂物，
总和合计直至100体积％。
由于碳的有限量，强度不很高，但同时Mn+Cr+2Mo的量应为至少1.6重量％。以该方式，可获得具有至少85％贝氏体铁素体的显微组织，导致非常良好扩孔比。
对于该优选实施方案而言，所有元素的限制与对于以上每种元素的量的选择的解释一致，但是选择钢的强度既不太低(因为这会降低钢的服役性能)，也不太高(因为这通常会损害扩孔比和成型性)。
优选地该钢具有：具有至多4％马氏体加残余奥氏体的显微组织，更优选具有至多3％马氏体加残余奥氏体的显微组织，甚至更优选至多2％马氏体加残余奥氏体，更加优选至多1％马氏体加残余奥氏体，最优选不存在马氏体加残余奥氏体。尤其是，马氏体增强强度但降低钢的扩孔，如同残余奥氏体，所以应存在少量的这两种相成分。没有马氏体最有益于成型性。
根据本发明的高强度钢带的该优选实施方案的组成和显微组织优选具有以下机械性质：
–至少570且至多900MPa的屈服强度，
–至少760且至多960MPa的拉伸强度，
–至少10％的总伸长率(A50)和/或
–至少50％的扩孔比(λ)值，
优选至少60％的扩孔比(λ)值，
更优选至少70％的扩孔比(λ)值，
最优选至少80％的扩孔比(λ)值。
该钢型因此非常适合于为高要求的汽车零件提供具有800MPa强度和非常好扩孔的基本贝氏体钢。
根据第二优选实施方案，供应具有改进的高强度和好扩孔比的高强度钢。该钢具有有限范围的一种或多种以下元素：
·0.03–0.12重量％C、优选0.04–0.09重量％C；
·1.50–2.20重量％Mn、优选1.60–2.00重量％Mn；
·0.20–0.95重量％Si、优选0.40–0.70重量％Si；
·0.10–0.20重量％Ti、优选0.12–0.18重量％Ti；
·0.0010–0.004重量％B、优选0.0010–0.003重量％B；
和/或含有有限范围的一种或多种以下任选元素：
·0–0.5重量％Cu、优选0–0.1重量％Cu；
·0–0.8重量％Cr、优选0–0.5重量％Cr；
·0–0.8重量％Mo、优选0.005–0.7重量％Mo、更优选0.1–0.6重量％Mo、更加优选0.2–0.5重量％Mo；
·0–0.2重量％Ni、优选0–0.1重量％Ni；
·0–0.18重量％V、优选0–0.1重量％V；
·0–0.06重量％Nb，
优选0–0.04重量％Nb，更优选0.01–0.04重量％Nb，
其中Mn+Cr+2Mo≥2.3重量％，
钢具有由以下组成的显微组织(以体积％计)：
–至少90％贝氏体，
–至多5％马氏体加残余奥氏体，
–大于0％且至多5％渗碳体，优选0.01–4％渗碳体，更优选0.02–3％渗碳体，甚至更优选0.02–2％渗碳体，最优选0.02–1％渗碳体，
–不可避免量的夹杂物，
总和合计直至100体积％。
由于较高量的合金化元素，尤其是较高量的C和必须至少2.3重量％的Mn+Cr+2Mo的量，可获得较高强度。在另一方面，显微组织含有至少90％贝氏体，导致稍微较低的扩孔比。
优选地该钢具有：具有至多4％马氏体加残余奥氏体的显微组织，优选具有至多3％马氏体加残余奥氏体的显微组织，更优选至多2％马氏体加残余奥氏体，甚至更优选至多1％马氏体加残余奥氏体，最优选不存在马氏体加残余奥氏体。这里，尤其是马氏体和残余奥氏体的量也不应太高，以免损害扩孔比。
优选地，Cr+2Mo≥0.20重量％、更优选Cr+2Mo≥0.30重量％、最优选Cr+2Mo≥0.40重量％。添加较高量的Cr+2Mo从而降低必须添加的Mn的量从而尝试抑制中心线偏析，这可损害剪切的边缘品质或扩孔能力。
根据本发明的高强度钢带的该优选实施方案的组成和显微组织优选具有以下机械性质：
–至少670且至多990MPa的屈服强度，
–至少960且至多1380MPa的拉伸强度，
–至少9％的总伸长率(A50)和/或
–至少40％的扩孔比(λ)值，
优选至少45％的扩孔比(λ)值
更优选至少50％的扩孔比(λ)值。
该钢型因此非常适合于为高要求的汽车零件提供具有1000MPa强度和良好扩孔的基本贝氏体钢。
优选地，该钢型具有含有至少60％板条状贝氏体铁素体和至多40％不规则形状贝氏体铁素体的显微组织。如以上解释，这有益于提供具有高强度和高扩孔比的钢。
当需要良好扩孔比时，优选由如以上描述的钢带生产汽车或卡车部件，例如汽车底盘部件、白车身部件、或汽车或卡车的车架或副车架部件。
根据发明的第二方面，提供了制造如以上描述的高强度钢的方法。该方法在权利要求13和14中给出。尤其是制造方法的卷取温度是重要的，如从以下实施例推断。
现在将参考以下非限制性实施例说明本发明。
实施例1
将具有表1.1中显示的化学组成的钢A至R在表1.2和1.3中给出的条件下热轧至大约3.5mm的厚度，分别产生钢片材1A至17R和18A至33P。生产这些钢片材目的是提供至少670且至多990MPa的屈服强度、至少960且至多1380MPa的拉伸强度、至少9％的总(A50)拉伸伸长率和至少40％的扩孔比λ。
将锻造的钢块再加热至大约1240℃的温度(RHT)并保持在该温度下大约45分钟。在再加热之后，热轧该锻造块并在5个轧制道次中将厚度从35减小至大约3.5mm。最终轧制道次的温度(TIN)在960至990℃的范围内。最终轧制温度(FRT)在875至915℃的范围内。在最终轧制道次之后，将热轧钢转移至输出辊道并用水和空气的混合物以40和100℃之间的冷却速率主动冷却至450至495℃范围内的温度(停止加速冷却温度或TSAC)。接下来，将钢转移至炉中以重复缓慢卷取冷却。这使用450℃(表1.2)和500℃(表1.3)的炉温(CT-卷取温度)完成。
在安装在导电树脂中并机械抛光至1μm的平行于轧制方向的横截面(RD-ND平面)上进行EBSD测量。为了获得完全没有变形的表面，使用胶态氧化硅(OPS)进行最后的抛光步骤。
用于EBSD测量的扫描电子显微镜(SEM)是配备有场发射枪和EDAX PEGASUS XM 4HIKARI EBSD系统的Zeiss Ultra 55机器(FEG-SEM)。在片材的RD-ND平面上收集EBSD扫描。将样品以70°角度放在SEM中。在高电流选项接通时，加速电压为15kV。使用120μm光圈并且在扫描期间，典型工作距离为17mm。为了补偿样品的高倾斜角度，在扫描期间使用动态聚焦校正。
使用TexSEM Laboratories(TSL)软件“Orientation Imaging Microscopy(OIM)数据收集版本7.2”来拍摄EBSD扫描。典型地，使用以下数据收集设定：与背景减除(标准模式)结合的5×5像素合并(binning)的Hikari照相机。扫描区域在所有情况下位于1/4样品厚度的位置，并且尽可能仔细地避免在该扫描区域中包括非金属性夹杂物。
EBSD扫描尺寸在所有情况下为100×100μm，其中步长为0.1μm和扫描速率大约为100帧/秒。使用Fe(α)和Fe(γ)来标引菊池(Kikuchi)图样。在数据收集过程中使用的Hough设定为：像素合并图样尺寸为大约96；θ集尺寸为1；rho分数为大约90；最大峰计数为10；最小峰计数为5；Hough类型设定为典型；Hough分辨率设定为低；蝶式卷积掩模(butterflyconvolution mask)为9×9；峰对称性为0.5；最小峰幅为10；最大峰距为20。
使用TSL OIM分析软件版本“8.0x64[12-14-16]”评估EBSD扫描。典型地，数据集相对RD轴旋转90°以获得相对于测量取向处于恰当取向的扫描。进行标准晶粒膨胀清除(晶粒容限角(GTA)为5°，最小晶粒尺寸为5像素，使用的标准是晶粒必须含有多行用于单一膨胀迭代清除)。接下来，应用伪对称清除(GTA 5，轴角30＠111)。
使用EBSD图像品质(IQ)图来确定马氏体量。具有低IQ的区域鉴别为MS区域。对于给定的实验条件，典型地低IQ阈值为≈0.4的IQ直方图中峰最大位置。然而，手动检查每次扫描的低IQ阈值以防止马氏体面积分数中包括粒状贝氏体或上贝氏体区域的晶界。
为了计算EBSD核心平均错向(KAM)图使用了第五个最接近的相邻区域，而最大错向为5°(核心中所有点都用于KAM计算)。核心平均错向被视作贝氏体铁素体类型的明显特征，因为核心平均错向是内部位错密度的量度。具有相对低内部位错密度的区域将主要对应于KAM值在0和1°之间的区域并分类为不规则形状贝氏体铁素体(BF，1型)区域(铁素体贝氏体(FB)和粒状贝氏体(GB)的结构单元)。具有相对高内部位错密度的区域将主要对应于KAM值在1-5°之间并分类为板条状贝氏体铁素体(BF，2型)加马氏体的区域。为了确定板条状贝氏体铁素体(上贝氏体(UB)和不含渗碳体的贝氏体(CFB)的结构单元)的量，从KAM值在1-5°之间的面积分数减去通过在之前段落中描述的低IQ标准确定的马氏体面积分数。因为EBSD不可(精确地)检测渗碳体，且在显微组织中存在的渗碳体的量主要存在于上贝氏体(UB)的板条状贝氏体铁素体结构单元之间，所以通过EBSD方式测量的板条状贝氏体铁素体的量还包括显微组织中存在的渗碳体的量。
在拉伸和扩孔能力测试前，将热轧片材喷砂以去除氧化物层。表1.2中片材1A至17R和表1.3中片材18A至33P所报道的拉伸性质基于根据EN 10002-1/ISO 6892-1(2009)的使用平行于轧制方向的拉伸测试的A50拉伸几何形状(Rp＝0.2％偏移保证或屈服强度；Rm＝极限拉伸强度；YR＝定义为Rp除以Rm的屈服比；Ag＝均匀伸长率；A50＝拉伸伸长率)。为了确定扩孔比λ(其为可拉伸翻边性的标准)，从每一片材切割三个方形样品(90×90mm2)，之后在样品中用平冲头冲出直径10mm的孔。使用上部去毛刺完成样品的扩孔测试。从下方将60°的锥形冲头向上推，并测量形成贯通厚度裂纹时的孔径df。使用以下公式以d0＝10mm计算扩孔比λ：
Figure BDA0003754489900000181
分别在表1.2和1.3中给出片材1A至17R和片材18A至33P的λ值。
钢A至G是发明的。对于这些钢，根据以下定义为C的量除以碳化物形成元素Nb、V、Ti和Mo之和的原子比A
Figure BDA0003754489900000182
在0.45和2.2之间或等于0.45和2.2，其中以上等式中前述元素以重量％表示，并且溶体中钛的量Ti_sol定义为
Figure BDA0003754489900000183
其中N以重量％给出。发明人发现，对于钢A-F，其中原子比如表1.1中所示为至少0.6且至多1.6，马氏体加残余奥氏体的量如表1.3中所示使用如表1.3中表示的工艺设置为至多0.5％，和马氏体加残余奥氏体的量如表1.2中所示使用如表1.2中表示的工艺设置为至多0.7％。实施例还显示不必存在马氏体加残余奥氏体。
具有表1.1中列出组成并具有原子比A在0.45和2.2之间或等于0.45和2.2的钢A至G全部认为是发明实施例，并且表1.2中的1A至7G和表1.3中的18A至24G的相应本发明钢片材都具有至少670且至多990MPa的屈服强度、至少960和至多1380MPa的拉伸强度、至少9％的A50拉伸伸长率和至少40％的扩孔比λ。
这些性质来源于由铁素体贝氏体(FB)和上贝氏体(UB)的混合物组成的显微组织，后者是具有60％以上并典型地在65至80％范围内的体积分数的主要相成分。因此，全部这些显微组织显示出基于使用光学显微法的目视检查存在渗碳体的证据。虽然渗碳体的量的精确定量实际上是不可能的，但对于全部发明实施例的渗碳体分数估计为至多5％。对于这些发明实施例，铁素体贝氏体(FB)的体积分数明显较低，即大约20至35％。马氏体加残余奥氏体(M+RA)的量在所有情况下小于1％并在一些情况下不存在马氏体和/或残余奥氏体。因此，粒状贝氏体(GB)和不含渗碳体的贝氏体(CFB)的量在全部这些发明实施例中不认为是明显的。
具有表1.1中列出组成并具有原子比A大于2.2的钢H至R全部认为是对照实施例,并且表1.2中的8H至17R和表1.3中的25H至33P的相应钢片材具有要么过高的屈服强度，要么小于960MPa的拉伸强度，或在小于9％的A50拉伸伸长率或小于40％的扩孔比λ方面过低的成型性。
这些性质来源于像发明实施例也由贝氏体铁素体(FB)和上贝氏体(UB)的混合物组成但与发明实施例具有一些实质差异的显微组织，关于提高的渗碳体(Fe3C)的分数ho提高的马氏体+残余奥氏体(M+RA)的分数。这些差异这里以下突出显示为：
·表1.2中的对照实施例10J至12L和表1.3中的对照实施例27J至29L，和
·表1.2中的对照实施例13M至17R和表1.3中的30M至33P。
与发明实施例相反，表1.2中对照实施例10J、11K和12L和表1.3中的对照实施例27J、28K和29L的渗碳体分数估计大于5％。据信该量的渗碳体损害成型性，即拉伸伸长率和/或扩孔能力。
对于表1.2中的对照实施例13M至17R和表1.3中的30M至33P，上贝氏体(UB)的量显著较低，其典型值在50至60％之间，和铁素体贝氏体(FB)的量显著较高，其典型值大约35至55％。对于这些对照样品，如在发明实施例的情况下，渗碳体分数估计大于0％且至多5％。然而，显微分析表明对于表1.2中的对照实施例3M至17R和表1.3中的30M至33P，碳已导致马氏体和/或残余奥氏体的形成。马氏体加残余奥氏体(M+RA)的量在所有情况下大于1％并在大部分情况下马氏体加残余奥氏体的量甚至(远)大于4％。这表明了对于这些对照实施例而言增高量的粒状贝氏体(GB)和不含渗碳体的贝氏体(CFB)。具有铁素体贝氏体(FB)提高和增高量的GB和/或CFB的上贝氏体(UB)的较低分数据信有助于这些对照实施例比在该情况下发明实施例所观察的更低的扩孔能力。
为了实现具有至少670且至多990MPa的屈服强度、至少960且至多1380MPa的拉伸强度、至少9％的A50拉伸伸长率和至少40％的扩孔比λ的钢，钢的显微组织应包含：
·至少90％贝氏体、或优选至少95％贝氏体、或更优选至少97％贝氏体、或更加优选至少98％贝氏体、或最优选至少99％贝氏体，
其中贝氏体由主要上贝氏体(UB)和少量铁素体贝氏体(FB)的混合物组成，所述铁素体贝氏体(FB)用基于Ti的复合碳化物析出物增强，并且其中钢的整体显微组织由以下组成：
·至少60％板条状贝氏体铁素体(BF，2型)，包括大于0％且至多5％渗碳体，优选0.01–4％渗碳体，更优选0.02–3％渗碳体，甚至更优选0.02–2％渗碳体，最优选0.02–1％渗碳体，
·至多40％不规则形状贝氏体铁素体(BF，1型)，和
·至多5％马氏体加残余奥氏体(M+RA)，且优选至多3％马氏体加残余奥氏体，更优选至多2％马氏体加残余奥氏体，甚至更优选至多1％马氏体加残余奥氏体，最优选不存在马氏体加残余奥氏体。
Figure BDA0003754489900000211
Figure BDA0003754489900000221
Figure BDA0003754489900000231
实施例2
将具有表2.1中显示的化学组成的钢A至J在表2.2、2.3和2.4中给出的条件下热轧至大约3.5mm的厚度，分别产生钢片材1A至6F、7A至16J和17G至20J。生产这些钢片材目的是提供至少570且至多900MPa的屈服强度、至少760且至多960MPa的拉伸强度、至少10％的总(A50)拉伸伸长率和至少50％的扩孔比λ。
将锻造的钢块再加热至大约1240℃的温度(RHT)并保持在该温度下大约45分钟。在再加热之后，热轧锻造的块并在5个轧制道次中将厚度从35减小至大约3.5mm。最终轧制道次的温度(TIN)在960至990℃的范围内。最终轧制温度(FRT)在870至905℃的范围内。在最终轧制道次之后，将热轧钢转移至输出辊道并用水和空气的混合物以40和100℃之间的冷却速率主动冷却至一温度(停止加速冷却温度或TSAC)。在输出辊道上冷却之后，将钢转移至炉中以重复缓慢卷取冷却，炉温(CT-卷取温度)为450℃(表2.2)、550℃(表2.3)和500℃(表2.4)。这些试验的离开输出辊道温度(TE)分别在465至510℃、540至580℃和500至550℃的范围内。
用于确定不规则形状贝氏体铁素体、板条状贝氏体铁素体、马氏体和残余奥氏体的量的EBSD工序与实施例1中描述的那些相同。
在拉伸和扩孔能力测试前，将热轧的片材喷砂以去除氧化物层。表1.2中片材1A至6F和表2.3中片材7A至16J和表2.4中片材17G至20J所报道的拉伸性质基于根据EN 10002-1/ISO 6892-1(2009)的使用平行于轧制方向的拉伸测试的A50拉伸几何形状(Rp＝0.2％偏移保证或屈服强度；Rm＝极限拉伸强度；YR＝定义为Rp除以Rm的屈服比；Ag＝均匀伸长率；A50＝拉伸伸长率)。为了确定扩孔比λ(其为可拉伸翻边性的标准)，从每片切割三个方形样品(90×90mm2)，之后在样品中用平冲头冲出直径10mm的孔。使用上部去毛刺完成样品的扩孔测试。从下方将60°的锥形冲头向上推，并测量形成贯通厚度裂纹时的孔径df。使用以下公式以d0＝10mm计算扩孔比λ：
Figure BDA0003754489900000241
分别在表2.2、2.3和2.4中给出片材1A至6F和片材7A至16J和片材17G至20J的λ值。
钢A至I是发明的。对于这些钢，根据以下定义为C的量除以碳化物形成元素Nb、V、Ti和Mo之和的原子比A
Figure BDA0003754489900000251
在0.45和2.2之间或等于0.45和2.2，其中以上等式中前述元素以重量％表示，并且溶体中钛的量Ti_sol定义为
Figure BDA0003754489900000252
其中N以重量％给出。发明人发现，对于钢A-I，其中原子比如表2.1中显示为至少0.8且至多1.4，马氏体加残余奥氏体的量如表2.2中所示使用如表2.2中表示的工艺设置为至多0.2％，和马氏体加残余奥氏体的量如表2.3中所示使用如表2.3中表示的工艺设置为至多3.9％或如表2.4中所示使用如表2.4中表示的工艺设置为至多4.2％。实施例还显示出不必存在马氏体加残余奥氏体，参见表2.2。
具有表2.1中列出组成并具有原子比A在0.45和2.2之间或等于0.45和2.2的钢A至I全部认为是发明实施例，并且表2.2中的1A、2B和4D至6F、表2.3中的7A至15I和表2.4中的17G至19I相应的本发明钢片材都具有至少570且至多900MPa的屈服强度、至少760和至多960MPa的拉伸强度、至少10％的A50拉伸伸长率和至少50％的扩孔比λ。具有表2.1中列出的组成并具有远大于2.2的原子比A的钢J认为是对照实施例，并且表2.3中对应的钢片材16J和表2.4中的20J认为是对照实施例，因为扩孔比λ小于50％。
优选使用在520和570℃之间的卷取温度用于生产具有至少570且至多900MPa的屈服强度、至少760且至多960MPa的拉伸强度、至少10％的总(A50)拉伸伸长率和至少50％的扩孔比λ的钢。在表2.2、2.3和2.4中给出的与发明实施例对应的数据之间的比较显示使用550℃的卷取温度，A50拉伸伸长率大幅高于使用450或500℃的更低卷取温度，同时仍提供优异的扩孔能力和良好屈服强度和拉伸强度值。
在450℃下卷取的实施例1A至6F的显微组织(表2.2)：
全部发明实施例的性质来源于由铁素体贝氏体(FB)和上贝氏体(UB)的混合物组成的显微组织，后者是具有60％以上并典型地在60至75％范围内的体积分数的主要相成分。因此，全部这些显微组织显示出基于使用光学显微法的目视检查存在渗碳体的证据。对于这些发明实施例，铁素体贝氏体(FB)的体积分数明显较低，即大约25至40％。马氏体加残余奥氏体(M+RA)的量在所有情况下远小于1％并在一些情况下不存在马氏体和/或残余奥氏体。因此，粒状贝氏体(GB)和不含渗碳体的贝氏体(CFB)的量在全部这些发明实施例中不明显。
虽然没有有意添加硼大于5ppm的钢C的组成被认为是本发明的，但是当与450℃的卷取温度组合使用时，相应的钢片3C(表2.2)具有过低的拉伸强度，由于不充分的淬硬性而具有小于760MPa的值。这使钢片材3C是本发明的对照实施例。过低的强度解释为以上贝氏体(UB)为代价铁素体贝氏体(FB)的存在增加，其由不存在大于5ppm的有意添加硼和随后较低程度的淬透性所致。因为铁素体贝氏体(FB)的内部位错密度明显低于上贝氏体(UB)的内部位错密度，且它的结晶束尺寸更大，所以强度受损。
在550℃下卷取的实施例7A至16J的显微组织(表2.3)：
如之前陈述，在520和570℃之间卷取是优选选择。使用550℃下卷取获得的全部发明实施例的性质来源于由铁素体贝氏体(FB)、粒状贝氏体(GB)和上贝氏体(UB)的混合物组成的显微组织，前者(FB)是具有60％以上并典型地在60至75％范围内的体积分数的主要相成分。对于这些发明实施例，上贝氏体(UB)的体积分数明显较低，即大约25至40％。上贝氏体的该少量存在与一些渗碳体的存在有关，所述渗碳体的存在基于在用4％Picral溶体蚀刻以选择性地描绘渗碳体的轮廓之后用光学显微法的目视检查。马氏体加残余奥氏体(M+RA)的量在所有情况下小于4％，并在大部分情况下小于3％。发明实施例测量的马氏体加残余奥氏体(M+RA)的最低量为0.5％。
因为马氏体加残余奥氏体的量太低，所以在全部这些发明实施例中粒状贝氏体(GB)的量评价为相对小(≤25％)，并因为使用的卷取温度相对高，不含渗碳体的贝氏体的量评价为不明显。550℃相对高的卷取温度将有利于铁素体贝氏体(FB)(相比于上贝氏体(UB))，并因为该升高的卷取温度提供足够的动力学用于与首先是Ti以及Nb和/或Mo的碳化物析出，所以在相转变过程中碳配分量有限，因为很多碳在与前述元素的碳化物析出过程中消耗。就此而言，这将会导致具有仅很少或没有马氏体加残余奥氏体或渗碳体的用TiC或基于Ti的复合碳化物析出物(例如除了Ti还包括Nb和/或Mo)强化的铁素体贝氏体。
钢片16J是对照实施例，因为扩孔比λ小于50％。该钢片材的显微组织具有比表2.3中的发明实施例稍微更低量的铁素体贝氏体(FB)和因此稍微更高的上贝氏体(UB)分数。然而，两种贝氏体形态的分数非常接近该表中发明实施例的分数。对照实施例16J的马氏体加残余奥氏体的量在与发明实施例的量相同范围内并如表2.3中许多发明实施例一样远小于2％。可保持在钢基体中固溶体中的碳量显著低并认为小于0.02重量％。过量的碳将导致(1)渗碳体、(2)马氏体和/或残余奥氏体的形成和/或(3)与元素如Ti、Nb、V和/或Mo形成碳化物析出物。工艺条件和合金组成将会控制在多大程度上形成这些显微组织元素。因为对照实施例16J的碳的量比全部发明实施例的量(表2.1)高得多和碳化物形成元素Ti、Nb、V和/或Mo的量之和低得多，所以对照实施例的原子比A远大于2.2，其值为3.45。因为该高得多的原子比A和对照实施例16J的马氏体加残余奥氏体的量类似于发明实施例的量的观察结果导致了对照实施例16J的显微组织必须含有比全部其它发明实施例显著更多渗碳体的结论。这由在用4％Picral溶体蚀刻以选择性地描绘渗碳体的轮廓之后在表2.3中显示的全部实施例的显微组织的目视检查确认。虽然渗碳体的量的精确定量实际上是不可能的，但对于对照实施例16J的渗碳体分数估计为大于5％，然而发明实施例的渗碳体分数估计为远小于5％。
在500℃下卷取的实施例17G至20J的显微组织(表2.4)：
除了发明实施例19I，全部发明实施例的性质来源于由铁素体贝氏体(FB)、粒状贝氏体(GB)和上贝氏体(UB)的混合物组成的显微组织。发明实施例19I具有也由铁素体贝氏体(FB)和上贝氏体(UB)的混合物组成，但是没有显著量的粒状贝氏体(GB)的显微组织，因为马氏体加残余奥氏体的量远小于1％。铁素体贝氏体(FB)的量典型地在40至60％的范围内，然而上贝氏体的量典型地在35至60％的范围内。上贝氏体的该少量存在与一些渗碳体的存在有关，所述渗碳体的存在基于在用4％Picral溶体蚀刻以选择性地描绘渗碳体的轮廓之后用光学显微法的目视检查。马氏体加残余奥氏体(M+RA)的量在所有情况下小于5％并在大部分情况下小于3％。对发明实施例测量的马氏体加残余奥氏体(M+RA)的最低量为0.4％。
因为马氏体加残余奥氏体的量太低，所以在表2.4中大部分发明实施例中粒状贝氏体(GB)的量评价为相对小(≤25％)，并因为使用的卷取温度仍相对高，不含渗碳体的贝氏体的量评价为不明显。500℃相对高的卷取温度可能有利于铁素体贝氏体(FB)(相比于上贝氏体(UB))，并因为该升高的卷取温度提供足够的动力学用于与首先是Ti以及Nb和/或Mo的至少部分碳化物析出，所以在相转变过程中碳配分量有限，因为大部分碳在与前述元素的碳化物析出过程中被消耗。就此而言，这将会导致具有随后仅很少或几乎没有马氏体加残余奥氏体或渗碳体的用TiC或基于Ti的复合碳化物析出物(除了Ti还包括例如Nb和/或Mo)部分强化的铁素体贝氏体。
钢片材20J是对照实施例，因为扩孔比λ小于50％。该钢片材的显微组织具有与表2.4中发明实施例类似量的铁素体贝氏体(FB)和上贝氏体(UB)。对照实施例20J的马氏体加残余奥氏体的量在与发明实施例的量相同范围内并如表2.4中许多发明实施例一样远小于3％。可保持在钢基体中固溶体中的碳的量显著低并认为小于0.02重量％。过量的碳将导致(1)渗碳体、(2)马氏体和/或残余奥氏体的形成和/或(3)与元素如Ti、Nb、V和/或Mo形成碳化物析出物。工艺条件和合金组成将会控制在多大程度上形成这些显微组织元素。因为对照实施例20J的碳的量比全部发明实施例的量(表2.1)高得多，且碳化物形成元素Ti、Nb、V和/或Mo的量之和低得多，所以对照实施例的原子比A远大于2.2，其值为3.45。因为该高得多的原子比A和对照实施例20J的马氏体加残余奥氏体的量类似于发明实施例的量的观察结果导致了对照实施例20J的显微组织必须含有比全部其它发明实施例显著更多渗碳体的结论。这由在用4％Picral溶体蚀刻以选择性地描绘渗碳体的轮廓之后在表2.4中显示的全部实施例的显微组织的目视检查确认。虽然渗碳体的量的精确定量实际上是不可能的，但对于对照实施例20J的渗碳体分数估计为大于5％，然而发明实施例的渗碳体分数估计为远小于5％。
为了实现具有至少570且至多900MPa的屈服强度、至少760且至多960MPa的拉伸强度、至少10％的A50拉伸伸长率和至少50％的扩孔比λ的钢，钢的显微组织应包含：
·至少90％贝氏体、或优选至少95％贝氏体、或更优选至少97％贝氏体、或更加优选至少98％贝氏体、或最优选至少99％贝氏体，
其中贝氏体由以下组成：
·上贝氏体(UB)、铁素体贝氏体(FB)和任选粒状贝氏体(GB)的混合物，其用基于Ti的复合碳化物析出物强化，或
·优选地主要铁素体贝氏体(FB)和小分数的上贝氏体(UB)和粒状贝氏体(GB)的混合物，其用基于Ti的复合碳化物析出物强化，
和其中钢的整体显微组织优选由以下组成：
·至多40％板条状贝氏体铁素体(BF，2型)，包括大于0％且至多5％渗碳体，优选0.01–4％渗碳体，更优选0.02–3％渗碳体，甚至更优选0.02–2％渗碳体，最优选0.02–1％渗碳体，
·至少60％不规则形状贝氏体铁素体(BF，1型)，和
·至多5％马氏体加残余奥氏体(M+RA)，且优选至多3％马氏体加残余奥氏体，更优选至多2％马氏体加残余奥氏体，甚至更优选至多1％马氏体加残余奥氏体，最优选不存在马氏体加残余奥氏体。
Figure BDA0003754489900000301
Figure BDA0003754489900000311
Figure BDA0003754489900000321
Figure BDA0003754489900000331

Claims (14)

1.热轧高强度钢带，由以下组成：
●0.02–0.13重量％C；
●1.20–3.50重量％Mn；
●0.10–1.00重量％Si；
●0.01–0.10重量％Al_tot；
●0.04–0.25重量％Ti；
●0–0.010重量％N；
●0–0.10重量％P；
●0–0.01重量％S；
任选0–0.005重量％B；
任选以下一种或多种：
●0–1.5重量％Cu；
●0–1.0重量％Cr；
●0–1.0重量％Mo；
●0–0.50重量％Ni；
●0–0.30重量％V；
●0–0.10重量％Nb；
其中Ti+Nb≤0.25重量％，
其中Cr+Mo≤1.0重量％，
余量为铁和不可避免的杂质，
钢具有由以下组成的显微组织(以体积％计)：–至少85％贝氏体，
–至多10％马氏体加残余奥氏体，
–大于0％且至多5％渗碳体，
–不可避免量的夹杂物，
总和合计直至100体积％；
其中钢带具有以下机械性质：
–至少760且至多960MPa的拉伸强度，
–至少10％的总伸长率(A50)，
–至少50％的扩孔比(λ)值，
或
其中钢带具有以下机械性质：
–至少960且至多1380MPa的拉伸强度，
–至少9％的总伸长率(A50)，
–至少40％的扩孔比(λ)值。
2.根据权利要求1所述的高强度钢带，其中等式
Figure FDA0003754489890000021
具有0.45的下限和2.2的上限，优选0.55的下限和2.1的上限，或更优选0.75的下限和1.8的上限，
其中Ti_sol定义为
Figure FDA0003754489890000022
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢带，其中钢具有有限范围的一种或多种以下元素：
●0.02-0.12重量％C；
●1.20-2.20重量％Mn；
●0.10-0.95重量％Si；
●0.09-0.21重量％Ti；
●0.0010–0.005重量％B
和/或含有有限范围的一种或多种以下任选元素：
●0-0.6重量％Cu；
●0–0.9重量％Cr；
●0–0.9重量％Mo；
●0–0.3重量％Ni；
●0–0.20重量％V；
●0–0.08重量％Nb。
4.根据权利要求1、2或3所述的高强度钢带，其中钢具有有限范围的一种或多种以下元素：
●0.02–0.06重量％C、优选0.02–0.05重量％C；
●1.30–2.20重量％Mn、优选1.30–2.00重量％Mn；
●0.10–0.60重量％Si；
●0.09–0.20重量％Ti、优选0.11–0.20重量％Ti；
●0.0010–0.004重量％B、优选0.0010–0.003重量％B；
和/或含有有限范围的一种或多种以下任选元素：
●0–0.5重量％Cu、优选0–0.1重量％Cu；
●0–0.8重量％Cr、优选0–0.6重量％Cr；
●0–0.35重量％Mo，
优选0–0.2重量％Mo，更优选0–0.1重量％Mo；
●0–0.2重量％Ni、优选0–0.1重量％Ni；
●0–0.18重量％V、优选0–0.1重量％V；
●0–0.06重量％Nb，
优选0–0.04重量％Nb，更优选0.01–0.04重量％Nb；
其中1.6重量％≤Mn+Cr+2Mo≤2.4重量％，
钢具有由以下组成的显微组织(以体积％计)：
–至少90％贝氏体，
–至多5％马氏体加残余奥氏体，
–大于0％且至多5％渗碳体，优选0.01–4％渗碳体，更优选0.02–3％渗碳体，甚至更优选0.02–2％渗碳体，最优选0.02–1％渗碳体，
–不可避免量的夹杂物，
总和合计直至100体积％。
5.根据权利要求4所述的高强度钢带，其中钢具有：具有至多4％马氏体加残余奥氏体的显微组织，优选具有至多3％马氏体加残余奥氏体的显微组织，更优选至多2％马氏体加残余奥氏体，甚至更优选至多1％马氏体加残余奥氏体，最优选不存在马氏体加残余奥氏体。
6.根据权利要求4或5所述的高强度钢带，其中钢带具有以下机械性质：
–至少570且至多900MPa的屈服强度，
–至少760且至多960MPa的拉伸强度，
–至少10％的总伸长率(A50)，
–至少50％的扩孔比(λ)值，
优选至少60％的扩孔比(λ)值，
更优选至少70％的扩孔比(λ)值
最优选至少80％的扩孔比(λ)值。
7.根据权利要求1、2或3所述的高强度钢带，其中钢具有有限范围的一种或多种以下元素：
●0.03–0.12重量％C、优选0.04–0.09重量％C；
●1.50–2.20重量％Mn、优选1.60–2.00重量％Mn；
●0.20–0.95重量％Si、优选0.40–0.70重量％Si；
●0.10–0.20重量％Ti、优选0.12–0.18重量％Ti；
●0.0010–0.004重量％B、优选0.0010–0.003重量％B；
和/或含有有限范围的一种或多种以下任选元素：
●0–0.5重量％Cu、优选0–0.1重量％Cu；
●0–0.9重量％Cr、优选0–0.5重量％Cr；
●0–0.8重量％Mo、优选0.005–0.7重量％Mo、更优选0.1–0.6重量％Mo、更加优选0.2–0.5重量％Mo；
●0–0.2重量％Ni、优选0–0.1重量％Ni；
●0–0.18重量％V、优选0–0.1重量％V；
●0–0.06重量％Nb，
优选0–0.04重量％Nb，更优选0.01–0.04重量％Nb，
其中Mn+Cr+2Mo≥2.3重量％，
钢具有由以下组成的显微组织(以体积％计)：
–至少90％贝氏体，
–至多5％马氏体加残余奥氏体，
–大于0％且至多5％渗碳体，优选0.01–4％渗碳体，更优选0.02–3％渗碳体，甚至更优选0.02–2％渗碳体，最优选0.02–1％渗碳体，
–不可避免量的夹杂物，
总和合计直至100体积％。
8.根据权利要求7所述的高强度钢带，其中钢具有：具有至多4％马氏体加残余奥氏体的显微组织，优选具有至多3％马氏体加残余奥氏体的显微组织，更优选至多2％马氏体加残余奥氏体，甚至更优选至多1％马氏体加残余奥氏体，最优选不存在马氏体加残余奥氏体。
9.根据权利要求7或8中任一项所述的高强度钢带，其中
Cr+2Mo≥0.20重量％，
优选地Cr+2Mo≥0.30重量％，
更优选地Cr+2Mo≥0.40重量％。
10.根据权利要求7-9中任一项所述的高强度钢带，其中钢带具有以下机械性质：
–至少670且至多990MPa的屈服强度，
–至少960且至多1380MPa的拉伸强度，
–至少9％的总伸长率(A50)，
–至少40％的扩孔比(λ)值，
优选至少45％的扩孔比(λ)值
更优选至少50％的扩孔比(λ)值。
11.根据权利要求7-10中任一项所述的高强度钢带，其中钢带含有至少60％板条状贝氏体铁素体和至多40％不规则形状贝氏体铁素体。
12.汽车或卡车部件，例如汽车底盘部件、白车身部件、或汽车或卡车的车架或副车架部件，所述部件由根据权利要求1至11中任一项的钢带制备。
13.制造根据权利要求1-6中任一项的高强度钢带的方法，包括以下步骤：
–铸造板坯，之后再加热凝固的板坯至1050和1260℃之间的温度和热轧所述板坯的步骤，或铸造板坯或带之后直接热轧所述板坯或带的步骤，和
–以在960和1100℃之间的最终轧制台的进入温度热轧钢板或带和
–在850和1080℃之间、或优选在860和1000℃之间、或最优选在870和950℃之间的最终轧制温度下完成所述热轧，和
–以10至250℃/s之间、或优选40至200℃/s之间的冷却速率将热轧钢带冷却至输出辊道上600和440℃之间的温度，之后
–在420和580℃之间、优选在470和580℃之间、更优选在500和570℃之间、最优选在520和570℃之间进行卷取。
14.制造根据权利要求1-3和7-11中任一项的高强度钢带的方法，包括以下步骤：
–铸造板坯，之后再加热凝固的板坯至1050和1260℃之间的温度和热轧所述板坯的步骤，或铸造板坯或带之后直接热轧所述板坯或带的步骤，和
–以在960和1100℃之间的最终轧制台的进入温度热轧钢板或带，和
–在850和1080℃之间、或优选在860和1000℃之间、或最优选在870和950℃之间的最终轧制温度下完成所述热轧，和
–以10至250℃/s之间、或优选40至200℃/s之间的冷却速率将热轧钢带冷却至输出辊道上550和420℃之间的温度，之后
–在370和580℃之间、或优选在420和530℃之间、或更优选在420和500℃之间进行卷取。
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