高強度冷軋鋼板和生產該鋼板的方法
【專利摘要】本發明涉及適用于汽車、建筑材料等的高強度冷軋鋼板，特別是成形性優異的高強度鋼板。特別地，本發明涉及一種具有至少980MPa拉伸強度的冷軋鋼板和生產該鋼板的方法。
【專利說明】高強度冷軋鋼板和生產該鋼板的方法

【技術領域】
[0001]本發明涉及適用于汽車、建筑材料等的高強度冷軋鋼板，特別是成形性優異的高 強度鋼板。特別地，本發明涉及拉伸強度至少980MPa的冷乳鋼板。

【背景技術】
[0002] 對于各種各樣的應用，提高的強度水平是輕質結構的先決條件，特別地在汽車行 業，由于車身質量減少可使耗油量減少。
[0003] 汽車車身部件通常由薄鋼板沖壓出，形成復雜的薄板結構件。然而，由傳統的高強 度鋼無法生產出這樣的部件，因為其形成復雜結構件的能力過低。由于這個原因，多相相變 誘導塑性輔助鋼（TRIP鋼）在過去幾年獲得了相當大的關注。
[0004] TRIP鋼具有多相微觀結構，包括亞穩定的殘留奧氏體相，其能產生TRIP效應。當 鋼變形時，奧氏體轉變成馬氏體，從而導致顯著的加工硬化。這種硬化效應，在材料中起到 抵抗頸縮和推遲板料成型操作的失效。該TRIP鋼的微觀結構可以極大地改變其機械性能。 該TRIP鋼微觀結構最重要的方面是殘留奧氏體相的體積百分比、尺寸和形態，因為這些屬 性直接影響到鋼變形時奧氏體向馬氏體的轉變。有幾種方法在室溫下化學穩定奧氏體。在 低合金TRIP鋼中奧氏體通過其碳含量和小尺寸奧氏體晶粒實現穩定化。使奧氏體穩定所 必需的碳含量大約為1重量％。然而，因為可焊性受損，鋼中的高碳含量在很多應用中不能 使用。
[0005] 因此，需要特殊的處理工藝路線將碳集中在奧氏體中，以便在室溫下穩定它。普通 TRIP鋼的化學成分中還包含其他元素的少量添加，以幫助穩定化奧氏體，以及有助于產生 將碳分配在奧氏體中的微觀結構。最常見的添加劑是1.5wt%的硅和錳二者。為了抑制在 貝氏體轉變時奧氏體分解，通常認為硅含量應該至少1重量％是必要的。鋼中硅含量是重 要的，因為硅不溶于滲碳體。US 2〇〇9/〇2387l3公開了這樣的TRIP鋼。然而，高硅含量可以 導致熱乳鋼的表面質量差和冷軋鋼的涂覆性能差。因此，已經研究了用其他元素部分或完 全取代硅，并且已報道了鋁基合金設計有前景的結果。然而，使用鋁的缺點是轉變溫度（AJ 的升高，使得完全奧氏體化在傳統工業退火生產線中完全奧氏體化非常困難或不可能。
[0006] 根據基體相，例舉了以下主要類型的TRIP鋼：
[0007] TPF具有多邊形鐵素體基體的TRIP鋼
[0008] TPF鋼，如前所述，包含來自相對柔軟的多邊形鐵素體的基體與來自貝氏體和殘 留奧氏體的夾雜物。殘留奧氏體變形時轉變為馬氏體，產生理想的TRIP效應，使得鋼實現 了的強度和壓延性的優良組合。盡管它們的伸緣成形性與具有更均勻微觀結構和更強基體 的TBF，TMF和ΤΑΜ鋼相比要低。
[0009] TBF具有貝氏體鐵素體基體的TRIP鋼
[0010] TBF鋼一直為人所知并且受到很多關注，因為貝氏體鐵素體基體使其具有良好 的伸緣成形性（stretch flangability)。此外，類似于TPF鋼，TRIP效應通過應變誘導亞 穩的殘留奧氏體島轉變為馬氏體，確保顯著地改進了其壓延性。
[0011] TMF具有馬氏體鐵素體基體的^^鋼
[0012] TMF鋼還含有嵌入強馬氏體基體的亞穩殘留奧氏體小島，使得這種鋼相比TBF鋼 取得更好的伸緣成形性。雖然這種鋼也展現出 TRIP效應，但它們的壓延性與TBF鋼相比較 低。
[0013] ΤΑΜ具有為退火馬氏體基體的TRIP鋼
[0014] ΤΑΜ鋼含有由新生馬氏體再退火獲得的針狀鐵素體基體。基本應變夾雜物亞穩態 殘留奧氏體轉變為馬氏體再一次激活了明顯的TRIP效應。盡管它們有希望得到強度，壓 延性和伸緣成形性的組合，但這種鋼由于復雜且昂貴的雙 -熱周期而未獲得顯著的產業效 龍。
[0015] TRIP鋼的成形性主要受殘留奧氏體相的相轉變特性影響，而這又受奧氏體化學成 分、及其形態和其它因素的影響。在ISIJ International Vol. 50 (2010)，No. 1，第162-168 頁中，對具有至少980MPa的拉伸強度TBF鋼的成形性的影響進行了探討。然后，該文獻中 檢測的冷乳材料是在950°C退火并在鹽浴中300-500°C條件下進行200秒奧氏體回火。因 此，由于高退火溫度，這種材料不適合在傳統工業退火生產線上生產。


【發明內容】

[0016] 本發明涉及一種具有至少980MPa拉伸強度和優異成形性的高強度冷軋鋼板，以 及在工業規模上生產該鋼板的方法。特別地，本發明涉及一種具有適于在傳統工業退火生 產線上生產的性能的冷軋TBF鋼板。因此，該鋼板不僅具有良好的成形性，還同時在A e3溫 度，Ms溫度，奧氏體回火時間和溫度以及其它因素（例如影響熱軋鋼板的表面質量和在工業 退火生產線鋼板的加工性能的粘性等級（sticky scale))方面是優化的。
[0017] 發明詳述
[0018] 本發明描述在權利要求中。
[0019] 冷軋高強度TBF鋼板由以下元素組成（按Wt%計）：
[0020] c 0.1 -0.3 施 2.0 - 3.0 Si 0,4-1,0 Or 0,1 - 03 Si + Or >09 Al <0.8 Nb <0.1 Mo < 0.3 Ti <0.2 V <0.2 Cii <0.5 M <0.5
[0021] B. <0,005 ::〇a： :<_S Mg： <_5 REM.《〇.:卿5:
[0022] 除雜質外平衡量為Fe。
[0023] 各元素的限制解釋如下。
[0024] 元素 C，Mn, Si和Cr對本發明是必不可少的，原因如下：
[0025] C:0. 1-0. 3%
[0026] C是穩定奧氏體的元素，并且對在殘留奧氏體相中獲得足夠的碳是重要的。c對于 獲得所需的強度水平也是重要的。通常，可預期的是，每〇· 1% c增加約lOOMPa的拉伸強 度。當C低于0.1%時，很難獲得980MPa的拉伸強度。如果C超過0.3%，則可焊接性會受 損。因此，根據所需強度水平，優選范圍是〇· 15-0. 25%，0· 15-0· 19%或者0· 19-0. 23%。
[0027] Μη:2. 0-3. 0%
[0028]錳是固溶強化元素，其通過降低Ms溫度穩定奧氏體，和在冷卻中防止鐵素體和珠 光體的形成。此外，Μη降低Ae3溫度。在含量小于2%時難以獲得980MPa的拉伸強度，并 且對于傳統工業退火生產線，奧氏體化溫度可能會太高。然而，如果Μη的含量高于3%, 可能會出現偏析問題并且加工性可能劣化。因此，優選范圍是2. 0-2. 6%，2. 1 -2.5%， 2. 3 - 2. 5%和 2_ 3 - 2· 7%。
[0029] Si:0· 4-1.0
[0030] Si充當固溶體增強元素，并且對于確保薄鋼板的強度是重要的。Si不溶于滲碳 體，因為Si在滲碳體形成之前從貝氏體晶界擴散開必須要時間，因而起到在貝氏體相變過 程中極大的延緩碳化物形成的作用。
[0031] 因此，優選范圍是 0· 6-1. 0%，0· 6 - 1· 0,0. 7-0· 95%和 〇. 75-0. 90%。
[0032] Cr:0. 1-0. 9
[0033] Cr對于增加鋼板的強度是有效的。Cr是形成鐵素體的元素并且減緩珠光體和貝 氏體的形成。增加 Cr含量僅會輕微地降低Αε3溫度和Ms溫度。預料不到的是，添加Cr會引 起穩定化的殘留奧氏體數量的大幅增加。然而，由于貝氏體相變延遲而需要更長的保持時 間，因此當使用普通生產線速度時在傳統工業退火生產線上生產是困難或不可能的。由于 這個原因，Cr的含量優選限制至0. 6%。優選范圍是0· 15-0. 6%，〇. 15-0. 35%，0. 2-0. 4% 和 0.25 -0.35%。
[0034] Si+Cr ： ^ 0. 9
[0035] Si和Cr組合添加時，在增加殘余奧氏體數量上具有協同和完全預料不到的效果； 而這反過來導致延展性改善。由于這些原因，Si+Cr的含量優選限制至l 4%。優選范圍是 1· 0-1· 4%，1. 05-1· 30%和 1. 1-1. 2%。
[0036] Mn+1. 3*Cr: ^ 3. 5
[0037] Μη和Cr極大地延緩了貝氏體的形成，并且在保持貝氏體范圍期間產生高含量的 僅中等穩定的未轉變奧氏體。在冷卻期間大部分剩余的奧氏體轉變成馬氏體，導致最終的 微觀結構中出現大量的馬氏體/奧氏體粒子。在這種情況下，所得到的擴孔值相當低并且 因此Mn+1. 3*Cr不得不限制至3. 5,優選Mn+1. 3*Cr < 3. 2。
[0038] 除C，Mn，Si和Cr之外，該鋼可以任選地包含以下一種或多種元素以調節微觀結 構，影響相變動力學和/或微調一種或多種機械性能。
[0039] A1: ^ 0. 8
[0040] A1促進鐵素體形成，并且也通常用作還原劑。A1與Si -樣不溶于滲碳體，并且因 此在滲碳體能形成之前必須從貝氏體晶粒邊界擴散出來。Ms溫度隨著A1含量增加而增加。 A1進一步的缺點是導致心3溫度劇烈增加，以致對于傳統CA生產線奧氏體化溫度可能太高。 由于這些原因，A1的含量優選限制為小于0. 1%，最優選小于0.06%。
[0041] Nb:<0. 1
[0042] Nb通常用于低合金鋼，由于其對晶粒長大的顯著影響而用于以改善強度和初性。 由于析出NbC，Nb通過細化基體微觀結構和殘留奧氏體相而因此增加了強度延伸率平衡。 該鋼可以任選地包含至少0. 015Nb，優選至少0· 〇25Nb。含量在0. 1%以上時效果飽和。
[0043] 優選范圍是0.01-0.08%，0.01 -0.04%和0.01-0.03%，甚至還能優選范圍 0· 02-0. 08%，0_ 02-0· 04%和 0· 02-0· 03%。
[0044] Mo: <0.3
[0045] 可以加入Mo來提高強度。將Mo和Nb -起加入導致析出細NbMoC，而進一步改進 強度和韌性的組合。
[0046] Ti:<0. 2 ；V:<0. 2
[0047] 這些元素對沉淀強化（precipitation hardening)有效。Ti的加入量優選0.01_ 0· 1%，0· 02 - 0.08%或 0.02 - 0.05% .V 的加入量優選 0.01-0· 或 0.02 -0.08%。
[0048] Cu:<0. 5 ；Ni:<0. 5
[0049] 這些元素是固溶強化元素并且對抗腐蝕性有積極的效果。加入量可以為〇· Οδ-Ο. 5%或者如果需要為 〇. 1 - 〇· 3%。
[0050] B: <0.005
[0051 ] B抑制鐵素體的形成并且提局鋼板的可焊接性。為達到明顯的效果應至少加入 0.0002%。然而，過量會劣化可加工性。
[0052] 優選范圍是 <〇· 004%，0. 0005-0. 003%和 0. 0008-0· 0017%。
[0053] Ca: <0.005； Mg:<〇. 〇〇5； REM: <0· 005
[0054] 可以加入這些元素以控制鋼板內夾雜物的形態并且因此提擴孔性和伸緣成形性。
[0055] 優選范圍為 〇· 0005-0. 005 % 和 0· 001-0. 003%。
[0056] Si>Al
[0057] 由于與Si相比A1增加奧氏體化溫度更顯著，根據本發明的高強度冷乳鋼板具 有硅基設計，也就是Si的含量要大于A1的含量，優選Si>l. 3A1，更優選Si>2Al，最優選 Si>3Al 或甚至 SD10A1。
[0058] Si>Cr
[0059] 在本發明的鋼板中，特別是具有硅基設計的鋼板，由于它對貝氏體相變的抑制效 應優選控制Si的含量大于Cr的含量并限制Cr的含量。由于這個原因，優選保持Si>Cr，優 選Si>l. 3Cr，更優選Si>l. 5Cr，甚至更優選Si>2Cr，最優選Si>3Cr。
[0060] 該冷乳高強度TBF鋼板具有多相微觀結構，包括（按vol %計）
[0061] 殘留奧氏體 5-20
[0062] 貝氏體+貝氏體鐵素體+回火馬氏體彡80
[0063] 多邊形鐵素體彡10
[0064] 殘留奧氏體（RA)含量為5-20%，優選5-16%。因為TRIP效應，當高延伸率是必 需的時，殘留奧氏體是先決條件。高含量的殘留奧氏體減少了伸緣成形性。在這些鋼板中， 所述多邊形鐵素體被貝氏體鐵素體（BF)替代，并且所述微觀結構通常包含超過50%的BF。 基體由高位錯密度增強的BF板條組成，并且在板條之間存在殘留奧氏體。在最終的微觀結 構中也許出現較小數量的馬氏體。這些馬氏體粒子通常緊密接觸殘留奧氏體粒子，因此被 稱為馬氏體-奧氏體（MA)粒子。如果需要高擴孔型鋼板，馬氏體-奧氏體（MA)粒子的尺 寸應當最大3 μ m，而需要1?延伸型鋼板時粒子尺寸可能要到6 μ m。
[0065] 殘留奧氏體含量的測量使用Proc. Int.Conf.on TRIP-aided高強度鐵合金 (2002)，Ghent, Belgium, p. 61-64中詳細描述的飽和磁化方法。
[0066] 通過LePera色彩蝕刻后的光學顯微鏡使用圖像分析軟件測定Μ粒子尺寸。該蝕 刻技術例如在金相學，Vol. 12 (1979)，No. 3, 263-268有充分的記載。
[0067] 該冷乳高強度TBF鋼板具有以下機械性能
[0068] 拉伸強度（Rm)彡 980MPa
[0069] 總延伸率（A80)彡4%
[0070] 擴孔率（λ) ^ 20%
[0071] 擴孔率（λ)優選25%，更優選彡30 %并且甚至更優選彡40%。
[0072] 根據歐洲標準ΕΝ 10002第1部分獲得所述RjPA8。值，其中沿板條的縱向方向取 樣。
[0073] 根據IS0/WD 16630用擴孔試驗測定得出擴孔率（λ )。在這個試驗中，將具有60° 頂角的圓錐形打孔機在具有100x100mm2大小的鋼板上壓出10毫米直徑的沖孔。一旦確定 第一個裂紋，測試立即停止測試并且在相互正交的兩個方向測量孔洞直徑。其算術平均值 用于計算。
[0074] 按％計的擴孔率（λ )計算如下：
[0075] λ = (Dh - Do)/Do X 100
[0076]其中Do是開始時的孔徑（10mm)，Dh是試驗后的孔徑。
[0077]鋼板的成形性進一步通過下面參數進行評估：強度-延伸率平衡（RmXA80)和伸 緣成形性（RmX λ)來評估。
[0078]高延伸型鋼板具有高強度-延伸率平衡，高擴孔型鋼板具有高的伸緣成形性。 [0079] 本發明的鋼板滿足下列條件的至少之一：
[0080] RmXA80 ^13 OOOMPa%
[0081] RmX λ 彡 40 OOOMPa%
[0082]本發明的鋼板的機械性能能夠通過合金化組分和微觀結構進行很大程度的調整。 [0083] 根據本發明一個可能的變體，所述鋼包含0. 15-0. 19的c，2. 1 _ 2. 5的Μη, 0.7-0.95的Si，0· 15-0· 35的Cr。任選地，將Si+Cr調節至彡1.0和進一步該鋼可以包含 0. 〇2_0. 03Nb。該鋼板滿足下列要求至少之一：
[0084] (1〇= 980-12(^?&，久。）彡6，優選7%，（入）彡20%，優選彡40%和進一步滿 足下列至少之一：
[0085] R^XAg。彡 13 OOOMPa % 和 RmX λ 彡 40 OOOMPa%，優選彡 50 OOOMPa%。
[0086] 典型的化學組成可以包含0. 17的C，2.3的Mn，0.85的Si，0.25的Cr，最多的 0. 025Nb，除了雜質余量為Fe。
[0087] 根據本發明另一個可能的變體，該鋼包含〇. 19-0. 23的C，2· 3 - 2. 7的Μη, 0· 7 - 0· 95的Si,0· 2-0. 4的Cr。任選地，將Si+Cr調節至彡1. 1和進一步所述鋼可以包含 0. 01-0. 03的Nb。該鋼板滿足下列要求至少之一：
[0088] 〇〇=1180_15001?&，（八8。）彡6，優選7%，（\)彡20%，優選彡31%和進一步 滿足下列至少之一：
[0089] R"XA8。彡 13 OOOMPa%和心乂 λ 彡 40 OOOMPa%，優選彡 45 OOOMPa%。
[0090] 典型的化學組成可以包含0.21的C，2. 5的Μη，0. 85的Si，0.3的Cr，0.07的Mo, 最多0. 025Nb，除了雜質余量為Fe。
[0091] 本發明的鋼板可以在傳統工業退火生產線上生產。該工藝包括以下步驟：
[0092] a)提供具有前述組成的冷軋鋼帶；
[0093] b)在高于Ae3的溫度Tan退火所述冷乳鋼帶，使鋼完全奧氏體化，隨后
[0094] c)冷卻所述冷乳鋼帶，特別是從680_750°C冷卻到快速冷卻的冷卻停止溫度TKC， 所述TKC在320和475°C之間，以足以避免鐵素體的冷卻速度形成，冷卻速度為20-100°C / s，隨后
[0095] d)奧氏體回火所述冷乳鋼帶，所述奧氏體回火在TQA條件下，范圍為k-eo-c至 ?^+ΘΟΓ，和
[0096] e)冷卻冷軋鋼帶至環境溫度。
[0097] 該工藝優選包括以下步驟：
[0098] 步驟b)中，在840-860°C進行退火，退火保持時間tan為至多100s，優選20-80s，
[0099] 步驟c)中，所述冷卻可以如下進行，以約3_20°C /s的第一冷卻速度CR1，從退火 溫度Tm冷卻至在680到750°C之間的緩慢冷卻終止溫度Tsc，和以在20-100? /s的第二冷 卻速度CR2,至快速冷卻終止溫度TKC，和
[0100] 步驟d)中，所述奧氏體回火在350和475°C之間的溫度TQA進行，時間間隔tQA為 150-450s，優選 280-320s。
[0101] 優選地，在步驟C)和d)之間，沒有外部加熱施加于冷軋鋼帶。
[0102] 調節熱處理條件的原因陳述如下：
[0103] 退火溫度Tm>Ae3溫度：
[0104] 通過完全奧氏體化所述鋼能夠控制多邊形鐵素體的含量。如果退火溫度Tan低于 Ac3溫度，會有多邊形鐵素體含量將超過10%的風險。太多的多邊形鐵素體會使MA組分尺 寸更大。
[0105] 快速冷卻冷卻停止溫度TRC,范圍為320 - 475°C :
[0106] 通過控制快速冷卻冷卻停止溫度TRC在320和475°C之間的溫度，能夠控制嫩組 分的尺寸和殘留奧氏體RA的含量。如果快速冷卻冷卻停止溫度TRC超出了該溫度范圍，Μ 組分的尺寸會變大而且RA的含量會變低。此外，如果TRC低于上述溫度范圍，RA的含量會 變低。這兩種情況都將導致鋼板的均勻性和總延伸率劣化。
[0107] 奧氏體回火溫度TQA范圍為Tms - 60°C至Tms+90°C
[0108] 通過控制奧氏體回火溫度Τω在T"s - 60°C至TK+90°C之間，優選TMS - 60°C至 T"s+8(TC，能夠控制殘留奧氏體RA的含量。較低的奧氏體回火溫度TQA將降低RA的含量。 較高的奧氏體回火溫度T QA將降低RA的含量和增加 MA組分的尺寸。類似于TRC，這兩種情 況都將降低鋼板的均勻延伸率Ag和總延伸率A 8Q。
[0109] 第一和第二冷卻速度，CR1，CR2 :
[0110] 通過控制以約3-20? /s第一冷卻速度CR1，從退火溫度Tan冷卻至680到750? 之間的緩慢冷卻終止溫度Tsc，和以20-100? /s的第二冷卻速度CR2冷卻至快速冷卻終止 溫度TRC，能夠控制多邊形鐵素體的含量。降低冷卻速度CR2將增加多邊形鐵素體的含量至 超過10%。第一冷卻速度CR1源于許多退火生產線的規劃和本身，它沒有直接影響鋼板的 微觀結構和機械性能。然而，作為退火生產線的一部分，該冷卻速度必須恰當調整以能夠完 成整個退火周期。 tom] 在本發明的一個實施方案中鋼板是高延伸型鋼板，具有強度-延伸率平衡 R"XA80彡13 OOOMPa%，優選彡13 500MPa%，最優選彡14 OOOMPa0%。在這種情況下，步驟 d)中奧氏體回火在TMs-30°C至TMs+90°C的奧氏體回火溫度下進行，例如T Ms-30°C至475°C， 優選 TMs-10°C至 440°C。
[0112] 在本發明的另一個實施方案中鋼板是高擴孔型鋼板，具有伸緣成形性Ι^Χ λ彡40 OOOMPa%，優選彡50 OOOMPa%，最優選彡55 OOOMPa%，步驟d)中奧氏體回火在1^-601 至TMs+30°C的奧氏體回火溫度下進行，優選T Ms-60°C至400°C，更優選TMs-60°C至380°C。 實施例
[0113] 制造具有根據表I的化學組成的多個試驗合金1-14。制成鋼板，并在傳統CA生 產線根據表II中規定的參數經受熱處理。檢測鋼板的微觀結構以及多種機械性能并且結 果在表III列出。
[0114] 在ΜΑ尺寸ditt-欄，給出了通過圖像分析測出的馬氏體-奧氏體粒子的顆粒尺寸， 其中所述MA尺寸劃分為三大類：
[0115] ?小，其中MA粒子尺寸dM彡3μηι，
[0116] ?中等，其中 3 μ m<dM<6 μ m,
[0117] ?大，其中 dM 彡 6 μ m。
[0118] 在滲碳體一欄中，N表示微觀結構中可發現的滲碳體含量幾乎可忽略，而γ表明在 最終的微觀結構中存在大量有害的滲碳體。
[0119] 當對比本發明鋼板的結果與不含有所要求范圍內的鉻的鋼板10和11的結果時， 鉻對微觀結構和機械性能的積極影響是明顯的。表III中的試驗No. 28-33顯示，在一些情 況下殘留奧氏體的含量太低（No. 28, 29和31)并且所述微觀結構含有一些滲碳體。
[0120] 來自沒有添加 Cr的具有0.6% Si的鋼板No. 10和具有0.82% Si的鋼板No. 11 的結果顯示，對于在貝氏體轉變時防止滲碳體的形成，Si的含量太低。本發明的鋼板則展 示了完成不同的表現。因此，似乎Cr在延遲或阻止滲碳體析出方面的表現類似于Si。部分 基于這些結果，開發了添加 Cr且具有Si基合金設計的所要求的TBF鋼板，其具有在連續退 火生產線上生產的提高的可加工性。
[0121] No. 12的鋼板取得了合理的機械性能。然而，表面調查表明，相比于低硅材料其顯 示出采用硅-氧化物顯著更高的表面覆蓋率，其增加了退火過程中輥上形成泡的風險，因 此這種材料超出了本發明的范圍。
[0122] 從具有0.62%3;[和0.140而不滿足51+&彡0.9的鋼板1^0.13的結果來看，3;[和 Cr的協同效應太低而不能確保適當的延伸率和擴孔率分別地滿足之前所要求的RmXASO 和RmX λ (表III中實施例No. 37)。
[0123] 從來自鋼板No. 14的結果來看，Cr>Si的含量并且同時Mn+l，3*Cr>3.5,通過應用 表II中的退火周期3獲得了低的擴孔率數值（表III中的No. 42)。正如前面提到的，如此 高的Μη和Cr含量導致奧氏體回火階段貝氏體形成的極大延遲。因此，獲得了包含很大一 部分Μ粒子的微觀結構，其導致擴孔行為相當差。
[0124] 使鋼板No. 6經受所要求的奧氏體回火溫度范圍之外的退火，也就是325°C的低奧 氏體回火溫度（加熱周期No. 6)和485?的高奧氏體回火溫度TQA(加熱周期No· 7)。該退 火的結果在表III實施例No. 38和39中分別給出。由于殘留奧氏體RA含量不足，低奧氏 體回火溫度導致非常低的延伸率，Rp〇. 2,相應后果為C緩慢再分布到奧氏體中并且更強的 驅動力使滲碳體在馬氏體中析出。高奧氏體回火溫度無法抑制奧氏體部分分解為鐵素體和 滲碳體，從而導致低量的穩定殘留奧氏體。
[0125] 進一步的比較例代表退火溫度Tan為78(TC的加熱周期No. 8。這種低臨界區退火 導致相當高的鐵素體含量，并且因此擴孔性適中（表III中的實施例No. 40)。 、
[0126] 表II周期No. 9給出了冷卻速度為l〇°C /s的例子。可以看到，如此低的冷卻速度 導致在從退火溫度冷卻到奧氏體回火階段鐵素體形成，并且因此孔擴張性適中（表111實 施例 No. 41)。
[0127]

【權利要求】
1. 一種高強度冷軋鋼板，具有： a) 由以下元素組成的組分（按wt%計）： 除雜質外平衡量的Fe,
b) 多相微觀結構，包括（按vol%計） 殘留奧氏體5-20 貝氏體+貝氏體鐵素體+回火馬氏體> 80 多邊形鐵素體< 10 c) 至少一種以下的機械性能 拉伸強度（Rm)彡980MPa 延伸率（A8tl)彡4% 擴孔率（λ)彡20%，優選彡30% 和滿足至少一種下列條件 RmXA80 ^ 13 OOOMPa % RmX λ 彡 40 000MPa%。
2. 根據權利要求1的高強度冷軋鋼板，滿足以下至少一項：
3. 根據前述權利要求任一項的高強度冷軋鋼板，滿足以下至少一項：
4. 根據前述權利要求任一項的高強度冷軋鋼板，滿足以下至少一項：
5. 根據前述權利要求任一項的高強度冷軋鋼板，其中馬氏體-奧氏體粒子（M)的最大 尺寸< 6 μ m，優選< 3 μ m。
6. 根據前述權利要求任一項的高強度冷軋鋼板，其中多相微觀結構包括（按vol%計） 殘留奧氏體5-16 貝氏體+貝氏體鐵素體+回火馬氏體> 80 多邊形鐵素體< 10。
7. 根據前述權利要求任一項的高強度冷軋鋼板，其中鋼包括： 可選地
Si+Cr ^LO NbO.02-0. 03 和其中所述鋼板滿足下列條件的至少一項： (Rm)980-1200MPa (A80)彡 6,優選 >7% (λ) ^ 40% 和以下至少一項 RmXA80 ^ 13 OOOMPa % RmX λ 彡 40 OOOMPa%，優選彡 50 OOOMPa%。
8. 根據權利要求1-6中任一項的高強度冷軋鋼板，其中所述鋼包括
可選地 Si+Cr ^ I. 1 NbO.02-0. 03 和其中所述鋼板滿足以下要求 (Rm)1180-1500MPa (A80)彡 6,優選 >7% (λ)彡 31% 且優選滿足以下條件 RmX λ 彡 40 OOOMPa%，優選彡 45 OOOMPa%。
9. 根據前述權利要求任一項的高強度冷軋鋼板，其中比率（Mn+1.3*Cr) <3. 5,優選 ^ 3. 2〇
10. 根據前述權利要求任一項的高強度冷軋鋼板，其中Si的含量大于Al的含量，優選 Si>l. 3A1，更優選Si>2Al，最優選Si>3Al或者甚至Si>10Al。
11. 根據前述權利要求任一項的高強度冷軋鋼板，其中Si的含量大于Cr的含量，優選 Si>l. 3Cr，更優選Si>l. 5Cr，甚至更優選Si>2Cr，最優選Si>3Cr。
12. 根據前述權利要求任一項的高強度冷軋鋼板，其不設置熱鍍鋅層。
13. 制造根據前述權利要求任一項的高強度冷軋鋼板的方法，包括以下步驟： a) 提供具有前述權利要求任一項所述組成的冷軋鋼帶； b) 在高于Aci3溫度的溫度下退火所述冷軋鋼帶，以便使鋼完全奧氏體化，隨后 c) 以足以避免鐵素體形成的冷卻速度冷卻所述冷軋鋼帶，特別是從680-750°C冷卻進 行到快速冷卻的冷卻停止溫度TKC，所述T kc在350和475°C之間，優選在380和420°C之間， 所述冷卻速度為20-100°C /s，隨后 d) 在 TMs-30°C至 TMs+90°C，優選在 TMs-30°C至 475°C，更優選在 TMs-10° -440°C 的條件 下奧氏體回火所述冷軋鋼帶，并且 e)冷卻所述冷軋鋼帶至環境溫度， 其中所述鋼是高延伸型鋼，具有強度-延伸率平衡RmX A80彡13 OOOMPa%，優選彡13 500MPa%，最優選彡 14 OOOMPa%。
14.制造根據前述權利要求任一項的高強度冷軋鋼板的方法，包括以下步驟： a) 提供具有前述權利要求任一項所述組成的冷軋鋼帶； b) 在高于Ac3溫度的溫度下退火冷軋鋼帶，以便使鋼完全奧氏體化，隨后 c) 以足以避免鐵素體形成的冷卻速度冷卻所述冷軋鋼帶，特別是從680-750°C冷卻進 行到快速冷卻的冷卻停止溫度TKC，所述T kc在320和400°C之間，優選在340和380°C之間， 所述冷卻速度為20-100°C /s，隨后 d) 在 TMs-60°C至 TMs+30°C，優選在 TMs-60°C至 400°C，更優選在 TMs-60°C至 380°C 的條件 下奧氏體回火所述冷軋鋼帶，并且 e) 冷卻所述冷軋鋼帶至環境溫度， 其中所述鋼是高擴孔型的鋼，具有伸緣成形性RmX λ >40 OOOMPa%，優選>50 OOOMPa %，最優選彡 55 OOOMPa %。
【文檔編號】C22C38/04GK104245971SQ201380016237
【公開日】2014年12月24日 申請日期:2013年4月2日 優先權日:2012年3月30日
【發明者】S.保羅, D.克里贊, A.皮徹勒, 中屋道治 申請人:奧鋼聯鋼鐵有限責任公司, 株式會社神戶制鋼所