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CN104169444A - 高强度冷轧钢板和生产这种钢板的方法 - Google Patents

高强度冷轧钢板和生产这种钢板的方法 Download PDF

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CN104169444A CN201380015603.2A CN201380015603A CN104169444A CN 104169444 A CN104169444 A CN 104169444A CN 201380015603 A CN201380015603 A CN 201380015603A CN 104169444 A CN104169444 A CN 104169444A
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Abstract

本发明涉及一种适用于汽车、建材等的高强度冷轧钢板，特别是成形性优异的高强度钢板。特别地，本发明涉及一种具有至少780MPa拉伸强度的冷轧钢板。

Description

高强度冷轧钢板和生产这种钢板的方法
技术领域
本发明涉及一种适合于应用在汽车、建材等中的高强度冷轧钢板，尤其是一种成形性优异的高强度钢板。特别地，本发明涉及一种拉伸强度至少780MPa的冷轧钢板。
背景技术
对于种类繁多的应用，提高的强度等级是轻质结构的先决条件，尤其是在汽车行业，这是因为减轻车身质量会降低油耗。
汽车车身部件通常用薄钢板冲出，形成薄板的复杂结构件。然而，用传统的高强度钢不能生产出这样的部件，因为其形成复杂结构件的能力过低。为此，在过去几年，多相相变诱导塑性辅助钢(TRIP钢)获得了相当大的兴趣。
TRIP钢具有多相的微观结构，包括亚稳定的残余奥氏体相，其能够产生TRIP效应。当钢变形时，奥氏体转变成马氏体，从而导致显著的加工硬化。这种硬化效果，在材料中起到抵抗颈缩的作用，并推迟板材成形操作的失效。TRIP钢的微观结构可以极大地改变其机械性能。该TRIP钢微观结构的最重要的方面是残余奥氏体相的体积百分数、尺寸和形态，因为这些特性直接影响钢的变形时奥氏体向马氏体的转变。有几种方法可以在室温下化学稳定奥氏体。在低合金TRIP钢中，奥氏体通过其碳含量和奥氏体的小晶粒尺寸实现稳定化。使奥氏体稳定所需的碳含量为约1重量％。但是，钢中的高碳含量由于会使可焊性受损而不能在许多应用中使用。
因此，需要特殊的处理工艺路线使碳浓缩到奥氏体中，以便在室温下稳定该奥氏体。普通TRIP钢化学中还包括少量其它元素的添加，以帮助稳定化奥氏体，以及有助于产生将碳分配到奥氏体中的微观结构。最常用的添加剂是1.5重量％的Si和Mn二者。为了抑制奥氏体在贝氏体转变过程期间分解，通常认为必要的是硅含量应为至少1重量％。在钢中的硅含量是重要的，因为硅不溶于渗碳体。US2009/0238713公开了这样的TRIP钢。然而，高硅含量可以使热轧钢的表面质量差和冷轧钢的涂覆性差。因此，已经研究了使用其它元素部分或全部取代硅并且对于Al系合金设计已经报道了有前途的结果。然而，使用铝的缺点是在铸造时的偏析行为，这导致熔渣中心位置的铝被耗尽，致使在最终的微观结构中形成马氏体带的风险增加。
根据基体相，引用下列主要类型的TRIP钢：
TPF  具有多边形铁素体基体的TRIP钢
TPF钢，如前面已经提到的，含有得自相对软质的多边形铁素体的基体以及得自贝氏体和残余奥氏体的夹杂物。残留奥氏体变形时转变成马氏体，产生理想的TRIP效应，这使得钢实现了强度和可拉伸性的优良组合。然而，与具有更均匀的微观结构和更强基体的TBF钢、TMF钢和TAM钢相比，其伸缘成形性(stretch flangability)较低。
TBF  具有贝氏体铁素体基体的TRIP钢
TBF钢闻名已久，吸引了很多人的兴趣，因为贝氏体铁素体使其具有很好的伸缘成形性。此外，与TPF钢类似，TRIP效应(其通过亚稳的残留奥氏体岛应变诱发相变成为马氏体而确保)显著地提高其可拉伸性。
TMF  具有马氏体铁素体基体的TRIP钢
TMF钢还含有嵌入高强度马氏体基体中的亚稳残余奥氏体小岛，这使得这些钢获得比TBF钢甚至更好的伸缘成形性。虽然这些钢也表现出TRIP效应，但比TBF钢的可拉伸性低。
TAM  具有退火马氏体基体的TRIP钢
TAM钢含有得自由新生马氏体再退火得到的针状铁素体的基体。显著的TRIP效应再次通过应变发生时亚稳残余奥氏体夹杂物转变为马氏体得以实现。尽管这些钢材具有有前景的强度、拉伸性和伸缘成形性的组合，但由于其复杂和昂贵的双-热循环，使这些钢材都没有取得显著的产业效益。
发明内容
本发明涉及一种具有至少780MPa的拉伸强度和优异的成形性的高强度冷轧钢板和其工业规模的生产方法。特别地，本发明涉及一种具有适于在常规工业退火生产线生产的性能的冷轧TPF钢板。因此，该钢应不仅具有良好的可成形性，同时在Ac3-温度，MS-温度，奥氏体回火时间和温度以及其它因素(如影响热轧钢板的表面质量和在工业退火生产线上钢板的加工性的粘性等级(sticky scale))方面是优化的。
发明详述
本发明描述在权利要求中。
在下面的说明书中，下列缩写代表：
PF＝多边形铁素体，
B＝贝氏体，
BF＝贝氏体铁素体，
TM＝回火马氏体。
RA＝残余奥氏体
Rm＝拉伸强度(MPa)
Ag＝均匀延伸率，UEL(％)
A80＝总延伸率(％)
Rp0.2＝屈服强度(MPa)
HR＝热轧压下量(％)
Tan＝退火温度(℃)
tan＝退火时间(s)
CR1＝冷却速度(℃/s)
TQ＝淬火温度(℃)
CR2＝冷却速度(℃/s)
TRJ＝快速冷却停止温度(℃)
TOA＝过时效/奥氏体回火温度(℃)
tOA＝过时效/奥氏体回火时间(s)
CR3＝冷却速度(℃/s)
冷轧高强度TPF钢板具有由以下元素(重量％计)组成的组分：
杂质以外余量的铁。
限制元素的原因解释如下。
元素碳、锰、硅和铬对于本发明是必不可少的，原因如下：
C：0.1-0.3％
C是使奥氏体稳定的元素，并且对在残余奥氏体相内获得足够量的碳相当重要。C也对获得所要求的强度水平很重要。通常，可以预期的是，每0.1％的C增加大约100MPa的拉伸强度。当C低于0.1％时，就难以实现780MPa的拉伸强度。如果C超过0.3％，则可焊接性受损。出于这个原因，根据所需的强度水平，优选的范围是0.1-0.25％、0.13-0.17％、0.15-0.19％、或0.19-0.23％。
Mn：1.4-2.7％
锰是固溶强化元素，它可以通过降低Ms点来稳定奥氏体，并防止在冷却过程中形成珠光体。此外，Mn降低Ac3的温度。小于1.4％的含量可能很难获得至少为780MPa的拉伸强度。在已经小于1.7％的含量获得至少为780MPa的拉伸强度可能是困难的。然而，如果Mn的量高于2.7％，可能会出现偏析的问题，并且加工性可能会劣化。由于高的Mn含量可能会导致对冷轧不利的马氏体组分形成，所以也通过在输出辊道(run out table)上和钢卷(coil)中冷却过程期间Mn对微观结构的影响来确定其上限。因此，优选范围为1.5-2.5％、1.5-1.7％、1.5-2.3％、1.7-2.3％、1.8-2.2％、1.9-2.3％和2.3-2.5％。
Si：0.4-1.0％
Si作为固溶强化元素，并且对确保薄钢板的强度非常重要。Si不溶于渗碳体，由于Si在析出渗碳体中扩散必须需要时间，因而起到在贝氏体相变过程中大大延缓碳化物的形成的作用。Si提高了钢板的机械性能。但是，高的Si量在表面形成Si氧化物，这可能使辊上产生硬块(pickles)，导致表面缺陷。另外，高Si含量下镀锌非常困难，即，产生表面缺陷的风险增大。因而，将Si限制在1.0％。因此，优选范围为0.4-0.9％、0.4-0.8％、0.5-0.9％、0.5-0.7％和0.75-0.90％。
Cr：0.1-0.9％
Cr对提高钢板的强度有效。Cr是形成铁素体并延缓珠光体和贝氏体形成的元素。增加Cr含量仅略微降低Ac3温度和Ms温度。在这种类型的钢中，随铬含量的增加，残留奥氏体的量增加。然而，当使用正常线速度时，由于贝氏体相变延迟而需要更长的保持时间，导致在常规的工业退火生产线上的加工变得困难或不可能。为此Cr含量优选限制到0.8％。因此，优选的范围是0.15-0.6％、0.15-0.35％、0.3-0.7％、0.5-0.7％、0.4-0.8％、和0.25-0.35％。
Si+Cr：≥0.9
因为Si和Cr抵消了铸造期间锰偏析的效果，所以Si和Cr也有效地降低了马氏体条带(banding)的危险。另外，完全不可预见地，已发现提供的Si和Cr的组合导致残余奥氏体量增加，这反过来又导致了改善的延展性。由于这些原因，Si+Cr的量必须≥0.9。然而，过大的Si+Cr的量可导致贝氏体形成的较大延迟，因此，Si+Cr的量优选限制在1.4％。因此，优选范围为1.0-1.4％、1.05-1.30％和1.1-1.2％。
Si/Cr＝1-5
Si应以至少与Cr相同的量存在于钢中，以获得强的渗碳体析出延迟和弱的贝氏体形成动力学延迟的平衡，这是因为Si和Cr阻碍渗碳体的形成且Cr具有很强的延迟贝氏体形成动力学的效应。优选的是Si的存在量比Cr的存在量大。因此，优选的Si/Cr的范围为1–5、1.5–3、1.7–3、1.7-2.8、2-3和2.1-2.8。
除了碳、锰、硅和铬，钢可任选地包含下面的一个或多个元素以调整微观结构，影响相变动力学和/或微调一个或多个机械性能。
Al：≤0.8
Al促进铁素体的形成，并且通常也用作脱氧剂。Al与Si同样不溶于渗碳体，因此大大延迟在贝氏体形成期间渗碳体的形成。Al的添加导致残留奥氏体中的碳含量显著增加。然而，Ms温度随Al含量的增加而增加。Al的再一个缺点是，它会导致Ac3温度显著增加。然而，由于本发明的TPF合金可以在两相区中退火，可以使用大量的Al。Al成功地用于在TRIP钢种中置换Si。然而，Al的主要缺点是其在铸造过程中的偏析行为。在铸造过程中Mn富集在板坯的中间且Al含量降低。因此在中间形成了显著的奥氏体稳定区或带。这在处理结束时导致产生马氏体条带，并在低应变时，在马氏体条带中形成内部裂纹。另一方面，Si和Cr也在铸造期间富集。因此，可通过与Si和Cr合金化来降低马氏体条带倾向，这是因为这些元素抵消了由Mn的富集带来的奥氏体稳定化。由于这些原因，Al的含量优选限制在0.6％，优选限制在0.1％，最优选限制在小于0.06％。
Nb：<0.1
Nb常用于低合金钢中，由于其对晶粒长大的显著影响而用于改善强度和韧性。由于NbC的析出，Nb通过细化基体微观结构和残余奥氏体相来增加强度延伸率的平衡。因此，可以使用添加Nb以获得具有良好的可拉伸性的高强度钢板。在高于0.1％的含量下，该效果饱和。
因此，优选的范围为0.01-0.08％、0.01-0.04％和0.01-0.03％。甚至更优选的范围是0.02-0.08％、0.02-0.04％及0.02-0.03％。
Mo：<0.3
可以加入Mo来提高强度。Mo和Nb一起添加导致细NbMoC碳化物析出，这使得强度和韧性的组合得到进一步改善。
TI：<0.2；V：<0.2
这些元素对沉淀强化(precipitation hardening)有效。优选的Ti的加入量可以为0.01-0.1％、0.02-0.08％或0.02-0.05％。优选的V的加入量可以是0.01-0.1％或0.02-0.08％。
Cu：<0.5；Ni：<0.5
这些元素是固溶强化元素，并且对耐腐蚀性可具有积极的作用。如果需要，加入量可以为0.05-0.5％或0.1-0.3％的。
B：<0.005
B抑制铁素体的形成并提高钢板的焊接性。要有明显的效果，至少要添加0.0002％。然而，过量的添加将使加工性劣化。
优选的范围是<0.004％、0.0005-0.003％和0.0008-0.0017％。
Ca：<0.005；Mg：<0.005；REM：<0.005
可以添加这些元素以控制钢中夹杂物的形态，从而提高钢板的扩孔性与伸缘成形性。
优选的范围是0.0005-0.005％和0.001-0.003％。
Si>Al
根据本发明的高强度冷轧钢板具有基于硅的设计，即Si的添加量比铝的量大，优选为Si>1.3Al，更优选为Si>2Al，最优选的Si>3Al。
Mn+3Cr
为避免本发明的钢板中过强的贝氏体形成延迟，优选控制Mn+3Cr的比率≤3.8，优选≤3.6，更优选≤3.4。
(Rp0.2)/(Rm)
在本发明的钢板中，优选控制屈服比(Rp0.2)/(Rm)≤0.7，优选(Rp0.2)/(Rm)≤0.75，以获得所需的成形性。
所述高强度冷轧TPF钢板具有多相微观结构，其包含(体积％计)
残余奥氏体                          5-22
贝氏体+贝氏体铁素体+回火马氏体      ≤80
多边形铁素体                        ≥10
残留奥氏体(RA)的量为5-22％，优选6-22％，更优选6-16％。因为TRIP效应，当需要高的延伸率时残留奥氏体是先决条件。高的残余奥氏体量减小了伸缘成形性。在这些钢板中，基体主要由软质的多边形铁素体(PF)组成，用量通常超过50％。通常在最终的微观结构中仅仅存在较少量的贝氏体铁素体(BF)。由于不足的本地奥氏体(local austenite)稳定性，所述结构还可以包含一部分较少量的在冷却至室温过程中形成的新生马氏体。
高强度冷轧TPF钢板具有如下的机械性能：
抗拉强度(Rm)≥780MPa
总延伸率(A80)≥12％，优选≥13％，更优选≥14％
根据欧洲标准EN10002第1部分获得所述Rm和A80的值，其中在所述钢带的纵向方向上取样。
通过强度-延伸平衡(RmxA80)评估钢板的成形性。
本发明的钢板满足以下条件：
RmxA80≥13000  MPa％
本发明的钢板的机械性能可以通过合金化组分和微观结构在很大程度上进行调节。
在一种优选实施方案中，高强度冷轧钢板具有至少780MPa的拉伸强度，其中所述钢包括：
任选地
Nb  0.01-0.03，优选0.02–0.03
或者
任选地
Nb     0.01-0.03，优选0.02–0.03
并且所述钢板满足下述的至少一个要求：
(Rm)   780-1200  MPa
(A80)  ≥15％
且
RmxA80  ≥14000  MPa％，优选≥16000  MPa％
具有至少为780MPa的拉伸强度的高强度冷轧钢板的典型组成可以为：
C～0.2％，Mn～1.6％，Si～0.6％，Cr～0.6％，Nb～0或0.025％，或者
C～0.15％，Mn～1.8％，Si～0.7％，Cr～0.4％，Nb～0或0.025％，除杂质外余量的铁。
在另一种优选的实施方案中，高强度冷轧钢板具有至少为980MPa的拉伸强度，其中所述钢包含：
任选地
Si+Cr  ≥1.0
Nb     0.01-0.03
或者
任选地
Si+Cr  ≥1.0
Nb     0.01-0.03
并且其中，所述钢板满足以下要求中的至少一个：
(Rm)   980-1200  MPa
(A80)  ≥13％
并且
RmxA80  ≥13000  MPa％
具有至少980MPa的拉伸强度的高强度冷轧钢板的典型组成可以为C～0.18％，Mn～2.2％，Si～0.8％，Cr～0.5％，Nb～0或0.025％.，除了杂质外余量的铁。
在又一种优选的实施方案中，高强度冷轧钢板具有至少1180MPa的拉伸强度(Rm)。在该实施方案中，所述钢包括
任选地
Si+Cr  ≥1.1
Nb     0.01-0.03，优选0.02–0.03
和满足以下要求中的至少一个
(Rm)   1000-1400  MPa，优选1180–1400  MPa
(A80)  ≥10％，优选≥14％
和
RmxA80  ≥12000  MPa％，优选≥15000  MPa％
具有至少为1180MPa的拉伸强度的高强度冷轧钢板的典型组成可以为：
C～0.2％，Mn～2.2％，Si～0.8％，Cr～0.6％，Nb～0或0.025％，除杂质以外余量的铁；或者
C～0.2％，Mn～2％，Si～0.6％，Cr～0.6％，Nb～0或0.025％，除杂质以外余量的铁。
本发明的高强度冷轧钢板可以使用常规的工业退火生产线来制造。该方法包括以下步骤：
a)提供具有上文所载组成的冷轧钢带，
b)退火所述冷轧钢带，所述退火在760℃至Ac3+20℃的退火温度(Tan)进行，然后
c)将所述冷轧钢带从所述退火温度(Tan)冷却到冷却停止温度(TRJ)，所述冷却停止温度为300-475℃，优选350-475℃，冷却速度足以避免珠光体的形成，然后
d)奥氏体回火所述冷轧钢带，所述奥氏体回火在320-480℃的过时效/奥氏体回火温度(TOA)进行，和
e)将所述冷轧钢带冷却到环境温度。
所述方法应优选地进一步包括以下步骤：
在步骤b)中，所述退火在760℃-820℃的退火温度(Tan)进行，退火保持时间(tan)为至多100秒，优选60秒，
在步骤c)中，所述冷却可以按照如下具有两个独立的冷却速度的冷却模式进行：第一冷却速度(CR1)为约3-20℃/秒，从退火温度(Tan)到600-750℃的淬火温度(TQ)，第二冷却速度(CR2)为约20-100℃/秒，从淬火温度(TQ)到快速冷却的停止温度(TRJ)，且
在步骤d)中，所述钢板的奥氏体回火在350-475℃的过时效/奥氏体回火温度(TOA)进行，过时效/奥氏体回火时间(tOA)为50-600秒。
优选的是，在步骤c)和d)之间，对所述钢板不进行外部加热。
在一个可以想到的制造本发明的高强度冷轧钢板的方法中，步骤d)中的奥氏体回火在375-475℃的过时效/奥氏体回火温度(TOA)进行≤200秒的过时效/奥氏体回火时间(tOA)。
在另一个可以想到的制造本发明的高强度冷轧钢板的方法中，步骤d)中的奥氏体回火在350-450℃的过时效/奥氏体回火温度(TOA)进行≥200秒的过时效/奥氏体回火时间(tOA)。
调节热处理条件的原因如下：
退火温度(Tan)＝760℃至Ac3温度+20℃：
退火温度控制退火时的再结晶、渗碳体的溶解以及铁素体和奥氏体的量。低退火温度(Tan)导致了未再结晶的微观结构和不充分的渗碳体的溶解。高退火温度导致完全的奥氏体化和晶粒的生长。这可能会导致冷却过程中铁素体的形成不充分。
奥氏体回火温度(TOA)，在320-480℃之间：
通过将奥氏体回火温度(TOA)控制在所提到的范围内，可以控制贝氏体的量和不期望的渗碳体析出，从而可以控制残留奥氏体(RA)的量和稳定性。较低的奥氏体回火温度(TOA)将降低贝氏体形成动力学，且过少量的贝氏体可导致不令人满意的稳定化残留奥氏体。较高的奥氏体回火温度(TOA)增强了贝氏体形成动力学，但通常会减少贝氏体的量，这可能导致不令人满意的稳定化残留奥氏体。奥氏体回火温度的进一步升高可能会导致不期望的渗碳体析出。
快速冷却的冷却停止温度(TRJ)，在300-475℃之间
通过控制快速冷却的冷却停止温度(TRJ)，可进一步控制奥氏体回火前的相变，并且这可以用于对所获得的不同组分的量进行微调。
第一及第二冷却速度，CR1，CR2：
一种将退火带材从退火温度(Tan)冷却到快速冷却的停止温度(TRJ)的冷却模式可以具有两个独立的冷却步骤。通过将从退火温度(Tan)到600-750℃的淬火温度(TQ)的第一冷却速度(CR1)控制在约3-20℃/s，和将从淬火温度(TQ)到快速冷却的停止温度(TRJ)的第二冷却速度(CR2)控制在约20-100℃/秒，可以控制多边形铁素体的量，乃至可以控制奥氏体的量。此外，通过该冷却模式避免了珠光体的形成，因为珠光体使钢板的成形性劣化。然而，少量的珠光体可存在于淬火带材中。可存在至多1％的珠光体，尽管优选的是淬火带材没有珠光体。
第三冷却速度CR3：
在退火生产线中常用的从奥氏体回火温度(TOA)到室温的冷却方案对钢板的显微组织和机械性能的影响可以忽略不计。
实施例
制造具有根据表I的化学组成的多个试验合金A-Q。制成钢板，并使用常规工业退火生产线根据表II中指定的参数使其经受热处理。检查钢板的微观结构以及多种其它的机械性能，结果列于表Ⅲ中。在表I和表III中，根据本发明的或本发明之外的的实施例分别用Y或N标示。
表II
热循环No. HR Tan tan CR1 TQ CR2 TRJ TOA tOA CR3
1 20 800 60 5 720 50 325 325 600 30
2 20 800 60 5 720 50 350 350 600 30
3 20 800 60 5 720 50 375 375 600 30
4 20 800 60 5 720 50 400 400 600 30
5 20 800 60 5 720 50 425 425 600 30
6 20 800 60 5 720 50 450 450 600 30
7 20 800 60 5 720 50 400 400 120 30
8 20 800 60 5 720 50 425 425 120 30
9 20 800 60 5 720 50 450 450 120 30
10 20 800 60 5 720 50 475 475 120 30
11 20 800 60 5 720 50 425 425 60 30
12 20 780 60 5 720 50 400 400 600 30
13 20 820 60 5 720 50 400 400 600 30
14 20 880 60 5 720 50 400 400 600 30
表III
实施例 化学组成 热循环No. PF B+BF+TM RA Rp0.2 Rm Ag A80 RmxA80 发明 Rp0.2/Rm
1 A 4 72 24.0 4.0 562 713 13.5 17.5 12478 N 0.79
2 B 4 63 29.0 8.0 598 821 16.5 21.0 17241 Y 0.73
3 C 4 57 30.0 13.0 604 825 17.5 23.5 19388 Y 0.73
4 D 4 38 54.5 7.5 634 911 9.3 13.3 12116 N 0.70
5 E 4 34 53 13.0 613 941 14.8 18.5 17409 Y 0.65
6 F 4 29 59.5 11.5 603 1049 14.6 17.8 18672 Y 0.57
7 G 4 25 65.1 9.9 594 1116 11.3 14.3 15959 Y 0.53
8 H 4 36 53.0 11.0 561 919 17.3 21.1 19391 Y 0.61
9 I 4 27 60.9 12.1 580 1021 12.9 16.4 16744 Y 0.57
10 J 4 30 59.1 10.9 606 990 13.8 17.2 17028 Y 0.61
11 K 4 73 20.8 6.2 523 650 11.3 15.4 10010 N 0.80
12 L 4 67 25.2 7.8 483 702 14.1 17.8 12496 N 0.69
13 M 4 63 25.1 11.9 472 735 17.4 21.5 15803 N 0.64
14 N 4 65 20.5 14.5 504 754 18.9 26.5 19981 N 0.67
15 O 4 43 48.1 8.9 603 945 10.4 14.9 14081 Y 0.64
16 P 4 26 59.7 14.3 667 1129 10.1 12.5 14113 Y 0.59
17 C 1 61 31.6 7.4 663 964 8.6 11.4 10990 N 0.69
18 C 2 59 33.0 8.0 648 903 11.9 16.1 14538 Y 0.72
19 C 3 58 32.5 9.5 624 843 15.1 18.9 15933 Y 0.74
20 C 4 60 29.2 10.8 598 829 15.9 20.5 16995 Y 0.72
21 C 5 62 25.5 12.5 482 823 17.5 21.8 17941 Y 0.59
22 C 6 65 28.5 6.5 513 894 12.8 17.3 15466 Y 0.57
23 C 7 58 28.5 13.5 476 877 15.9 20.2 17715 Y 0.54
24 C 8 62 23.4 14.6 478 842 18.3 24.3 20461 Y 0.57
25 C 9 61 23.8 15.2 422 861 16.2 21.2 18253 Y 0.49
26 C 10 65 25.9 9.1 427 891 15.2 18.8 16751 Y 0.48
27 Q 8 38 50.1 11.9 512 821 17.8 22.6 18555 Y 0.62
28 Q 11 36 52.5 11.5 498 835 16.4 20.6 17201 Y 0.60
29 H 12 39 50.6 10.4 516.6 889.2 17.1 20.7 18406 Y 0.58
30 H 13 31 58.8 10.2 681.2 968.1 12.5 16.8 16264 Y 0.70
31 H 14 <5 >86 9.0 784.2 973.6 8.7 12 11683 N 0.81
工业实用性
本发明可广泛地应用在用于车辆如汽车的具有优异的成形性的高强度钢板中。

Claims (18)

1.一种高强度冷轧钢板，包括：
a)由以下元素(重量％计)组成的组分：
除杂质外平衡量的铁，
b)由以下物相(体积％计)组成的多相微观结构：
残余奥氏体5-22
铁素体贝氏体+贝氏体+回火马氏体≤80
多边形铁素体≥10，
c)以下的机械性能：
拉伸强度(Rm)≥780MPa
延伸率(A80)≥12％，优选≥13％，
和任选地满足下述条件
RmxA80  ≥13 000  MPa％。
2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，满足下述的至少一项：
3.根据前述任何一项权利要求所述的高强度冷轧钢板，满足下述的至少一项：
4.根据前述任何一项权利要求所述的高强度冷轧钢板，满足下述的至少一项：
5.根据前述任何一项权利要求所述的高强度冷轧钢板，其中所述的残余奥氏体(RA)的最大尺寸≤6μm，优选≤3μm。
6.根据前述任何一项权利要求所述的高强度冷轧钢板，其中所述多相微观结构包含(体积％计)
残余奥氏体6-16
铁素体贝氏体+贝氏体+回火马氏体≤80
多边形铁素体≥10。
7.根据前述任何一项权利要求所述的高强度冷轧钢板，所述钢包含：
任选地
Nb     0.01-0.03，优选0.02–0.03
和其中所述钢板满足下述要求的至少一项：
(Rm)   780-1200  MPa
(A80)  ≥15％
和
RmxA80  ≥16 000  MPa％。
8.根据权利要求1-6中任一项所述的高强度冷轧钢板，其中所述钢包括：
任选地
Nb     0.01-0.03，优选0.02–0.03
和其中所述钢板满足下述要求的至少一项：
(Rm)   780-1200  MPa
(A80)  ≥15％
和
RmxA80  ≥14 000  MPa％，优选≥16 000  MPa％。
9.根据权利要求1-6中任一项所述的高强度冷轧钢板，其中所述钢包括：
任选地
Si+Cr  ≥1.0
Nb      0.01-0.03
和其中所述钢板满足下述要求的至少一项：
(Rm)   980-1200  MPa
(A80)  ≥13％
和
RmxA80  ≥13 000  MPa％。
10.根据权利要求1-6中任一项所述的高强度冷轧钢板，其中所述钢包括：
任选地
Si+Cr  ≥1.0
Nb     0.01-0.03
和其中所述钢板满足下述要求的至少一项：
(Rm)   980-1200  MPa
(A80)  ≥13％
和
RmxA80  ≥13 000  MPa％。
11.根据权利要求1-6中任一项所述的高强度冷轧钢板，其中所述钢包括：
任选地
Si+Cr  ≥1.1
Nb     0.01-0.03，优选0.02–0.03
和其中所述钢板满足下述要求的至少一项：
(Rm)   1000-1400  MPa，优选1180–1400  MPa
(A80)  ≥10％，优选≥14％
和
RmxA80  ≥12 000  MPa％，优选≥15 000  MPa％。
12.根据任一前述权利要求所述的高强度冷轧钢板，其中比率Mn+3×Cr≤3.8，优选≤3.6，最优选≤3.4。
13.根据任一前述权利要求所述的高强度冷轧钢板，其中在含量上Si>Al，优选为Si>1.3Al，更优选为Si>5Al，最优选Si>10Al。
14.根据任一前述权利要求所述的高强度冷轧钢板，其中，比率Si/Cr＝1-5，优选1.5-3，更优选1.7-3，最优选1.7-2.8。
15.根据任一前述权利要求所述的高强度冷轧钢板，其中不设置热浸镀锌层。
16.制造根据任一前述权利要求所述的高强度冷轧钢板的方法，包括如下步骤：
a)提供具有前述任一项权利要求所述成分的冷轧钢带，
b)退火所述冷轧钢带，所述退火在760℃-Ac3+20℃的退火温度(Tan)进行，然后
c)将所述冷轧钢带从所述退火温度(Tan)冷却到快速冷却的冷却停止温度(TRJ)，所述快速冷却的冷却停止温度为300-475℃，优选350-475℃，冷却速度足以避免珠光体的形成，然后
d)奥氏体回火所述冷轧钢带，所述奥氏体回火在320-480℃的过时效/奥氏体回火温度(TOA)进行，然后
e)将所述冷轧钢带冷却到环境温度。
17.根据权利要求16所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中：
在步骤d)中的所述奥氏体回火在375-475℃的过时效/奥氏体回火温度(TOA)进行≤200秒的时间。
18.根据权利要求16所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其中：
在步骤d)中的所述奥氏体回火在350-450℃的过时效/奥氏体回火温度(TOA)进行≥200秒的时间。
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