用于制造高强度钢产品的方法和由此获得的钢产品与流程

本发明涉及用于制造高强度钢产品的方法以及涉及通过该方法获得的高强度钢产品。

更具体地，本发明涉及用于制造结合良好的延伸特性和高拉伸强度的钢产品(例如钢板或钢部件)的方法。

由dp(双相)钢或trip(相变诱导塑性)钢制成的高强度钢板目前用于制造汽车工业、汽车和卡车中的多种部件。

为了降低由这些钢制成的设备的重量，非常期望增加拉伸强度和屈服强度而不减小延伸率(其是具有好的可加工性而不降低可焊接性所必需的)。

为此，wo2012/153008中提出使用含有0.15％至0.4％c、1.5％至3％mn和0.005％至2％si的cmnsi钢，对这样的钢进行热处理以具有完全马氏体组织。

因此，wo2012/153008公开了用于制造钢板或部件的方法，其中将钢在1050℃和1250℃之间的温度下加热，然后在1150℃和900℃之间的温度下经受粗轧，其后冷却至380℃和600℃之间的温度，在此温度下经受最终热轧，并且随后直接淬火至环境温度。

该制造方法允许获得拉伸强度高于通过使钢奥氏体化，然后淬火以获得完全马氏体硬化制造的钢板的拉伸强度的钢板或部件。

然而，尽管该方法不损害钢的延伸特性，但其也不改进这些特性。通过这样的方法获得的钢板的总延伸率te对于约1600mpa的拉伸强度通常限于小于7％。

因此，仍然期望能够生产这样的钢板或部件：其屈服强度ys大于1000mpa直至1700mpa，拉伸强度ts大于1300mpa直至2000mpa，均匀延伸率ue大于7％，总延伸率te大于10％，乘积拉伸强度×总延伸率(ts×te)高于18000mpa％，且乘积拉伸强度×均匀延伸率(ts×ue)高于13000mpa％。这些特性根据iso标准iso6892-1(于2009年10月出版)测量。必须强调的是，由于测量方法差异，特别是由于使用的样品的尺寸差异，根据iso标准的总延伸率值非常不同，特别地小于根据jisz2201-05标准的总延伸率值。

为此，本发明涉及用于制造钢产品的方法，包括以下顺序步骤：

-提供在380℃至700℃的温度下的加热的钢起始产品，所述加热的钢起始产品具有亚稳态完全奥氏体组织，以重量百分比计，所述加热的钢起始产品的组成包括：

0.15％≤c≤0.40％，

1.5％≤mn≤4.0％，

0.5％≤si≤2.5％，

0.005％≤al≤1.5％，

其中0.8％≤si+al≤2.5％，

s≤0.05％，

p≤0.1％，

选自cr和mo中的至少一种元素，使得：

0％≤cr≤4.0％，

0％≤mo≤0.5％，

以及

2.7％≤mn+cr+3mo≤5.7％，

以及任选的选自以下的一种或多种元素：

nb≤0.1％，

ti≤0.1％，

ni≤3.0％，

0.0005％≤b≤0.005％，

0.0005％≤ca≤0.005％，

组成的余量由铁和由熔炼产生的不可避免的杂质组成，

-使所述加热的钢起始产品在700℃至380℃的温度下在所述加热的钢起始产品的至少一个位置处以0.1至0.7的累积应变εb经受热成型步骤以获得热成型钢产品，钢的组织仍然为完全奥氏体的，然后

-通过使所述热成型钢产品以高于临界马氏体冷却速率的冷却速率vr2冷却至低于钢的马氏体起始温度ms的淬火温度qt来使所述钢产品淬火以获得含有40％至90％马氏体的组织，所述组织的剩余部分是奥氏体，然后

-将所述产品保持在或再加热到qt和470℃之间的保持温度pt，并将其保持在所述温度pt下5秒至600秒的持续时间pt。

根据本发明的另一些有利方面，单独考虑或根据任何技术上可行的组合考虑时，所述方法包括以下特征中的一个或更多个：

-所述方法还包括使保持的产品以大于0.005℃/秒的冷却速率冷却至环境温度以获得新鲜马氏体的步骤；

-所述加热的钢起始产品是热轧钢板并且所述钢产品是钢板，并且其中所述热成型步骤是轧制步骤；

-提供加热的钢起始产品的步骤包括：

●将具有根据权利要求1的组成的钢半成品加热至高于钢的ac3温度的温度以获得完全奥氏体组织，

●使所述钢半成品在高于落在1200℃和850℃之间的温度t2的温度下以大于1的累积压下量应变εa经受粗轧步骤以获得所述加热的钢起始产品；

-所述加热的钢起始产品的平均奥氏体晶粒尺寸小于30μm；

-所述起始产品是钢坯，所述钢产品是钢部件，并且提供加热的钢起始产品的步骤包括将所述钢坯加热至高于钢的ac3温度的温度以获得完全奥氏体组织；

-所述钢坯的厚度为1.0mm至4.0mm；

-所述热成型步骤是热轧步骤；

-所述热成型步骤是热冲压步骤；

-所述热成型步骤是热旋压步骤；

-所述热成型步骤是轧制成型步骤；

-所述钢坯包括至少一个涂覆层；

-在加热之前将涂覆层施加到所述起始产品上，并且所述涂覆层是铝或基于铝的涂层，或者锌或基于锌的涂层。

本发明还涉及钢产品，以重量百分比计，其组成包括：

0.15％≤c≤0.40％，

1.5％≤mn≤4.0％，

0.5％≤si≤2.5％，

0.005％≤al≤1.5％，

其中0.8％≤si+al≤2.5％，

s≤0.05％，

p≤0.1％，

选自cr和mo中的至少一种元素，使得：

0％≤cr≤4.0％，

0％≤mo≤0.5％，

以及

2.7％≤mn+cr+3mo≤5.7％，

以及任选的选自以下的一种或多种元素：

nb≤0.1％

ti≤0.1％，

ni≤3.0％

0.0005％≤b≤0.005％

0.0005％≤ca≤0.005％，

所述组成的余量由铁和由熔炼产生的不可避免的杂质组成，

所述钢产品的至少一个位置处的组织由以下组成：

-表面百分比为至少40％的不含碳化物的回火马氏体或马氏体板条，

-岛状或膜状的新鲜马氏体，所述新鲜马氏体的表面百分比为5％至30％，以及

-表面百分比为5％至35％的奥氏体。

根据本发明的另一些有利方面，单独或根据任何技术上可行的组合考虑时，钢产品包括以下特征中的一个或更多个：

-钢的拉伸强度ts与钢的均匀延伸率ue的乘积大于或等于13000mpa％；

-马氏体板条的平均尺寸小于1μm，所述马氏体板条的纵横比为2至5；

-纵横比小于3的所述新鲜马氏体岛的最大尺寸小于3μm；

-原始奥氏体晶粒的平均尺寸小于30μm；

-原始奥氏体晶粒的纵横比高于1.3；

-所述奥氏体为膜状或岛状，所述膜或岛的最小尺寸的值小于0.3μm，所述膜或岛的最大尺寸的平均值小于2μm；

-以表面百分比计，所述回火马氏体与所述回火马氏体的表面相比包括少于0.5％的碳化物，并且所述碳化物的平均尺寸小于50nm；

-所述钢产品是钢板，并且整个钢板的组织由以下组成：

●表面百分比为至少40％的不含碳化物的回火马氏体或马氏体板条，

●岛状或膜状的新鲜马氏体，所述新鲜马氏体的表面百分比为5％至30％，以及

●表面百分比为5％至35％的奥氏体；

-所述钢产品是热冲压钢部件，并且所述热冲压部件的体积的至少20％的组织由以下组成：

●表面百分比为至少40％的不含碳化物的回火马氏体或马氏体板条，

●岛状或膜状的新鲜马氏体，所述新鲜马氏体的表面百分比为5％至30％，以及

●表面百分比为5％至35％的奥氏体；

-所述钢产品包括至少一个涂覆层；

–所述至少一个涂覆层是锌或基于锌的合金，或者铝或基于铝的合金；

-在热冲压之前施加所述至少一个涂覆层。

现在将通过实施例对本发明进行举例说明和详细描述而不引入限制，并且其中附图如下：

-图1是示出根据本发明的钢产品的显微组织的扫描电子显微照片(sem)。

-图2和3是示出通过不根据本发明的制造方法获得的钢产品的显微组织的sem；

-图4、5和6是比较通过根据或不根据本发明的制造方法获得的钢产品的机械特性的图。

根据本发明的钢产品具有以下组成：

-0.15％≤c≤0.40％，以确保令人满意的强度和改进残余奥氏体的稳定性。特别地，当碳含量低于0.15％时，钢的可淬火性不够好，这使得不能用所使用的制造方法形成足够的马氏体。当c含量大于0.40％时，钢的可焊接性降低。事实上，由板生产的焊接接头将具有不足的韧性。优选地，碳含量高于或等于0.25％。优选地，碳含量不高于0.33％。

-1.5％≤mn≤4.0％。锰降低ac1、ac3和ms温度，即，分别为加热时开始形成奥氏体的温度(ac1)、加热时奥氏体转变完成的温度(ac3)以及冷却时开始从奥氏体向马氏体转变的温度(ms)。因此，mn通过奥氏体的更高化学富集mn和通过降低奥氏体的晶粒尺寸来改进残余奥氏体的稳定性。奥氏体晶粒尺寸细化导致扩散距离减小，因此在温度保持步骤(其可以在热处理的冷却循环期间进行)期间使c和mn扩散固定。为了获得足以允许钢在冷却期间在700℃至380℃的温度范围内变形的稳定效果，mn含量不得小于1.5％。此外，当mn含量大于4％时，出现偏析区域，这对于延伸凸缘性(stretchflangeability)是不利的并且损害本发明的实施。优选地，mn含量高于1.8％。优选地，mn含量不高于2.5％。

-0.5％≤si≤2.5％且0.005％≤al≤1.5％，硅和铝含量进一步满足以下关系：0.8％≤si+al≤2.5％。根据本发明，si和al一起起重要作用：

当冷却至低于平衡转变温度ae3时，硅延迟渗碳体的析出。因此，si添加帮助使足够量的岛状残余奥氏体稳定。si进一步提供固溶强化并阻碍在从马氏体到奥氏体的碳再分配(其由在部分马氏体转变后进行的立即再加热和保持步骤造成)期间碳化物的形成。在含量太高的情况下，在表面上形成硅氧化物，这损害了钢的可涂覆性。因此，si含量优选小于或等于2.5％。

铝是在细化期间用于使液相钢脱氧的非常有效的元素。为了获得液态钢的充分脱氧，al含量不小于0.005％。此外，像si一样，al使残余奥氏体稳定。为了避免出现夹杂物，为了避免氧化问题和为了确保材料的淬透性，al含量不高于1.5％。

si和al对奥氏体稳定化的影响是类似的。当si和al含量为使得0.8％≤si+al≤2.5％时，获得令人满意的奥氏体稳定化，从而使得能够形成期望的显微组织。

-硫和磷必须保持在低水平，即，s≤0.05％且p≤0.1％，为了不使部件的延展性和韧性过多劣化。由于实现极低硫是昂贵的，故出于经济原因，优选高于0.0005％的硫含量。以类似的方式，优选高于0.0005％的磷含量。

根据本发明的钢包含选自钼和铬的至少一种元素。cr和mo对于延迟奥氏体转变和防止形成先共析铁素体或贝氏体非常有效，并且可以用于实现本发明。特别地，这些元素对冷却时的等温转变图(也被称为时间-温度-转变(ttt)图)有影响：添加cr和mo将铁素体-珠光体转变区域与贝氏体转变区域分离，铁素体-珠光体转变发生在比贝氏体转变更高的温度下。因此，这些转变区域在ttt图中表现为两个不同的“突出部分”，这打开了“空间(bay)”，其允许使钢在冷却时在这两个突出部分之间变形，而不引起从奥氏体到铁素体、珠光体和/或贝氏体的不期望的转变。对于本发明的组成，该变形温度范围为380℃至700℃。亚稳态奥氏体在该范围内的热成型被称为“形变热处理”。

如果钢的组成包含cr，则cr含量不得高于4.0％。事实上，高于该值，cr的影响饱和并且增加其含量将是昂贵的而不提供任何有益效果。

如果钢的组成包含mo，则由于其高成本，mo含量不高于0.5％。

此外，根据本发明，mn、cr和mo含量为使得2.7％≤mn+cr+3mo≤5.7％。这种关系中的mn、cr和mo因素反映其各自防止奥氏体转变和提供硬化以获得足够的机械特性的能力。

根据本发明的钢任选地含有铌和/或钛。

当组成中存在nb时，nb含量不应高于0.1％，并且优选地高于0.025％。当组成中存在ti时，ti含量不应高于0.1％，并且优选地高于0.01％。

在这些量中，nb与b对提高钢的淬透性具有强的协同作用，并且ti可以保护b免于形成bn。此外，添加nb和ti可以提高回火期间对马氏体软化退火的抗性。

当nb和ti含量分别高于0.025％和0.01％时，nb和ti的这种影响明显出现。

nb和ti含量各自不高于0.1％以限制在高温下由这些元素提供的钢硬化，这将使得由于热轧力增加而难以生产薄板。

任选地，组成可包含小于或等于3.0％，并且优选地高于0.001％的量的镍。

钢可任选地含有0.0005％至0.005％的量的硼以提高钢的可淬火性。事实上，奥氏体的大量变形可导致冷却期间奥氏体到铁素体的加速转变。添加0.0005％至0.005％的量的b帮助防止此早期铁素体转变。

任选地，钢可包含0.0005％和0.005％的量的钙：通过与o和s结合，ca帮助避免形成负面地影响板的延展性的大尺寸夹杂物。

钢的组成的剩余部分是铁和由熔炼产生的杂质。所述杂质可包括氮，n含量不高于0.010％。

根据本发明的用于制造钢产品的方法旨在制造在产品的至少一个位置处具有由如下组成的显微组织的钢产品：表面百分比为至少40％的不含碳化物的回火马氏体或马氏体板条；作为岛或膜存在的新鲜马氏体，所述新鲜马氏体的表面百分比为5％至30％；以及表面百分比为5％至35％的残余奥氏体。

这些显微组织特征可以存在于产品整体中或仅存在于一些位置处以承受局部严格的应力。在后一种情况下，这些显微组织特征必须存在于产品的体积的至少20％中以获得显著的强度抗性。

现在将描述制造方法。所述方法包括提供在380℃至700℃的温度下的加热的钢起始产品的步骤，所述加热的钢起始产品具有完全奥氏体组织。参照该温度范围和参照以下钢组成，应当理解，该奥氏体组织处于亚稳态，即，该加热的钢起始产品由奥氏体范围内的加热步骤，随后以足够高使得奥氏体没有时间转变的速度冷却而获得。

以重量百分比计，所述加热的起始产品的组成进一步包括：

0.15％≤c≤0.40％，

1.5％≤mn≤4.0％，

0.5％≤si≤2.5％，

0.005％≤al≤1.5％，

其中0.8％≤si+al≤2.5％，

s≤0.05％，

p≤0.1％，

选自cr和mo中的至少一种元素，使得：

0％≤cr≤4％，

0％≤mo≤2％，

以及

2.7％≤mn+cr+3mo≤5.7％，

以及任选的选自以下的一种或多种元素：

nb≤0.1％，

ni≤3.0％，

ti≤0.1％，

0.0005％≤b≤0.005％，

0.0005％≤ca≤0.005％，

组成的余量由铁和由熔炼产生的不可避免的杂质组成。

所述加热的起始产品是例如半成品或坯件。

半成品被定义为已经受热轧步骤但其厚度在此阶段大于期望的最终厚度的板。

坯件被定义为将钢板或卷材切割成与待生产的产品的期望最终几何形状有关的形状的结果。

根据本发明，使加热的起始产品在700℃至380℃的温度下在起始产品的至少一个位置处以0.1至0.7的累积应变经受热成型步骤，钢的组织仍然为完全奥氏体的，即，进行形变热处理。

热成型步骤可在一个或若干个连续阶段中进行。因为变形模式可由于产品的几何形状和局部应力模式而因产品的位置而异，故在产品中的每个位置处将等效累积应变εb定义为其中ε1和ε2是在所有变形阶段累积的主应变。

如果通过热轧进行热成型，则由热轧前的初始板厚度ti和热轧后的最终板厚度tf将累积应变εb定义为：

在这些条件下，获得了塑性变形奥氏体组织(其中不发生再结晶)。

热成型步骤在温度t3与t3’(两者均在380℃与700℃之间，例如在550℃与450℃之间)之间进行，以允许奥氏体细化，以避免变形奥氏体再结晶，以及避免热成型步骤期间奥氏体的转变。特别地，由于钢的组成，避免在该热成型步骤期间形成铁素体、珠光体和/或贝氏体。

事实上，如上所公开的，mn改进残余奥氏体的稳定性。

此外，cr和mo通过将铁素体-珠光体转变区域与贝氏体转变区域分离来延迟奥氏体转变和防止形成先共析铁素体或贝氏体。因此，这些转变区域在等温转变图(也被称为时间-温度转变(ttt)图)中表现为两个不同的“突出部分”，从而打开“窗口”，其允许使钢在冷却时在这两个突出部分之间变形而不形成铁素体、珠光体和/或贝氏体。因此，热成型步骤(“形变热处理”)优选在该窗口内的温度下进行。

与未经受这样的热成型步骤的钢相比，热成型步骤导致钢的拉伸强度ts和屈服强度ys增加。特别地，热成型步骤导致拉伸强度增加δts至少150mpa以及导致屈服强度增加δys至少150mpa。

在这一点上，热成型产品的组织由变形奥氏体组成，奥氏体的变形比为0.1至0.7，并且奥氏体晶粒的平均尺寸小于30μm，优选地小于10μm。

根据本发明，然后通过使热成型产品以高于临界马氏体冷却速率的冷却速率vr2冷却至低于钢的马氏体起始温度ms的淬火温度qt来使所述产品淬火，以获得包含40％至90％马氏体的组织，所述组织的剩余部分为奥氏体。

由于期望具有包含大量残余奥氏体(即，5％至35％)的最终组织，温度qt不能太低并且必须根据期望量的残余奥氏体选择，在任何情况下都高于钢的mf转变温度，即，马氏体转变完成的温度。更具体地，对于钢的每种化学组成，可以确定实现期望的残余奥氏体含量的最佳淬火温度qtop。本领域技术人员知晓如何确定该理论淬火温度qtop。

由于马氏体转变发生自变形和更精细的奥氏体晶粒的事实，故马氏体的板条细化比现有技术中更高，如以下所述。

为了稳定地确保对于根据上述范围的组成，组织包含40％至90％的马氏体，淬火温度qt优选低于ms-20℃，并且优选为100℃至350℃。

不经进一步冷却，然后将产品(其显微组织在此时基本上由残余奥氏体和马氏体组成)立即保持在或再加热到qt和470℃之间的保持温度pt。

例如，将产品再加热至高于ms的保持温度pt。

然后，将产品在温度pt下保持持续时间pt，pt为5秒至600秒。

在该保持步骤期间，碳在马氏体与奥氏体之间配分，即，从马氏体扩散到奥氏体，这导致马氏体的延展性改进和导致奥氏体的碳含量增加而不出现大量的贝氏体和/或碳化物。富集的奥氏体使得可以获得最终产品的trip(“相变诱导塑性”)效应。

配分程度随着保持步骤的持续时间增加而增加。因此，保持持续时间pt被选择为足够长以提供尽可能完全的配分。持续时间pt必须大于5秒，并且优选地大于20秒以优化奥氏体的碳富集。

然而，太长的持续时间可引起奥氏体分解和马氏体的太高的配分，并且因此降低机械特性。因此，限制持续时间以尽可能避免形成铁素体。因此，持续时间pt应小于600秒。使产品以产生5％至30％的新鲜马氏体和具有5％至35％的残余奥氏体的表面百分比所需的冷却速率最终冷却至环境温度。优选地，冷却速率应大于0.005℃/秒。

淬火和保持步骤被定义为“淬火和配分”(“q-p”)步骤。

由此获得的钢产品的特征在于在经受热成型步骤的位置处由以下组成的显微组织：表面百分比为至少40％的不含碳化物的回火马氏体或马氏体板条；岛状或膜状的新鲜马氏体，所述新鲜马氏体的表面百分比为5％至30％；以及表面百分比为5％至35％的残余奥氏体。

马氏体板条非常薄。优选地，如通过ebsd表征，这些马氏体板条的平均尺寸为至多1μm。

此外，这些马氏体板条的平均纵横比优选为2至5。

这些特征例如通过用与电子背散射衍射(“ebsd”)装置耦合的具有场发射枪的扫描电子显微镜(“feg-sem”)在大于1200x的放大倍率下观察显微组织来确定。两个连续板条在其偏离度为至少5°时被定义为不同的板条。然后用本领域技术人员已知的常规软件通过图像分析来确定单个板条的形态。因此确定了每个板条的最大尺寸lmax、最小尺寸lmin和纵横比。该测定是在至少1000个板条的样品上进行。然后确定该样品的平均纵横比优选为2至5。

以表面百分比计，回火马氏体和马氏体板条与所述回火马氏体和板条的表面相比包含小于0.5％的碳化物。这些碳化物的平均尺寸小于50nm。

纵横比小于3的新鲜马氏体岛的最大尺寸小于3μm。

残余奥氏体特别是增强延展性所必需的。如上所示，使残余奥氏体变形，其中变形比为0.1至0.7。

优选地，残余奥氏体是膜状或岛状。这些膜或岛的最小尺寸的值小于0.3μm且这些膜或岛的最大尺寸的平均值小于2μm。残余奥氏体的细化改进了其稳定性，使得在应变期间，残余奥氏体在大范围的应变下转变为马氏体。残余奥氏体也通过从马氏体到奥氏体的碳配分来稳定。

原始奥氏体晶粒的平均尺寸(其是冷却时奥氏体在其刚转变之前的平均尺寸，即，在当前情况下，进一步到热成型步骤的奥氏体的平均尺寸)小于30μm，优选小于10μm。此外，原始奥氏体晶粒的纵横比高于1.3。

为了确定该纵横比，通过本领域技术人员已知的合适的方法(例如通过用苦味酸蚀刻剂蚀刻)在最终产品上显示原始奥氏体晶粒。在光学显微镜或扫描电子显微镜下观察原始奥氏体晶粒。然后用本领域技术人员已知的常规软件通过图像分析来确定原始奥氏体晶粒的纵横比。在至少300个晶粒的样品上，确定原始奥氏体晶粒的最大尺寸和最小尺寸，并且晶粒的纵横比被确定为最大尺寸与最小尺寸之比。纵横比(然后将其确定为在样品上获得的值的平均值)高于1.3。

用该制造方法，可以获得这样的高强度钢产品：其屈服强度ys大于1000mpa直至1700mpa，并且拉伸强度ts大于1300mpa直至2000mpa，以及均匀延伸率ue至少为7％且总延伸率te为至少10％，乘积ts×te高于18000mpa％且乘积ts×ue高于13000mpa％。

事实上，即使淬火至温度qt，随后是在温度pt下的保持步骤，也导致钢的显微组织中的马氏体的表面百分比降低，这可导致拉伸强度ts降低，该处理通过组织细化增加了马氏体的延展性，确保不存在碳化物析出物和导致形成富集碳的奥氏体，使得该处理导致屈服强度ys增加、拉伸强度ts增加以及均匀延伸率和总延伸率增加。

根据本发明的第一实施方案，进行所述制造方法以制造钢板。

根据该第一实施方案，加热的起始产品是具有根据本发明的组成的热轧钢板，并且热成型步骤是热轧步骤。

提供具有完全奥氏体组织的加热的起始产品的步骤包括提供具有根据本发明的组成的半成品，将该半成品加热至高于钢的ac3温度的温度t1以获得完全奥氏体组织，并且使该半成品以大于1的累积压下量应变经受粗轧步骤以获得所述热轧钢板。

半成品通过铸造具有根据本发明的组成的钢获得。铸造可以以厚度为约200mm的锭或连续铸造板坯的形式进行。还可进行铸造以获得厚度为几十毫米，例如50mm至80mm的薄板坯。

通过加热到1050℃至1250℃的温度t1持续足以允许完全奥氏体化的持续时间t1使半成品经受完全奥氏体化。因此，温度t1高于ac3温度(在此温度下在加热时铁素体到奥氏体的转变完成)。因此，这种加热导致钢完全奥氏体化和导致可能存在于起始产品中的nb碳氮化物溶解。此外，温度t1足够高以允许在ar3之上进行随后的粗轧步骤。

然后使半成品在1200℃至850℃的温度下经受粗轧，其中精轧温度t2高于ar3，使得钢组织在该阶段仍然为完全奥氏体的。

粗轧的累积应变εa大于1。由ti指示半成品在粗轧前的厚度，以及由tf指示半成品在粗轧完成后的厚度，εa通过计算。

由此获得的平均奥氏体晶粒尺寸小于30μm。在此阶段，这种平均奥氏体晶粒尺寸可以通过试验来测量，其中钢样品在粗轧步骤后直接淬火。然后将样品沿着平行于轧制方向的方向切割以获得切割表面。用本领域技术人员已知的试剂(例如béchet-beaujard试剂)对切割表面进行抛光和蚀刻，所述试剂显示先前的奥氏体晶界。

然后使热轧板以大于2℃/秒的冷却速率vr1冷却至380℃至700℃的温度t3，以避免奥氏体转变。

然后使热轧板以0.1至0.7的累积压下量应变εb经受最终热轧步骤。最终热轧在380℃至700℃的温度范围内进行。

由此获得的热轧钢板的组织仍然由奥氏体组成，其中奥氏体晶粒尺寸小于30μm，优选小于10μm。因此，使热轧板经受形变热处理。

然后使热轧钢板以大于临界马氏体冷却速率的冷却速率vr2冷却至淬火温度qt，以获得40％至90％马氏体的表面百分比，剩余部分为未转变的奥氏体。温度qt优选低于ms-20℃且高于mf，例如为100℃至350℃。不经进一步冷却，然后将板立即保持在温度qt下或由温度qt再加热直至qt和470℃之间的保持温度pt，并保持在温度pt下持续时间pt，pt为5秒至600秒。在该保持步骤期间，碳在马氏体与奥氏体之间配分，即，从马氏体扩散到奥氏体而不产生碳化物。配分程度随着保持步骤的持续时间增加而增加。因此，持续时间被选择为足够长以提供尽可能完全的配分。然而，太长的持续时间可引起奥氏体分解和马氏体的太高的配分，并因此降低机械特性。因此，限制持续时间以尽可能避免形成铁素体。使板以大于0.005℃/秒的冷却速率最终冷却至环境温度以获得5％至30％的新鲜马氏体，以及获得5％至35％的表面百分比的残余奥氏体。

根据本发明的第二实施方案，进行制造方法以制造钢部件。

根据该第二实施方案，起始产品是具有根据本发明的组成的钢坯。

提供加热的起始产品的步骤包括提供具有根据本发明的组成的钢坯，并将所述钢坯加热至高于钢的ac3温度的温度以获得完全奥氏体组织。

钢坯的厚度为例如1.0mm至4.0mm。

该钢坯通过将钢板或卷材切割成与待生产的部件的期望最终几何形状有关的形状来获得。

该钢坯可为未经涂覆的或任选地经预涂覆的。预涂层可为铝或基于铝的合金。在后一种情况下，预涂层可通过将板浸入si-al合金浴中来获得，所述si-al合金浴包含按重量计的5％至11％的si、2％至4％的fe，任选的15ppm至30ppm的ca，剩余部分由al和由熔炼产生的杂质组成。

预涂层也可为锌或基于锌的合金。预涂覆可通过连续热浸镀锌或通过镀锌扩散退火处理获得。

首先将钢坯以例如高于2℃/秒的加热速率加热至高于钢的ac3温度的温度t1，优选为900℃和950℃之间，以获得完全奥氏体组织。将坯件保持在温度t1下以在坯件内部获得均匀的温度。根据坯件的厚度(在1.0mm与4.0mm之间)，在温度t1下的保持时间为3分钟至10分钟。

该加热步骤(其优选在烘箱中进行)导致钢完全奥氏体化。

然后将加热的钢坯从烘箱中取出，转移到热成型装置(例如热冲压机)中，并使其以大于2℃/秒的冷却速率冷却至380℃和700℃之间的温度t3以避免奥氏体转变。坯件的转移可在使坯件冷却至t3之前或之后进行。在任何情况下，该转移必须足够快以避免奥氏体转变。然后使钢坯在380℃至700℃的温度范围(例如450℃至550℃)内经受热成型步骤，以允许奥氏体硬化，以避免变形奥氏体再结晶以及避免在热成型步骤期间奥氏体转变。因此，该热成型步骤通过形变热处理进行。

变形可通过诸如热轧或压力机中的热冲压、轧制成型或热旋压等方法进行。

热成型步骤可在一个或若干个阶段中进行。在坯件的至少一个位置处以0.1至0.7的应变εb使坯件变形。

根据一个实施方案，选择变形模式，使得累积应变εb在整个坯件中为0.1至0.7。

任选地，进行变形，使得该条件仅在坯件的一些特定位置(对应于最受应力的位置)处满足，其中期望特别高的机械特性。由此变形的坯件的位置表示坯件体积的至少20％，以便在最终部件中获得显著的机械特性增加。

根据该实施方案，获得了机械特性因部件的位置而异的产品。

由此获得的钢部件在经受热成型步骤的位置处具有由奥氏体组成的组织，其中奥氏体晶粒尺寸小于30μm，优选小于10μm。

然后使由此获得的钢部件以高于临界马氏体冷却速率的冷却速率vr2冷却至淬火温度qt，优选低于ms-20℃，例如100℃至350℃，以获得40％至90％的表面百分比的马氏体，剩余部分是奥氏体。

然后将钢部件再加热或保持在qt和470℃之间的保持温度pt，并且保持在温度pt下持续时间pt，pt为5秒至600秒。

使部件以大于0.005℃/秒的冷却速率最终冷却至环境温度以获得5％至30％的新鲜马氏体以及具有5％至35％的残余奥氏体。

通过实施例和比较，由多种制造方法制造具有表i中报告的组成的钢制成的板。

实施例

表i

钢组成

根据本发明的第一实施方案，第一系列板(表ii和iii中的测试1至7)如下制造：在温度t1下加热具有以上组成的半成品持续持续时间t1，然后使加热的半成品在1200℃和850℃之间的温度t2下以2的累积压下量应变经受粗轧。

然后使板以大于20℃/秒的冷却速率vr1冷却至温度t3，然后以累积压下量应变εb经受最终热轧步骤，从所述温度t3开始并以温度t3’结束。

然后使板冷却至温度qt，然后立即再加热至保持温度pt并在温度pt下保持持续时间pt(下表ii中的测试3至6)。

使板以大于0.1℃/秒的冷却速率最终冷却至环境温度。

根据第二实施方案制造第二系列板(表ii和iii中的测试8-14)。

将具有给定组成的钢坯(在这种情况下为厚度为3mm的钢板)以高于2℃/秒的加热速率加热到温度t1，并保持在温度t1下持续时间t1。

然后使加热的钢坯以大于2℃/秒的冷却速率vr1冷却至温度t3，然后以累积压下量应变εb经受热成型步骤，从所述温度t3开始并以温度t3’结束。在本发明的情况下，在该热成型步骤之后，热成型板仍然为完全奥氏体的。

然后使板冷却至温度qt，然后再加热至保持温度pt并保持在pt温度下持续时间pt。

使板以大于0.1℃/秒的冷却速率最终冷却至环境温度。

出于比较的目的，通过未根据本发明的制造方法(表ii和iii中的测试15至18)制造第三系列板。

测试15和17的制造方法与用于实施例的第一和第二系列的制造方法相比，不同之处在于其不包括在700℃至380℃的温度下的热成型步骤。

测试16和18的制造方法与用于实施例的第一和第二系列的制造方法相比，不同之处在于在最终轧制步骤之后使板立即冷却至环境温度而没有任何保持步骤，即，没有任何“淬火和配分”步骤。

第一、第二和第三系列板的制造参数报告于表ii中，以及所获得的组织和机械特性报告于表iii中。

表ii

制造条件

加下划线值：不在本发明内

表iii

获得的机械特性和显微组织

加下划线值：不在本发明内

n.d.:未确定

根据实施例1-13的钢的显微组织包含超过40％的不含碳化物的回火马氏体或铁素体板条、5％至30％的新鲜马氏体岛或膜以及5％至35％的奥氏体。根据实施例1至13的钢的显微组织为使得马氏体板条的平均尺寸小于1μm，且马氏体板条的纵横比为2至5。此外，对于实施例1至13，原始奥氏体晶粒的纵横比高于1.3。

这些实施例的屈服应力ys为1000mpa至1700mpa，拉伸强度ts为1300mpa至2000mpa，均匀延伸率高于7％，总延伸率高于10％，乘积(拉伸强度强度×总延伸率)大于18000mpa％且乘积(拉伸强度×均匀延伸率)大于13000mpa％。

测试11、17和18具有相同的组成。测试11通过根据本发明的制造方法获得，所述方法包括在700℃至380℃的温度下的热成型步骤和保持步骤两者，而测试17用不包括在700℃至380℃的温度下的任何热成型步骤的制造方法获得，以及测试18用不包括允许在马氏体中进行碳配分的任何保持步骤的制造方法获得。

换句话说：

-根据本发明的测试11包括形变热处理和“淬火和配分”步骤；

–不根据本发明的测试17仅包括“淬火和配分”步骤而没有形变热处理；

–不根据本发明的测试18仅包括形变热处理步骤而没有“淬火和配分”步骤。

图1、2和3分别示出了测试11、17和18的组织的比较。在这些图上，奥氏体(a)表现为完全浅灰色或白色区域，新鲜马氏体(m)表现为浅灰色区域，以及回火马氏体(mt)表现为具有或不具有表示碳化物的小白色颗粒的深灰色区域。ma是指奥氏体/马氏体岛。

测试11的组织(图1所示)与测试17的组织(图2所示)的比较表明，根据本发明的在700℃至380℃的温度下的热成型步骤与在qt和470℃之间的温度pt下的保持步骤的组合较包括保持步骤但不包括在700℃至380℃的温度下的热成型步骤的方法提供更精细和更均匀的组织。

测试18的组织(图3所示)基本上包含新鲜马氏体。该结果表明，在不存在允许在马氏体中进行碳配分的保持步骤的情况下，奥氏体冷却时几乎完全转变为新鲜马氏体。

通过比较测试3、9、15和16的机械特性来强调这些组织差异对板的机械特性的影响。

类似于测试11、17和18，测试3、9、15和16具有相同的组成并且通过多种制造方法获得。

测试3和9通过根据本发明的制造方法获得，所述方法包括在700℃至380℃的温度下的热成型步骤和保持步骤两者。测试3和9的屈服强度均高于100mpa，拉伸强度高于1600mpa，均匀延伸率高于7％，总延伸率高于10％，并且乘积拉伸强度×总延伸率大于18000mpa％。

相反，测试15用不包括在380℃至700℃的温度下的任何热成型步骤的制造方法获得。测试15(尽管具有良好的延伸特性)具有不足的拉伸强度(其远低于1600mpa)，使得其乘积拉伸强度×总延伸率小于18000mpa％，并且其乘积拉伸强度×均匀延伸率小于13000mpa％。特别地，由于在测试15的制造期间不存在于380℃中700℃的温度下的热成型步骤，故测试15的显微组织不具有平均尺寸小于1μm且纵横比为2至5的马氏体板条。

此外，用不包括允许在马氏体中进行碳配分的任何保持步骤的制造方法获得的测试16(尽管具有高的屈服强度和拉伸强度)具有不足的均匀延伸率和总延伸率，使得其乘积拉伸强度×总延伸率远低于18000mpa％，并且其乘积拉伸强度×均匀延伸率远低于13000mpa％。

这些实施例出人意料地表明，与用在380℃至700℃的温度下的热成型步骤或保持步骤获得的平均延伸率和强度相比，应用在700℃至380℃的温度下的热成型步骤和保持步骤两者导致延展性和强度特性的更好的组合。

该效果示于图4、5和6。

图4是表示测试3、9、15和16的总延伸率te作为其拉伸强度ts的函数的图。本发明的范围由线l1(ts＝1300mpa)、l2(ts＝2000mpa)、l3(te＝10％)和l4(ts×te＝18000mpa％)限定。

图4表明，与通过仅包括在700℃至380℃的温度下的热轧步骤的制造方法(测试15)获得的总延伸率/拉伸强度组合和通过仅包括保持步骤的制造方法(测试16)获得的总延伸率/拉伸强度相比，通过根据本发明的制造方法(包括在700℃至380℃的温度下的热成型步骤和保持步骤两者)获得的总延伸率/拉伸强度组合好得多。该中间总延伸率/屈服强度在图4中由线l1示出。

此外，这些结果出人意料地表明，根据本发明的方法提供高于18000mpa％的乘积拉伸强度×总延伸率，而沿着线l1不能获得这样的高值。

图5是表示测试3、9、15和16的均匀延伸率ue作为其屈服强度ys的函数的图。本发明的范围由线l5(ys＝1000mpa)、l6(ys＝1700mpa)和l7(ue＝7％)限定。

类似于图4，图5表明，通过根据本发明的制造方法获得的均匀延伸率和屈服强度较仅包括保持步骤的制造方法(测试16)获得的均匀延伸率/屈服强度好得多。

图6是表示测试3、9、15和16的均匀延伸率ue作为其拉伸强度ts的函数的图。本发明的范围由线l8(ts＝1300mpa)、l9(ts＝2000mpa)、l10(ue＝7％)和l11(ts×ue＝13000mpa％)限定。

图6表明，与通过仅包括在700℃至380℃的温度下的热轧步骤的制造方法(测试15)获得的总延伸率/拉伸强度组合和通过仅包括保持步骤的制造方法(测试16)获得的总延伸率/拉伸强度相比，通过根据本发明的制造方法(包括在700℃至380℃的温度下的热成型步骤和保持步骤两者)获得的均匀延伸率/拉伸强度组合好得多。该中间均匀延伸率/屈服强度在图6中由线l2表示。

此外，这些结果出人意料地表明，根据本发明的方法提供高于13000mpa％的乘积拉伸强度×均匀延伸率，而沿线l2不能获得这样的高值。

由此制造的板或部件可用于制造汽车部件，例如前部或后部梁、立柱、保险杠。