CN101292049A - 制备具有多相显微组织的钢零件的方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及制造多相显微组织的钢零件的方法，所述显微组织包含铁素体并且在所述零件的每个区域中是均匀的，该方法包括如下步骤：从钢带材切割坯料，所述钢的组成典型为多相显微组织钢的组成；加热所述坯料直至达到高于Ac1但低于Ac3的均热温度T1，在该均热温度T1下保持均热时间M，调整该均热时间M使得在坯料被加热后，钢具有等于或大于25面积％的奥氏体含量；将所述加热的坯料转移到成形工具中以便对所述零件进行热成形；和在所述工具中以冷却速率V冷却零件，使得在零件冷却后，钢的显微组织是多相显微组织，所述显微组织包含铁素体并且在所述零件的每个区域中是均匀的。

Description

制备具有多相显微组织的钢零件的方法
技术领域
本发明涉及制备由钢制成的零件的方法，所述钢在所述零件的每个区域中都具有均匀的多相显微组织并且具有高的力学性能。
背景技术
为了满足减轻汽车结构的要求，公知的是使用兼具极高机械强度和极高可变形性的TRIP钢(术语TRIP是指转变诱发塑性)和双相钢。TRIP钢具有由铁素体、残余奥氏体以及可选的贝氏体和马氏体构成的显微组织，该显微组织允许这些TRIP钢获得600-1000MPa的抗拉强度。双相钢具有由铁素体和马氏体构成的显微组织，该显微组织允许这些双相钢获得400MPa至大于1200MPa的抗拉强度。
这些类型的钢广泛用于生产能量吸收零件，例如结构和安全零件如纵梁、横梁和加强件。
为了制备这样的零件，通常对从双相钢或TRIP钢的冷轧带材切割的坯料进行冷成形处理，例如在工具间的冲压。
然而，由于难以控制成形零件的回弹，因而由双相钢或TRIP钢制成的零件的发展受到限制，其回弹越大，钢的抗拉强度Rm越高。这是因为为了减少回弹的影响，汽车制造商不得不将该参数引入新零件的设计中，因此一方面需要许多开发，而另一方面限制了能够生产的形状范围。
此外，在大变形的情况下，钢的显微组织在零件的每个区域中不再是均匀的，使用中的零件的行为难以预测。例如，当冷成形TRIP钢的片材时，残余奥氏体在变形影响下转变为马氏体。由于在整个零件中变形不均匀，零件的某些区域将仍含有未转变为马氏体的残余奥氏体，因此这些区域将具有高的残余延展性，然而经历大变形的零件的其它区域将具有可能含贝氏体的铁素体-马氏体结构，该结构具有低的延展性。
发明内容
因此，本发明的目的是弥补上述缺点，并提出制造由下述钢制成的零件的方法，所述钢包含铁素体并且具有在所述零件的每个区域中均为均匀的多相显微组织，并且在成形由钢带材得到的坯料之后不表现出回弹，所述钢带材的组成典型为具有多相显微组织的钢。
为此目的，本发明的第一主题是制造由具有多相显微组织的钢制成的零件的方法，所述显微组织包含铁素体并且在所述零件的每个区域中是均匀的，该方法包括步骤：
-从钢带材切割坯料，所述钢的组成以重量％计由如下成分构成：
0.01≤C≤0.50％
0.50≤Mn≤3.0％
0.001≤Si≤3.0％
0.005≤Al≤3.0％
Mo≤1.0％
Cr≤1.5％
P≤0.10％
Ti≤0.15％
V≤1.0％，
可选的一种或多种元素例如：
Ni≤2.0％
Cu≤2.0％
S≤0.05％
Nb≤0.15％，
该组成的余量是铁和由熔炼导致的杂质；
-可选地，所述坯料进行预先的冷变形；
-加热所述坯料直至达到高于Ac1但低于Ac3的均热温度T1，在该均热温度T1下保持均热时间M，调整均热时间M使得在坯料被加热后，所述钢具有等于或大于25面积％的奥氏体含量；
-将所述加热的坯料转移到成形工具中以便热成形所述零件；和
-在工具中以冷却速率V冷却该零件，使得在零件被冷却后，钢的显微组织是多相显微组织，所述显微组织包含铁素体并且在所述零件的每个区域中是均匀的。
为了确定显微组织中存在的各种相(铁素体相、奥氏体相等)的面积％含量，在沿与带材平面垂直的平面(该平面可平行于轧制方向或平行于轧制横向)产生的截面中测量各种相的面积。根据各种相的性质通过适当的化学腐蚀揭示出所寻找的各种相。
在本发明的上下文中，术语“成形工具”应被理解为意指允许由坯料获得零件的任何工具，例如冲压工具。因此这不包括冷轧或热轧工具。
发明人已经证实通过将坯料加热到介于Ac1和Ac3之间的均热温度T1，如果冷却速率足够高可获得包含铁素体并表现出均匀力学性能的多相显微组织，与工具间坯料的冷却速率无关。在本发明的上下文中，力学性能的均匀性定义为在10-100℃/s范围内变化的冷却速率下抗拉强度Rm差量小于25％。这是因为发明人已经发现通过对坯料在临界间范围内进行热处理，Rm(100℃/s)-Rm(10℃/s)/Rm(100℃/s)小于0.25，Rm(100℃/s)是以100℃/s冷却的零件的抗拉强度，Rm(10℃/s)是以10℃/s冷却的零件的抗拉强度。
本发明的第二主题是可通过所述方法获得的由钢制成的零件，所述钢包含铁素体并且具有在所述零件每个区域中为均匀的多相显微组织。
最后，本发明的第三主题是包括所述零件的陆用机动车辆。
通过以非限制性实施例并参照附图1给出的下列描述，本发明的特征和优点将变得更加显而易见。
附图说明
图1是通过冷成形获得的零件(标记G)和通过热成形获得的零件(标记A)的照片。
具体实施方式
根据本发明的方法包括在特定温度范围内，对事先从钢带材切割下的坯料进行热成形以形成钢零件，所述钢的组成典型为具有多相显微组织的钢组成，但其在开始时不必具有多相组织，所述钢零件在成形工具之间冷却时获得多相显微组织。发明人还证实只要冷却速率足够，就能够获得均匀的多相显微组织，而与工具间的坯料冷却速率无关。
本发明的优点在于无需在制造热轧片材或其涂覆的阶段期间已经形成多相显微组织，而是在通过热成形制造零件的阶段形成所述显微组织，这使得能够确保最终的多相显微组织在零件的每个区域中是均匀的。这在其用于能量吸收零件的情况下是有利的，因为正如当由双相钢或TRIP钢制成的零件进行冷成形时的情形，显微组织不发生变化。
事实上，发明人已经证实了当根据本发明获得零件时，由抗拉强度乘以伸长率(Rm×A)表示的零件能量吸收能力高于当通过对由双相钢或TRIP钢制成的坯料进行冷成形获得的零件的能量吸收能力。这是因为冷成形操作消耗一些能量吸收能力。
此外，通过进行热成形操作，零件的回弹变得可以忽略，而在冷成形操作的情况下零件的回弹非常大。钢的抗拉强度Rm越高回弹越大。这使得无需使用极高强度的钢。
本发明的另一优点在于热成形操作导致比冷成形明显更高的可成形性。因此能够获得更多形状和设想新的零件设计，同时仍能保持其特性例如可焊性为已知的钢组成。
获得的零件具有多相显微组织，该显微组织包括含量优选等于或大于25面积％的铁素体，和至少一种下述相：马氏体、贝氏体、残余奥氏体。这是因为对于具有高的能量吸收能力的成形零件，至少25面积％的铁素体含量赋予钢足够的延展性。
事先从热轧钢带材或从冷轧钢带材切割钢坯料，所述坯料有待通过例如冲压进行成形，所述钢由下面的元素组成：
-含量为0.01-0.50重量％的碳。这种元素对于获得良好的力学性能是重要的，但为了不损害可焊性其不能以过大的量存在。为了促进淬硬性和获得足够的屈服强度Re，碳含量必须等于或大于0.01重量％。
-含量为0.50-3.0重量％的锰。锰促进淬硬性，因此能够获得高的屈服强度Re。然而，钢不得包含过多的锰，以避免说明书随后将提到的可在热处理中证实的偏析。此外，如果硅量不足，则过量的锰可妨碍闪光焊，并且会损害钢的镀锌能力。在用铝或铝合金涂覆钢的情况下，锰在铁和铝的相互扩散中也起着一定作用；
-含量为0.001-3.0重量％的硅。硅改善钢的屈服强度Re。然而，高于3.0重量％时，钢的热浸镀锌变得困难，并且锌涂层的外观不令人满意；
-含量为0.005-3.0重量％的铝。铝稳定铁素体。其含量必须保持低于3.0重量％以避免由于在焊接区域存在氧化铝而使可焊性劣化。然而，需要最小量的铝以便对钢进行脱氧；
-含量等于或低于1.0重量％的钼。钼促进马氏体的形成并提高耐腐蚀性。然而，过量的钼可能促进焊接区域中的冷裂现象，从而降低钢的韧性；
-含量等于或低于1.5重量％的铬。必须限制铬含量以避免对钢镀锌时的表面外观问题；
-含量等于或低于0.10重量％的磷。添加磷以便允许减少碳量并且改善可焊性，同时钢仍具有同等水平的屈服强度Re。然而，高于0.10重量％时，其使钢脆化，因为增加了偏析缺陷的危险，并且可焊性恶化；
-含量等于或低于0.20重量％的钛。钛改善屈服强度Re，然而必须将其含量限制到0.20重量％以避免使韧性劣化；
-含量等于或低于1.0重量％的钒。钒通过晶粒细化改善屈服强度Re和促进钢的可焊性。然而，高于1.0重量％时，钢的韧性恶化，并且存在焊接区域中出现裂纹的危险；
-可选地，含量等于或低于2.0重量％的镍。镍提高屈服强度Re。通常，因为其高的成本因而其含量被限制到2.0重量％；
-可选地，含量等于或低于2.0重量％的铜。铜提高屈服强度Re，然而过量的铜促进在热轧过程中出现裂纹，并且使钢的热成形性劣化；
-可选地，含量等于或低于0.05重量％的硫。硫是偏析元素，必须限制其含量以避免在热轧过程中出现裂纹；及
-可选地，含量等于或低于0.15重量％的铌。铌促进碳氮化物的析出，因此提高了屈服强度Re。然而，高于0.15重量％时，可焊性和热成形性劣化。
该组成的余量由铁和由钢熔炼导致的通常视为杂质的其它元素构成，其比例不影响所需的性能。
通常，在切割成坯料前，通过金属涂覆对钢带材进行腐蚀保护。根据零件的最终用途，这种金属涂层选自锌或锌合金(例如锌-铝)涂层，并且如果还希望良好的耐热性，则选自铝或铝合金(例如铝-硅)涂层。常规上，通过在液体金属浴中进行热浸涂覆、或者通过电沉积或者通过真空涂覆沉积这些涂层。
为了实施根据本发明的制造方法，加热钢坯料以便将其升温到高于Ac1但低于Ac3的均热温度T1，在该温度T1保持均热时间M，调整均热时间M使得在坯料加热后，钢具有等于或大于25面积％的奥氏体含量。
在加热钢坯料并对其进行保温的该操作之后，立即将所述加热的坯料转移到成形工具中以便形成零件并在其中冷却。以足够的冷却速率V在成形工具中进行零件的冷却，以阻止所有的奥氏体转变为铁素体，使得在零件冷却后钢的显微组织是包含铁素体的多相显微组织，该显微组织在零件的每个区域中是均匀的。
表述“在零件的每个区域中均匀的多相显微组织”应理解为意指在零件的每个区域中显微组织在含量和形态方面是不变的，并且其中各种相是均匀分布的。
为了使冷却速率V足够高，可通过例如流体循环来冷却成形工具。
此外，成形工具的夹紧力必须足以在坯料和工具之间确保紧密接触以及确保零件的有效和均匀冷却。
可选地，在从钢带材切割坯料后并且在加热坯料之前，该坯料可以可选地进行预先的冷变形。
在热成形操作之前，通过例如型面加工或轻度冷冲压进行坯料的预先冷变形，在允许获得更复杂几何形状零件的情况下是有利的。
此外，为了能够在单一成形操作中获得某些几何形状，只有将两件坯料对接焊在一起。因此预先冷变形可允许获得单片形式的零件，也就是说通过单一坯料的成形获得的零件。
在本发明第一优选实施方式中，执行根据本发明的方法以便制造由具有多相显微组织的钢制成的零件，该多相显微组织要么包含铁素体和马氏体，要么包含铁素体和贝氏体，要么包含铁素体、马氏体和贝氏体。
为了形成这种显微组织，调整上述多相的组成，特别是钢的碳、硅和铝含量。因此，所述钢包含下面的元素：
-含量优选0.01-0.25重量％，更优选0.08-0.15重量％的碳。限制碳含量到0.25重量％以限制马氏体的形成，由此阻止延展性和可成形性的恶化；
-含量优选0.50-2.50重量％且更优选1.20-2.00重量％的锰；
-含量优选0.01-2.0重量％且更优选0.01-0.50重量％的硅；
-含量优选0.005-1.5重量％且更优选0.005-1.0重量％的铝。铝含量优选低于1.5重量％以避免由于形成氧化铝Al2O3夹杂物而使闪光可焊性劣化；
-含量优选0.001-0.50重量％且更优选0.001-0.10重量％的钼；
-含量优选等于或少于1.0重量％且更优选等于或少于0.50重量％的铬；
-含量优选等于或少于0.10重量％的磷；
-含量优选等于或少于0.15重量％的钛；
-含量优选等于或少于0.15重量％的铌；
-含量优选等于或少于0.25重量％的钒。
该组成的余量由铁和由钢熔炼导致的通常视为杂质的其它元素构成，其含量不影响所需的性能。
根据本发明为了形成由包含铁素体和马氏体和/或贝氏体的多相钢制成的零件，加热坯料到高于Ac1但低于Ac3的均热温度T1以控制坯料加热期间形成的奥氏体含量且不超过75面积％奥氏体的优选上限。
由于该方法的鲁棒性(robustesse)，在均热温度T1下加热并保持均热时间M的钢中25-75面积％的奥氏体含量在成形后钢的机械强度和钢的力学性能一致性方面提供了的良好折中。这是因为高于25面积％奥氏体时，在钢的冷却过程中形成足量的硬化相例如马氏体和/或贝氏体，在成形后钢具有足够的屈服强度Re。然而，高于75面积％奥氏体时，难以控制钢中的奥氏体含量，并且在钢的冷却过程中存在形成过量硬化相的危险，从而形成的钢零件具有不足的断裂伸长率A，从而损害零件的能量吸收能力。
钢坯料在均热温度T1下的均热时间主要取决于带材的厚度。在本发明的上下文中，带材的厚度典型为0.3-3mm。因此，为了形成25-75面积％的奥氏体含量，均热时间M优选为10-1000s。如果钢坯料在均热温度T1下保持的均热时间M长于1000s，则奥氏体晶粒粗化，并且在成形后将限制钢的屈服强度Re。此外，钢的淬硬性降低并且钢的表面氧化。然而，如果坯料保持的均热时间M短于10s，则形成的奥氏体含量将是不足的，并且在零件的工具内冷却过程中形成的马氏体和/或贝氏体含量也将是不足的，从而不能形成足够高的钢屈服强度Re。
钢零件在成形工具中的冷却速率V取决于变形以及工具与钢坯料间的接触质量。然而，冷却速率V必须足够高以便获得所需的多相显微组织，且优选高于10℃/s。对于等于或低于10℃/s的冷却速率V，存在形成碳化物的危险，所述碳化物将造成零件力学性能劣化。
在这些条件下，在冷却后形成的是由多相钢制成的零件，所述多相钢包含多于25面积％的铁素体，余量是马氏体和/或贝氏体，且各种相在零件的每个区域中均匀分布。在本发明的优选实施方式中，优选形成25-75面积％铁素体及25-75面积％马氏体和/或贝氏体。
在本发明的第二优选实施方式中，使用根据本发明的方法制备由TRIP钢制成的零件。在本发明的上下文中，术语“TRIP钢”应理解为意指具有多相显微组织的钢，该多相显微组织包含铁素体、残余奥氏体以及可选的马氏体和/或贝氏体。
为了形成这种TRIP多相显微组织，调整上述多相钢组成且特别是碳、硅和铝的含量。因此，钢包含下面的元素：
-含量优选为0.05-0.50重量％且更优选0.10-0.30重量％的碳。为了形成稳定的残余奥氏体，这种元素优选以等于或大于0.05重量％的含量存在，这是因为碳在显微组织和力学性能的形成中起着重要作用：根据本发明，发生由高温下形成的奥氏体结构开始的贝氏体转变，并且形成贝氏体铁素体板条。因为相比于奥氏体，碳在铁素体中具有极低的溶解度，因此奥氏体中的碳在板条之间排出。由于在根据本发明的钢组成中的某些合金化元素，特别是硅和锰，碳化物特别是渗碳体的析出非常少。因此，板条间的奥氏体逐渐富集碳而不发生碳化物析出。这种富集使得奥氏体被稳定，也就是说在冷却到室温期间这种奥氏体不发生马氏体转变；
-含量优选为0.50-3.0重量％且更优选0.60-2.0重量％的锰。锰促进奥氏体形成，并且有助于降低马氏体转变起始温度Ms和稳定奥氏体。这种锰添加还有助于有效的固溶硬化，因此有助于获得高的屈服强度Re。然而，由于过量的锰阻止在冷却过程中形成足量的铁素体，因此在残余奥氏体中的碳浓度不足以使其为稳定。锰含量更优选为0.60-2.0重量％。以这种方式，获得上述的期望效果，而没有形成有害带状结构的危险，该带状结构是由在凝固期间锰的可能的偏析产生的；
-含量优选为0.001-3.0重量％且更优选0.01-2.0重量％的硅。在室温下硅稳定铁素体并且稳定残余奥氏体。在冷却过程中通过显著减少碳化物的生长硅抑制渗碳体从奥氏体中析出。这是由于硅在渗碳体中的溶解度非常低，并且这种元素提高碳在奥氏体中的活性。因此形成的可能的渗碳体籽晶将被在析出物/基质界面处排出的富集硅的奥氏体区域包围。这种富集硅的奥氏体也较富含碳，并且由于渗碳体与邻近奥氏体区域之间减小的碳梯度导致的较低扩散，渗碳体的生长被减慢。这种硅的添加有助于稳定足量的残余奥氏体以便获得TRIP效应。这种硅添加由于固溶硬化还有助于提高屈服强度Re。然而，过量的硅添加引起形成难以在酸洗操作期间除去的高粘附性氧化物，并且可能出现表面缺陷，这特别是由于在热浸镀锌操作中润湿性不足而导致的。为了稳定足量的奥氏体并同时降低表面缺陷的危险，硅含量优选为0.01-2.0重量％；
-含量优选为0.005-3.0重量％的铝。类似于硅，铝稳定铁素体，并且在坯料的冷却过程中增加铁素体的形成。铝在渗碳体中具有非常低的溶解度，并且因此可用于在贝氏体转变温度下均热期间阻止渗碳体析出，以及稳定残余奥氏体；
-含量优选等于或少于1.0重量％且更优选等于或少于0.60重量％的钼；
-含量优选等于或少于1.50重量％的铬。限制铬含量以避免在对钢进行镀锌的情形中的表面外观问题；
-含量等于或少于2.0重量％的镍；
-含量等于或少于2.0重量％的铜；
-含量优选等于或少于0.10重量％的磷。磷与硅结合通过抑制碳化物析出来增加残余奥氏体的稳定性；
-含量优选等于或少于0.05重量％的硫；
-含量优选等于或少于0.20重量％的钛；及
-含量优选等于或少于1.0重量％且更优选等于或少于0.60重量％的钒。
该组成的余量由铁和由钢熔炼导致的通常视为杂质的其它元素构成，其含量不影响所需的性能。
钢坯料在高于Ac1但低于Ac3的均热温度T1下的均热时间主要取决于带材的厚度。在本发明的上下文中，带材的厚度典型为0.3-3mm。因此，为了形成等于或大于25面积％的奥氏体含量，均热时间M优选为10-1000s。如果钢坯料在均热温度T1下保持的均热时间M长于1000s，则奥氏体晶粒粗化，从而将限制成形之后的钢的屈服强度Re。此外，钢的淬硬性降低并且钢的表面氧化。然而，如果坯料保持的均热时间M短于10s，则形成的奥氏体含量将是不足的，从而在零件的工具内冷却期间将不充分形成残余奥氏体和贝氏体。
钢零件在成形工具中的冷却速率V取决于变形以及工具与钢坯料之间的接触质量。为了获得由具有TRIP多相显微组织的钢制成的零件，优选的冷却速率V为10℃/s至200℃/s。这是因为低于10℃/s时，将主要形成铁素体和碳化物，但具有不足的残余奥氏体和马氏体，然而高于200℃/s时，主要形成马氏体而具有不足的残余奥氏体。
在坯料的加热过程中形成含量等于或大于25面积％的奥氏体是重要的，以便钢在成形工具中冷却时，留下足够的残余奥氏体，从而能够获得所需的TRIP效应。
在这些条件下，在冷却后获得的是由多相钢制成的零件，该多相钢由以面积％计的组成为：含量等于或大于25％的铁素体、3-30％的残余奥氏体以及可选的马氏体和/或贝氏体。
TRIP效应可有利地用于在高速冲击情况下吸收能量。这是因为在TRIP钢零件的大变形过程中，残余奥氏体逐渐转变为马氏体，同时选择马氏体的取向。这具有降低马氏体中的残余应力的作用，从而降低零件中的内应力并最终限制零件的损坏，因为如果零件不由TRIP钢制成，则其将在较高的伸长率A下断裂。
现在将通过用于说明而非意味着进行限制的实施例并参考唯一的附图对本发明进行说明，该附图是通过冷成形获得的零件(标记G)和通过热成形获得的零件(标记A)的照片。
发明人对具有如下组成的钢进行了试验：一方面是典型具有多相显微组织(包含铁素体和马氏体和/或贝氏体)的钢(条款1)，而另一方面是典型具有TRIP多相显微组织的钢(条款2)。
1-组成典型为具有多相显微组织(含铁素体和马氏体)钢组成的钢
1.1加热和冷却速率影响的评价
从钢带材切割尺寸为400×600mm的坯料，所述钢的组成(在表I中给出)是DP780(双相780)等级钢的组成。该带材具有1.2mm的厚度。钢的Ac1温度是705℃且Ac3温度是815℃。加热坯料到可变的均热温度T1并保持5分钟的均热时间。然后将它们立即转移到冲压工具中，在其中对它们进行成形并以可变的冷却速率V进行冷却，将它们保持在该工具中持续60s的时间。冲压的零件具有类似于Ω形状的结构。
在零件完全冷却之后，测量它们的屈服强度Re、它们的抗拉强度Rm以及它们的断裂伸长率A，并确定钢的显微组织。对于显微组织，F表示铁素体、M表示马氏体且B表示贝氏体。在表I I中给出结果。
表I：以重量％表示的根据本发明钢的化学组成，余量是铁或杂质
  C   Mn   Si   Al   Mo   Cr   P   Ti   Nb   V
  0.15   1.91   0.21   0.37   0.005   0.19   0.01   0.03   0.001   -
表II：冲压零件的力学性能和显微组织
Figure A20068003935500181
*根据本发明
该试验的结果清楚显示了仅通过将钢加热到Ac1与Ac3之间的温度能够获得包含铁素体的多相显微组织，而与钢在成形工具中的冷却速率无关。这是因为当在高于Ac3的温度下加热钢时，这时必须在成形期间严格控制冷却速率V，以便获得具有包含超过25面积％铁素体、优选25-75面积％铁素体的多相显微组织的钢。
对于根据本发明所获得的零件，除了根据冷却速率的力学性能的小的变化之外，它们的能量吸收能力优于在高于Ac3温度下加热获得的零件的能量吸收能力。
1.2回弹评价
该试验的目的是显示热成形相对于冷成形的益处，并评价回弹。
为此，通过对从厚度1.2mm钢带材切割的坯料进行冷冲压制备DP780等级的钢制成的零件，钢组成在表I中给出，但不同于条款1中所用带材的是，该组成在冲压前已经具有包含70面积％铁素体、15面积％马氏体和15面积％贝氏体的多相显微组织。图1清楚显示了与通过热冲压形成的零件A(参见表II)(通过字母A表示)相比，通过冷冲压形成的零件(在图中以字母G表示)具有高的回弹。
2-组成典型为TRIP钢组成的钢
从钢带材切割尺寸为200×500mm的坯料，所述钢的组成(在表III中给出)是TRIP 800等级钢的组成。该带材具有1.2mm厚度。这种钢的Ac1温度是751℃且Ac3温度是875℃。在可变的均热温度T1下加热坯料持续5分钟的均热时间，然后立即将它们转移到冲压工具中，在其中对它们进行成形并以45℃/s的冷却速率进行冷却，将它们保持在工具中持续60s的时间。冲压零件具有类似Ω形状的结构。
在零件完全冷却之后，测量它们的屈服强度Re、它们的抗拉强度Rm和它们的断裂伸长率A，并确定钢的显微组织。对于显微组织，F表示铁素体、A表示残余奥氏体、M表示马氏体且B表示贝氏体。在表IV中给出结果。
表III：以重量％表示的根据本发明钢的化学组成，余量是铁或杂质
  C   Mn   Si   Al   Mo   Cr   P   Ti   Nb   V
  0.2   1.5   1.5   0.05   0.007   0.01   0.011   0.005   -   -
表IV：冲压零件的力学性能和显微组织
  T1(℃)   零件   Re(MPa)   Rm(MPa)   A(％)   Rm×A   显微组织(面积％)
  *760   H   541   1174   12.4   14558   35％F+17％A+48％M
  *800   I   485   1171   12.8   14989   45％F+11％A+44％M
  *840   J   454   1110   14.3   15873   45％F+15％A+38％M+2％B
*根据本发明
进行的所述试验清楚显示了通过对根据本发明生产的坯料进行冲压，能够获得具有极高力学性能并且无论冷却温度如何力学性能变化小的零件。

Claims (19)

1.制造由具有多相显微组织的钢制成的零件的方法，所述显微组织包含铁素体且在所述零件的每个区域中是均匀的，该方法包括步骤：
-从钢带材切割坯料，所述钢的组成以重量％计由以下成分构成：
0.01≤C≤0.50％
0.50≤Mn≤3.0％
0.001≤Si≤3.0％
0.005≤Al≤3.0％
Mo≤1.0％
Cr≤1.5％
P≤0.10％
Ti≤0.20％
V≤1.0％，
可选的一种或多种元素例如：
Ni≤2.0％
Cu≤2.0％
S≤0.05％
Nb≤0.15，
该组成的余量是铁和由熔炼导致的杂质；
-可选地，所述坯料进行预先的冷变形；
-加热所述坯料直至达到高于Ac1但低于Ac3的均热温度T1，在该均热温度T1下保持均热时间M，调整均热时间M使得在加热坯料后，钢具有等于或大于25面积％的奥氏体含量；
-将所述加热的坯料转移到成形工具中以便热成形所述零件；和
-在所述工具中以冷却速率V冷却零件，使得在零件冷却后，钢的显微组织是多相显微组织，所述显微组织包含铁素体并且在所述零件的每个区域中是均匀的。
2.如权利要求1所述的方法，其特征在于在零件冷却后，钢的显微组织是具有等于或大于25面积％铁素体含量的多相显微组织。
3.如权利要求1和2中任一项所述的方法，其中钢的组成以重量％计包含：
0.01≤C≤0.25％
0.50≤Mn≤2.50％
0.01≤Si≤2.0％
0.005≤Al≤1.5％
0.001≤Mo≤0.50％
Cr≤1.0％
P≤0.10％
Ti≤0.15％
Nb≤0.15％
V≤0.25％，
该组成的余量是铁和由熔炼导致的杂质；将坯料保持在均热温度T1下持续均热时间M，调整均热时间M使得在加热后，钢具有25-75面积％的奥氏体含量；在零件冷却后，钢的显微组织是包含铁素体以及要么马氏体要么贝氏体、要么马氏体与贝氏体两者的多相显微组织。
4.如权利要求3所述的方法，其特征还在于所述钢以重量％计包含：
0.08≤C≤0.15％
1.20≤Mn≤2.00％
0.01≤Si≤0.50％
0.005≤Al≤1.0％
0.001≤Mo≤0.10％
Cr≤0.50％
P≤0.10％
Ti≤0.15％
Nb≤0.15％
V≤0.25％，
该组成的余量是铁和由熔炼导致的杂质。
5.如权利要求3和4中任一项所述的方法，其特征在于均热时间M为10-1000s。
6.如权利要求3-5中任一项所述的方法，其特征在于冷却速率V大于10℃/s。
7.如权利要求3-6中任一项所述的方法，其特征在于在所述零件冷却后，钢的多相显微组织包含25-75面积％铁素体和25-75面积％马氏体和/或贝氏体。
8.如权利要求1和2中任一项所述的方法，其中钢以重量％计包含：
0.05≤C≤0.50％
0.50≤Mn≤3.0％
0.001≤Si≤3.0％
0.005≤Al≤3.0％
Mo≤1.0％
Cr≤1.50％
Ni≤2.0％
Cu≤2.0％
P≤0.10％
S≤0.05％
Ti≤0.20％
V≤1.0％，
该组成的余量是铁和由熔炼导致的杂质；在零件冷却后，钢的显微组织是包含铁素体、残余奥氏体和可选的马氏体和/或贝氏体的TRIP多相显微组织。
9.如权利要求8所述的方法，其特征还在于所述钢以重量％计包含：
0.10≤C≤0.30％
0.60≤Mn≤2.0％
0.01≤Si≤2.0％
0.005≤Al≤3.0％
Mo≤0.60％
Cr≤1.50％
Ni≤0.20％
Cu≤0.20％
P≤0.10％
S≤0.05％
Ti≤0.20％
V≤0.60％，
该组成的余量是铁和由熔炼导致的杂质。
10.如权利要求8和9中任一项所述的方法，其特征在于均热时间M为10-1000s。
11.如权利要求8-10中任一项所述的方法，其特征在于冷却速率V为10-200℃/s。
12.如权利要求8-11中任一项所述的方法，其特征还在于在所述零件冷却后，TRI P钢的多相显微组织的组成以面积％计为：含量等于或大于25％的铁素体、3-30％的残余奥氏体和可选的马氏体和/或贝氏体。
13.如权利要求1-12中任一项所述的方法，其特征在于所述成形操作是冲压操作。
14.如权利要求1-13中任一项所述的方法，其特征在于在进行切割以形成坯料之前，预先用金属涂层涂覆钢带材。
15.权利要求14的方法，其特征在于该金属涂层是基于锌或锌合金的涂层。
16.权利要求14的方法，其特征在于该金属涂层是基于铝或铝合金的涂层。
17.可通过权利要求1-16中任一项所述方法获得的由钢制成的零件，所述钢在所述零件的每个区域中具有均匀的多相显微组织，所述显微组织包含铁素体。
18.如权利要求17所述的钢零件用于吸收能量的用途。
19.包括权利要求17所述的钢零件的陆用机动车辆。
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