CN101437975B - 制造具有极高强度、延展性和韧性特征的钢板的方法以及由此生产的板材 - Google Patents

制造具有极高强度、延展性和韧性特征的钢板的方法以及由此生产的板材 Download PDF

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Abstract

本发明涉及强度大于1200MPa、Re/Rm比例小于0.75及断裂延伸率大于10％的热轧钢板，其组成含有，含量以重量表示：0.10％≤C≤0.25％；1％≤Mn≤3％；Al≥0.015％；Si≤1.985％；Mo≤0.30％；Cr≤1.5％；S≤0.015％；P≤0.1％；Co≤1.5％；B≤0.005％；应理解的是，1％≤Si+Al≤2％；Cr+(3×Mo)≥0.3％，组成的余量由铁和熔炼导致的不可避免的杂质组成，所述钢的显微组织由至少75％的贝氏体、等于或大于5％的残余奥氏体和等于或大于2％的马氏体组成。

Description

制造具有极高强度、延展性和韧性特征的钢板的方法以及由此生产的板材
技术领域
本发明涉及制造由称为“多相钢”的钢制得的热轧板材，其同时具有允许进行冷成形操作的非常高的抗拉强度和可变形性。更确切地，本发明涉及主要具有贝氏体显微组织并具有大于1200MPa抗拉强度、屈服强度/抗拉强度比率小于0.75的钢。汽车领域和一般工业特别构成这种热轧钢板的应用领域。
背景技术
特别在汽车工业中，存在减轻车辆重量和增加安全的持续需要。从而，已经提出几类提供各种强度水平的钢。
首先，已经提出具有微合金元素、同时通过析出和晶粒尺寸细化获得强化的钢。在发展这些钢之后是“双相钢”，其中在铁素体基质中存在马氏体，这允许获得大于450MPa的抗拉强度及好的冷成形性。
为了获得更高的抗拉强度水平，已经发展了具有TRIP(相变诱导塑性)行为并且具有非常有利的性能(抗拉强度/可变形性)组合的钢。这些性能与这些钢的由含有贝氏体和残余奥氏体的铁素体基质构成的组织有关。通过添加硅或铝稳定残余奥氏体，这些元素延迟碳化物在奥氏体和在贝氏体中的析出。存在残余奥氏体赋予未变形的板材高的延展性。在随后变形的作用下，例如当单轴应力施加时，由TRIP钢板制得零件的残余奥氏体逐渐转变为马氏体，导致显著强化并推迟颈缩。
为了获得更高的抗拉强度，即大于800-1000MPa的水平，已经发展了具有主要为贝氏体组织的多相钢。在汽车工业或通常在工业中，这种钢有利地被用于结构零件，例如保险杆横梁、柱、各种加强件和耐磨的磨损零件。然而，这些零件的可成形性同时需要足够(大于10％)的延伸率和并非过高的屈服强度/抗拉强度比，以具有充分的塑性储备性能。
美国专利6364968公开了制造由铌或钛进行微合金化的钢制得的热轧板材，具有大于780MPa的抗拉强度，具有贝氏体组织或含有至少90％贝氏体的贝氏体/马氏体组织，其晶粒尺寸小于3微米。在该专利示例性实施方案中显示获得的抗拉强度刚刚超过1200MPa，且Re/Ra比大于0.75。还应注意，在这种主要为贝氏体的组织中存在的碳化物当应力施加时例如在孔膨胀试验中导致机械损伤。
美国专利4472208也公开了制造由钛进行微合金化的钢制得的热轧板材，其具有主要为贝氏体的组织，含有至少10％铁素体且优选20-50％铁素体，以及具有碳化钛(TiC)析出。然而，因为含有大量铁素体，根据该发明制造的品级的抗拉强度小于1000MPa，该值可能并不满足于一些应用。
日本专利2004332100公开了制造具有如下性能的热轧钢板：抗拉强度大于800MPa、主要为贝氏体的组织，含有小于3％的残余奥氏体。然而，必须添加昂贵的铌以获得高的抗拉强度值。
日本专利2004190063公开了制造具有高抗拉强度的热轧钢板，抗拉强度乘以延伸率的乘积大于20000MPa.％，并且含有奥氏体。然而，相对于硫含量，这种钢含有昂贵的铜添加。
发明内容
本发明的目的将解决上述问题。本发明的目的是制造抗拉强度大于1200MPa并且具有好的冷成形性、Re/Rm比例小于0.75、断裂时延伸率大于10％的热轧钢。本发明的目的还在于提供当通过机械加工进行切割时在很大程度上对损伤不敏感的钢。
本发明的目的还在于提供具有好的韧性以(特别是当动态应力施加时)承受缺陷突然扩展的钢。目的是获得在20℃超过28焦耳的夏氏V形(Charpy V)断裂能。本发明的目的还在于提供当用标准组装方法在1毫米至大于30毫米的厚度范围进行焊接时，特别在电阻点焊或电弧焊特别MAG(金属活性气体)焊过程中具有好的可焊性的钢。本发明还旨在提供其组成不包括昂贵的微合金元素例如钛、铌或钒的钢。这样，降低生产成本，简化热机械制造方案。本发明目的还在于提供具有非常高疲劳持久极限的钢。此外，本发明的目的是提供如下的制造方法：其中小的参数变化不会引起显微组织或机械性能显著变化。
为此，本发明的一个主题是抗拉强度大于1200MPa、Re/Rm比例小于0.75及断裂延伸率大于10％的热轧钢板，其组成含有(含量以重量表示)：0.10％≤C≤0.25％；1％≤Mn≤3％；A1≥0.015％；Si≤1.985％；Mo≤0.30％；Cr≤1.5％；S≤0.015％；P≤0.1％；Co≤1.5％；B≤0.005％；应理解，1％≤Si+Al≤2％；Cr+(3×Mo)≥0.3％、组成的余量由铁和熔炼导致的不可避免的杂质组成，钢的显微组织由至少75％贝氏体、等于或大于5％的残余奥氏体和等于或大于2％的马氏体组成。
钢板的碳含量优选为：0.10％≤C≤0.15％。
碳含量还优选为：0.15％<C≤0.17％。
根据优选的实施方案，碳含量为：0.17％<C≤0.22％。
碳含量优选为：0.22％<C≤0.25％。
根据优选的实施方案，钢的组成包含：1％≤Mn≤1.5％。
钢的组成还优选使得：1.5％<Mn≤2.3％。
钢的组成还优选包含：2.3％<Mn≤3％。
根据优选的实施方案，钢的组成包含：1.2％≤Si≤1.8％。
钢的组成优选包含：1.2％≤Al≤1.8％。
根据优选的实施方案，钢的组成使得：Mo≤0.010％。
本发明的另一主题是一种钢板，该钢板残余奥氏体的碳含量大于1重量％。
本发明的另一主题是在贝氏体板条间含有碳化物的钢板，单位面积上尺寸大于0.1微米的板条间碳化物数目N等于50000/mm2或更少。
本发明的另一主题是含有马氏体/残余奥氏体岛状物的钢板，单位面积上最大尺寸Lmax大于2微米且延伸因子Lmax/Lmin小于4的马氏体/残余奥氏体岛状物的数目NMA小于14000/mm2。
本发明的另一主题是制造抗拉强度大于1200MPa、Re/Rm比例小于0.75且断裂延伸率大于10％的热轧钢板的方法，其中：
-提供上述组成的钢；
-由这种钢铸造半成品；
-加热半成品到高于1150℃的温度；
-在钢组织完全是奥氏体的温度范围内热轧半成品；
-然后，以如下方式将由此获得的板材从高于Ar3的温度TDR冷却到转变温度TFR：在TDR和TFR之间的第一冷却速率VR为50-90℃/s，且温度TFR介于B′s和Ms+50℃间，B′s表示相对于贝氏体转变开始温度Bs定义的温度，且Ms表示马氏体转变开始温度，然后
-板材以0.08-600℃/min的第二冷却速率V′R从温度TFR冷却到环境温度；
-当速率V′R为0.08-2℃/min时，温度B′s等于Bs；及
-当速率V′R大于2℃/min但不超过600℃/min时，温度B′s等于Bs+60℃。
本发明的另一主题是制造抗拉强度大于1200MPa、Re/Rm比例小于0.75且断裂延伸率大于10％的热轧钢板的方法，其中：
-提供上述组成的钢；
-由这种钢铸造半成品；
-加热半成品到高于1150℃的温度，在钢显微组织完全是奥氏体的温度范围内进行热轧；
-以70℃/s或更高的冷却速率VR1将由此获得的板材从高于Ar3的温度TDR冷却到中间温度TI，温度TI不超过650℃；然后
-以如下方式将板材从温度TI冷却到TFR：温度TDR和温度TFR之间的冷却速率是20-90℃/s，且温度TFR介于B′s和Ms+50℃间，B′s表示相对于贝氏体转变开始温度Bs定义的温度，且Ms表示马氏体转变开始温度；然后
-板材以0.08-600℃/min第二冷却速率V′R从温度TFR冷却到环境温度；
-当速率V′R为0.08-2℃/min时，温度B′s等于Bs；及
-当速率V′R大于2℃/min但不超过600℃/min时，温度B′s等于Bs+60℃。
本发明的另一主题是一种制造热轧钢板的方法，其中：
-提供上述组成的钢；
-由这种钢铸造半成品；
-加热半成品到高于1150℃的温度；
-在钢组织完全是奥氏体的温度范围内热轧半成品；及
-调节高于Ar3的第一冷却开始温度TDR、第一冷却结束温度TFR、TDR和TFR间的第一冷却速率VR、以及第二冷却速率V′R，使得钢显微组织由至少75％贝氏体、等于或大于5％的残余奥氏体和等于或大于2％马氏体组成。
本发明的另一主题是一种制造方法，其中调节高于Ar3的第一冷却开始温度TDR、第一冷却结束温度TFR、TDR和TFR间的第一冷却速率VR、以及第二冷却速率V′R，使得残余奥氏体的碳含量大于1重量％。
本发明的另一主题是一种方法，其中调节高于Ar3的第一冷却开始温度TDR、第一冷却结束温度TFR、TDR和TFR间的第一冷却速率VR、以及第二冷却速率V′R，使得每单位面积上的尺寸大于0.1微米的板条间碳化物数目不超过50000/mm2。
本发明的另一主题是一种方法，其中调节高于Ar3的第一冷却开始温度TDR、第一冷却结束温度TFR、TDR和TFR间的第一冷却速率VR、以及第二冷却速率V′R，使得每单位面积上最大尺寸Lmax大于2微米且延伸因子Lmax/Lmin小于4的马氏体/残余奥氏体岛状物数目NMA小于14000/mm2。
本发明的另一主题是根据上述特征的热轧钢板或根据上述实施方案之一的方法制造的热轧钢板在汽车领域中制造结构零件或加强元件中的用途。
本发明的另一主题是根据上述特征的热轧钢板或根据上述实施方案之一的方法制造的热轧钢板在一般工业中制造加强件和结构零件及制造耐磨零件中的用途。
附图说明
通过由实施例并参照附图给出的下面描述，本发明的其它特征和优点将变得显而易见，其中：
-图1是根据本发明制造方法的一个实施方案的示意图，关于从奥氏体开始转变的曲线图；及
-图2示出了根据本发明钢板的显微组织的例子。
具体实施方式
在热轧后在标准冷却条件下，将含有约0.2％C和1.5％Mn的钢通过冷却从奥氏体转变为由板条状铁素体和碳化物组成的贝氏体。此外，显微组织可含有相对大量在相对高的温度形成的先共晶铁素体。然而，这种成分的屈服点低，使得当存在这种成分时不能获得非常高的抗拉强度水平。根据本发明的钢不含有先共晶铁素体。这样，抗拉强度显著提高至超过1200MPa。由于根据本发明的组成，也延迟了板条间碳化物的析出，从而，显微组织由源自奥氏体转变的马氏体、贝氏体和残余奥氏体组成。该组织还具有由细贝氏体板条束(packet)组成的外观(板条束表示在相同初始奥氏体晶粒内得平行板条的集合)，其抗拉强度和延展性大于多边形铁素体。贝氏体板条的尺寸在几百纳米数量级，板条束尺寸在几微米数量级。
对于钢的化学组成，碳对于形成显微组织并对机械性能具有重要作用。热轧板材后由高温下形成的奥氏体组织开始发生贝氏体转变，并且最初在仍然主要为奥氏体的基质中形成贝氏体铁素体板条。因为碳在铁素体中的溶解度比在奥氏体中低得多，因此在板条间排出碳。由于在根据本发明的组成中存在某些合金元素，特别由于结合添加硅和铝，仅析出非常有限的碳化物，特别是渗碳体。因此，还未转变的板条间奥氏体逐渐富集碳，而实际上并没有在奥氏体/贝氏体界面上发生任何显著的碳化物析出。这种富集使得奥氏体稳定，也就是说大多数这种奥氏体在冷却到环境温度时实际上并不发生马氏体转变。少量马氏体以岛状物形式出现，这有助于提高抗拉强度。
碳还延迟先共晶铁素体的形成，为获得高的抗拉强度水平，必须避免先共晶铁素体的存在。
根据本发明，碳含量为0.10-0.25重量％。低于0.10％时，不能获得充分的抗拉强度，并且残余奥氏体的稳定性也不令人满意。高于0.25％时，由于在自焊接条件下在热影响区或在熔融区域中形成低韧性的显微组织，因而可焊性降低。
根据第一实施方案，碳含量为0.10-0.15％。在这种范围内，可焊性非常令人满意并且获得的韧性特别高。由于有利的凝固方式，通过连续铸造进行的制造特别容易。
根据第二优选实施方案，碳含量大于0.15％但不超过0.17％。在这个范围内，可焊性是令人满意的并且获得的韧性高。
根据第三优选实施方案，碳含量大于0.17％但不超过0.22％。一方面，这种组成范围能使抗拉强度性能与延展性最佳结合，另一方面能使韧性和可焊性性能最佳结合。
根据第四优选实施方案，碳含量大于0.22％但不超过0.25％。这样，获得最高的抗拉强度水平，但以韧性轻微降低为代价。
当以1-3重量％的量添加锰(一种促进形成γ-相的元素)时，该元素通过降低转变温度Ar3稳定奥氏体。锰也有助于在液相熔炼过程中对钢进行脱氧。添加锰也有助于有效的固溶强化和有助于获得较高抗拉强度。优选地，锰含量为1-1.5％。这样，获得令人满意的强化并且没有形成有害带状组织的风险。还优选地，锰含量大于1.5％但不超过2.3％。这样，获得上述所需效果，而不会在焊接组件中引起淬火淬硬性的相应过度增加。还优选地，锰含量大于2.3％但不超过3％。高于3％时，碳化物析出的风险或形成有害带状组织的风险过高。在根据本发明定义的条件下，结合钼和/或铬添加，可获得大于1300MPa的抗拉强度。
根据本发明，硅和铝共同起到重要作用。
当从奥氏体冷却时通过显著延迟碳化物生长，硅能抑制渗碳体析出。这是由于硅在渗碳体中的溶解度非常低以及这种元素提高碳在奥氏体中的活性。这样，如果在铁素体/奥氏体界面上形成任何渗碳体核，硅将在该界面上被排出。从而在富集硅的奥氏体区域中提高碳的活性。由于渗碳体和邻近奥氏体区域间的碳梯度降低，从而延迟渗碳体的生长。因此添加硅有助于稳定足够量的薄膜形式的残余奥氏体，该薄膜可局部提高抗损伤性并且阻止形成脆性碳化物。
对于钢脱氧，铝是非常有效的元素。为此，其含量为0.015％或更高。与硅类似，铝在渗碳体中具有非常低的溶解度，并且其能稳定残余奥氏体。
已经证实铝稳定奥氏体的作用与硅非常类似。当硅和铝含量使得1％≤Si+Al≤2％时，获得令人满意的奥氏体稳定，这允许形成所需的显微组织，同时维持令人满意的使用性能。由于铝最小含量是0.015％，因此硅含量不应超过1.985％。
优选地，硅含量为1.2-1.8％。这样，避免了碳化物析出并获得优异的可焊性(在MAG焊接中没有观察到裂纹)，就焊接参数而言，具有充分的宽容度。通过电阻点焊产生的焊接也没有缺陷。此外，因为硅稳定铁素体相，因此1.8％或更少的含量阻止形成不希望的先共晶铁素体。过量添加硅还引起形成高粘附的氧化物，及可能具有表面缺陷的外观，特别导致在热浸镀锌操作中缺少润湿性。
还优选地，当铝含量为1.2-1.8％时获得这些效果。就相同的含量而言，铝的作用与关于硅上述提及的那些作用非常类似。然而，可降低出现表面缺陷的风险。
钼延迟贝氏体转变，有助于固溶强化，也细化形成的贝氏体板条尺寸。根据本发明，钼含量不超过0.3％以避免过量形成强化组织。
当含量少于1.5％时，铬具有与钼非常类似的作用，因为铬也有助于阻止先共晶铁素体形成，并且有助于贝氏体显微组织的强化和细化。
根据本发明，铬和钼含量是：Cr+(3×Mo)≥0.3％。
当满足上述不等式时，这种关系中的铬和钼系数导致这两种元素各自相对高的延迟铁素体转变的能力，在根据本发明的特定冷却条件下，避免形成先共晶铁素体。
然而，钼是昂贵的元素。发明人已经证实能够通过限制钼含量到0.010％并通过添加铬补偿这种降低以满足关系：Cr+(3×Mo)≥0.3％，从而特别经济地制造钢。
含量大于0.015％的硫，趋于以硫化锰形式过量析出，这可显著降低可成形性。
已知磷是在晶界上偏析的元素。其含量必须被限制在0.1％以保持充分的热延性。对硫和磷的限制也允许在点焊时获得好的可焊性。
钢也可含有钴。含量不超过1.5％时，这种强化元素允许增加残余奥氏体中的碳含量。然而，出于成本原因也必须限其含量。
钢也可含有含量不超过0.005％的硼。这种添加提高淬火淬硬性，并且有助于消除先共晶铁素体。还有助于提高抗拉强度水平。
组成的余量由熔炼导致的不可避免的杂质例如氮组成。
根据本发明，钢的显微组织由至少75％贝氏体、等于或大于5％的残余奥氏体和等于或大于2％的马氏体组成，这些含量以每单位面积上的百分比计。主要为贝氏体组织，没有先共晶铁素体，这赋予非常高的对随后机械损伤的抵抗性。
特别地通过添加硅和铝，根据本发明热轧板材的显微组织含有不少于5％的残余奥氏体，该残余奥氏体优选富集碳并且在环境温度下是稳定的。残余奥氏体以板条间的膜或岛状物形式在贝氏体中存在，尺寸从几百微米到几微米。
少于5％的残余奥氏体量不能使板条间的膜显著提高抗损伤能力。
优选地，残余奥氏体的碳含量大于1％以减少碳化物形成，并且以便获得在环境温度下充分稳定的残余奥氏体。
图2显示了根据本发明的钢板的显微组织的例子。残余奥氏体A(其具有7％的面积含量)呈白色，且为岛状物或膜形式。马氏体M(其面积含量为15％)的形式为贝氏体基质B中的非常暗的成分且显示为灰色。
在一些岛状物中，局部碳含量以及由此引起的局部淬火淬硬性可能发生变化。从而在这些岛状物中，残余奥氏体与马氏体局部相关联，这些由术语“M-A”岛状物表示(其兼具有马氏体和残余奥氏体)。在发明的上下文中，已经证实特别发现了M-A岛状物具体形貌。可通过本身已知的合适的化学反应物揭示M-A岛状物的形貌。在化学蚀刻后，在相对暗的贝氏体基质中，M-A岛状物呈现例如白色。通过光学显微镜在约500-1500倍的放大倍数下在具有统计代表性数量的区域内观察这些岛状物。例如通过本身已知的图像分析软件例如Noesis提供的
Figure G2007800159016D0010150513QIETU
软件测定每个岛状物的最大尺寸Lmax和最小尺寸Lmin。最大尺寸和最小尺寸的比例Lmax/Lmin表征给定岛状物的延伸因子。根据本发明，通过降低最大长度Lmax大于2微米且延伸因子小于4的M-A岛状物的数目NMA来获得特别高的延展性。据证实在随后的机械应力施加过程中这些大体积的岛状物是优先的诱发区域。根据本发明，每单位面积上的岛状物数目NMA必须小于14000/mm2。
根据本发明的钢组织还含有等于或大于2％的马氏体以补偿贝氏体和残余奥氏体。这种特征允许附加的强化，从而获得大于1200MPa的抗拉强度。
优选地，限制位于板条间的通常较粗且尺寸大于0.1微米的碳化物数目。可例如通过光学显微镜以1000倍或更高的放大倍数观察这些碳化物。已经证实每单位面积上尺寸大于0.1微米的板条间碳化物数目N必须小于50000/mm2，否则在随后应力施加过程例如在孔膨胀试验中会过度损伤。此外，过量存在碳化物可引起过早断裂产生并降低韧性。
根据本发明制造热轧板材的方法如下：
-提供根据本发明的组成的钢；
-由这种钢铸造半成品。可以按铸锭进行该铸造或者以厚度约200毫米的板坯形式连续进行该铸造。也可以按厚度几十毫米的薄板坯或以在对转钢辊间铸造的薄带材形式铸造半成品；
-将铸造的半成品首先加热到高于1150℃的温度，以使所有点处的温度均达到有利于钢将在轧制过程中发生的高度形变的温度。当然，在对薄板坯或对转辊间薄带材进行直接铸造的情况下，在高于1150℃开始的这些半成品的热轧步骤可在铸造后直接进行，使得在这种情况下无需中间再次加热步骤；
-在钢组织完全是奥氏体的温度范围内热轧半成品直到轧制结束温度TFL，参照图1。该图显示根据本发明的热机械制造的曲线1以及显示铁素体转变区域2的转变图、贝氏体转变区域3和马氏体转变区域4；和
-然后进行受控的冷却步骤，在高于Ar3(奥氏体-铁素体转变开始温度)的温度TDR开始并且在温度TFR(冷却结束温度)结束。TDR和TFR间的平均冷却速率为VR。将这种冷却和相关速率VR称为第一冷却和第一冷却速率。根据本发明，速率VR为50-90℃/s。当冷却速率低于50℃/s时，形成先共晶铁素体，这对于获得高强度性能是有害的。根据本发明，从而避免奥氏体-铁素体转变。当速率VR大于90℃/s时，具有形成马氏体并引起出现非均相组织的风险。从工业观点，根据本发明的冷却范围是有利的，因为无需板材在热轧后进行非常迅速地冷却，例如以约200℃/s的速率。这避免了对昂贵的特定设备的需要。可通过喷水或水/空气混合物获得根据本发明的冷却速率范围，这取决于板材的厚度。
还可根据下面的变体进行该过程。钢从温度TDR开始迅速冷却到650℃或更低的温度TI。这种快速冷却的速率VR1大于70℃/s。然后钢冷却到温度TFR使得TDR和TFR间的平均冷却速率为20-90℃/s。这种变体与前述变体相比的优势是在TDR和TFR间需要平均较慢的冷却，只要以速率VR1从TDR进行较快冷却以确保不存在先共晶铁素体。
在根据上述两个变体中任何一个进行的这个第一快速冷却阶段后，进行称为第二冷却的较缓慢冷却阶段，该阶段在B′s和Ms+50℃间的温度TFR开始并在环境温度结束。用V′R表示第二冷却速率。用Ms表示马氏体转变开始温度。相对于贝氏体转变开始温度Bs定义温度B′s，以下面方式：
-当以0.08-2℃/min的速率V′R进行非常缓慢的第二冷却时，B′s＝贝氏体转变开始温度Bs。可通过实验测定或由组成通过本身已知的公式估算温度Bs。图1示出该第一制造方法；
-当热轧板材以大于2℃/min但不超过600℃/min的速率V′R从TFR开始冷却时，B′s＝Bs+60℃。
第一种情况相应于薄至约15毫米的最薄板材的制造，将其热卷曲，然后在卷曲操作后进行缓慢冷却。第二情况相应于不进行热卷曲的较厚板材的制造。根据板厚，大于2℃/min但并不超过600℃/min的冷却速率相应于轻微加速冷却或空气冷却。
当冷却结束温度高于B′s时，奥氏体中的碳富集不充分。在完全冷却后，形成碳化物或马氏体岛状物。这样，能够获得具有双相组织的钢，但其性能的组合(强度/延展性)次于本发明。与本发明的组织相比，这些组织还具有较大的损伤敏感性。
当冷却结束温度低于Ms+50℃时，奥氏体的碳富集过量。在特定工业条件下，具有形成明显带状组织及过度马氏体转变的风险。
因此，在根据本发明的条件下，该方法对制造参数变化具有低的敏感性。
与介于B′s和Ms+50℃间的温度TFR相关的第二冷却允许控制奥氏体到贝氏体的转变，局部富集这种奥氏体以便使其稳定，并使得能够获得适合的(贝氏体/残余奥氏体/马氏体)比例。
在本发明的上下文中，还能够调节TDR和TFR间的第一冷却速率VR、冷却结束温度TFR和第二冷却速率V′R，使得钢显微组织由至少75％贝氏体、5％或更多的残余奥氏体和2％或更多的马氏体组成。
调节参数TDR、TFR、VR和V′R以获得至少75％贝氏体、至少5％奥氏体和至少2％马氏体，以下面方式选择所述参数：
-选择TDR高于AR3以避免形成先共晶铁素体，同时阻止奥氏体晶粒过度生长并细化最终显微组织；
-选择尽可能快的冷却速率VR以避免珠光体转变(将导致不充分的残余奥氏体含量)和铁素体转变，同时仍保持在工业生产线控制能力内以在热轧板材纵向和横向上获得显微组织的均匀性。然而，必须限制冷却速率VR以避免在板材厚度上形成非均相的显微组织。
-冷却速率V′R主要取决于工业场合的生产能力和板材厚度；
-独立选择足够低的V′R、TFR以避免将导致不完全贝氏体转变和残余奥氏体含量低于5％的珠光体转变；
-此外，如果冷却速率V′R快，选择足够高的温度TFR以允许在马氏体区域上方进行贝氏体转变的时间。从而避免由于过快转变到马氏体区域而形成多于20％的马氏体。马氏体转变的发生将损害贝氏体转变和残余奥氏体稳定；及
-如果冷却速率V′R慢，温度TFR在B′s和Ms+50℃间的变化对最终显微组织几乎没有影响。
也可调节这些参数以获得M-A岛状物的独特形貌和性质，特别选择这些参数使得尺寸大于2微米且延伸因子小于4的马氏体/残余奥氏体岛状物的数目NMA少于14000/mm2。也可调节这些参数以使残余奥氏体的碳含量大于1重量％。特别地，并不选择过高的冷却速率VR以避免过度形成粗的M-A岛状物。也可调节参数VR、TFR和V′R以使每单位面积上的尺寸大于0.1微米的贝氏体碳化物的数目N不超过50000/mm2。
实施例
对具有下表给出的(以重量百分比表示)组成的钢进行熔炼。除用于制造根据本发明的板材的I-1到I-9钢外，为了进行比较，该表还示出用于制造对照板材的钢R-1到R-9的组成。
Figure G2007800159016D00141
将相应于上述组成的半成品加热到1200℃，并在组织完全是奥氏体的温度范围内热轧至3mm或12mm的厚度。820-945℃的冷却开始温度TDR也在奥氏体区域内。在表2中示出TDR和TFR间的冷却速率VR、冷却结束温度TFR和第二冷却速率V′R。由任一组成开始，特定钢(I-1、I-2、I-5、R-7)经受不同制造条件。例如对照I-1a、I-1b和I-1c表示由钢组成I-1在不同的条件下制造的三种钢板。钢板I-1a至I-1c、I-4、I-5a、I-5b和R-6具有12mm厚度，其它板材具有3mm的厚度。
表2也示出由化学组成通过下面表达式计算的转变温度B′s和Ms+50℃，组成以重量百分比表示：
Bs(℃)＝830-270(C)-90(Mn)-37(Ni)-70(Cr)-83(Mo)
Ms(℃)＝561-474(C)-33(Mn)-17(Ni)-17(Cr)-21(Mo)。
还示出了通过定量显微技术测量的各种显微组织成分：通过X射线衍射或通过磁饱和测量得到的每单位面积上贝氏体、残余奥氏体和马氏体的百分数。使用Klemm试剂显示M-A岛状物。通过图像分析软件检测它们的形貌以测定参数NMA。在某些情况下，通过Nital蚀刻并在高放大倍数的光学显微镜下观察来检测在贝氏体相中可能存在的尺寸大于0.1微米的碳化物。测定尺寸大于0.1微米的板条间碳化物数目N(/mm2)。
Figure G2007800159016D00171
在下表3中给出获得的抗拉性能(屈服强度Re、抗拉强度Rm、均匀延伸率Au和断裂延伸率Ab)。也给出Re/Rm比例。在某些情况下，对V形缺口韧性样品测定20℃下的断裂能Kcv。
此外，评价了由于切割(例如剪切或冲压)而导致的可能降低切割零件随后可变形性的损伤。为此，通过剪切切割20×80mm2的样品。然后对一些这样样品的边缘进行抛光。然后用光沉积网(mesh)涂覆样品，然后进行单轴拉伸试验直到断裂。尽可能接近变形网的断裂开始来测量平行于应力施加方向的主应变ε1。在具有机械切割边的样品上和在具有抛光边缘的样品上进行该测量。通过损伤因子Δ评价对切割的灵敏度，其中Δ＝[ε1(切割边)-ε1(抛光边缘)]/ε1(抛光边缘)。
也测定这些钢板的电弧焊(MAG过程)和电阻点焊的可焊性。
表3：获得的热轧板的机械性能。
I＝根据本发明；R＝对照。
 
钢板 Re(MPa) Rm(MPa) Re/Rm Au(％) Ab(％) Kcv(20℃)(焦耳) Δ(％)
I-1a 850 1322 0.643 6.5 13.3 48 n.d.
I-1b 864 1307 0.661 6.2 14.5 44 n.d.
I-1c 789 1343 0.587 6.1 12.6 28 n.d.
I-2a 747 1262 0.592 6.9 12.5 n.d. n.d.
I-2b 718 1209 0.594 7.8 10.8 n.d. n.d.
I-3 863 1384 0.624 7.5 12.4 n.d. -13％
I-4 977 1469 0.665 5.2 15.9 49 n.d.
I-5a 994 1382 0.719 4.4 13.2 86 n.d.
I-5b 914 1299 0.704 4.8 13.9 52 n.d.
I-6 832 1281 0.649 8.7 13.0 n.d. n.d.
I-7 734 1306 0.562 6.1 10.0 n.d. -12％
I-8 728 1200 0.606 6.1 10.0 n.d. n.d.
I-9 645 1200 0.537 8.4 12.9 n.d. n.d.
R-1 709 801(＊) 0.885(＊) 12.9 19.0 n.d. n.d.
R-2 728 864(＊) 0.843(＊) 15.7 23.8 n.d. n.d.
R-3 773 912(＊) 0.847(＊) 13.8 22.5 n.d. n.d.
R-4 629 890(＊) 0.707 17.3 17.7 n.d. -48％
R-5 585 857(＊) 0.682 16.6 20.2 n.d. n.d.
R-6 725 1290 0.562 6.7 11.5 14(＊) n.d.
R-7a 782 1231 0.635 11.7 16.6 <28(＊) n.d.
R-7b 961 1297 0.741 6.9 12.2 <28(＊) n.d.
R-8 779 1048(＊) 0.743 8.8 13.9 n.d. n.d.
R-9 790 1422 0.556 5.4 9.1(＊) n.d. n.d.
(*)：未根据本发明；n.d：未测定。
根据本发明的钢板I-1至I-9具有特别有利的机械性能的组合，即一方面抗拉强度大于1200MPa，而另一方面断裂延伸率大于10％且Re/Rm比例小于0.75，这确保了良好的可成形性。根据本发明的钢也具有大于28焦耳的室温夏氏V形缺口断裂能。这种高的韧性允许制造抵抗缺陷突然扩展的零件，特别是当动态应力施加时。根据本发明的钢显微组织具有少于14000/mm2的岛状物数目。
特别地，钢板I-2a和I-5a每单位面积具有低比例的大体积M-A岛状物，即分别为10500/mm2和13600/mm2。
根据本发明的钢在切割时也表现出良好的抗损伤性，因为限制损伤因子Δ被限制为-12或-13％。
这些钢也在MAG均质焊接中具有好的可焊性。对于适于上述厚度的焊接参数，搭焊接头没有热裂纹或冷裂纹。在均质电阻点焊中也观察到类似结果。
在钢I-9情形中，也根据以下变量进行TDR(880℃)和TFR(485℃)间的冷却(参见表2)：在以速率VR1＝80℃/s冷却到590℃的温度TI的第一冷却阶段后，以880℃至485℃间的平均冷却速率为37℃/s的方式冷却板材。这时，观察到的机械性能与表3中给出的实施例I-9的性能非常相似。
钢R-1具有不充分的铬和/或钼含量。关于钢R-1至R-3的冷却条件(VR过高和TFR过低)不适于形成细贝氏体组织。缺少马氏体不允许充分强化，抗拉强度显著低于1200MPa，并且Re/Rm比例过大。
在钢板R-4和R-5情形中，轧制后过快的冷却速率使得不能获得足够高量的贝氏体。形成的M-A岛状物相对粗。对于钢板R-4，化合物的数目NMA为14700/mm2。这些钢的贝氏体百分比和抗拉强度不足。含有大量碳化物(N>50000/mm2)的钢板R-4具有过高的损伤敏感性，正如损伤因数值所证实：Δ＝-48％。
钢R-6具有过高的碳含量，导致过高的马氏体含量，这是由于其高的淬火淬硬性。其贝氏体含量和奥氏体含量不足。因此钢板R-6具有不足的缺陷突然扩展抵抗性，因为20℃下其夏氏V形缺口断裂能比28焦耳低得多。
钢板R-7a和R-7b也具有过高的碳含量。由薄测试样品估算的28焦耳水平下的转变温度高于环境温度，表明了平庸的韧性。可焊性降低。应注意到，尽管这些钢板的碳含量较高，然而这些钢板的抗拉强度不高于根据本发明钢的抗拉强度。
具有过高碳含量的钢板R-8被过慢冷却。结果是，残余奥氏体显著富集碳，并且不形成马氏体。因此获得的抗拉强度不足。
钢板R-9以过高速率冷却到过低的冷却结束温度。因此，组织实际上完全是马氏体且断裂延伸率不足。
因此，本发明允许制造具有贝氏体基质而无需添加昂贵微合金化元素的钢板。这些板材既具有非常高的抗拉强度又具有高的延展性。由于它们高的抗拉强度，这些钢板适于制造经受循环机械应力的元件。根据本发明的钢板有利地用于制造汽车领域和一般工业中的结构零件或加强元件。

Claims (22)

1.热轧钢板，其抗拉强度大于1200Mpa，屈服强度与抗拉强度的比例Re/Rm小于0.75，并且断裂延伸率大于10％，以重量表示，其组成含有：
0.10％≤C≤0.25％；
1％≤Mn≤3％；
Al≥0.015％；
Si≤1.985％；
Mo≤0.30％；
Cr≤1.5％；
S≤0.015％；
P≤0.1％；
Co≤1.5％；
B≤0.005％；
应理解，
1％≤Si+Al≤2％；
Cr+(3×Mo)≥0.3％，
该组成的余量由铁和熔炼导致的不可避免的杂质组成，所述钢的显微组织由至少75％贝氏体、等于或大于5％的残余奥氏体和等于或大于2％的马氏体组成。
2.根据权利要求1的钢板，特征在于所述钢的组成含有：0.10％≤C≤0.15％，含量以重量表示。
3.根据权利要求1的钢板，特征在于所述钢的组成含有：0.15％＜C≤0.17％，含量以重量表示。
4.根据权利要求1的钢板，特征在于所述钢的组成含有：0.17％＜C≤0.22％，含量以重量表示。
5.根据权利要求1的钢板，特征在于所述钢的组成含有：0.22％＜C≤0.25％，含量以重量表示。
6.根据权利要求1-5中任一项的钢板，特征在于所述钢的组成含有：1％≤Mn≤1.5％，含量以重量表示。
7.根据权利要求1-5中任一项的钢板，特征在于所述钢的组成含有：1.5％＜Mn≤2.3％，含量以重量表示。
8.根据权利要求1-5中任一项的钢板，特征在于所述钢的组成含有：2.3％＜Mn≤3％，含量以重量表示。
9.根据权利要求1-5中任一项的钢板，特征在于所述钢的组成含有：1.2％≤Si≤1.8％，含量以重量表示。
10.根据权利要求1-5中任一项的钢板，特征在于所述钢的组成含有：1.2％≤Al≤1.8％，含量以重量表示。
11.根据权利要求1-5中任一项的钢板，特征在于所述钢的组成含有：Mo≤0.010％，含量以重量表示。
12.根据权利要求1-5中任一项的钢板，特征在于残余奥氏体的碳含量大于1重量％。
13.根据权利要求1-5中任一项的钢板，所述钢板在贝氏体板条之间含有碳化物，特征在于单位面积上尺寸大于0.1微米的所述板条间碳化物的数目N等于50000/mm2或更少。
14.根据权利要求1-5中任一项的钢板，该钢板含有马氏体/残余奥氏体岛状物，特征在于单位面积上的最大尺寸Lmax大于2微米且延伸因子(最大尺寸Lmax/最小尺寸Lmin)小于4的所述马氏体/残余奥氏体岛状物的数目NMA小于14000/mm2。
15.制造热轧钢板的方法，所述热轧钢板的抗拉强度大于1200MPa，Re/Rm比例小于0.75且断裂延伸率大于10％，其中：
-提供根据权利要求1-11任一项的组成的钢；
-由这种钢铸造半成品；
-加热所述半成品到高于1150℃的温度；
-在钢的显微组织完全是奥氏体的温度范围内热轧所述半成品；
-以如下方式将由此获得的板材从高于Ar3的温度TDR冷却到转变温度TFR：温度TDR和TFR之间的第一冷却速率VR为50-90℃/s，且温度TFR介于B′s和Ms+50℃间，B′s表示相对于贝氏体转变开始温度Bs定义的温度，且Ms表示马氏体转变开始温度，然后
-所述板材以0.08-600℃/min的第二冷却速率V′R从温度TFR冷却到环境温度；
-当所述速率V′R为0.08-2℃/min时所述温度B′s等于Bs；及
-当所述速率V′R大于2℃/min但不超过600℃/min时所述温度B′s等于Bs+60℃。
16.制造热轧钢板的方法，所述热轧钢板的抗拉强度大于1200MPa、Re/Rm比例小于0.75并且断裂延伸率大于10％，其中：
-提供根据权利要求1-11任一项的组成的钢；
-由这种钢铸造半成品；
-加热所述半成品到高于1150℃的温度；
-在钢的显微组织完全是奥氏体的温度范围内热轧所述半成品；
-以70℃/s或更高的冷却速率VR1将由此获得的板材从高于Ar3的温度TDR冷却到中间温度TI，所述温度TI不超过650℃；然后
-以如下方式将所述板材从温度TI冷却到温度TFR：所述温度TDR和所述温度TFR之间的冷却速率为20-90℃/s，且所述温度TFR介于B′s和Ms+50℃间，B′s表示相对于贝氏体转变开始温度Bs定义的温度，且Ms表示马氏体转变开始温度；然后
-所述板材以0.08-600℃/min的第二冷却速率V′R从温度TFR冷却到环境温度；
-当所述速率V′R为0.08-2℃/min时所述温度B′s等于Bs；及
-当所述速率V′R大于2℃/min但不超过600℃/min时所述温度B′s等于Bs+60℃。
17.根据权利要求15的制造热轧钢板的方法，其特征在于：
调节高于Ar3的第一冷却开始温度TDR、第一冷却结束温度TFR、TDR和TFR间的第一冷却速率VR、以及第二冷却速率V′R，使得所述钢的显微组织由至少75％的贝氏体、等于或大于5％的残余奥氏体和等于或大于2％的马氏体组成。
18.根据权利要求15的方法，特征在于，调节高于Ar3的第一冷却开始温度TDR、第一冷却结束温度TFR、TDR和TFR间的第一冷却速率VR、以及第二冷却速率V′R，使得残余奥氏体的碳含量大于1重量％。
19.根据权利要求15的方法，特征在于，调节高于Ar3的第一冷却开始温度TDR、第一冷却结束温度TFR、TDR和TFR间的第一冷却速率VR、以及第二冷却速率V′R，使得每单位面积上的尺寸大于0.1微米的板条间碳化物数目不超过50000/mm2。
20.根据权利要求15的方法，特征在于，调节高于Ar3的第一冷却开始温度TDR、第一冷却结束温度TFR、TDR和TFR间的第一冷却速率VR、以及第二冷却速率V′R，使得每单位面积上最大尺寸Lmax大于2微米且延伸因子Lmax/Lmin小于4的马氏体/残余奥氏体岛状物数目NMA小于14000/mm2。
21.根据权利要求1-14任一项的热轧钢板或根据权利要求15-20任一项的方法制造的热轧钢板在制造汽车领域中的结构零件或加强元件中的用途。
22.根据权利要求1-14任一项的热轧钢板或根据权利要求15-20任一项的方法制造的热轧钢板在制造一般工业中的加强件和结构零件以及制造耐磨零件中的用途。
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