CN101765668B - 具有极高强度的冷轧并退火钢片材的制造方法及这样生产的片材 - Google Patents

具有极高强度的冷轧并退火钢片材的制造方法及这样生产的片材 Download PDF

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Abstract

本发明涉及强度高于1200MPa的冷轧并退火的钢片材，其组成包含(含量按重量计)：0.10％＜C＜0.25％，1％≤Mn＜3％，Al＞0.010％，Si＜2.990％，S＜0.015％，P＜0.1％，N＜0.008％，其中，1％＜Si+Al＜3％，该组成任选地包含：0.05％＜V＜0.15％，B＜0.005％，Mo＜0.25％，Cr＜1.65％，其中，Cr+3Mo＞0.3％，Ti的量使得Ti/N≥4和Ti＜0.040％，组成的剩余部分由铁和来自熔炼的不可避免的杂质构成，钢的显微组织包含15-90％的贝氏体，余量由马氏体和残余奥氏体构成。

Description

具有极高强度的冷轧并退火钢片材的制造方法及这样生产的片材
技术领域
本发明涉及具有高于1200MPa的强度和高于8％的断裂延伸率的薄的冷轧并退火钢片材的制造。汽车部门和一般工业特别构成了这样的钢片材的应用领域。
背景技术
特别在汽车工业中，存在使车辆减轻并提高安全性的持续需求。进而提出不同种类的钢用以满足这种提高的强度需求：首先提出了包含微合金化元素的钢。它们的硬化归因于这些元素的析出和晶粒尺寸的细化。接着是开发其中存在马氏体的“双相”钢，该马氏体为在较软的铁素体基质内的高硬度组元，允许获得与良好的冷可成型性相关的高于450MPa的强度。
为了进一步提高强度，开发了具有“TRIP(转变诱发塑性)”行为兼具有高度有利的强度/可变形性特性的钢。这些特性归于由铁素体基质组成的这些钢组织，所述铁素体基质含有贝氏体和残余奥氏体。后者组元的存在赋予未变形片材高延展性。在后续变形的作用下，例如单轴应力，由TRIP钢制成的部件的残余奥氏体逐渐转变为马氏体，由此导致显著的硬化并延迟局部变形的出现。
已经提出了最高强度水平为1000MPa量级的双相或TRIP钢片材。要获得高得多的强度水平，例如1200-1400MPa，出现多种困难：
-机械强度的提高需要含有显著更多合金化元素的化学组成，这不利于这些钢的可焊性。
-观察到铁素体基质和硬化组元之间的硬度差异的提高，这导致应力和应变的局部集中以及较早损伤，正如较低的延伸率所证明的。
-还观察到在铁素体基质内的硬化组元的百分率提高。在这种情况下，当强度低时，初始被隔离而且尺寸小的岛状物逐渐被连接，并形成再次促进早期损伤的大的组元。
借助于TRIP钢或具有双相显微组织的钢来同时获得很高的强度水平和某些其它使用性能的可能性似乎是有限的。为了获得甚至更高的强度，即高于800-1000MPa的等级，已经开发了主要具有贝氏体组织的“多相”钢。在汽车工业或一般工业中，有利地将适中厚度的多相钢片材用于结构部件例如翼子板的横向构件、支柱和各种增强件。
特别在具有高于980MPa强度的冷轧多相钢片材领域中，专利EP1559798公开了具有下列组成的钢的制造：0.10-0.25％C；1.0-2.0％Si；和1.5-3％Mn，该显微组织由至少60％的贝氏体铁素体和至少5％残余奥氏体及小于20％的多边形铁素体组成。在该文献中提供的示例性实施方案显示出不超过1200MPa的强度。
专利EP1589126也公开了薄的冷轧片材的制造，其中强度×延伸率的乘积高于20000MPa％。该钢的组成包含：0.10-0.28％C；1.0-2.0％Si；1-3％Mn；及小于0.10％Nb。该组织由大于50％贝氏体铁素体、5-20％的残余奥氏体和小于30％的多边形铁素体组成。同样，所提供的实施方案显示出仍低于1200MPa的强度。
发明内容
本发明的目的是解决上面提出的问题。其目的在于提供一种冷轧并退火的钢片材，该钢片材具有高于1200MPa的强度，兼具高于8％的断裂延伸率及良好冷成型性。本发明的另一目的是提供一种钢，当用机械方法切割时，该钢对损伤很不敏感。
此外，本发明的目的是提供一种薄片材的制造方法，在该方法中，参数的轻微变化不引起显微组织或机械性能的显著变化。
本发明的目的还是提供一种易于通过冷轧制造的钢片材，就是说，在热轧步骤之后该钢片材的硬度受到限制，使得在冷轧步骤期间轧制力保持适中。
本发明的目的还在于提供一种薄钢片材，该薄钢片材适用于通过使用标准方法任选地沉积金属涂层。
本发明的目的还在于提供一种钢片材，该钢片材对由切割所致的损伤很不敏感并且能够扩孔。
本发明的目的还在于提供一种钢，该钢借助于一般组装方法例如电阻点焊表现出良好的可焊性。
为此目的，本发明的主题之一是一种冷轧并退火的钢片材，该钢片材具有高于1200MPa的强度，其组成(含量按重量计)包含如下：0.10％≤C≤0.25％，1％≤Mn≤3％，Al≥0.010％，Si≤2.990％，S≤0.015％，P≤0.1％，N≤0.008％，应理解，1％≤Si+Al≤3％，该组成任选地包含：0.05％≤V≤0.15％，B≤0.005％，Mo≤0.25％，Cr≤1.65％，应理解，Cr+3Mo≥0.3％，Ti的量使得Ti/N≥4和Ti≤0.040％，组成的剩余部分由铁和来自熔炼的不可避免的杂质构成，所述钢的显微组织包含15-90％的贝氏体，余量由马氏体和残余奥氏体构成。
本发明的另一主题是具有上述组成的钢片材，该钢片材具有高于10％的断裂延伸率，其特征在于，Mo＜0.005％，Cr＜0.005％，B＝0，钢的显微组织包含65-90％的贝氏体，余量由马氏体和残余奥氏体的岛状物构成。
本发明的另一主题是具有上述组成的钢片材，其特征在于包含：Mo≤0.25％，Cr≤1.65％，应理解，Cr+3Mo≥0.3％，B＝0，钢的显微组织包含65-90％的贝氏体，余量由马氏体和残余奥氏体的岛状物构成。
本发明的另一主题是具有上述组成的钢片材，该钢片材具有高于1400MPa的强度和高于8％的断裂延伸率，其特征在于包含：Mo≤0.25％，Cr≤1.65％，应理解，Cr+3Mo≥0.3％，钢的显微组织包括45-65％的贝氏体，余量由马氏体和残余奥氏体的岛状物构成。
本发明的另一主题是具有上述组成的钢片材，该钢片材具有高于1600MPa的强度和高于8％的断裂延伸率，其特征在于包含：Mo≤0.25％，Cr≤1.65％，应理解，Cr+3Mo≥0.3％，钢的显微组织包含15-45％的贝氏体，余量由马氏体和残余奥氏体构成。
根据一个特定实施方案，该组成包含：0.19％≤C≤0.23％。
根据一个优选实施方案，该组成包含：1.5％≤Mn≤2.5％。
该组成优选包含：1.2％≤Si≤1.8％。
作为优选方式，该组成包含：1.2％≤Al≤1.8％。
根据一个特定的实施方案，该组成包含：0.05％≤V≤0.15％，0.004％≤N≤0.008％。
该组成优选包含：0.12％≤V≤0.15％。
根据一个优选实施方案，该组成包含：0.0005≤B≤0.003％。
优选地，马氏体和残余奥氏体的岛状物的平均尺寸小于1微米，岛状物之间的平均距离小于6微米。
本发明另一主题是制造具有高于1200MPa的强度和高于10％的断裂延伸率的冷轧钢片材的方法，在该方法中提供的钢具有如下组成：0.10％≤C≤0.25％；1％≤Mn≤3％；Al≥0.010％；Si≤2.990％，应理解，1％≤Si+Al≤3％；S≤0.015％；P≤0.1％；N≤0.008％；Mo＜0.005％；Cr＜0.005％；B＝0，该组成任选地包含：0.05％≤V≤0.15％，且Ti的量使得Ti/N≥4且Ti≤0.040％。从这种钢铸造半成品；然后使半成品处于高于1150℃的温度下，并将该半成品热轧以便获得热轧片材。将该片材卷曲并酸洗；然后以30-80％的压下率将其冷轧以获得冷轧片材。以5-15℃/s的速率Vc将该冷轧片材再加热到Ac3与Ac3+20℃之间的温度T1，并在此保持50-150s的时间t1，然后以高于40℃/s但小于100℃/s的速率VR1将该片材冷却到(Ms-30℃)与(Ms+30℃)之间的温度T2。使该片材在所述温度T2下保持150-350s的时间t2，然后以小于30℃/s的速率VR2冷却到环境温度。
本发明的另一主题是制造具有高于1200MPa的强度和高于8％的断裂延伸率的冷轧钢片材的方法，在该方法中提供的钢具有如下组成：0.10％≤C≤0.25％；1％≤Mn≤3％；Al≥0.010％；Si≤2.990％；应理解，1％≤Si+Al≤3％；S≤0.015％；P≤0.1％；N≤0.008％；Mo≤0.25％；Cr≤1.65％，应理解Cr+3Mo≥0.3％，任选地0.05％≤V≤0.15％，B≤0.005％，Ti的量使得Ti/N≥4且Ti≤0.040％。从这种钢铸造半成品；然后使半成品处于高于1150℃的温度；然后将该半成品热轧以获得热轧片材。将该钢片材卷曲；然后对其进行酸洗；然后以30-80％的压下率将该片材冷轧以获得冷轧片材。以5-15℃/s的速率Vc将该冷轧片材再加热到Ac3与Ac3+20℃之间的温度T1，并在此保持50-150s的时间t1，然后以高于25℃/s 但低于100℃/s的速率VR1将其冷却到在Bs和(Ms-20℃)之间的温度T2。在温度T2下使该片材保持150-350s的时间t2，然后以小于30℃/s的速率VR2将其冷却到环境温度。
温度T1优选在Ac3+10℃与Ac3+20℃之间。
本发明的另一主题是根据上述实施方案之一的冷轧并退火的钢片材或根据上述实施方案之一的方法制造的冷轧并退火的钢片材在于制造汽车领域中的结构部件或加强元件的用途。
附图说明
通过下文以实施例并参照附图给出的说明，本发明的其它特征和优点将变得明了：
-图1显示了根据本发明的钢片材组织的实例，由LePera腐蚀剂揭示了所述组织；
-图2显示了根据本发明的钢片材组织的实例，由Nital腐蚀剂揭示了所述组织。
具体实施方案
本发明人已经证实，当冷轧并退火的薄钢片材具有贝氏体显微组织，并兼具马氏体和残余奥氏体的岛状物或“M-A”岛状物时，上述问题得以解决。对于具有高于1600MPa的最高强度的钢，该显微组织包括较大量的马氏体和残余奥氏体。
关于钢的化学组成，碳在该显微组织的形成和机械性能方面起很重要的作用：与该组成的其它元素(Cr、Mo、Mn)联合并利用冷轧之后的退火热处理，碳提高了硬化性并能够获得贝氏体转变。根据本发明的碳含量还导致形成马氏体和残余奥氏体的岛状物，其数量、形态和组成都使得能够获得上述性能。
碳还在冷轧后的退火热处理之后延缓先共析铁素体的形成：否则，该低硬度相的存在将在与较高硬度的基质的界面上引起过于大量的局部损伤。因而，为获得高强度水平，应该避免存在来自退火的先共析铁素体。
根据本发明，碳含量为0.10-0.25重量％。低于0.10％时，不能获得足够的强度，而且残余奥氏体的稳定性不能令人满意。大于0.25％时，由于在热影响区中形成淬火显微组织，因此可焊性降低。
根据优选实施方案，碳含量为0.19-0.23％。在该范围内，可焊性很令人满意，而且M-A岛状物的数量、稳定性和形态特别适合于获得机械性能(即强度/延伸率)的有利结合。
以1-3重量％的量添加锰(锰是促进γ相形成的元素)，在冷轧后的退火之后冷却时抑制先共析铁素体的形成。在液相熔炼期间，锰还有助于使钢脱氧。锰的添加还有助于有效的固溶硬化和实现较高的强度。优选地，锰含量为1.5-2.5％以便获得其效应，但没有形成有害的带状组织的危险。
根据本发明，硅和铝共同起到重要作用。
在退火之后，硅延迟了在冷却时渗碳体从奥氏体的析出。因而，根据本发明添加硅有助于稳定足够量的处于岛状物形式的残余奥氏体，随后残余奥氏体在变形作用下逐渐转变为马氏体。退火之后在冷却时，另一部分奥氏体直接转变为马氏体。
对于钢的脱氧，铝是很有效的元素。在此方面，其含量大于或等于0.010％。和硅相似，它稳定残余奥氏体。
铝和硅对稳定奥氏体的作用相似。当硅和铝的含量使得1％≤Si+Al≤3％时，获得令人满意的奥氏体稳定，由此能够形成所需的显微组织，同时仍保持令人满意的使用性能。由于最低铝含量是0.010％，因此硅含量不超过2.990％。
优选地，硅含量为1.2-1.8％，以稳定足够量的残余奥氏体并在冷轧前的热卷曲步骤期间抑制晶间氧化。这样，避免了高附着性氧化物的形成，也避免了任何表面缺陷的出现，所述表面缺陷特别会在热浸镀锌操作中导致湿润性不足。
当铝含量优选为1.2-1.8％时也获得这些作用。对于相同含量，铝的作用类似于上述硅的情况，但出现表面缺陷的风险较小。
根据本发明的钢任选地含有钼和/或铬。钼提高硬化性，抑制先共析铁素体的形成并有效地使贝氏体显微组织细化。但是，高于0.25重量％的含量提高了形成主要为马氏体的显微组织的风险，不利于贝氏体形成。
铬也有助于抑制先共析铁素体的形成，并有助于细化贝氏体显微组织。高于1.65％时，获得主要为马氏体的组织的风险是高的。
但与钼相比，它的作用较不明显。根据本发明，铬和钼含量使得Cr+3Mo≥0.3％。铬和钼在该关系中的系数反映了它们对硬化性的影响，特别是这些元素在本发明的特定冷却条件下抑制先共析铁素体形成的各自能力。
根据本发明的实用实施方案，钢可具有很低或零的钼和铬含量，即这两种元素的含量低于0.005重量％，而硼为0％。
为获得高于1400MPa的强度，必须以上述量添加铬和/或钼。
当硫含量高于0.015％时，因过量的锰硫化物存在，可成型性降低。
磷含量限于0.1％，以保持足够的热延展性。
氮含量限于0.008％，以避免任何老化(vieillissement)。
根据本发明的钢任选地以0.05-0.15％的量包含钒。特别当氮含量同时为0.004-0.008％时，在冷轧之后的退炎期间，可发生钒以细碳氮化物的形式的析出，这些碳氮化物提供附加的硬化。
当钒的含量为0.12-0.15重量％时，均匀延伸率或断裂延伸率特别地得到增大。
该钢可任选地以不超过0.005％的量包含硼。在优选实施方案中，钢优选包含0.0005-0.003％的硼，由此在铬和/或钼的存在下有助于抑制先共析铁素体。作为其它添加元素的补充，以上述量加入的硼使得能够获得高于1400MPa的强度。
该钢可任选地包含钛，钛的量使得Ti/N≥4且Ti≤0.040％。这能够形成碳氮化钛并提高硬化。
该组成的剩余部分由来自熔炼的不可避免的杂质构成。这些杂质(例如Sn、Sb和As)的含量低于0.005％。
根据旨在制造具有高于1200MPa强度的钢片材的一个本发明实施方案，该钢的显微组织包含65-90％的贝氏体，这些含量指的是每单位面积的百分数，余量由马氏体和残余奥氏体的岛状物(M-A化合物的岛状物)构成。
该组织主要是贝氏体，不包含低硬度的先共析铁素体，且具有高于10％的断裂延伸率。
根据本发明，均匀分散在基质中的M-A岛状物具有小于1微米的平均尺寸。
图1示出根据本发明的钢片材的显微组织的实例。借助于适当的化学腐蚀剂揭示M-A岛状物的形态：腐蚀之后，M-A岛状物在相对暗的贝氏体基质上呈白色。一些小的岛状物位于贝氏体铁素体板条之间。在约500×至1500×的放大倍数下，在具有统计学代表性的区域上观察所述岛状物，并使用图像分析软件测量了岛状物的平均尺寸以及这些岛状物之间的平均距离。在图1情况下，每单位面积的岛状物百分数为12％，而M-A岛状物的平均尺寸小于1微米。
已经证实，特别需要M-A岛状物的特定形态：当岛状物的平均尺寸小于1微米时，和当这些岛状物之间的平均距离小于6微米时，同时获得下列效果：
-由于不存在大的M-A岛状物上断裂开始，因此损伤受到限制；及
-由于大量小的M-A组元的临近(proximité)，因此明显硬化。
根据旨在制造具有高于1400MPa的强度和高于8％的断裂延伸率的钢片材的另一个本发明实施方案，该显微组织包含45-65％贝氏体，余量由马氏体和残余奥氏体的岛状物构成。
根据本发明旨在制造具有高于1600MPa的强度和高于8％的断裂延伸率的钢片材的另一个实施方案，该显微组织包含15-45％的贝氏体，余量由马氏体和残余奥氏体构成。
根据本发明实施制造薄的冷轧并退火片材的方法为如下：
-供应具有根据本发明组成的钢；
-从这种钢铸造半成品。可进行该铸造以形成坯锭或连续进行以形成具有约200mm厚度的板坯。还可在相对旋转的辊之间进行该铸造以形成具有几十毫米厚度的薄板坯或形成薄带材。首先将铸造的半成品加热到高于1150℃的温度，以便在所有位置都达到有利于钢在轧制期间所经受的高变形的温度。当然，在相对旋转的辊之间直接铸造薄板坯或薄带材的情况下，可以直接在铸造之后从至多1150℃开始进行这些半成品的热轧步骤，因此在这种情况下不需要中间再加热步骤；
-将该半成品热轧。本发明的一个优点是冷轧并退火片材的最终特征和显微组织相对独立于轧制结束温度和热轧后的冷却。
-接着，将热轧片材卷曲。卷曲温度优选低于550℃以限制热轧片材的硬度和晶间表面氧化。热轧片材的过高硬度在后续冷轧期间导致过大的力且还可能导致边缘缺陷；
-接着，使用本身已知的方法将热轧片材酸洗以便对其赋予适合于冷轧的表面光洁度。进行冷轧以便降低热轧片材的厚度30-80％。
-接着，进行退火热处理，优选通过连续退火进行，其包括下列阶段：
-以5-15℃/s的加热速率Vc加热到温度T1的阶段。当Vc高于15℃/s时，通过冷轧进行加工硬化的片材的再结晶可能不完全。为了生产率，需要5℃/s的最小值。5-15℃/s的速率Vc使得能够获得特别适合于所需的最终显微组织的奥氏体晶粒尺寸。温度T1在Ac3与Ac3+20℃之间，温度Ac3对应于加热期间完全转变为奥氏体。Ac3取决于钢的组成和加热速率，可例如通过膨胀测定法确定。完全的奥氏体化意味着先共析铁素体的后续形成受到限制。为抑制奥氏体晶粒过度粗化，温度T1低于Ac3+20℃是重要的。在该(Ac3至Ac3+20℃)范围内，最终产品的特征对温度T1的变化很不敏感。非常优选地，该温度T1在Ac3+10℃与Ac3+20℃之间。在这些条件下，本发明人已经证实，奥氏体的晶粒尺寸更均匀且更细，由此导致形成本身具有这些特征的最终显微组织。
-在温度T1均热50s-150s的时间t1。这个步骤导致奥氏体的均匀化。
本方法的下一步骤取决于钢中的铬和钼的含量：
-当钢实际上不含铬、钼和硼时，即当Cr＜0.005％，Mo＜0.005％，B＝0％时，以大于40℃/s但小于100℃/s的速率VR1进行冷却直到MS-30℃与MS+30℃之间的温度T2。在这些冷却速率条件下，碳到奥氏体中的扩散受到限制。高于100℃/s时该作用便饱和。在该温度T2进行均热150-350s的时间t2。Ms表示马氏体转变开始温度。该温度取决于所用钢的组成，并可例如由膨胀测定法确定。这些条件在冷却期间抑制先共析铁素体的形成。这些条件还导致大多数的奥氏体转变成贝氏体。剩余部分转变为马氏体，或可能以残余奥氏体的形式得到稳定；
-当钢具有使得Mo≤0.25％，Cr≤1.65％且Cr+3Mo≥0.3％的铬含量和钼含量时，将其以高于25℃/s且小于100℃/s的速率VR1冷却到Bs与MS-20℃之间的温度T2。在该温度T2进行均热150-350s时间t2。Bs表示贝氏体转变开始温度。这些条件允许获得与上述相同的显微组织特征。添加铬和/或钼特别使得能够确保不形成先共析铁素体。在根据本发明的冷却速率极限VR1内，产品的最终特征对该速率VR1的变化相对不敏感；
-无论产品是否含有铬和/或钼，该方法的下一步骤是相同的：以小于30℃/s的速率VR2进行冷却到环境温度的步骤。特别当温度T2在根据本发明的范围内很低时，以小于30℃/s的速率VR2进行冷却使新形成的马氏体岛状物得以回火，这在使用性能方面是有利的。
实施例：
熔炼具有下表中给出的组成(以重量百分数表示)的钢。除钢I-1至I-5用来制造根据本发明的片材外，该表还显示了用来制造参比片材的钢R-1至R-5组成之间的比较。
Figure GPA00001045734100101
将对应于上述组成的半成品再加热到1200℃，热轧到3mm的厚度，并在低于550℃的温度下卷曲。然后，将这些片材冷轧到0.9mm的厚度，即70％的压下率。从任一组成出发，使某些钢经受多种制造条件。例如，参比I1-a，I1-b和I1-c，I1-d表示在不同于钢组成I1的条件下制备的四个钢片材。表2显示了制造片材的条件，所述片材在冷轧之后被退火。在所有情况下，加热速率Vc均为10℃/s。
表2还给出了Ac3，Bs和Ms转变温度。
还显示通过定量显微分析测量的多种显微组元：即每单位面积的贝氏体、马氏体和残余奥氏体的百分数。
由LePera腐蚀剂揭示了M-A岛状物。使用
Figure GPA00001045734100111
图像分析软件测量了它们的形态。
表2：所获得的热轧片材的制造条件和显微组织
钢片材   T1(℃)   Ac3(℃)   t1(s)   VR1(℃/s)   T2(℃)   BS(℃)   Ms(℃)   t2(s)   VR2(℃/s)
  I1-a   850   830   100   54   350   600   380   200   15
  I1-b   800   830   100   54   400   600   380   200   15
  I1-c   825   830   100   54   400   600   380   200   15
  I1-d   850   830   100   54   450   600   380   200   15
  I2-a   850   830   100   54   400   575   375   200   15
  I2-b   850   830   120   54   400   575   375   240   15
  I2-c   850   830   95   22   400   575   375   200   5
  I3-a   850   830   100   54   400   565   395   200   15
  I3-b   850   830   100   65   350   565   395   200   15
  I4   850   830   100   54   400   575   375   200   15
  I5   850   830   100   54   400   575   375   200   15
  R1   850   845   100   54   400   520   425   200   15
  R2   800   930   60   20   460   695   510   20   15
  R3   800   915   60   20   460   760   520   20   15
  R4   850   845   300   20   460   650   425   20   15
  R5   800   900   60   20   460   605   425   60   20
I＝根据本发明；R＝参比
加有下划线的值：不根据本发明。
在下表3中给出了所获得的拉伸机械性能(屈服强度Re、强度Rm、均匀延伸率Au和断裂延伸率At)。还显示了Re/Rm比率。
在某些情况下，对具有降低到1.4mm厚度的Charpy V型韧性试样确定了-40℃下的断裂能量。
还评价了与切割(例如剪切或冲孔)相关的损伤，该损伤可能降低切割部件的后续可变形性。为此目的，将尺度为20×80mm2的试样进行剪切。然后，将这些试样中的一些的边缘进行抛光。用光学沉积栅格涂覆所述试样然后使其经受单轴拉伸直至断裂。尽可能靠近断裂开始处从变形栅格测量平行于应力方向的主应变ε1。在具有机械切割边缘的试样和具有抛光边缘的试样上进行该测量。用损伤系数：Δ＝[ε1(切割的边缘)-ε1(抛光的边缘)]/ε1(抛光的边缘)评估对切割的敏感性。
对于某些片材，还评价了在尺度为105×105mm2的试样上的切割边缘附近的损伤，该试样具有初始直径10mm的孔洞。测量了引入圆锥形冲头后在出现裂纹之前的孔洞直径的相对增大。
Figure GPA00001045734100131
具有根据本发明的组成并根据本发明的条件制造的片材(I1-a，I2-a-b，I3-a，I4，I5)具有特别有利的机械性能组合：一方面，高于1200MPa的强度，另一方面，总是大于或等于10％的断裂延伸率。根据本发明的钢还具有高于40焦耳/cm2的-40℃ Charpy V断裂能。这允许制造耐受缺陷突然扩展(特别是在动态应力下)的部件。最低强度为1200MPa且最小断裂延伸率为10％的本发明钢的显微组织具有65-90％的贝氏体含量，余量由M-A岛状物构成。因而，图1显示了包含88％贝氏体和12％M-A岛状物的钢片材I 3a的显微组织，通过LePera腐蚀剂进行的腐蚀揭示了该显微组织。图2显示了由Nital腐蚀剂揭示的该显微组织。在该钢具有1400MPa的最低强度和8％的最小断裂延伸率的情况下，根据本发明的钢具有45-65％贝氏体含量，余量为M-A岛状物。在该钢具有1600MPa的最低强度和8％的最小断裂延伸率的情况下，根据本发明的钢具有15-35％的贝氏体含量，余量为马氏体和残余奥氏体。根据本发明的钢片材具有尺寸小于1微米、岛状物间距离小于6微米的M-A岛状物。
根据本发明的钢在切割的情况下还具有良好的耐损伤性，因为损伤系数Δ限于-23％。没有这些特征的钢片材(R5)可具有43％的损伤系数。根据本发明的片材显示出良好的扩孔能力。
根据本发明的钢还具有良好的均匀可焊性：对于适于上述厚度的焊接参数，焊接接头没有冷裂纹或热裂纹。
钢片材I1-b和I1-c在过低的温度T1下退火，奥氏体转变不完全。因而，该显微组织包括先共析铁素体(对于I1b为40％，对于I1-c为20％)和过高含量的M-A岛状物。因此，先共析铁素体的存在降低了强度。
对于钢片材I1-d，均热温度T2高于Ms+30℃：在较高温度下发生的贝氏体转变导致较粗的组织，并造成不足的强度。
对于钢片材I-2c，退火之后的冷却速率VR1不够高，形成的显微组织较不均匀，且断裂延伸率降低到低于10％。
对于片材I-3b，均热温度T2低于Ms-20℃。因而，冷却速率VR1导致在低温下形成的贝氏体和马氏体的出现，这些与不足的延伸率有关。
钢R1具有不足的(硅+铝)含量，且均热温度T2低于Ms-20℃。由于不足的(Si+Al)含量，形成的M-A岛状物的量不足以获得等于或大于1200MPa的强度。
钢R2和R3具有不足的碳、锰、硅+铝含量。形成的M-A化合物的量小于10％。此外，低于Ac3的退火温度T1导致过高含量的先共析铁素体和渗碳体，致使强度不足。
钢R4具有不足的(Si+Al)含量且冷却速率VR1特别低。因此，冷却时富集有碳的奥氏体不足以允许形成马氏体并获得本发明所需的强度和延伸率性能。
钢R5也具有不足的(Si+Al)含量。退火之后不够快的冷却速率导致先共析铁素体含量过高和机械强度不足。
从制造钢片材I2-a的方法开始，根据具有相同特征的方法制造钢片材I2-d，但不同的是温度T1为830℃，即温度Ac3。在T1等于Ac3的情况下，圆锥形孔洞的扩张能力是25％。当温度T1等于850℃(Ac3+20℃)时，扩张能力提高到31％。
因此，本发明允许制造兼具有很高强度和高延展性的钢片材。根据本发明的钢片材有利地用于制造汽车和一般工业领域中的结构部件或加强元件。

Claims (17)

1.具有高于1200MPa强度的冷轧并退火的钢片材，其组成包括如下，含量按重量计：
0.10％≤C≤0.25％
1％≤Mn≤3％
Al≥0.010％
Si≤2.990％
S≤0.015％
P≤0.1％
N≤0.008％
应理解
1％≤Si+Al≤3％，
该组成任选地包含：
0.05％≤V≤0.15％
B≤0.005％
Mo≤0.25％
Cr≤1.65％
应理解
Cr+3Mo≥0.3％，
Ti的量使得Ti/N≥4和Ti≤0.040％，
该组成的剩余部分由铁和来自熔炼的不可避免的杂质构成，所述钢的显微组织包含15-90％的贝氏体，余量由马氏体和残余奥氏体构成。
2.根据权利要求1的钢片材，其特征在于，它含有：
Mo≤0.25％
Cr≤1.65％，
应理解
Cr+3Mo≥0.3％，
B＝0％， 
所述钢的显微组织包含65至90％的贝氏体，余量由马氏体和残余奥氏体的岛状物构成。
3.根据权利要求1的钢片材，具有高于1400MPa的强度和高于8％的断裂延伸率，其特征在于，它含有：
Mo≤0.25％
Cr≤1.65％，
应理解
Cr+3Mo≥0.3％，
所述钢的显微组织包含45-65％的贝氏体，余量由马氏体和残余奥氏体的岛状物构成。
4.根据权利要求1的钢片材，具有高于1600MPa的强度和高于8％的断裂延伸率，其特征在于，它含有：
Mo≤0.25％
Cr≤1.65％
应理解
Cr+3Mo≥0.3％，
所述钢的显微组织包含15-45％的贝氏体，余量由马氏体和残余奥氏体构成。
5.具有高于1200MPa强度的冷轧并退火的钢片材，具有高于10％的断裂延伸率，其组成包括如下，含量按重量计：
0.10％≤C≤0.25％
1％≤Mn≤3％
Al≥0.010％
Si≤2.990％
S≤0.015％
P≤0.1％
N≤0.008％ 
应理解
1％≤Si+Al≤3％，
Mo＜0.005％
Cr＜0.005％
B＝0％，
该组成任选地包含：
0.05％≤V≤0.15％
Ti的量使得Ti/N≥4和Ti≤0.040％，
该组成的剩余部分由铁和来自熔炼的不可避免的杂质构成，所述钢的显微组织包含65-90％的贝氏体，余量由马氏体和残余奥氏体的岛状物构成。
6.根据权利要求1至5中任一项的钢片材，其特征在于，所述钢的组成包含如下，含量按重量计：
0.19％≤C≤0.23％。
7.根据权利要求1至5中任一项的钢片材，其特征在于，所述钢的组成包含如下，含量按重量计：
1.5％≤Mn≤2.5％。
8.根据权利要求1至5中任一项的钢片材，其特征在于，所述钢的组成包含如下，含量按重量计：
1.2％≤Si≤1.8％。
9.根据权利要求1至5中任一项的钢片材，其特征在于，所述钢的组成包含如下，含量按重量计：
1.2％≤Al≤1.8％。
10.根据权利要求1至5中任一项的钢片材，其特征在于，所述钢的组成包含如下，含量按重量计：
0.05％≤V≤0.15％ 
0.004≤N≤0.008％。
11.根据权利要求1至5中任一项的钢片材，其特征在于，所述钢的组成包含如下，含量按重量计：
0.12％≤V≤0.15％。
12.根据权利要求1，3和4中任一项的钢片材，其特征在于，所述钢的组成包含如下，含量按重量计：
0.0005≤B≤0.003％。
13.根据权利要求2，3和5中任一项的钢片材，其特征在于，所述马氏体和残余奥氏体的岛状物的平均尺寸小于1微米，所述岛状物之间的平均距离小于6微米。
14.制造具有高于1200MPa的强度和高于10％的断裂延伸率的冷轧钢片材的方法，其中：
-提供具有权利要求5所述组成的钢；然后
-从该钢铸造半成品；然后
-使所述半成品处于高于1150℃的温度下；然后
-将所述半成品热轧，以获得热轧片材；然后
-将所述热轧片材卷曲；然后
-将所述热轧片材酸洗；然后
-以30-80％的压下率将所述热轧片材冷轧，以获得冷轧片材；和然后
-以5-15℃/s的速率Vc将所述冷轧片材再加热到Ac3与Ac3+20℃之间的温度T1，并在此保持50-150s的时间t1，然后以大于40℃/s但小于100℃/s的速率VR1将所述冷轧片材冷却到在Ms-30℃与MS+30℃之间的温度T2，将所述冷轧片材在所述温度T2下保持150-350s的时间t2，然后以小于30℃/s的速率VR2将其冷却到环境温度。
15.制造具有高于1200MPa的强度和高于8％的断裂延伸率的冷轧钢片材的 方法，其中：
-提供具有权利要求1至4中任一项所述组成的钢，Mo和Cr的含量是Mo≤0.25％且Cr≤1.65％，应理解：Cr+3Mo≥0.3％；然后
-从该钢铸造半成品；然后
-使所述半成品处于高于1150℃的温度；然后
-将所述半成品热轧，以获得热轧片材；然后
-将所述热轧片材卷曲；然后
-将所述热轧片材酸洗；然后
-以30-80％的压下率将所述热轧片材冷轧，以获得冷轧片材；和然后
-以5-15℃/s的速率Vc将所述冷轧片材再加热到在Ac3与Ac3+20℃之间的温度T1，并在此保持50-150s的时间t1，然后以高于25℃/s但小于100℃/s的速率VR1将所述冷轧片材冷却到Bs与MS-20℃之间的温度T2，使所述冷轧片材在所述温度T2下保持150-350s的时间t2，然后以小于30℃/s的速率VR2将其冷却到环境温度。
16.根据权利要求14或15的制造方法，其特征在于，温度T1在Ac3+10℃与Ac3+20℃之间。
17.根据权利要求1至13中任一项的冷轧并退火的钢片材或根据权利要求14至16中任一项的方法制造的冷轧并退火的钢片材的用途，其用于制造汽车领域中的结构部件或加强元件。 
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