CN103154279B - 热成形钢坯的方法和热成形的部件 - Google Patents

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Abstract

按照本发明的第一方面，提供将钢坯热成形为制品的方法，该方法包括下列步骤：d）在热成形过程中将加热的钢坯冷却以形成制品，从高于Ar3的起始温度T2开始以至少25℃/s的冷却速率V2冷却至400-550℃的中断温度T3；e）立即以0.2-10℃/s的冷却速率V3将该制品由中断温度T3进一步冷却至环境温度，其中选择该中断温度T3和冷却速率V3以使得由此获得的制品具有按体积分数计包含如下的多相显微组织：55-90%的贝氏体铁素体，5-15%的残余奥氏体，5-30%的马氏体。

Description

热成形钢坯的方法和热成形的部件
本发明涉及将钢坯热成形为具有极高机械性质的热成形制品，如汽车部件的方法，涉及由此热成形的制品，并涉及用于热机械处理方法，特别是用于本发明的热成形方法的钢带、钢板或钢坯。
在开发先进高强度钢（AHSS）方面的最新进展使得汽车制造商能够提高车辆的安全性和汽车部件的耐撞性并减轻车体的重量。尽管AHSS具有高强度和轻重量，但与常规钢相比低劣的可成形性、不佳的延性和韧性已经成为将AHSS应用于复杂的汽车部件，如A柱或B柱增强的主要障碍。
试图解决可成形性问题，已经开发了热（压）成形（热冲压或加压淬火）。通过热（压）成形，通过在将钢制品加热至存在奥氏体相的温度范围后快速冷却和通过将奥氏体相变为更硬的相（如贝氏体和马氏体），来改善钢制品的强度。
热成形技术的基础和适于使用的钢组成首次描述在GB1490535中。之后，已经开发了大量碳-锰-硼基钢用于热压成形。
用于热压成形的典型钢基于EN10083中规定的22MnB5的成分体系，即0.22%的C，1.2%的Mn，最大50ppm的B。22MnB5钢的热压成形可以生产复杂部件，如具有超高强度、最小回弹和降低的板材厚度的保险杠和支柱。硼钢的拉伸强度最高至1600Mpa，这远高于最高强度的常规冷冲压钢的拉伸强度。但是，总延伸率的延性A5小于6%。
为了改善钢的耐碰撞性，延性和韧性应进一步提高。具有多相显微组织增加的TRIP（相变感生塑性）的先进高强度钢是一种解决方案。这些钢的特征在于具有残余奥氏体的铁素体-贝氏体显微组织，其在产品成形过程中发生马氏体相变，额外地有助于现成部件的强化。
US2008/0286603A1已经公开了在热压成形并接着进行快速冷却后表现出超高强度和在涂漆后表现出提高的屈服强度的钢板。该钢板具有包含以下成分的组成（以重量%表示）：0.1至0.5的C，0.01至1.0的Si，0.5至4.0的Mn，0.1或更少的P，0.03或更少的S，0.1的可溶性Al，0.01至0.1的N，0.3或更少的W，余量为Fe和其它不可避免的杂质。此外，公开了用该钢板制成的热轧部件以及制造该热轧部件的方法。该热轧部件在用于涂漆的热处理后实现了屈服强度的高增长，同时确保了超高的拉伸强度。按照该美国专利申请提供的钢具有1500Mpa的极限拉伸强度（UTS）和小于8%的总延伸率。
由US2008/0251160A1获知了一种具有均匀延伸率的高强度冷轧钢板，包括（重量%）：0.10-0.28的C；1.0-2.0的Si；和1.0-3.0的Mn。该组织具有空间系数：30-65%的贝氏体铁素体；30-50%的多角形铁素体；和5-20%的残余奥氏体。按照下列方法获得所需显微组织。在热轧和冷轧后，为均热将钢板而加热至最高为等于或高于A3转变点（A3）的温度，随后以1-10℃/s的平均冷却速率暂时冷却至式A3-250（℃）≤Tq≤A3-20（℃）所示的温度Tq，随后由该温度以11℃/s或更快的平均冷却速率淬火至贝氏体相变温度范围。在这样的热处理后该钢的拉伸性能通常为UTS=1000Mpa，且总延伸率小于15%。
US2008/0308194A1已经公开了一种由具有多相显微组织的钢制成的部件的制造方法。钢的组成按重量%包含：C0.01-0.50，Mn0.5-3.0，Si0.001-3.0，Al0.005-3.0，Mo≤1.0，Cr≤1.5，P≤0.10，Ti≤0.20，V≤1.0和任选一种或多种元素，如Ni≤2.0，Cu≤2.0，S≤0.05和Nb≤0.15，该组成的余量为铁和不可避免的杂质。在该方法中，加热该钢板以达到高于Ac1但低于Ac3的均热温度Ts并在此均热温度Ts下保持均热时间ts，以使得该钢具有等于或大于25面积%的奥氏体含量；将该钢坯转移到用于热成形的成形工具中；并将获得的部件在工具中以冷却速率V冷却以获得包含铁素体、马氏体或贝氏体和残余奥氏体的多相显微组织，并且铁素体在各相区域中是均匀的。
Ryu H.-B等人在论文“Effect of thermomechanical processing onthe retained austenite content in a Si-Mntransformation-induced-plasticity steel”（出版于METALLURGICAL&MATERIALS TRANSACTIONS A,卷33A,第9期,2002,第2811-2816页）中已经报道了将钢试样热成形为变形的制品的方法。这种已知方法包括：在1000℃下奥氏体化5分钟后，在920℃下压缩变形。在该热成形步骤在此温度下完成后，变形的试样以10-35℃/s的速率冷却至420-480℃范围内的模拟卷取温度。在该温度下，试样经2分钟时段缓慢冷却至420℃以完成贝氏体相变。最后将该试样空气冷却至环境温度。
由EP1686195A1获知了一种已拉制的钢丝的无变形热处理程序。这种热处理程序包括在Ms-50℃和Bs之间的温度下60-3600秒的中间等温转变期。
JP2003193193教导了具有两相显微组织的钢板，所述两相显微组织包括作为主相的贝氏体/贝氏体铁素体和作为次生相的奥氏体。该制造方法包括在200-450℃下等温热处理1-3000秒。
为了满足汽车工业的要求，始终需要具有改善的机械性质的钢制品。
本发明的一个目标是提供此类钢制品的制造方法以及特别适用于该方法的钢组合物，更特别为适于热压成形作为汽车用途的硼钢替代物的先进高强度TBF（TRIP辅助贝氏体铁素体）钢产品。
本发明的另一个目标是提供同时导致改善的强度与延性的多相显微组织钢。
本发明的再一个目标是提供具有高于1400MPa，如约1500MPa的极限拉伸强度的钢。又一个目标是提供具有高于8%，如约12%的总延伸率的钢。
按照第一方面，本发明提供如权利要求1所限定的将钢坯热成形为制品如汽车部件的方法，其中该方法包括下列步骤：
d）在热成形过程中将加热的钢坯冷却以形成制品，在高于Ar3的起始温度T2下开始以至少25℃/s的冷却速率V2冷却至400-550℃的中断温度（interrupt temperature）T3；
e）立即以0.2-10℃/s的冷却速率V3将该制品由中断温度T3进一步冷却至环境温度
其中选择该中断温度T3和冷却速率V3以使得由此获得的制品具有多相显微组织，该多相显微组织按体积分数计包含：
55-90%的贝氏体铁素体
5-15%的残余奥氏体
5-30%的马氏体。
作为实施本发明的方法的起始材料的钢坯可以通过标准铸造方法获得，或间接获自钢带或钢板材料。在热轧该铸锭时，预热温度可为约1100-1250℃。可以执行传统热轧道次和轧制条件以便将该钢锭轧制成厚度为约3至5毫米的钢板产品。精轧温度为约850-880℃。在热轧后，以5-50℃/s的平均冷却速率将该钢板冷却到550至700℃的卷取温度。在低于550℃的卷取温度下生成过量的马氏体或贝氏体，导致该热轧钢板强度的过度提高。过度提高的强度成为随后用于制造冷轧钢板的冷轧过程中的负累，导致了诸如低劣外观的问题。在冷轧过程中，将卷取的热轧钢板酸洗并冷轧。冷轧还可以在标准条件下以约30-75%压下率进行。但是，考虑到防止不均匀的再结晶，冷轧压下率优选控制在40至70%。在冷轧后，根据产品要求，该钢板的厚度为约1至2毫米。在冷却后，可以将该钢板开卷并冲切成适于本发明的热成形的适当尺寸。冷轧钢板在本发明的方法中是优选的起始产品。
在热成形过程中冷却的本方法中，适当地控制两步冷却模式和中断冷却温度（interrupt cooling temperature）。
步骤d）中使用的加热钢坯有利地具有奥氏体组织。在获得此类奥氏体组织的一种优选实施方案中，本发明还包括以下步骤：
a）将钢坯加热至高于Ac3，优选为Ac3+20℃至Ac3+60℃的奥氏体化温度T1，更优选以10-25℃/s的加热速率；
b）在所述温度范围内均热该钢坯，优选在1至5分钟的均热时间t1过程中；
c）任选将加热和均热的钢坯转移到热成形设备。
通过例如在炉中或在热成形设备本身中将钢坯的钢板、钢带加热至高于Ac3，更优选为Ac3+20℃至Ac3+60℃的温度T1，来进行为获得奥氏体组织的该方法的这些奥氏体化步骤。加热速率优选为10-25℃/s。加热步骤接下来是在高于Ac3，优选在Ac3+20℃至Ac3+60℃范围内的温度下均热短暂的一段时间，优选1-5分钟（Ac3是加热时亚共析钢中铁素体完全转变为奥氏体的温度）。选择该奥氏体化温度（T1）和均热时间以确保碳化物完全溶解。如果适用，随后将由此均热的钢坯转移到热成形装置，如热成形压机。如果适用，则控制转移时间，通常控制在短的转移时间，如小于10秒以防止钢坯冷却至低于下一热成形步骤的起始温度T2。用于热成形和同时冷却的起始温度T2应高于Ar3点（通常为780-830℃）以防止任何铁素体相变，例如在转移过程中（Ar3是在冷却成钢时奥氏体开始转化为铁素体的温度）。在热成形过程中，钢坯变形并同时以高于25℃/s的冷却速率V2冷却到400至550℃范围内的中断淬火温度T3以避免形成先共析的铁素体和珠光体。如果冷却速率V2低于25℃/s，会在淬火过程中产生珠光体。立即地，也就是说不将该钢坯在约T3的温度下保持预定时间，如在T3下的等温奥氏体淬火，就在0.2-10℃/s的进一步冷却速率V3下使该钢坯进一步冷却至室温。在所述范围内高于5℃/s的更高冷却速率对于实现高的总延伸率（At）是有利的。考虑到高极限拉伸强度（UTS），0.5-5℃/s的范围是优选的。在最后的步骤中组合调节中断温度T3和进一步冷却速率V3有效地控制了由此制得的制品的最终显微组织中各种相的体积分数。中断淬火温度T3在贝氏体相变范围内。如果T3过高，通常高于550℃，在冷却速率V3下的随后缓慢冷却步骤中会形成一些珠光体组织。如果T3太低，低于Ms点，在最终显微组织中会以不充分的量获得贝氏体组织。如果V3过快，在最终显微组织中获得过多的马氏体，这无法确保足够的延伸率。如果V3太小，获得过少的马氏体以至于无法保证高强度。此外，选择T3和V3的组合以使得获得的制品包含多相显微组织，所述多相显微组织按照体积分数计包含55-90%的贝氏体铁素体、5-15%的残余奥氏体和5-30%的马氏体。在该范围内的低马氏体含量，通常低于10%，可以获得相对高的总延伸率。如果该多相显微组织包含55-85%的贝氏体铁素体、5-15%的残余奥氏体和10-30%的马氏体，可以实现相对高的UTS。通常中断温度T3越高，V3就不得不越低，以便获得这种多相显微组织。
在由此制得的制品中，所述钢特别是TBF钢优选地特征在于多相组织，所述多相组织包含：不含碳化物的贝氏体铁素体，富碳的残余奥氏体和相对少量的马氏体，且更优选由其组成。在该多相组织中，母相组织（基质）包含基本不含碳化物的贝氏体铁素体的微小的片。形成此类显微组织是由于以下事实：通过用足够量的Si和/或Al（其在渗碳体中的溶解度极低并极大地延缓了从奥氏体的生长渗碳体）来合金化该钢，抑制了贝氏体相变过程中渗碳体的析出。从贝氏体铁素体中排斥的碳富集到残余奥氏体，由此在贝氏体相变后的冷却或将其稳定至室温的过程中转变为马氏体。
这种类型的显微组织的优点很多。TBF钢中的贝氏体铁素体以具有超细晶粒尺寸的片的形式存在，通常长度为高至最高约15微米，厚度为高至最高0.3微米（通常约10微米长和约0.2微米厚）。此外，同时改善了强度和延性。高流动应力是由于贝氏体板条的低厚度和不存在先共析的多角形铁素体，这与现有TRIP（相变感生塑性）钢相反。据推测，残余奥氏体提供了额外的TRIP效果，并且其可用于改善总延伸率。存在马氏体岛状物导致高强度和高瞬时硬化速率。如果在残余奥氏体所获得的相变感生塑性和在TBF钢中使用微细片贝氏体铁素体之间确保协同效果，那么可以获得TBF钢的延伸率的显著改善。还改善韧性和碰撞性能。
此外，为了达到钢的高强度与高延性，在最终显微组织中各种相的成分优选按体积分数计包含贝氏体铁素体：55-90%，残余奥氏体：5-15%和马氏体：5-30%。
本发明的多相显微组织可以通过设计具有具体组成的钢并通过施加如上所述的热机械处理过程的小心控制来获得。
由此，换句话说，在第一方面，本发明的一种优选实施方案涉及将钢坯热成形为制品的方法，其中该方法包括将钢坯加热至有利地在Ac3+20℃至Ac3+60℃范围内的奥氏体化温度T1，并在该奥氏体化温度范围内均热该钢坯，使得碳化物完全溶解；将加热和均热的钢坯引入热成形装置，如热压机，同时防止铁素体相相变；在高于Ar3的起始温度T2下热成形该钢坯以形成成型的制品，并以使得避免形成先共析的铁素体和珠光体的冷却速率将由此热成形的制品冷却至贝氏体相变范围内的中断温度T3；并将该制品由中断温度T3进一步冷却至环境温度，其冷却速率使得在由此制得的制品中贝氏体铁素体的体积分数为55-90%，残余奥氏体的体积分数为5-15%和马氏体的体积分数为5-30%。
有利地，所述钢包含下列元素（重量%）：C0.15-0.45，Si0.6-2.5，Mn1.0-3.0，Mo0-0.5，Cr0-1.0，P0.001-0.05，S<0.03，Ca<0.003，Ti0.1或更少和V0.1或更少，余量为Fe和其它不可避免的杂质。任选地，所述钢还可以含有小于1.5%的Al，部分取代相同量的硅，只要Si和Al之和在1.2-2.5%的范围内。为了更好地控制该多相显微组织，Mn和Cr的量优选满足Mn+Cr≤3%，而同样优选地，C和Mo的量满足C+1/3Mo≤0.45%。
在下文中描述了所述钢组合物中各种元素的作用。含量以总组合物的重量%表示。
C是用于确保高强度和用于确保残余奥氏体的元素。C以0.15%或更高的量添加以形成所需多相显微组织，实现超高强度与延性。此时，当C含量超过0.45%时，难以通过包括相继的冷却子过程（subprocess）的本发明的方法获得所述多相显微组织。此外，极有可能劣化该钢板的韧性和可焊接性。C优选以0.2-0.4%，更优选0.2-0.35%的量存在。
Mn是本发明的钢组合物中的主要元素之一。Mn的作用包括稳定奥氏体和获得所需多相显微组织。如果Mn低于1.0%，效果不能充分体现。然而如果该含量超过3%，容易产生完全马氏体组织。结果，所述钢在压制成型过程中硬化和脆化。此外，Mn是可用于降低Ac3温度的一种元素。更高的Mn含量在降低热压成形所需温度方面是有利的。Mn含量限制为1.0-3.0%，优选1.5-2.5%，更优选1.6-2.5%，再更优选1.7-2.4%。
Si是有效用于增强固溶体的元素，并可用于抑制残余奥氏体分解导致的碳化物的产生。为了获得高延性、韧性和可成形性，应尽可能避免形成碳化物（过渡碳化物或渗碳体）。Si在贝氏体形成的过程中抑制脆性渗碳体的析出，并因此可以改善可成形性和韧性。需要最小1.0%的Si以形成不含碳化物的贝氏体。但是，也已知硅会由于形成粘接到钢基材的氧化物而劣化可电镀性（galvanizability）。因此，Si的上限控制低于2.5%。Si含量有利地限制为1.2-2.5%，更优选限制为1.4-2.0%。
Al也是可用于抑制由于特别是残余奥氏体分解所导致的碳化物的产生。用相同量的Al部分取代Si已经显示有效地阻碍了渗碳体的生成，而不会对TBF钢中的热浸涂覆性产生不利影响。但是，高浓度的Al导致产生多角形铁素体的更高可能性，这从强度的角度来看不如微片铁素体那么有效。用等量的Al完全代替Si导致强度-延性平衡的显著劣化。如果加入的话，Al的量限制为1.5%或更小。
P是可用于保持所需残余奥氏体的元素，其效果通过0.001%或更大，更优选0.005%或更大的P的量来发挥，但是当其以过量的量加入时P可劣化所述钢的可加工性。因此，P含量优选限制为0.05%或更少。
S是形成硫化物基的夹杂物，如MnS的有害元素，所述夹杂物引发裂纹形成，并劣化加工性。因此，需要尽可能地降低S的量。因此，将S控制至0.03%或更小。
Mo和Cr用于改善钢的淬透性并促进贝氏体铁素体的生成。同时，它们是具有类似的可用于稳定残余奥氏体的效力的元素。因此，Mo和Cr对工艺控制而言非常有效。有利的是，其各自含量为0.05%或更大。但是，当其各自以过量添加时，所述效果饱和，更高的添加量不经济。因此，Mo的量为0.5%或更小，Cr的量为1%或更小。
Ti和V具有形成强化析出物和细化显微组织的效果。其各自的量为0.1%或更小，优选0.05%或更小。
Ca是有效控制钢中形成硫化物并改善加工性的元素。建议Ca的含量为0.0003%或更高。但是，当其以过量添加时，所述效果饱和。因此，优选的量为0.0003-0.003%。
对于实际的制造过程，上述热处理可以通过在连续退火设备（CAL）、热压成形设备、盐浴等等中加热和冷却来进行。
有利地在热成形设备中实施第一组合变形/冷却步骤d）。在一种优选实施方案中，在热成形设备外在空气中或在备料（stock）中进行第二冷却步骤e）。
优选地，成形制品的钢具有至少1400MPa，有利地为至少1500MPa，更优选至少1600MPa，且最优选至少1700MPa的极限拉伸强度（UTS）。
有利地，成形制品的钢具有至少8%的总延伸率，优选至少10%，更优选至少12%，且最优选至少14%。
该热处理过程可以通过在标准热成形设备中施加热（压）成形来简单地进行，只需修改同时的冷却过程，包括冷却中断温度和速度。在奥氏体化后，将热的钢坯插入到热压机的成套模具中，在其中将钢坯成型并冷却。控制炉与压制成形工具之间的转移时间（例如5至10秒）以确保起始变形温度高于Ar3。成形工具中钢部件的冷却速率V2取决于该变形以及工具和钢坯之间的接触品质。例如可以通过采用液体循环以确保在压模中在淬火过程中冷却速率足够高（>25℃/s）来冷却该成形工具。可以通过分离轧制工具的时间控制中断冷却温度。成形的制品随后从模具中移出，并在空气中冷却至室温。还可以堆垛成形的制品，例如钢板并随后在空气中冷却至环境温度。
在冷却至室温后，将该部件安装在车体组织中。随后进行烤漆过程。烤漆（paintbake）周期不会影响该性质。
在第二方面，本发明提供一种钢制品，优选按照本发明的方法成形，其中所述钢具有按体积分数计包含如下的显微组织：
55-90%的贝氏体铁素体
5-15%的残余奥氏体
5-30%的马氏体。
考虑本发明的方法，如上所讨论的显微组织与组成的细节，特别是有利的和/或优选的实施方案类似地应用于本发明的第二方面。优选地，所述钢具有至少1400MPa，有利地为至少1500MPa，优选至少1600MPa，更优选至少1700MPa的极限拉伸强度和/或至少8%、优选至少10%、更优选至少12%、最优选至少14%的总延伸率。
按照第三方面，本发明提供钢带、钢板，或用于热机械处理，特别是上述本发明的热成形方法的钢带，具有以重量%计的组成：
C：0.15-0.45
Si：0.6-2.5
Mn：1.0-3.0
Al：0-1.5
Mo：0-0.5
Cr：0-1.0
P：0.001-0.05
S：<0.03
Ca：<0.003
Ti：<0.1
V：<0.1
余量为Fe和不可避免的杂质，
其中Si+Al=1.2-2.5%。
优选应用关系式Mn+Cr≤3%和C+1/3Mo≤0.45%。
在本发明第三方面的钢带、钢板或钢坯的优选组成中，包含存在于其中的合金元素，以重量%表示：
C：0.2-0.4，优选0.2-0.35，和/或
Si：0.8-2.0，优选1.2-1.8，和/或
Mn：1.5-2.5，优选1.7-2.4，和/或
Mo：0.05-0.5，和/或
Cr：0.05-1.0，和/或
P：0.005-0.05，和/或
Ca：0.0003-0.003。
由该钢带、钢板或钢坯获得的制品通过在热处理后的快速冷却表现出高拉伸强度，并在热处理后实现了屈服强度的高增长，尤其是对于涂漆。基于这些优点，获得了本发明的钢制品的优异的冲击性质。此外，本发明的钢制品有利地表现出对涂覆层的良好粘接。此外，本发明的钢制品的其它优点是涂漆后良好的表面外观和优异的耐腐蚀性。
图1中显示了本发明的方法的一个实际实施方案的图示，显示了温度对时间图。钢坯以15℃的加热速率加热到Ac3+20℃至Ac3+60℃范围内的奥氏体化温度T1，并在该温度下在均热时间t1过程中均热。将由此加热并均热的钢坯从炉转移到热成形设备，在此过程中发生一些程度上的空气冷却。注意在钢坯热压成形前温度T2不要降低到低于Ar3。在热压成形后，由此成形的钢坯以超过25℃的速率冷却至中断温度T3。随后进行空气冷却。
通过下列实施例进一步描述本发明。
将具有如表1中列举的组成A-F的钢浇铸成约25千克的钢锭（100×110×330毫米）。将该钢锭再加热并粗热轧成厚度为40毫米的板坯。随后以下列工艺参数施加精热轧：在1200℃下预热30分钟；多道次轧制至厚度4毫米（40-27-18-12-8-6-4毫米）；精轧温度860±20℃。在输出台中进行以30℃/s的速率的受控冷却至600℃以模拟商业上采用的卷取过程。在该卷取过程中，该钢板含有由铁素体和珠光体组成的显微组织，并具有低于700MPa的拉伸强度。该钢板随后由4毫米冷轧成1毫米的钢板。
表1.TBF钢的化学组成（重量%）
V和Al低于检测水平。
通过施加标准膨胀分析以促进在本发明的方法中测定温度，由此测定临界温度，如Ac3和Ms。
通过使用CASIM模拟装置对所得冷轧钢板进行热处理。具体而言，以15℃/s的速率将该钢板加热到870至920℃，将该钢板保持在该温度下2分钟，随后以50℃/s的速率冷却到400至550℃的中断温度，此后，以0.2至10℃/s的速率冷却以模拟不同的空气冷却条件。
通过施加JIS5拉伸试验试样进行拉伸试验以测量具有所需显微组织的试样的拉伸强度和延伸率。通过采用金相学表征以及膨胀分析估计该显微组织中贝氏体和/或马氏体的体积分数。使用TEM测定残余奥氏体的体积分数。其它测量是标准的。表2中给出了拉伸试验结果和具有所需显微组织组分的本发明的合金。
试验结果表明，显微组织与性质基本上与奥氏体化温度T1无关，只要该T1高于Ac3，有利地在Ac3+20℃至Ac3+60℃之间。还证明了转移温度T2与冷却速率V2同样不会显著影响显微组织和性质，只要T2高于Ar3并且V2等于或大于25℃/s并优选小于100℃/s。但是，该显微组织和性质强烈依赖于中断温度T3和冷却速率V3。C含量和合金化元素含量对T3与V3的选择有很大影响。由这些结果，本发明的合金的所需多相显微组织的条件可以通过小心地调节T3和V3来获得。对于具有更高的C或更高的Mo含量的合金，冷却速率V3可以控制在较低范围0.25至2℃/s；对于具有含有较低的C或较低的Mo的合金，冷却速率V3可以控制在较高范围2至10℃/s。对于在固定的T3温度下的给定合金组成，较高的冷却速率将获得较少的贝氏体铁素体，但获得相对较多的马氏体。因此，将获得更高的强度。较低的冷却速率将获得较多的贝氏体铁素体，但获得相对较少的马氏体，因而将获得更高的延伸率。T3温度越高，对于给定的冷却速率，在最终显微组织中将存在相对越多的贝氏体铁素体，获得高强度但较低的延伸率。
表2.合金的硬度与拉伸性质及其显微组织
在上表中使用下列缩写：
BF=贝氏体铁素体
M=马氏体
Ar=残余奥氏体
HV5=在5千克载荷下测得的维氏硬度
YS=屈服强度
UTS=极限拉伸强度
At=总延伸率

Claims (18)

1.将钢坯热成形为制品的方法，所述方法包括下列步骤：
d)在热成形过程中将加热的钢坯冷却以形成制品，从高于Ar3的起始温度T2开始以至少25℃/s的冷却速率V2到400-550℃的中断温度T3，
其中所述钢坯具有以重量％计的下列组成：
C：0.15-0.45
Si：0.6-2.5
Mn：1.0-3.0
Al：0-1.5
Mo：0-0.5
Cr：0-1.0
P：0.001-0.05
S：<0.03
Ca：<0.003
Ti：<0.1
V：<0.1
余量为Fe和不可避免的杂质，
其中Si+Al＝1.2-2.5％，
e)在不将该钢坯保持在T3下持续预定时间的情况下，立即以0.2-10℃/s的冷却速率V3将该制品从中断温度T3进一步冷却至环境温度，
其中使用T3越高V3越低的关系来选择该中断温度T3和冷却速率V3，使得由此获得的制品具有多相显微组织，该多相显微组织按体积分数计包含：
55-90％的贝氏体铁素体
5-15％的残余奥氏体
5-30％的马氏体。
2.根据权利要求1所述的方法，其中所述钢坯由钢带或钢板制得。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其中Mn+Cr≤3％和C+1/3Mo≤0.45％。
4.根据权利要求1或2所述的方法，其中该组成以重量％计包含：
C：0.2-0.4，和/或
Si：0.8-2.0，和/或
Mn：1.5-2.5，和/或
Mo：0.05-0.5，和/或
Cr：0.05-1.0，和/或
P：0.005-0.05，和/或
Ca：0.0003-0.003。
5.根据权利要求1或2所述的方法，其中该组成以重量％计包含：
C：0.2-0.35，和/或
Si：1.2-1.8，和/或
Mn：1.7-2.4。
6.根据权利要求1或2所述的方法，其中所述贝氏体铁素体不含碳化物，所述残余奥氏体是富碳的。
7.根据权利要求1或2所述的方法，其中所述贝氏体铁素体的晶粒的长度最大为15微米，厚度最大为0.3微米。
8.根据权利要求1或2所述的方法，在热成形步骤d)之前进一步包含以下步骤：
a)将所述钢坯加热至高于Ac3的奥氏体化温度T1；
b)在所述温度T1范围内均热所述钢坯；
c)任选将所述加热和均热的钢坯转移到热成形设备。
9.根据权利要求8所述的方法，其中步骤a)在连续退火设备、或热成形设备、或盐浴或等同设备中进行。
10.根据前述权利要求1、2和9任一项所述的方法，其中步骤d)在热成形设备中进行。
11.根据前述权利要求1、2和9任一项所述的方法，其中步骤e)在热成形设备之外在空气中进行。
12.权利要求8的方法，其中在步骤a)中将钢坯加热到Ac3+20℃至Ac3+60℃的奥氏体化温度T1。
13.权利要求8的方法，其中步骤a)中的加热速率为10-25℃/s。
14.权利要求8的方法，其中在步骤b)中在1至5分钟的均热时间过程中进行均热。
15.根据前述权利要求任一项所述的方法热成形的钢制品，其中所述钢具有的显微组织按体积分数计包含：
55-90％的贝氏体铁素体
5-15％的残余奥氏体
5-30％的马氏体，并且
其中所述钢制品具有以重量％计的下列组成：
C：0.15-0.45
Si：0.6-2.5
Mn：1.0-3.0
Al：0-1.5
Mo：0-0.5
Cr：0-1.0
P：0.001-0.05
S：<0.03
Ca：<0.003
Ti：<0.1
V：<0.1
余量为Fe和不可避免的杂质，
其中Si+Al＝1.2-2.5％。
16.根据权利要求15所述的钢制品，其中所述钢具有至少1400MPa的极限拉伸强度和/或至少8％的总延伸率。
17.根据权利要求15或16所述的钢制品，其中Mn+Cr≤3％和C+1/3Mo≤0.45％。
18.根据权利要求15或16所述的钢制品，其中以重量％表示：
C：0.2-0.4，和/或
Si：0.8-2.0，和/或
Mn：1.5-2.5，和/或
Mo：0.05-0.5，和/或
Cr：0.05-1.0，和/或
P：0.005-0.05，和/或
Ca：0.0003-0.003。
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