CN103620063A - 具有高机械强度、延展性和可成形性的钢片材，此类钢片材的性质、制造方法和用途 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及制造具有大于1000MPa的机械强度、大于12%的分布伸长和大于90°的V型弯曲性的冷轧钢片材，其组成包括（由此该含量以重量百分比为单位表示）：0.15%≤C<0.25%，1.8%≤Mn≤3.0%，1.2%≤Si≤2%，O<Al≤0.10%，0%≤Cr≤0.50%，0%≤Cu≤1%，0%≤Ni≤1%，S≤0.005%，P≤0.020%，Nb≤0.015%，Ti≤0.020%，V≤0.015%，Co≤1%，N≤0.008%，B≤0.001%，由此Mn+Ni+Cu≤3%，该组合物的余量由铁和加工产生的不可避免的杂质组成，由此该显微组织按面积比例计由5至20%的多角形铁素体、10至15%的残余奥氏体、5至15%的马氏体构成，余量由板条形式的贝氏体构成，并在这些板条之间含有碳化物，以使每单位表面积大于0.1微米的板条间碳化物的数量N小于或等于50000/mm2。

Description

具有高机械强度、延展性和可成形性的钢片材,此类钢片材的性质、制造方法和用途
本发明涉及制造“多相”钢片材，其同时表现出使其能够进行冷成形操作的机械强度与成形能力。本发明更具体涉及具有大于1000MPa的机械强度、大于12%的均匀延伸率和大于90°的V型弯曲性的钢片材。机动车（汽车、联合收割机、拖车、半拖车等）特别构成了应用此类钢片材的领域，在结构部件、加固构件中和甚至在耐磨部件的制造中具有潜在的应用。
对于减少温室气体排放的强烈需求，加之日益严格的汽车安全要求和燃料价格，已经迫使机动车制造者越来越多地在他们的车辆的车体中使用具有改进的机械强度的钢以降低部件的厚度并由此降低车辆的重量且同时保持结构的机械强度。在这方面，结合了高强度与足够的可成形性并且不会出现裂纹的钢变得越来越重要。过去已经接连提出了几类提供不同机械强度水平的钢。
已经提出了含有微合金元素的钢，同时通过减小晶粒尺寸和通过微细析出物来获得该钢的硬化。开发越来越硬的钢导致越来越多地使用“双相”钢，其中在韧性铁素体基体中存在马氏体使得能够获得大于400MPa的机械强度，这与良好的冷成形适用性相关。
为了实现甚至更有利于汽车工业的机械强度、延展性和可成形性的特性，已经开发了例如“TRIP”（“转变诱发塑性”）钢。这些钢具有复杂的组织，其包括延展性组织、铁素体以及马氏体（其为有助于高机械特性的硬质组织）和残余奥氏体（其由于TRIP效应而有助于强度与延展性）。
这种TRIP效应指出了一种机制，根据这种机制，在附加的变形下，例如在单轴应力过程中，由TRIP钢制成的钢片材或坯料的残余奥氏体逐渐转变为马氏体，这转化为阻碍裂纹出现的显著固结。然而，TRIP钢表现出小于1000MPa的机械强度，这是因为其多角形铁素体（其是相对较弱和高度延展性的组织）的含量大于总面积百分数的四分之一。
为了满足对具有大于1000MPa的机械强度的钢的需求，因此必须减少具有低机械强度的组织部分并代之以提供更大硬化的相。但是，已知在碳钢领域，机械强度提高通常伴随着延展性的损失。此外，机动车的制造者限定越来越复杂的部件，这些部件要求能够实现大于或等于90°的弯曲性而不发生开裂的钢。
下面列举的化学元素的含量以重量百分数为单位显示。
相关现有技术还包括WO2007077933，其描述了由贝氏体、马氏体和残余奥氏体组成的显微组织。该发明要求保护的片材的化学组成由0.10-0.60%的C、1.0-3.0%的Si、1-3.5%的Mn、最多0.15%的P、最多0.02%的S、最多1.5%的Al和0.003至2%的Cr组成，余量由铁和杂质组成。在通过初次冷却后保持在低于马氏体转变起始点Ms的温度下的退火过程中获得在该专利框架内的显微组织。结果是包括回火和/或隔离的马氏体的混合物的显微组织。要求保护的主要优点是耐氢脆性的改善。马氏体（其是较软的贝氏体基体中的硬化组分）的存在使得能够实现该发明框架中预期的延展性和弯曲性。
相关现有技术还包括GB2,452,231，其描述了制造具有大于980MPa的强度以及令人满意的最终强度和在扩孔和点焊方面令人满意的性质的钢片材。该发明要求保护的片材的化学组成由0.12-0.25%的C、1.0-3.0%的Si、1.5-3%的Mn、最多0.15%的P、最多0.02%的S和最多0.4%的Al组成，余量由铁和杂质组成。此外，按重量计的Si含量与按重量计的C含量的比值，Si/C，为7-14。该钢片材的显微组织含有至少50%的贝氏体铁素体、至少3%的板条形式的残余奥氏体，固体形式的奥氏体，其平均晶粒尺寸小于或等于10微米，由此该固体奥氏体以板条形式奥氏体含量的1%至最多一半的量存在。该现有技术专利没有提供制得的钢片材的弯曲性的信息，也没有提到在贝氏体中不存在碳化物。
本发明的目的是解决上述问题。本发明的目的是可以获得具有大于1000MPa的机械强度以及大于12%的均匀延伸率的冷轧钢。本发明的附加目的是可以获得适于成形以使得在V形弯曲中获得90°的角度而不开裂的钢。
本发明还可以有利地获得一种钢，其组成不包括昂贵的微合金元素如钛、铌或钒。以这种方式，降低了制造成本，并可以简化热-机械制造工艺。
为此，本发明的目的是一种具有大于或等于1000MPa的机械强度、等于或大于12%的均匀延伸率的冷轧并退火的钢片材，其组成包括（由此该含量以重量百分比为单位表示）：
0.15%≤C≤0.25%
1.8%≤Mn≤3.0%
1.2%≤Si≤2%
Al≤0.10%
0%≤Cr≤0.50%
0%≤Cu≤1%
0%≤Ni≤1%
S≤0.005%
P≤0.020%
Nb≤0.015%
Ti≤0.020%
V≤0.015%
Co≤1%
N≤0.008%
B≤0.001%
由此Mn+Ni+Cu≤3%
该组合物的余量由铁和加工产生的不可避免的杂质组成，由此该显微组织按面积比例计由5至20%的多角形铁素体、10至15%的残余奥氏体、5至15%的马氏体构成，余量由板条形式的贝氏体构成，并在这些板条之间含有碳化物，以使每单位表面积大于0.1微米的板条间碳化物的数量N小于或等于50000/mm2。
本发明要求保护的钢片材还表现出下面列举的特性（单独或组合考虑）：
-该组合物包括（其中该含量以重量百分比为单位表示）：
0.18%≤C≤0.22%
-该组合物包括（其中该含量以重量百分比为单位表示）：
2%≤Mn≤2.6%
-该组合物包括（其中该含量以重量百分比为单位表示）：
1.4%≤Si≤1.8%
-该组合物包括（其中该含量以重量百分比为单位表示）：
0%≤Cr≤0.35%
-在开裂萌发时的V-弯曲角度大于或等于90°。
-该钢片材还具有锌或锌合金的涂层。
本发明的另一目的是制造冷轧并退火的钢片材的方法，所述钢片材具有大于或等于1000MPa的强度和大于或等于12%的延伸率，该方法包括下列步骤，其中：
-获得具有本发明所要求保护的组成的钢，随后
-将该钢浇铸为半成品形式，随后
-使该半成品达到高于1150℃的温度T再加热以获得再加热的半成品，随后
-热轧该再加热的半成品，其中热轧终了温度Tfl大于或等于850℃，以获得热轧片材，随后
-将热轧片材在540至590℃的温度T卷绕下卷绕以获得卷绕的热轧片材，随后
-将该卷绕的热轧片材冷却至环境温度，随后
-实施该卷绕的热轧片材的分批退火，以使得在卷绕的热轧片材的所有点处的机械强度小于或等于1000MPa，随后
-将退火的卷绕的热轧片材展开并酸洗以获得适于冷轧的热轧片材，随后
-以30至80%的压下率冷轧该适于冷轧的热轧片材以获得冷轧片材，随后
-通过以下方法将该冷轧片材退火：以2至6℃/秒的速率Vc将其再加热至Ac3-15℃至Ac3-45℃的温度T1一段时间t1，其大于或等于50秒，随后
-通过以下方法冷却该冷轧片材：以50至1500℃/秒的冷却速率对其施以第一冷却步骤，随后施以第二冷却步骤以使得第二冷却步骤结束时的温度Tfr在等于Ms-20℃的温度Tfr1与等于MS+40℃的温度Tfr2之间，随后
-将该冷轧片材保持在Tfr1与Tfr2的温度范围内100至1000秒的时间长度t2，随后
-以3至25℃/秒的速率VR2将冷轧片材冷却至环境温度以获得冷轧和退火的钢片材。
本发明要求保护的钢片材还可表现出下面列举的特性（单独或组合考虑）：
-温度Tfl大于或等于900℃，
-该分批退火包括保持在温度Tm下且持续时间长度tm使得：
2.29×Tm(℃)+18.6×tm(h)≥1238，
其中保持温度Tm还高于410℃。
-温度T1为790℃至820℃，
-获得本发明要求保护的冷轧的退火片材，并用锌或锌合金涂覆，
-获得本发明要求保护的冷轧的退火片材，并在150℃至200℃的保持温度T基下退火10小时至48小时的保持时间t基。
本发明的另一目的是本发明要求保护的或通过本发明要求保护的方法制造的冷轧并退火的片材或涂覆片材用于制造机动车部件的用途。
本发明的额外特性与优点将在下列描述中变得清楚，这些描述通过举例方式提供，并参照附图，其中：
图1显示了用于测定机械性质的拉伸试验片的尺寸，
图2显示了本发明要求保护的钢片材的显微组织的一个实例，
图3显示了未被本发明覆盖的钢片材的显微组织的一个实例。
在上面提到的图中，FP是指多角形铁素体，B是指贝氏体，MA表示马氏体与奥氏体的岛状物（island）。
在本发明框架内进行的研究已经证明了多角形铁素体的存在的益处，这可以通过低于贝氏体铁素体的位错密度来表征。多角形铁素体在临界（inter-critique）退火过程中形成并能够获得大于90°的V型弯曲性和大于12%的均匀延伸率。
已经研究了保持为退火过程中低于临界范围（铁素体+奥氏体）内的点Ac3时形成的多角形铁素体的存在的影响。考虑到这些不同组分之间的硬度差异，这种铁素体在包含残余奥氏体以及不可避免地包含马氏体的贝氏体基体中的存在提供了期望可成形性将会降低的理由。令人惊讶地，存在5至20%的多角形铁素体原来是改进本发明要求保护的片材的弯曲性的因素，这使其能够超过90°的V型弯曲角度而不发生开裂。
还已经证明，不存在这种多角形铁素体还对通过均匀延伸率的标准测得的延展性具有不利影响。
至于钢的化学组成，碳在显微组织的形成方面和在关于延展性与强度的机械性质方面通过TRIP效应起重要的作用，该TRIP效应由残余奥氏体产生。由保持在温度T1下的过程中在高温下形成的主要奥氏体组织开始，进行冷却，接着是保持过程，在此过程中发生贝氏体转变。在该转变过程中，初始在基体中形成贝氏体，该基体也具有主要为奥氏体组织。由于碳在铁素体中溶解显著低于在奥氏体中，因此碳在这种奥氏体中被排出，并部分以非常微细的碳化物形式析出。该碳化物的细度可以使得每单位表面积大于0.1微米的这些板条间碳化物的数量N小于或等于50000/mm2。
由于存在于本发明要求保护的组合物中的某些合金元素，特别是硅，仅仅在有限程度上发生碳化物（特别是渗碳体）的析出。尚未转化的奥氏体逐渐与碳一起富集，在该奥氏体-贝氏体界面处几乎没有非微细碳化物的析出。这种富集使得奥氏体被稳定化，即这种奥氏体的马氏体转变在冷却至环境温度的过程中限制在5至15%的特定比例。由此出现了有限量的马氏体，这有助于以受控方式提高机械强度。
根据本发明，按重量计的碳含量为0.15至0.25%。如果本发明的碳含量低于0.15重量%，机械强度变得不足，残余奥氏体的稳定性不足。高于0.25%，由于在热影响区（HAF）中或在气焊情况下在熔融区中形成低强度显微组织，因此焊接性逐渐降低，尽管高于0.25%的碳时改善了TRIP效应。
在一个优选实施方案中，碳含量为0.18至0.22%。在该范围内，焊接性令人满意，奥氏体的稳定得到了优化，并且马氏体的比例在本发明规定的范围内。
锰是通过固溶体置换而硬化的元素；其稳定了该奥氏体，并降低了转变温度Ac3。锰因此有助于提高机械强度。本发明教导了1.8重量%的最小含量对实现所需机械性质是必要的。但是，高于3.0%，γ-成形特性导致形成了具有过度突出的带的组织，这将不利地影响车辆结构部件的加工性能。其涂覆性能也降低了。优选地，2%至2.6%的锰含量区间实现了令人满意的机械强度，而不会提高对成形具有不利影响的带状组织的风险，也不会提高焊接合金中的淬透性，其会不利地影响本发明要求保护的片材的焊接性。
通过添加硅能够稳定化残余奥氏体，这在退火循环过程中且更特别在贝氏体转变过程中显著延缓了碳化物的析出。这是由于以下事实：硅在渗碳体中的溶解度非常低，并且该元素提高了碳在奥氏体中的活性。因此渗碳体的任何形成将在其中Si在界面处被排出的步骤之后。奥氏体与碳的富集因此导致其在退火钢片材上在室温下的稳定化。随后，例如在成型过程中施加外部应力将导致该奥氏体转变为马氏体。这种转变的结果之一是机械强度方面的改进。关于本发明规定的性质，以大于2%的量添加硅将显著促进铁素体，并且将不能实现规定的机械强度。此外，将形成牢固粘附的氧化物，这会导致表面缺陷。因此最小含量应设定在1.2重量%以获得对奥氏体的稳定化效果。硅含量优选为1.4至1.8%以优化上述效果。
铬含量必须限制为0.5%。该元素能够在作为开始于该温度T1的退火的一部分的冷却过程中控制先共析体铁素体的形成。这种铁素体当大量存在时会降低本发明覆盖的某些部件所需的机械强度。这种元素硬化和细化贝氏体显微组织。出于成本和防止过度硬化的原因，铬含量优选小于0.35%。
镍和铜具有基本类似于锰对本发明的效果，尽管它们在其稳定奥氏体的能力方面具有不同的重量。这是为什么在本发明的化学组合物中这三种元素的组合必须满足下列表达式：Mn+Ni+Cu≤3%。
以大于1%的量，作为强有力的奥氏体稳定剂的镍将促进奥氏体的过度稳定化，在机械应力下的转变将更难实现，并且对延展性的效果将变得更小。高于1%，添加该合金元素的成本也会过高。
以大于1%的量，同样作为强有力的奥氏体稳定剂的铜将促进奥氏体的过度稳定化，在机械应力下的转变将更难实现，并且对延展性的效果将变得更小。高于1%，添加该合金元素的成本将过高，并可导致热锻缺陷。
铝含量限制为0.10重量%；这种元素是有助于铁素体形成的强有力的α-成形剂。高含量的铝将提高Ac3点并因此在退火所需的电能量方面使工业过程更昂贵。
还应记得，高水平的铝提高了耐火材料的腐蚀以及在轧机上游在浇铸该钢的过程中堵塞喷嘴的风险。铝还会不利地偏析，并导致宏观偏析。当过量时，铝降低了热延展性，且提高了在连续浇铸中出现缺陷的风险。在不严格控制浇铸条件的情况下，微观和宏观偏析缺陷最终在退火钢片材中导致中心偏析。此类中心带将比其周围的基体更坚硬，并将不利地影响该材料的可加工性。
硫含量高于0.005%，由于存在过量的硫化物如MnS（硫化锰），延展性降低，这降低了该材料的可成形性。
硫是在固溶体中硬化但是显著降低点焊的适应性和热延展性的元素，特别是由于其对晶界偏析的倾向或与锰共偏析的倾向。为此，磷含量必须限制为0.020%以获得对点焊的良好适应性。
钼限制为杂质水平，尽管其在硬化方面可起有效作用并阻碍贝氏体的出现。然而，钼的添加过度提高了合金元素的成本，因此，出于经济原因限制了其使用。
硼对钢的淬透性有很强的作用。硼限制了碳的活性，并限制了扩散相的转变（在冷却过程中的铁素体或贝氏体转变），由此促进了硬化相如马氏体的形成。这种作用在本发明中是不期望的，因为目的在于促进贝氏体转变以稳定奥氏体，并防止形成过量面积百分比的马氏体。硼含量因此限于0.001%。
微合金元素如铌、钛和钒分别限于0.015%、0.020%和0.015%的最高水平，因为这些元素具有与碳和/或氮形成硬化析出物的特定特征，这还倾向于降低产品的延展性。它们还阻碍了退火过程中的再结晶，并因此使显微组织微更细，这也硬化了该材料并降低其延展性。
该钢还可以以小于或等于1%的量含有钴，因为这种硬化元素能够提高残余奥氏体中的碳含量。但是，出于成本的原因，在本发明中限制其使用。
该组合物的余量由铁和加工产生的不可避免的杂质组成。
根据本发明，该显微组织以面积百分比计由5至20%的多角形铁素体、10至15%的残余奥氏体、5至15%的马氏体组成，余量由板条形式的贝氏体组成并在这些板条之间包括碳化物，以使得每单位表面积大于0.1微米的板条间碳化物的数量N小于或等于50000/mm2。该多数贝氏体结构提供良好的耐损伤性。该残余奥氏体提供强度与延展性，由此该多角形铁素体还提高延展性，马氏体提高该片材的机械强度。多角形铁素体区别于贝氏体铁素体之处在于，多角形铁素体包括明显更低的位错密度以及同样低于贝氏体铁素体的固溶体中的碳水平。
小于10%的残余奥氏体量能够显著提高均匀延伸率。因此，该钢将不能实现12%的规定均匀延伸率。超过15%，将需要高碳含量以充分稳定该奥氏体，这会不利地影响该钢的可焊接性。该残余奥氏体的碳含量优选大于0.8%以获得在环境温度下足够稳定的残余奥氏体。
存在5%至15%的马氏体可实现本发明的框架中规定的机械强度，尽管高于15%时，面积百分比形式的马氏体部分将在均匀延伸率与弯曲性的意义上不利地影响片材的延展性。低于5%将不能实现规定的机械强度。马氏体含量优选将大于10%以便在机械强度方面存在一定的安全裕度。
该多角形铁素体能够改进均匀延伸率与V型弯曲性形式的延展性，以实现规定的90°内角。铁素体含量为5至20%。理想地，该铁素体含量应为12至20%以确保改善的延展性和在均匀延伸率方面的安全裕度。
最后，贝氏体，在其形成过程中通过向残留贝氏体排出碳，使后者富集并因此在所有其它条件相同时能够稳定本发明要求保护的片材中的基体。
图2显示了在扫描电子显微镜下观察到的本发明要求保护的钢片材的显微组织的一个实例。这里，残余奥氏体占据15%的面积百分比，并显示为白色，为岛状物或膜的形式。马氏体以与残余奥氏体结合的岛状物的形式存在。这种组合（通常称为MA岛状物）由于试剂（Nital）引起的化学腐蚀所导致的点蚀而具有粒状外观。这里，马氏体以11%的面积百分比存在。多角形铁素体具有碟形外观。贝氏体在这里以图2中黑色箭头所指示的片状组分形式出现。
在某些岛状物中，局部碳含量和由此的局部淬透性可不同。在这种情况下，残余奥氏体在相同的岛状物中与马氏体局部结合，这称为“M-A”岛状物，即同时含有马氏体和残余奥氏体的岛状物。
该显微组织中大于0.1微米的碳化物的数量是有限的。已经显示，每单位表面积大于0.1微米的板条间碳化物的数量N应优选应小于50000/mm2以限制在附加应力情况下的损伤，例如在扩孔或V型弯曲试验过程中。粗大碳化物的过度存在也是随后的成形过程中过早断裂的原因。
本发明要求保护的钢片材可以通过任何合适的方法制造。例如，可以使用本发明要求保护的方法，该方法可以由下述步骤组成：
首先，获得具有本发明要求保护的组成的钢。随后将该钢用于浇铸半成品。该浇铸可以制造锭子，或者该钢可以以板坯形式连铸。
随后可以使浇铸的半成品达到大于1150℃的温度T再加热以获得加热的半成品，使得所述温度在所有点处有利于轧制过程中对该钢施加的高度变形。该温度范围使得在奥氏体范围内成为可能。但是，如果温度T再加热大于1275℃，奥氏体晶粒不期望地长大，并导致更粗糙的最终结构。
当然，还有可能在浇铸后立即进行热轧而不再加热该板坯。
该半成品因此在其中钢组织完全为奥氏体的温度范围内热轧。如果轧制终了温度Tfl低于冷却过程中奥氏体转变为铁素体的起始温度Ar3，则该铁素体晶粒通过该轧制被加工硬化，并且该延展性显著降低。
热轧产品随后在540至590℃的温度T卷绕下卷绕。该温度范围使得能够在与该卷绕相关的准等温保持过程中获得完全的贝氏体转变，随后缓慢冷却。大于590℃的卷绕温度导致形成不期望的氧化物。当卷绕温度过低时，产品的硬度提高，这提高了后面冷轧过程中所需的力。
随后使用本身已知的方法对热轧产品进行酸洗。
随后可以进行卷绕片材的分批退火，以使得保持温度Tm大于410℃，并且Tm与保持时间tm使得：
2.29×Tm(℃)+18.6×tm(h)≥1238。
这种热处理使得能够在热轧片材的每一点处具有小于1000MPa的机械强度，由此尽量减少片材中心与边缘之间的硬度变化。这通过软化形成的组织显著促进了下面的冷轧步骤。
随后以有利地为30至80%的压下率进行冷轧。
随后优选在连续退火设备中以每秒2至6℃的平均加热速率Vc加热该冷轧产品。与下面的退火温度T1结合，该加热速率范围使得能够获得严格低于5%的非再结晶铁素体份数。
加热持续至温度Ac3-15℃至Ac3-45℃之间（即，在临界范围的特定温度范围内）的退火温度T1，以便获得并非不含有在临界范围内形成的多角形铁素体的组织。本身已知的膨胀测定法可用于测定Ac3的值。
当T1低于(Ac3-45℃)时，该组织可以含有显著份数的铁素体，并且不能实现本发明规定的机械特性。相反，如果T1高于Ac3-15℃，在保持于T1之后冷却的过程中没有形成铁素体，并且由此均匀延伸率和弯曲性（V型弯曲试验）不在本发明的目标（即12%的均匀延伸率和V型弯曲中的90°，而不出现裂纹）之内。此外，当温度T1接近临界点Ac3时会出现风险，因为工业条件会在生产过程中小幅波动。因此，在T1下的保持结束时，该显微组织可以是完全奥氏体的或部分铁素体的，具有极少部分的铁素体（应小于5%）。这导致在该方法结束时制得的片材的不稳定的机械性能，这将对机动车结构部件的最终成形具有不期望的效果。
本发明要求保护的退火温度T1使得能够获得足够量的临界奥氏体，以便随后在冷却过程中以使得充分稳定该残余奥氏体并实现所需机械特性的量形成贝氏体。
在温度T1下的大于或等于50秒的最小保持时间t1允许此前形成的碳化物溶解，特别是允许充分转变为奥氏体。大于500秒的保持时间难以符合连续退火设备的生产率要求，特别是卷材的展开速度。该保持时间t1因此为50至500秒。
在退火保持结束时，将该片材冷却，直到其达到优选为370至430℃的温度，理想的是Ms-20℃至Ms+40℃的范围内的温度，其中该冷却速率Vref必须足够快以防止形成珠光体。为此，第一冷却步骤使得冷却速率VR1为每秒50至1500℃。
奥氏体部分转化为铁素体可以在第一冷却步骤中在该阶段发生。当碳排向奥氏体时，这能够稳定该奥氏体以促进TRIP效应，因为碳不会过多溶于铁素体。残余铁素体中的碳含量有利地超过0.8%以便在环境条件下稳定该残余铁素体。冷却的第二阶段的目的在于防止在保持于370至430℃范围中之前形成珠光体。
370℃至430℃温度范围内的保持时间必须长于100秒以允许贝氏体转变，并由此通过该奥氏体与碳的富集稳定化该奥氏体。保持时间必须少于1000秒以限制贝氏体铁素体的面积百分比。后一种限制还能够防止以大于50000/mm2的密度形成大于0.1微米的粗大碳化物。
随后以3至25℃/秒的速率VR2将片材冷却至环境温度。结果是冷轧和退火的钢片材，其以面积百分比计具有5至20%的多角形铁素体、10至15%的残余奥氏体和5至15%的马氏体，余量由贝氏体组成。
随后有利地进行后分批退火热处理，使得该冷轧并退火的钢片材保持在150℃至200℃的保持温度T基下一段10小时至48小时的保持时间t基以改善弹性极限和弯曲性。
发明人已经发现在本发明要求保护的方法中限定的条件内，制造参数的微小变化不会导致机械性质或显微组织的显著改变，这在制得产品的特性的稳定性方面是一个优点。
下面基于非限制性实施例阐述本发明。
实施例
采用表1中显示的组成（以重量百分比显示）制备两种钢。
C Mn Si Al Cr Cu Ni S P N Ac3 Ms
A 0.196 2.195 1.528 0.038 0.245 0.009 0.019 0.002 0.013 0.004 835 392
B 0.19 1.49 1.45 <0.01 0.61 0.5 0.49 0.002 0.016 <0.01 840 403
表1：所用钢组成，其中余量由铁组成（重量%）。
钢A具有本发明要求保护的化学组成，而钢B，因其具有过高的Cr含量，是与本发明不一致的参比。
以严格低于0.01的百分比存在的元素是其含量被视为残余的元素。换句话说，所述元素并非故意加入，而是其存在是由于其它合金元素中的杂质。
在表2中给出的制造条件下制造符合上述组成的片材。
对钢A和B的组合物施以不同的退火条件。在热轧前的条件是相同的，再加热至1250℃，轧制终了温度为920℃，卷绕温度为550℃。随后将所有热轧产品酸洗，并随即以30至80%的压下率进行冷轧。
表2以下列标记给出了冷轧后退火的片材的制造条件：
－保持温度：T1
－冷却终了温度：Tfr
－Tfr下的保持时间：t1
－后分批退火处理：是或否
该后分批退火处理（如果存在的话）在将温度提高至170℃后24小时进行并在该温度下保持10小时以及不受控的冷却。
T1和Tfr之间的冷却速率均在50至1500℃/秒的范围内。
Figure BDA0000445754550000141
表2：实施例和对比例的退火条件
表2中的参比R1至R5表示在与本发明不一致的条件下制造的钢片材。与本发明不一致的参数具有下划线。应注意的是，参比R1至R4（其来自组成A）与本发明不一致，因为保持温度T1高于Ac3-15℃。这里，Ac3通过膨胀计测得为835℃。来自与本发明不一致的组成B的参比R5也在高于Ac3-15℃的温度下退火。
实施例I1至I14是本发明要求保护的那些。表3给出了对分析的样品获得的显微组织性质，其中残余奥氏体表示为γr，多角形铁素体表示为α，马氏体表示为M和贝氏体表示为B。这些值以面积百分比表示。
ID 类型 γr α M B
I1 发明 15 14 11 60
I2 发明 15 20 15 50
I4 发明 14 19 13 54
I5 发明 10 13 14 63
I6 发明 14 14 14 58
R1 参比 15 0 22 63
R5 参比 14 0 19 67
表3：组分的面积百分比（发明与参比）
随后使用图1中所示的具有表4中尺寸的ISO20×80类型试验片测量机械性质。在平行于冷轧方向的方向上施加用于获得这些机械性质的单轴拉伸力。
类型 B Lo Lc R T Lt 坯料尺寸
ISO20×80 20 80 100 20 30 260 260×32
表4：拉伸试验片的尺寸，以毫米为单位表示
本发明要求保护的所有片材表现出板条形式的贝氏体，并具有板条间的碳化物，以使得每单位表面积大于0.1微米的这些碳化物的数量N小于或等于50000/mm2。
在V型弯曲试验中，在该材料中出现裂纹反映为片材弯曲过程中机械施加的力降低5%。该试验随后停止在该阶段，并在弹性回弹后测量内角；其与180°的差值给出互补角，它在本发明的框架中必须大于90°。
下表5中以下列缩写给出了获得的拉伸强度机械性能：
－弹性极限：Re
－机械强度：Rm
－均匀延伸率：Al.Unif.
－具有发生开裂的互补角（°）的V型弯曲：V弯曲.
－Ne：未测得
ID Re(MPa) Rm(MPa) Al.Unif.(%) V弯曲(°)
I1 627 1073 13.6 115.5
I2 628 1072 13.6 111.0
I3 633 1073 13.4 111.8
I4 682 1110 12.8 107.3
I5 708 1129 12.6 104.0
I6 706 1111 12.3 99.3
I7 621 1099 13.7 111.0
I8 735 1136 12.1 100.0
I9 632 1127 13.2 108.0
I10 639 1122 13.4 105.0
I11 531 1099 13.7 100.0
I12 543 1138 13.2 90.0
I13 637 1151 12.7 96.0
I14 566 1142 13.2 97.0
R1 900 1208 9.2 86.0
R2 881 1186 9.4 Ne
R3 912 1270 8.3 60.6
R4 913 1233 8.9 Ne
R5 1020 1395 5.0 87.0
表5：参比与本发明的机械性质
应当指出，五个参比R1至R5表现出与本发明目标不一致的均匀延伸率以及V型弯曲值。
本发明能够获得适于沉积锌涂层（特别是使用常规电镀锌方法）的钢片材。
本发明能够获得使用常规装配工艺（例如举一个非限制性的例子：电阻点焊）具有良好可焊接性的钢片材。
本发明要求保护的钢片材可以有利地用于制造用于在地面上使用的机动车的结构部件、加固构件、安全构件、抗磨构件或传动盘。

Claims (14)

1.具有大于或等于1000MPa的机械强度、等于或大于12%的均匀延伸率的冷轧并退火的钢片材，其组成以重量百分比表示，包括：
0.15%≤C≤0.25%
1.8%≤Mn≤3.0%
1.2%≤Si≤2%
Al≤0.10%
0%≤Cr≤0.50%
0%≤Cu≤1%
0%≤Ni≤1%
S≤0.005%
P≤0.020%
Nb≤0.015%
Ti≤0.020%
V≤0.015%
Co≤1%
N≤0.008%
B≤0.001%
其中Mn+Ni+Cu≤3%
该组成的余量由铁和加工产生的不可避免的杂质组成，其中显微组织按面积比例计由5至20%的多角形铁素体、10至15%的残余奥氏体、5至15%的马氏体构成，余量由板条形式的贝氏体构成，并在这些板条之间含有碳化物，使得每单位表面积大于0.1微米的板条间碳化物的数量N小于或等于50000/mm2。
2.如权利要求1所述的钢片材，其组成以重量百分比表示，包括：
0.18%≤C≤0.22%。
3.如权利要求1或2所述的钢片材，其组成以重量百分比表示，包括：
2%≤Mn≤2.6%
4.如权利要求1至3之一所述的钢片材，其组成以重量百分比表示，包括：
1.4%≤Si≤1.8%
5.如权利要求1至4之一所述的钢片材，其组成以重量百分比表示，包括：
0%≤Cr≤0.35%
6.如权利要求1至5之一所述的钢片材，其中在开裂萌发时的V-弯曲角度大于或等于90°。
7.如权利要求1至6之一所述的钢片材，还包括锌或锌合金涂层。
8.制造冷轧并退火的钢片材的方法，所述钢片材具有大于或等于1000MPa的强度和大于或等于12%的延伸率，该方法包括下列步骤，其中：
-获得具有权利要求1至5之一所述的组成的钢，随后
-将该钢浇铸为半成品形式，随后
-使该半成品达到高于1150℃的温度T再加热以获得再加热的半成品，随后
-热轧该再加热的半成品，其中在热轧结束时的温度Tfl大于或等于850℃，以获得热轧片材，随后
-将该热轧片材在540至590℃的温度T卷绕下卷绕以获得卷绕的热轧片材，随后
-将该卷绕的热轧片材冷却至环境温度，随后
-实施该卷绕的热轧片材的分批退火，使得在卷绕的热轧片材的所有点处的机械强度小于或等于1000MPa，随后
-将退火的卷绕的热轧片材展开并酸洗以获得适于冷轧的热轧片材，随后
-以30至80%的压下率冷轧该适于冷轧的热轧片材以获得冷轧片材，随后
-通过以下方法将该冷轧片材退火：以2至6℃/秒的速率Vc将其再加热至Ac3-15℃至Ac3-45℃的温度T1持续一段大于或等于50秒的时间t1，随后
-通过以下方法冷却该冷轧片材：以50至1500℃/秒的速率对其施以第一冷却步骤，随后施以第二冷却步骤以使得第二冷却步骤结束时的温度Tfr在等于Ms-20℃的温度Tfr1与等于Ms+40℃的温度Tfr2之间，随后
-将该冷轧片材保持在Tfr1与Tfr2的温度范围内100至1000秒长度的时间t2，随后
-以3至25℃/秒的速率VR2将冷轧片材冷却至环境温度以获得冷轧和退火的片材。
9.如权利要求8所述的制造钢片材的方法，其中所述温度Tfl大于或等于900℃。
10.如权利要求8或9所述的制造钢片材的方法，其中所述分批退火包括保持在温度Tm下且时间为长度tm，使得：
2.29×Tm(℃)+18.6×tm(h)≥1238，
其中保持温度Tm还高于410℃。
11.如权利要求8至10之一所述的制造用于片材金属的钢片材的方法，其中所述温度T1为790℃至820℃。
12.制造用于涂覆片材金属的钢片材的方法，其中如权利要求8至11中任一项所述获得退火的冷轧片材，并用锌或锌合金涂覆所述退火的冷轧片材。
13.制造用于任选涂覆的退火冷轧片材的钢片材的方法，其中如权利要求8至12中任一项所述获得退火的冷轧片材，并将该片材在150℃至200℃的保持温度T基下退火10小时至48小时的保持时间t基。
14.权利要求1至6任一项所述的冷轧并退火的片材或权利要求7所述的涂覆的片材或通过权利要求8至13任一项所述的方法制得的涂覆的片材用于制造具有发动机的陆用车辆的部件的用途。
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