CN109415776A - 一种用于由片材制造马氏体不锈钢部件的工艺 - Google Patents

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Abstract

用于制造马氏体不锈钢部件的工艺，根据该工艺，制备具有以下组成的不锈钢片材：0.005％≤C≤0.3％；0.2％≤Mn≤2.0％；微量≤Si≤1.0％；微量≤S≤0.01％；微量≤P≤0.04％；10.5％≤Cr≤17.0％；微量≤Ni≤4.0％；微量≤Mo≤2.0％；Mo+2 x W≤2.0％；微量≤Cu≤3％；微量≤Ti≤0.5％；微量≤Al≤0.2％；微量≤O≤0.04％；0.05％≤Nb≤1.0％；0.05％≤Nb+Ta≤1.0％；0.25％≤(Nb+Ta)/(C+N)≤8；微量≤V≤0.3％；微量≤Co≤0.5％；微量≤Cu+Ni+Co≤5.0％；微量≤Sn≤0.05％；微量≤B≤0.1％；微量≤Zr≤0.5％；Ti+V+Zr≤0.5％；微量≤H≤5ppm；微量≤N≤0.2％；(Mn+Ni)≥(Cr‑10.3‑80x[(C+N)2])；微量≤Ca≤0.002％；微量≤稀土元素和/或Y≤0.06％；其余为铁和杂质；温度Ms为≥200℃；温度Mf为≥‑50℃；微观结构包含铁素体和/或回火马氏体和按体积计0.5％至5％的碳化物；铁素体晶粒的尺寸为从1μm至80μm；进行奥氏体化，以便获得包含至多0.5％的碳化物和至多20％的残余铁素体的微观结构；将片材转移至第一成形工具，片材保持在高于Ms的温度，并且保持至多0.5％的碳化物和至多20％的残余铁素体；进行第一成形步骤或切割步骤，片材保持在高于Ms的温度，并且保持至多0.5％的碳化物和至多20％的残余铁素体；将片材转移至第二成形工具；进行第二成形步骤，在此期间，片材保持在高于Ms的温度，并且保持至多0.5％的碳化物和至多20％的残余铁素体；‑如果TPn是在最后成形步骤结束时片材达到的温度，并且Σti是转移步骤和成形步骤的持续时间的总和，则(TP0‑TPn)/Σti至少为0.5℃/s；‑以及使片材冷却成具有包含至多0.5％的碳化物和至多20％的残余铁素体的微观结构的最终部件。

Description

一种用于由片材制造马氏体不锈钢部件的工艺
本发明涉及由片材热成形不锈钢，以给予它们复杂的形状和优异的机械性能，其中这些钢意图用于例如汽车工业。
为了减轻车辆的重量，从而限制其燃料消耗并且因此限制其CO2排放，制造商现在使用具有非常高强度的碳钢或不锈钢片材，与过去使用的更常规的钢相比，允许减少片材的厚度。
马氏体钢(或更一般地说，具有超过50％的马氏体结构)具有这样的机械特性，但是它们冷成形的能力有限。因此，有必要在铁素体状态下使它们冷成形，并且然后对部件进行热处理以获得马氏体结构，或者在奥氏体状态下使它们热成形并且利用淬火完成处理以便获得马氏体结构。
然而，使用已知的钢(包含硼的碳钢……)通过该第二方法生产具有复杂几何形状的部件由于其有限的淬透性的限制或高温冶金转变的存在而变得困难，使得很难保持对成形和回火的过程的良好控制。存在获得不主要是马氏体的复合部件的很大风险，并且因此其机械特性不符合其预期，或者该方法必须限于获得具有简单几何形状的马氏体部件，其形状可以例如通过激光切割来校正。
可以想到的是，从通常已知的用于这些用途的钢中开始，在压力转移/工具上进行热成形的几个步骤，以便使成形渐进并且限制出现缺陷的风险。但是所获得的部件将包含按体积计小于80％的马氏体，并且其机械性能和其弹性将会降低：其中将无法实现目标拉伸强度Rm、弹性极限Rp0.2、断裂伸长率A、易于折叠或弹性中的至少一个。超过马氏体转变结束温度Mf以实现至少两个成形步骤、两个转移步骤和淬火步骤所需的时间太长，并且奥氏体将部分地被转变成铁素体/碳化物/珍珠岩。
在已知的钢的情况下，获得包含最小按体积计至少80％马氏体的结构已经是可能的，但是在淬火期间的冷却速度必须平均大于30℃/s。在奥氏体化后，使用带有工具的压力机或转移压力机的多道次方法将不允许在工具中淬火之前有多于一个的转移步骤，随后是成形或热切割步骤，以保证30℃/s的最小冷却速率。
本发明的目的是提出用于生产已经被热变形的马氏体钢部件的方法，该方法使得可以由片材制造具有复杂形状的部件，其中此外，该最终部件具有高机械性能，从而使得其特别适合用于汽车工业中。
为此，本发明的目的是用于通过热成形由片材制造马氏体不锈钢部件的方法，其特征在于:
不锈钢片材被制备为具有以按重量百分比计的以下组成:
*0.005％≤C≤0.3％；
*0.2％≤Mn≤2.0％；
*微量≤Si≤1.0％；
*微量≤S≤0.01％；
*微量≤P≤0.04％；
*10.5％≤Cr≤17.0％；优选地10.5％≤Cr≤14.0％；
*微量≤Ni≤4.0％；
*微量≤Mo≤2.0％；
*Mo+2x W≤2.0％；
*微量≤Cu≤3％；优选地微量≤Cu≤0.5％；
*微量≤Ti≤0.5％；
*微量≤Al≤0.2％；
*微量≤O≤0.04％；
*0.05％≤Nb≤1.0％；
*0.05％≤Nb+Ta≤1.0％；
*0.25％≤(Nb+Ta)/(C+N)≤8；
*微量≤V≤0.3％；
*微量≤Co≤0.5％；
*微量≤Cu+Ni+Co≤5.0％；
*微量≤Sn≤0.05％；
*微量≤B≤0.1％；
*微量≤Zr≤0.5％；
*Ti+V+Zr≤0.5％；
*微量≤H≤5ppm，优选地微量≤H≤1ppm；
*微量≤N≤0.2％；
*(Mn+Ni)≥(Cr-10.3-80x[(C+N)2])；
*微量≤Ca≤0.002％；
*微量≤稀土和/或Y≤0.06％；
*其余为铁和由炼钢产生的杂质；
-所述片材的马氏体转变起始温度(Ms)为≥200℃；
-所述片材的马氏体转变结束温度(Mf)为≥-50℃；
-所述片材的微观结构包含铁素体和/或回火马氏体和按体积计0.5％至5％的碳化物；
-所述片材的铁素体晶粒的尺寸为从1μm至80μm，优选地从5μm至40μm；
-所述方法任选地包括所述片材的一次或更多次热转变和/或冷转变；
-通过将所述片材保持在高于Ac1的温度使所述片材奥氏体化，以便给予所述片材包含以体积分数计至多0.5％的碳化物和以体积分数计至多20％的残余铁素体的微观结构；
-将奥氏体化的片材转移至第一成形工具或切割工具，其中所述转移具有持续时间t0，在此期间所述片材保持在大于Ms的温度，并且保持按体积计至多0.5％的碳化物和按体积计至多20％的残余铁素体，其中所述片材在该转移结束时处于温度TP0；
-进行所述片材的第一成形阶段或第一切割阶段持续时间段t1，在该时间段期间，所述片材保持在大于Ms的温度，并且保持按体积计至多0.5％的碳化物和按体积计至多20％的残余铁素体；
-在第二成形工具或切割工具上进行已成形的或切割的片材的转移，或者修改所述第一成形工具或切割工具的构造持续时间段t2，在该时间段期间，所述片材金属被切割，同时保持在大于Ms的温度，并且保持按体积计至多0.5％的碳化物和按体积计至多20％的残余铁素体；
-进行所述片材的第二成形步骤或第二切割步骤持续时间段t3，在该时间段期间，所述片材保持在大于Ms的温度，同时保持按体积计至多0.5％的碳化物和按体积计至多20％的残余铁素体；
-任选地，可以执行其他步骤以将被切割的或成形的片材转移至其他切割工具或成形工具，或者修改在前一步骤中使用的成形工具或切割工具的构造，其中每个步骤之后是成形步骤或切割步骤，并且其中在涉及转移所述片材或修改所述工具的构造的步骤中的每个以及成形操作或切割操作中的每个的期间，所述片材保持在大于Ms的温度，并且保持按体积计至多0.5％的碳化物和按体积计至多20％的残余铁素体；
-如果TPn用于表示在最后切割步骤或成形步骤结束时由成形的或切割的片材所达到的温度，并且Σti表示转移步骤和/或工具构造改变步骤以及成形步骤或切割步骤的时间段的总和，则量值(magnitude)(TP0-TPn)/Σti至少为0.5℃/s；
-任选地，可以在Ms和Mf之间的温度，在其中微观结构包括马氏体、至少5％的奥氏体和至多20％的铁素体的状态，进行另外的成形步骤或切割步骤，
-以及允许所述片材冷却至环境温度以便获得最终部件，其中所述最终部件具有包含以体积分数计至多0.5％的碳化物和以体积分数计至多20％的残余铁素体的微观结构。
所述片材可以具有≤400℃的马氏体转变起始温度(Ms)。
所述片材的马氏体转变起始温度(Ms)可以在390℃和220℃之间；
所述片材的厚度可以在0.1mm和10mm之间。
奥氏体化温度可以为至少850℃。
奥氏体化温度可以在925℃和1200℃之间。
在用于转移和/或工具构造改变的步骤或用于成形或切割所述片材的步骤中的至少一个期间可以再加热所述片材。
可以对最终部件进行表面处理，这意图增加最终部件的粗糙度或最终部件的疲劳性能。
所述最终部件可以保持在90℃和500℃之间持续10秒至1小时，然后允许在空气中自然冷却。
如将已经理解的，本发明基于以下的组合：
-不锈钢马氏体组成的选择；
-以及将特定的热成形方法应用于具有该组成以及精确的初始结构特征的片材，这使得可以使用该方法以获得最终部件或中间部件，该中间部件然后将经历旨在精细优化其机械性能和/或表面性能中的一些的操作。
该方法从所述片材的奥氏体化开始，即通过将片材的温度升高到高于钢的温度Ac1，以便形成奥氏体替代构成起始微观结构的铁素体和碳化物，并且在尽可能限制所述片材的表面脱碳和氧化的条件下。
然后连续进行若干步骤(至少两个)以在温度和持续时间的条件下形成片材，以便在整个成形过程中保持在奥氏体化后获得的铁素体+碳化物结构。如果需要，可以通过加热工具在成形步骤之间或在成形步骤期间升高或保持温度，使得被成形的片材的温度和成形操作之间的温度(在片材从一个工具转移到另一个工具期间，或者如果片材保持在同一工具上，则在工具构造改变期间)不低于Ms(马氏体转变起始温度)。
应当理解，术语“成形步骤”包括这样的各种操作，例如材料的变形或移除，例如，特别是深拉、热冲压、型锻、切割和钻孔，其中这些步骤可以以由制造商决定的任何顺序进行。
在成形后，如此获得的部件被冷却，而没有对冷却的特别限制。在其中微观结构包含至少10％的奥氏体和至多20％的铁素体，而其余部分是马氏体的条件下，在该冷却之前，可以在Ms和Mf(马氏体转变结束温度)之间进行切割或最终成形步骤。
在阅读参考以下附图给出的以下描述后将更好地理解本发明：
-图1示出了表示使用常规辊式炉利用根据本发明的方法制造部件以及在制造期间片材的温度的发展的图。
-图2示出了表示使用感应炉利用根据本发明的方法制造部件以及在制造期间片材的温度的发展的图。
在根据本发明的方法中使用的马氏体不锈钢的组成如下。所有百分比都是按重量百分比计。
其C含量在0.005％和0.3％之间。
0.005％的最低含量是合理的，因为需要在热成形方法的第一步骤期间获得微观结构的奥氏体化，以便获得最终的目标机械性能。高于0.3％，所述片材的焊接性，并且尤其是弹性变得不足，特别是对于汽车工业中的应用。
其Mn含量在0.2％和2.0％之间。
需要最少0.2％以获得奥氏体化。高于2.0％，如果热处理不在中性气氛或还原性气氛中进行，则在热处理期间存在氧化问题的风险，并且此外，将不再保证获得期望的机械性能。
其Si含量在微量(即由配制产生的简单杂质，不添加Si)和1.0％之间。
Si可以在配制期间用作脱氧剂，就像Al一样，Si可以被添加或取代。超过1.0％，认为Si会过度地有利于铁素体的形成，并且因此使其更加难以奥氏体化，而Si会使所述片材变得太脆，以至于无法令人满意地进行复杂部件的成形。
其S含量在微量和0.01％(100ppm)之间，以确保焊接性和弹性适合于最终产品。
其P含量在微量和0.04％之间，以确保最终产品不会过度易脆。P也不利于焊接性。
其Cr含量在10.5％和17.0％之间，优选地在10.5％和14.0％之间，用于在奥氏体化期间更快的碳化物溶解。
10.5％的最低含量是合理的，以确保片材的不锈性(stainlessness)。大于17％的含量会使奥氏体化变得困难，并且不必要地增加钢的成本。
其Ni含量在微量和4.0％之间。
Ni的添加对本发明不是必需的。然而，Ni在规定的最大4.0％的限度内的存在可能有利于促进奥氏体化。然而，超过4.0％的限度将导致在冷却后的微观结构中残余奥氏体的过量存在和马氏体的不足存在。
其Mo含量在微量和2.0％之间。
Mo的存在并不重要。但是它有利于良好的耐腐蚀性。超过2.0％，奥氏体化将受到阻碍，并且钢的成本不必要地增加。
W的存在同样是可能的，但是由于W是强硬化元素，所以它的存在必须受到限制并且与Mo含量有关。据认为，总和Mo+2x W必须在微量和2.0％之间。
与当考虑Mo和W对钢的影响的累积时最常见的情况相反，有必要考虑关系Mo+2xW，而不是关系Mo+W/2。要考虑关系Mo+W/2以便控制这两种元素对沉淀物的形成的影响，对于沉淀物，在相等的添加量的情况下，W的效率是Mo的两倍。然而，在本发明的情况下，Mo和W对钢的硬度的各自影响是有利的。并且由于对于相等的添加量W是比Mo更强的硬化元素，因此根据本发明必须考虑关系Mo+2xW。此总和Mo+2xW必须在微量和2.0％之间。除此之外，硬度变得过大，并且所有其他条件相同，存在在本发明的上下文中优选的机械性能的降低，特别是折叠角度能力和弹性的降低。
其Cu含量在微量和3.0％之间，优选地在微量和0.5％之间。
对于这种类型的钢，对Cu的这些要求是正常的。实际上，这意味着Cu的添加是无用的，并且这种元素的存在仅仅是由于所使用的原材料。大于0.5％的含量(其将是任选的添加)对于汽车应用是不合意的，因为它会劣化焊接性。然而，Cu可以有助于奥氏体化，并且如果本发明的钢被应用于不需要焊接的领域，则Cu含量可以高达3.0％。
其Ti含量在微量和0.5％之间。
像Al和Si一样，Ti是脱氧剂，但是其成本和效率低于铝的成本和效率，从这个角度来看，通常使得其使用没有吸引力。可能感兴趣的是，Ti氮化物和碳氮化物的形成可以限制晶粒生长，并且有利地影响某些机械性能和焊接性。然而，在根据本发明的方法的情况下，这种形成可能是缺点，因为Ti倾向于由于碳化物的形成而阻碍奥氏体化，而TiN降低弹性。因此，不得超过0.5％的最大含量。
V和Zr也是能够形成降低弹性的氮化物的元素，因此，通常，必要的是，Ti+V+Zr的总和不超过0.5％。
其Al含量在微量和0.2％之间。
Al在炼钢期间被用作脱氧剂。在脱氧后在钢中没有必要残留超过0.2％的量，因为存在形成过量AlN的风险，这将降低机械性能，并且在获得马氏体微观结构方面也具有困难。
其O含量在微量和0.04％(400μm)之间。
对O含量的要求是通常对于马氏体不锈钢的那些要求，这取决于从夹杂物开始形成没有裂纹的钢的能力和最终部件所寻求的机械性能的品质，并且氧化夹杂物的过量存在可能会改变这些要求。相反，如果期望片材的最小可加工性，那么具有大量的氧化夹杂物可能是有利的。如果氧化夹杂物的组成使得它们是足够延展的，使得它们用作用于切割工具的润滑剂。这种用于控制氧化夹杂物的数量和组成的技术在钢铁工业中很常见。氧化物的组成的控制可以通过控制Ca的添加和/或调节与钢水接触并在制备期间处于化学平衡状态的炉渣的组成来有利地获得。
基本上是在炼钢期间添加脱氧剂Al、Si、Ti、Zr，可能添加Ca，然后注意钢水内的氧化夹杂物的倾析，以及这些脱氧剂在凝固钢中的存留，其决定了O的最终含量。虽然这些元素中的每一个单独地看可能不存在或者仅非常轻微地存在，但是必要的是，它们中的至少一种(最常见的是Al和/或Si)以足以确保最终片材的O含量对于部件的平滑成形以及对于部件的未来应用来说不会太高的量存在。这些控制钢的脱氧和控制其氧化夹杂物的组成和数量的机制是本领域技术人员熟知的，并且以完全正常的方式应用于本发明的上下文中。
其Nb含量在0.05％和1.0％之间。
其总的Nb+Ta的含量在0.05％至1.0％之间。
Nb和Ta是用于获得良好弹性的重要元素，而Ta通过点蚀改进了耐腐蚀性。但是由于它们可能会干扰奥氏体化，所以它们不能以超过上文已经规定的量存在。此外，Nb和Ta捕获由C和N形成的碳氮化物，这防止奥氏体化期间奥氏体晶粒的过多生长。这有利于在-100℃和0℃之间获得非常好的冷弹性。另一方面，如果Nb和/或Ta含量太高，则C和N将完全被截留在碳氮化物中，并且它们不会保持充分地溶解以便实现期望的机械性能，特别是弹性和机械阻力。
因此，需要0.25≤(Nb+Ta)/(C+N)≤8以在20℃或更高温度下获得50J/cm2数量级的弹性。
其V含量在微量和0.3％之间。
像Ti一样，V是可能形成氮化物的脆化元素，并且不应该以太大的量存在。如上所述，Ti+V+Zr不得超过0.5％。
其Co含量在微量和0.5％之间。像Cu一样，这种元素可能有助于奥氏体化。但是添加量超过0.5％是没有意义的，因为可以通过更便宜的方法来辅助奥氏体化。
Cu、Ni和Co的总含量必须在微量和5.0％之间，以便在马氏体转变后不留下太多的残余奥氏体，并且以便在需要其的应用中不降低焊接性。
其Sn含量在微量和0.05％(500ppm)之间。这种元素是不合意的，因为它对钢的焊接性和热变形能力有害。0.05％的限制是公差。
其B含量在微量和0.1％之间。
B不是强制性的，但是它的存在有利于奥氏体的淬透性和可锻性。因此，它便于成形。其超过0.1％(1000ppm)的添加不会带来显著的额外改进。
其Zr含量在微量和0.5％之间，因为它降低了弹性并阻碍奥氏体化。还要重申的是Ti+v+Zr的总含量不得超过0.5％。
其H含量在微量和5ppm之间，优选地不超过1ppm。过量的H含量倾向于使马氏体脆化。因此，有必要选择生产呈液态的钢的方法，这种方法可以确保H的此低含量。典型地，选择处理以确保液态钢的彻底脱气(通过在液态钢中大量注入氩气，一种熟知的被称为“AOD”的方法，或者通过在真空下的通道，在此期间钢通过释放CO而脱碳，一种称为“VOD”的方法)。
其N含量在微量和0.2％(2000ppm)之间。N是杂质，其相同的处理使得可以降低H含量，这有助于限制其存在，或者甚至显著地降低H含量。并不总是必须具有特别低的N含量，但是由于上面给出的原因，必要的是，它的含量，连同其可以与之结合以形成氮化物或碳氮化物的元素的含量，遵循关系8≥(Nb+Ta)/(C+N)≥0.25。
此外，如果遵守关系(Mn+Ni)≥(Cr-10.3-80x[(C+N)2]，则在热机械处理的初始阶段期间钢的良好奥氏体化是有利的。如果除了上面定义的其他条件之外，还满足这个条件，则能实现足够的弹性。需要足够水平的γ化元素以抵消Cr的α产生效应(alphageniceffect)并且确保至少80％的正确奥氏体化，而从这个观点来看，总和C+N的效率不是线性的。
其Ca含量≤0.002％(20ppm)。
其稀土和Y的总含量在微量和0.06％(600ppm)之间。这些元素可以改进在非常高的温度奥氏体化期间的抗氧化性。
钢的其余部分由铁和炼钢产生的杂质组成。
对钢的组成的其他要求涉及马氏体转变起始温度Ms和马氏体转变结束温度Mf。
优选地，Ms应当至多为400℃。如果Ms较高，则存在这样的风险：即部件的各种转移和成形操作不能足够快地彼此接续，并且不存在足够的时间以在高于Ms的温度实现所有成形。然而，通过在成形操作之间提供部件经历再加热或温度保持，和/或在这些操作期间使用已知类型的加热工具，包括例如电阻，可以限制或避免这种风险。因此，条件Ms≤400℃并不总是必要的，但仅推荐在工业条件下用于根据本发明的方法的经济且容易的应用。
Ms必须大于或等于200℃，以避免在最终部件中存在过高的残余奥氏体含量，特别是通过将其降低到低于800MPa会降低Rp0.2。
优选地，Ms为从390℃至320℃。
MF必须大于或等于-50℃，以确保在最终部件中不会存在太多残余奥氏体。
Ms和Mf优选地通过实验确定，例如通过熟知的膨胀测量；参见例如“Uncertainties in dilatometric determination of martensite starttemperature”，Yang和Badshia，Materials Science and Technology,2007/5，第556-560页。
近似公式还使得可以从钢的组成来评估它们，但是实验测定更加确定。
应当理解，待描述的热机械处理可以在任选地随后涂覆的裸片材上进行，或者在已经涂覆的片材上进行，例如通过基于Al和/或Zn的合金。该涂层，其典型地具有1μm至200μm的厚度并且存在于片材的一侧或两侧上，可以通过任何常规用于此目的的技术来沉积，非常必要的是，如果在奥氏体化之前沉积，则它在奥氏体化和变形温度在片材的存在期间不会蒸发，并且在变形期间不会劣化。
对于待满足的这些条件，涂层的特性及其沉积模式的选择和优化不会超出本领域技术人员在成形常规涂覆的不锈钢片材时所知道的范围。如果涂层发生在奥氏体化之前，则Al基涂层可能优于基于Zn的涂层，因为Al在奥氏体化温度蒸发的可能性小于Zn。
根据本发明的方法如下，其应用于片材的制造和成形。
在第一步中，裸的或涂覆的初始不锈钢片材通常用上述组合物制备，并且其厚度典型地为0.1mm至10mm。这种制备可以包括在由钢水的铸造和凝固产生的半成品上的热和/或冷转变和切割操作。该初始片材必须具有由铁素体和/或回火马氏体和按体积计0.5％至5％的碳化物组成的微观结构。根据标准NF EN ISO 643测量的铁素体晶粒的尺寸在1μm至80μm之间，优选地在5μm和40μm之间。建议40μm或更小的铁素体晶粒尺寸，以便促进随后的奥氏体化，以便因此获得期望的80％或更多的奥氏体。建议至少5μm的铁素体晶粒尺寸，以获得良好的冷成形能力。
首先通过在大于Ac1(出现奥氏体的起始温度)并且因此对于相关的组合物通常大于约850℃的温度范围通过炉使片材奥氏体化。应该理解，该奥氏体化温度必须涉及片材的整个体积，并且处理必须足够长，使得在给定的片材的厚度和转变动力学的情况下，在整个此体积内完成奥氏体化。
这种奥氏体化的最高温度不是本发明的具体特征。必须简单地使得所述片材保持呈完全固态(因此，在任何情况下，温度必须低于钢的固相线温度)并且不能太软化以便经受将遵循奥氏体化的在烘箱和成形工具之间的转移而不会损坏。此外，温度不应太高，以至于在加热气氛中引起所述片材的显著表面氧化和/或脱碳。表面氧化将导致在片材被成形之前必须对其进行机械或化学除垢，以避免片材的表面上的水垢结垢，并且这将导致材料的损失。过度脱碳(脱碳表面的厚度≥100μm)会降低所述片材的硬度和拉伸强度。以已知的方式，观察显著氧化和/或脱碳的风险不仅取决于奥氏体化的温度和持续时间，而且还取决于所述炉的处理气氛。非氧化性气氛，因此中性气氛或还原性气氛(典型地：氩气、CO及其混合物等)，优选地空气，使得可以在不损坏的情况下提高处理温度，这使得可以确保在最短的时间内完全奥氏体化。如果在需要用于奥氏体化的高停留时间的炉中使用纯氮或高度氢化的气氛，则存在所述片材表面氮化或吸收氢的风险。在选择处理气氛时必须考虑到这一点，并且有时要避免纯氮的气氛或含相对高氢含量的气氛。
典型地，奥氏体化在925℃和1200℃之间的温度下进行持续10秒至1小时的时间段(该时间段是所述片材在Ac1所经过的时间段)，优选地在2分钟和10分钟之间用于在常规烘箱中加热，并且在30秒和1分钟之间用于在感应炉中加热。感应炉具有本身已知的优点，即提供快速加热到标称奥氏体化温度。这允许比传统烘箱更短的处理，以便获得期望的结果。这些温度和时间段使得可以确保其余的处理将在合理的时间段内导致足够的马氏体的形成，允许该方法的使用具有良好的生产率。
这种奥氏体化的目的是使初始铁素体+碳化物结构的金属转变成包含以体积分数计至多0.5％的碳化物和以体积分数计至多20％的残余铁素体的奥氏体结构。这种奥氏体化的一个目的特别是导致至少大部分的最初存在的碳化物的溶解，以便在该方法的后续步骤中释放C原子以形成奥氏体结构，并且然后形成马氏体结构。必须被持续直到最终产品的20％的最大残余铁素体含量是由待获得的弹性和常规屈服强度证明的。
然后将奥氏体化的片材转移至合适的成形工具(例如冲压工具或拉伸工具)或切割工具。该转移具有尽可能短的持续时间t0，并且在该转移期间所述片材必须保持在高于Ms的温度，同时保持奥氏体的微观结构具有最多0.5％的碳化物和最多20％的残余铁素体。在该转移之后，由于节能的明显原因，所述片材处于温度TP0，其尽可能接近标称奥氏体化温度。
在持续时间t1内，典型地在0.1s和10s之间，进行成形或切割的第一步骤。该步骤的精确持续时间(与其他步骤的持续时间一样)本身不是本发明的基本特征。它必须足够短，使得所述片材的温度不低于Ms，并且使得不存在所述片材的表面的明显脱碳和/或氧化，并且使得在操作结束时总是存在具有最多0.5％的碳化物和最多20％的残余铁素体的奥氏体微观结构。如果需要的话，可以使用设置有用于加热所述片材的装置(means)的成形工具，从而保持这些温度和微观结构条件，因为未加热的成形工具与所述片材的接触导致所述片材的通常大于100℃/s的冷却。
如果需要，根据经验通过调整钢的成分，并且如果可能，通过在片材的成形期间在片材周围保持中性气氛或还原性气氛，可以实现不存在明显的表面脱碳和氧化。
所有这些与成形温度及其演变有关的条件以及在片材的成形期间所述片材周围的气氛对以下成形步骤也是有效的。
将由此成形的所述片材转移至另一工具用于以广义术语的第二成形步骤。可选择地，通过改变其在间隔中的构造，可以在两个步骤中使用相同的工具(例如，当在两个步骤中的每个步骤中存在拉伸(drawing)时通过更换冲头)。用于这种转移的持续时间t2典型地为从1s至10s，目的是它在转移期间对于保持高于Ms的片材温度应该足够快，并且微观结构应当保持具有最多0.5％的碳化物和最多20％的残余铁素体的奥氏体。
然后执行具有持续时间t3典型地在0.1s和10s之间的第二成形步骤。所述片材的温度保持高于Ms，而所述微观结构保持奥氏体，其具有最多0.5％的碳化物和最多20％的残余铁素体。
其他成形步骤(在上面定义的广义上)及其相应的转移可以在第二成形步骤之后。
重要的是，在执行这些转移和成形/切割期间，钢的温度不会下降到低于Ms，并且在最终温度TPn，保持具有最多0.5％的碳化物和最多20％的残余铁素体的奥氏体微观结构，直到最终步骤n结束。如果有必要，如上所述，可以使用加热的成形工具，以及用于在成形操作之间重新加热所述片材的装置。
TP0和TPn之间的平均冷却速率必须至少为0.5℃/s，所述TP0和TPn之间的平均冷却速率由量(TP0-TPn)/Σti定义，其中Σti构成转移和成形的时间段的总和。
刚刚已经描述的成形操作的开始和结束之间的此冷却速率的结果，其与钢的组成和在成形期间使用的程序相结合，是在冷却期间，钢没有进入对应于贝氏体转变的TRC图的“鼻部”，而是在直接进入其中可能发生马氏体转变的域(domain)之前保留在奥氏体域中。精确地选择钢的组成，使得与汽车工业中最常用于生产能够被焊接的片材的碳钢相比，该鼻部向更高的周期移动，从而使得可以避免常规成形工具上的贝氏体域，尤其是铁素体和珠光体域，并且因此可以尽可能完整地获得奥氏体向马氏体的转变。但应该记住的是，正如已经说过的那样，每个单独采取的步骤必须允许保持具有最多0.5％的碳化物和最多20％的残余铁素体的奥氏体微观结构。因此，必须相应地选择每个步骤的持续时间/冷却速率对，并且如果有必要，必须在成形或切割之间和/或在成形或切割期间进行所述片材的再加热，以便在所有步骤期间保持这种微观结构。
任选地，可以在其中所述微观结构包含按体积计至少5％的奥氏体的域中，在Ms和Mf之间的温度进行至少一个广义上的另外的成形步骤。如果此另外的步骤涉及切割，则所述部件的最终形状可以用较少的工具磨损来实现，并且如果此另外的步骤涉及变形，则至少5％的奥氏体将提供足够的延展性用于使变形成为可能，尽管有时明显存在马氏体。
最后，允许所述片材冷却(例如在户外)至环境温度，从而根据本发明的方法获得最终部件。在这种冷却期间没有必要施加最小速度，因为钢的组成确保了片材无论如何将保持在其中马氏体转变可能发生的域中，同时冷却至环境温度，至少如果没有使用与露天自然冷却相比显著减慢冷却的装置，例如片材的外壳。当然，这种冷却可以通过强制空气或水或另一种流体的喷射来加速。
由于使用具有根据本发明规定和处理的组成的钢，使用至少两个步骤来获得部件的最终形状的可能性给予最终部件复杂的形状，这不能通过仅使用初始片材的单一成形的已知方法来实现，在任何情况下也不能以足够的品质实现。
任选地，可以将表面处理应用于最终部件，例如喷砂或砂磨，以增加最终部件的表面的粗糙度，并且从而改进随后待施加的涂层(例如油漆)的粘附性，或者产生残余应力，所述残余应力改进片材的疲劳强度。这种类型的操作本身是已知的。
此外，可以在冷却至环境温度后对最终部件进行最终热处理，以便改进其断裂伸长率，并且使其达到根据ISO标准的大于8％的值，这相当于根据JIS标准的基本上大于10％。该处理包括使最终部件保持在90℃和500℃之间持续10秒至1小时，然后在空气中进行自然冷却。
通过根据本发明的方法如此获得的部件在环境温度具有高机械性能，特别是因为其至少80％的高马氏体含量。典型地，Rm至少为1000MPa，Re至少为800MPa，根据ISO 6892测量的断裂伸长率A至少为8％，而根据VDA 238-100测量的用于1.5mm厚度的折叠角度能力至少为60°。
图1示意性地表示用于根据本发明的方法的示例性操作图，该方法在具有根据下面表1的实施例2的组成的钢上进行，其中Ms为380℃且Mf为200℃，并且包括以下步骤:
-在环境温度和等于950℃的TPi温度之间，在常规辊式烘箱1中加热1.5mm厚的片材持续2分钟；
-将片材2在烘箱1中保持在温度TPi持续3分钟的时间tm；
-在烘箱1和热拉伸工具3之间转移片材2持续1s的持续时间t0；其中钢的温度降低到TP0＝941℃；
-在热拉伸工具3中进行的第一成形(变形)步骤持续0.5s的时间段t1，骤，以便获得成形的片材4；其中钢的温度降低到TP1＝808℃；
-在热拉伸工具3和钻孔工具5之间转移成形的片材4持续0.5s的时间段t2；其中钢的温度降低到TP2＝799℃；
-包含在钻具5中进行的钻孔的第二成形步骤持续1s的时间段t3，以获得成形的和被钻孔的片材6；其中钢的温度降低到TP3＝667℃；
-将成形的和被钻孔的片材6转移至切割工具7，以切割片材6的边缘，以便给予它们其最终尺寸并获得产品8；
-在喷丸器9中对产品8进行喷丸，以便优化其抗疲劳性或未来涂层的可能层的粘附性。
图2示意性地表示用于根据本发明的方法的操作图的另一个实例，该方法在具有根据下表1的实施例7的组成的钢的片材2上进行，其中Ms为380℃且Mf为200℃，并且包括以下步骤:
-在环境温度和温度TPi＝950℃之间，用为1.5mm厚的片材2在常规感应炉中加热持续20s；
-将片材2在感应炉10中保持在温度TPi持续30s的时间段tm；
-在感应炉10和热拉伸工具3之间转移片材2持续1s的时间段t0；其中钢的温度降低到TP0＝941℃；
-在热拉伸工具3中进行的第一成形(变形)步骤持续0.5s的时间段t1内，以获得成形的片材4；其中钢的温度降低到TP1＝808℃；
-在热拉伸工具3和钻孔工具5之间转移成形的片材4持续1s的持续时间t2；其中钢的温度降低到TP2＝799℃；
-包括在钻孔工具5中进行的钻孔的第二成形步骤持续0.5s的时间段t3，以获得成形的和钻孔的片材6；其中钢的温度降低到TP3＝667℃；
-将成形的和钻孔的片材6转移至切割工具7持续1s的时间段t4，以便切割片材6的边缘，其中所述片材的温度降低到TP4＝658℃；
-包括切割部件6的边缘以给予其最终尺寸并获得产品8的第三成形步骤持续0.5s的时间段t5；其中该部件的温度降低到TP5＝525℃；
-对产品8进行喷丸9，以优化其抗疲劳性或可能的未来涂覆层的粘附性。
因此，图1和图2的方法没有根本区别。唯一的区别是感应炉10比常规的辊式烘箱1允许更快的加热和更规则的速度。因此，加热时间和维护周期tm缩短，这有利于设施的生产率。感应加热还更可靠地确保片材在其整个体积内的温度均匀性，这有利于实施成形步骤并获得最终的目标性能。
下面的表1显示了已经应用了如上文描述和图1中所示的根据本发明的方法的钢的实施例的组成。未提及的元素仅作为由炼钢产生的微量存在。
表1：测试样品的组成
表2显示了这些相同实施例的中间冶金结构(在其中钢的温度高于Ms的加工阶段期间)和最终冶金结构以及最终部件的机械性能：拉伸强度Rm、弹性极限Rp0,2、伸长率A、KCU弹性、折叠角度能力。在与中间结构相关的栏中，MC表示碳化物的比例。
表2：表1中实施例的中间冶金结构和最终冶金结构以及最终机械性能
从该表中可以看出，根据本发明的实施例是唯一使得可以在机械性能方面实现所有针对性目标的实施例。
当然，如果本发明的优选应用是用于汽车工业的片材的成形，则该应用不是排他性的，并且由此成形的片材可以被设计用于任何其他应用，对于所述其他应用它们是有利的，尤其是任何结构功能部件，例如航空、建筑、铁路。
本发明还包括这样的情况，其中具有本发明所需的组成的片材被固定至具有另一组成的片材，并且其中由此获得的组件通过刚刚已经描述的方法成形。当然，根据本发明的结构和性能通常将仅在具有本发明的组成的组件的部件上获得。

Claims (9)

1.一种通过热成形由片材制造马氏体不锈钢部件的方法，其特征在于：
-制备具有以按重量百分比计的以下组成的不锈钢片材：
*0.005％≤C≤0.3％；
*0.2％≤Mn≤2.0％；
*微量≤Si≤1.0％；
*微量≤S≤0.01％；
*微量≤P≤0.04％；
*10.5％≤Cr≤17.0％；优选地10.5％≤Cr≤14.0％；
*微量≤Ni≤4.0％；
*微量≤Mo≤2.0％；
*Mo+2xW≤2.0％；
*微量≤Cu≤3％；优选地微量≤Cu≤0.5％；
*微量≤Ti≤0.5％；
*微量≤Al≤0.2％；
*微量≤O≤0.04％；
*0.05％≤Nb≤1.0％；
*0.05％≤Nb+Ta≤1.0％；
*0.25％≤(Nb+Ta)/(C+N)≤8；
*微量≤V≤0.3％；
*微量≤Co≤0.5％；
*微量≤Cu+Ni+Co≤5.0％；
*微量≤Sn≤0.05％；
*微量≤B≤0.1％；
*微量≤Zr≤0.5％；
*Ti+V+Zr≤0.5％；
*微量≤H≤5ppm，优选地微量≤H≤1ppm；
*微量≤N≤0.2％；
*(Mn+Ni)≥(Cr-10.3-80x[(C+N)2])；
*微量≤Ca≤0.002％；
*微量≤稀土和/或Y≤0.06％；
*其余为铁和由炼钢产生的杂质；
-所述片材的马氏体转变起始温度(Ms)为≥200℃；
-所述片材的马氏体转变结束温度(Mf)为≥-50℃；
-所述片材的微观结构包含铁素体和/或回火马氏体和按体积计0.5％至5％的碳化物；
-所述片材的铁素体晶粒的尺寸为从1μm至80μm，优选地从5μm至40μm；
-可以任选地进行所述片材的一次或更多次热转变和/或冷转变；
-通过将所述片材保持在高于Ac1的温度使所述片材奥氏体化，以便给予所述片材包含以体积分数计至多0.5％的碳化物和以体积分数计至多20％的残余铁素体的微观结构；
-将奥氏体化的片材转移至第一成形工具或切割工具，其中所述转移具有持续时间t0，在此期间所述片材保持在大于Ms的温度，并且保持按体积计至多0.5％的碳化物和按体积计至多20％的残余铁素体，其中所述片材在该转移结束时处于温度TP0；
-进行所述片材的第一成形步骤或第一切割步骤持续时间段t1，在该时间段期间，所述片材保持在大于Ms的温度，并且保持按体积计至多0.5％的碳化物和按体积计至多20％的残余铁素体；
-在第二成形工具或切割工具上进行已成形的或切割的片材金属的转移，或者修改所述第一成形工具或切割工具的构造持续时间段t2，在该时间段期间，所述片材金属被切割，同时保持在大于Ms的温度，并且保持按体积计至多0.5％的碳化物和按体积计至多20％的残余铁素体；
-进行所述片材的第二成形步骤或第二切割步骤持续时间段t3，在该时间段期间，所述片材保持在大于Ms的温度，同时保持按体积计至多0.5％的碳化物和按体积计至多20％的残余铁素体；
-任选地，可以执行其他步骤用于将被切割的或成形的片材金属转移至其他切割工具或成形工具，或者修改在前一步骤中使用的成形工具或切割工具的构造，其中每个操作之后是成形步骤或切割步骤，并且其中在转移所述片材或修改所述工具的构造的步骤中的每个以及成形操作或切割操作中的每个的期间，所述片材保持在大于Ms的温度，并且保持按体积计至多0.5％的碳化物和按体积计至多20％的残余铁素体；
-如果TPn指示在最后切割步骤或成形步骤结束时成形的或切割的片材所达到的温度，并且Σti指示转移步骤和/或工具构造改变步骤以及成形步骤或切割步骤的时间段的总和，则量值(TP0-TPn)/Σti至少为0.5℃/s；
-任选地，可以在Ms和Mf之间的温度，在其中所述微观结构包括马氏体、至少5％的奥氏体和至多20％的铁素体的域，进行另外的成形步骤或切割步骤，
-以及允许所述片材冷却至环境温度以便获得最终部件，其中所述最终部件具有包含以体积分数计至多0.5％的碳化物和以体积分数计至多20％的残余铁素体的微观结构。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述片材具有马氏体转变起始温度(Ms)≤400℃。
3.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，所述片材的所述马氏体转变起始温度(Ms)在390℃和220℃之间。
4.根据权利要求1至3中的一项所述的方法，其特征在于，所述片材的厚度在0.1mm和10mm之间。
5.根据权利要求1至4中的一项所述的方法，其特征在于，奥氏体化温度至少为850℃。
6.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，所述奥氏体化温度在925℃和1200℃之间。
7.根据权利要求1至6中的一项所述的方法，其特征在于，在所述片材的转移和/或工具构造改变步骤或成形步骤或切割步骤中的至少一个期间实现所述片材的再加热。
8.根据权利要求1至7中的一项所述的方法，其特征在于，对所述最终部件进行表面处理，所述表面处理意图增加所述最终部件的粗糙度或所述最终部件的疲劳性能。
9.根据权利要求1至8中的一项所述的方法，其特征在于，所述最终部件保持在90℃和500℃之间持续10秒至1小时，并且然后允许在空气中自然冷却。
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