CN109468444A

CN109468444A - 热处理钢的方法

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Publication number: CN109468444A
Application number: CN201810997287.8A
Authority: CN
Inventors: 马佳伟; 卢琦; L·孙
Original assignee: GM Global Technology Operations LLC
Current assignee: GM Global Technology Operations LLC
Priority date: 2017-09-07
Filing date: 2018-08-29
Publication date: 2019-03-15
Also published as: US20190071747A1; DE102018121709A1

Abstract

热处理钢制工件的方法可包括两个热处理阶段。在第一阶段，钢制工件可以被加热到大于或等于其A₁温度但小于其A₃温度的第一温度，以将钢制工件的微观结构转变成包括具有平均晶粒直径的铁素体晶粒和奥氏体晶粒的多相微观结构。在第二阶段，可以将钢制工件加热到大于第一温度的第二温度，从而增加奥氏体晶粒的平均晶粒直径。此后，可以以某速率将钢制工件冷却至环境温度，该速率足以保留在第一和第二热处理阶段期间获得的奥氏体晶粒的主要部分。经热处理的钢制工件可包括在环境温度下分散在铁素体基体相中的残余奥氏体相。

Description

热处理钢的方法

技术领域

本发明涉及热处理钢的方法，更具体地，涉及对钢制工件进行热处理以改善其变形行为的方法。

引言

钢通常用于制造车体面板车身板和支撑结构、包括框架、纵梁、横梁、支柱、车顶、四开板、引擎罩和活动车顶，仅举几例。为了加强工件和/或形成所需形状，可以使用各种成形工艺、包括拉拔、冲压和轧制以使钢制工件塑性变形。取决于其组成和微观结构，在一些加载情况下，钢制工件可能经历不均匀的塑性变形，而工件的变形区域不希望地表现为在钢制工件表面上称为吕德斯(Lüders)带或拉伸应变痕的凹陷。已经开发了各种促进钢制工件均匀变形的方法，以便在钢成形操作期间消除Lüders带或拉伸应变痕的形成。然而，这种方法经常导致延展性和/或机械强度的损失，并且可能仅在有限的持续时间内改善钢制工件的均匀变形行为。

发明内容

一种热处理具有多晶微观结构的钢制工件的方法。在步骤(a)中，钢制工件可以被加热到大于或等于其下奥氏体转变温度A₁、但是小于其上奥氏体转变温度A₃的第一温度，从而将钢制工件的微观结构转变成包括具有平均晶粒直径的铁素体晶粒和奥氏体晶粒的多相微观结构。在步骤(b)中，可以将钢制工件加热到大于第一温度的第二温度，从而增加钢制工件中奥氏体晶粒的平均晶粒直径。在步骤(c)中，钢制工件可以以足以保留在步骤(a)和(b)期间获得的大部分奥氏体晶粒的速率冷却至环境温度。所得热处理钢制工件的微观结构可包括在环境温度下分散在铁素体基体相中的残余奥氏体相。

钢制工件可包含按重量计5-12％的锰(Mn)和0.1-0.3％的碳(C)。

可以在步骤(a)中将钢制工件加热至低于或等于钢制工件的A₃温度之下50℃的第一温度。

钢制工件可以在步骤(b)中加热到大于或等于钢制工件的A₃温度之下100℃的并且小于或等于钢制工件的A₃温度之上20℃的第二温度。

可以在步骤(a)中将钢制工件加热一秒至一百小时范围内的持续时间。另外，钢制工件可以在步骤(b)中加热一秒至1000秒范围内的持续时间。

可以将钢制工件冷却至小于步骤(a)和(b)之间的第一温度的第三温度。

在步骤(c)之后，钢制工件中10-100％的奥氏体晶粒的直径可以大于铁素体基体相的平均晶粒直径。

在步骤(c)之后，残余奥氏体相可占钢制工件微观结构的至少30体积％。

在步骤(c)之后，铁素体基体相可以占钢制工件的微观结构的至少40体积％。

在步骤(c)之后，钢制工件可包含≤10体积％的马氏体、贝氏体、珠光体和/或渗碳体。

在步骤(c)之后，钢制工件可以形成成形部件，而在其变形期间不显示Lüders应变或屈服点伸长率。

钢制工件可以呈热轧和冷轧钢板的形式。

一种制造钢制部件的方法。可以提供热轧和冷轧钢板。钢板可以具有多晶微观结构并且可以包含按重量计0.1-0.3％的碳(C)和5-12％的锰(Mn)。钢板可以加热到大于或等于其下奥氏体转变温度A₁、但小于其上奥氏体转变温度A₃的第一温度，从而将钢板的微观结构转变成包括具有平均晶粒直径的铁素体晶粒和奥氏体晶粒的多相微观结构。也可以将钢板加热到大于第一温度的第二温度，从而增加钢板中奥氏体晶粒的平均晶粒直径。然后，可以以足以将大部分奥氏体晶粒保留在钢板的微观结构内的速率将钢板冷却至环境温度，使得钢板包含在环境温度下分散在铁素体基体相中的残余奥氏体相。此后，钢板可以形成为成形钢制部件。

热轧和冷轧钢板的厚度可以处于0.5mm至6mm的范围内。

钢板可以形成为成形钢制部件，而在其变形期间不显示Lüders应变或屈服点伸长率。

在成形之后，成形钢制部件的外表面可以没有Lüders带或拉伸应变痕。

成形钢制部件可包括机动车辆车身板或支撑结构。

附图说明

图1是根据本发明的一个方面的用于热处理低碳中锰钢制工件的多级工艺的示意图；

图2是根据本发明的一个方面的由热轧、冷轧和热处理的钢制工件制造成形钢制零件的方法的示意图；

图3是根据本发明的一个方面的温度关于时间的曲线图，其示出了包括多阶段热处理工艺的制造低碳中锰钢制工件的工艺；

图4是根据本公开的另一方面的温度关于时间的曲线图，其示出了包括多阶段热处理工艺的制造低碳中锰钢制工件的工艺；

图5是电子背散射衍射(EBSD)图像，其示出了经过单阶段热处理工艺的低碳中锰钢板的微观结构；

图6是电子背散射衍射(EBSD)图像，其示出了经过多阶段热处理工艺的低碳中锰钢板的微观结构；以及

图7是工程应力(MPa)关于工程应变(％)的曲线图，其示出了从图5和图6中所示的钢板沿轧制方向切割的钢样品的变形行为。

具体实施方式

本发明公开的热处理工艺可用于生产具有多相微观结构的低碳中锰钢制工件，该多相微观结构为工件提供高机械强度和延展性的优异组合，并且能够通过各种热冷成形工艺形成所需的形状，而在其外表面上不形成Lüders带或拉伸应变痕。

图1示意性地示出了根据本发明的一个方面的用于热处理钢制工件12的多级工艺10。图1中所示的钢制工件12包括从开卷机14展开的热轧和冷轧钢的连续的板材或带材，通过多个辊子16以连续的方式从工艺10的一个阶段引导到另一个阶段，然后由卷取机18回卷。然而，在其他实施例中，钢制工件12可包括单独的钢坯，其可以以连续或间歇工艺与一个或多个其他钢坯组合进行热处理。钢制工件12可以由钢条(未示出)形成，该钢条在800-900℃的温度范围内热轧至6mm至10mm的厚度，冷却至环境温度(20℃)，然后冷轧至0.5mm至6mm的厚度。通过在其至少一个主表面上施加锌层，可以赋予钢制工件12耐腐蚀性。锌层可以通过电镀锌、镀锌层退火或热浸镀锌工艺施加，其中钢制工件12浸入熔融锌浴中。

钢制工件12可包括钢合金，其包括一种或多种合金元素和余量铁(Fe)。例如，钢制工件12可包括铁(Fe)、碳(C)和锰(Mn)的合金，其中碳和锰是除铁之外的合金的最大组分。在目前公开的热处理工艺期间，合金中碳和锰的存在可有助于提高工件12内的奥氏体晶粒的热稳定性，使得奥氏体相可在环境温度下保持在钢制工件12的微观结构内。在一种形式中，钢制工件12可包括钢或铁合金，其包括按重量计0.1-0.3％的碳(C)和5-12％的锰(Mn)。包含按重量计大于5％的锰但小于12％的锰的钢合金可被称为“中锰”钢。包含按重量计≤0.3％碳的钢合金可称为“低碳”钢。在一个具体示例中，钢制工件12可包括按重量计0.14％的碳和7.0％的锰。钢制工件12可包括一种或多种另外的合金元素。在一种形式中，钢制工件12可包括按重量计≤2％的铬(Cr)、钼(Mo)、钒(V)、铌(Nb)、镍(Ni)、硅(Si)、磷(P))、铝(Al)、氮(N)、硼(B)及其组合。例如，钢制工件12可包括按重量计0.1-2％的硅和/或0.01-0.5％的铬。

图1中描绘的工艺10包括：第一热处理阶段20、第二热处理阶段22和随后的冷却阶段24。过程10还可包括在第一热处理阶段20之前的清洁阶段26，以从工件12去除油脂和砂粒。此外，工艺10可包括入口活套或蓄能器28和出口活套或蓄能器30，以确保中间热处理和冷却阶段20、22、24的连续和恒定的速度运行，即使在开卷机14和/或卷取机18停止或以不同的速度运行。热处理和冷却阶段20、22、24可以在具有三(3)个互连腔室的单个炉子32中进行。或者热处理和冷却阶段20、22、24可以在多个离散炉(未示出)中进行，以允许在第一和第二热处理阶段20、22之间和/或在第二热处理阶段22和冷却阶段24之间包含一个或多个中间阶段。

在第一热处理阶段18之前，钢制工件12可以呈现出包括以下相中的一个或多个的多晶微观结构：马氏体、铁素体、贝氏体、残余奥氏体、珠光体和/或渗碳体。在一种形式中，钢制工件12的多晶微观结构可以包括≥50体积％的马氏体。例如，钢制工件12可以在第一热处理阶段18之前呈现马氏体微观结构，并且可以基本上由马氏体组成。热处理和冷却阶段20、22、24构造成改变钢制工件12的微观结构并在工件12内产生所需的多相微观结构。特别地，热处理和冷却阶段20、22、24被配置成在工件12内产生多相微观结构，其在工件12已经冷却到环境温度之后包括残余奥氏体(γ-Fe)的分散相和铁素体(α-Fe)的基体相。在一些情况下，热处理和冷却阶段20、22、24还可以导致在环境温度下在钢制工件12内形成一个或多个下列附加相：马氏体、贝氏体、珠光体和/或渗碳体。这些附加相可占钢制工件12的小于10体积％、或更优选小于钢制工件12的5体积％。所得到的钢制工件12的多相微观结构可以为工件12提供高强度和延展性的组合，这可归因于通常称为转变诱发塑性(TRIP)的现象。更具体地，在热处理的多相钢制工件12的塑性变形期间，钢制工件12的微观结构内的奥氏体晶粒可以转变成相对硬的脆性马氏体晶粒。该奥氏体到马氏体转变可有助于吸收能量并改善工件12的加工硬化能力，这可有助于延迟局部缩颈的开始并允许更高的均匀伸长率。同时，经热处理的钢制工件12的多相微观结构内的相对软的铁素体晶粒可以为工件12提供优异的延展性。

热处理和冷却阶段20、22、24还构造成修整钢制工件12的微观结构，使得经热处理的多相钢制工件12的后续变形可以以基本上均匀或均匀的方式进行，而不会形成不希望的Lüders带，该Lüders带可能表现为成形部件表面上的粗糙、褶皱或凹陷。不受理论的束缚，据信可以避免在经热处理的多相钢制工件12内形成Lüders带，而不会损害工件12的高强度和延展性-通过促进奥氏体到马氏体转变在钢制工件12的微观结构内的铁素体晶粒的塑性变形之前(即，在比其应力更低的情况下)发生。并且已经发现，通过增加奥氏体相的晶粒尺寸(从而降低奥氏体相的稳定性)，同时保持铁素体相的超细晶粒尺寸(从而保持铁素体相的强度和工件12的机械强度)，可以增加奥氏体到马氏体相变的良好性。

执行工艺10的热处理和冷却阶段20、22,、24的温度相对于下奥氏体转变温度A₁(即，奥氏体晶粒在加热时开始在工件12的微观结构内形成的初始温度)和上奥氏体转变温度A₃(即，在加热时，在工件12的微观结构内铁素体晶粒向奥氏体晶粒的转变已完成的温度)在本文中得到描述。这些转变温度A₁、A₃可以根据钢制工件12的具体化学组成而变化。基于钢制工件12的化学组成，本领域普通技术人员可以容易地确定这样的温度A₁、A₃。

第一热处理阶段20可包括第一加热步骤和随后的第一均热步骤。在第一加热步骤期间，钢制工件12以合适的速率加热到大于或等于其下奥氏体转变温度A₁并且小于其上奥氏体转变温度A₃的第一温度(T₁)(即，A₁≤T₁≤A₃)。例如，钢制工件12可以被加热到大于或等于其A₁温度、但是小于或等于其A₃温度之下50℃的第一温度(即，A₁≤T₁≤A₃-50℃)。在一个具体示例中，钢制工件12可被加热到第一温度，该第一温度在高于其A₁温度约50℃至高于其A₁温度约150℃的温度范围内(即，A₁+50℃≤T₁≤A₁+150℃)。加热速率可以基于实际的加热实践，并且可以取决于钢制工件12的组成、其质量和/或其厚度。在第一热处理阶段20期间，可以通过对流、传导、辐射、感应或其组合将热量施加到钢制工件12。

在随后的第一次均热步骤中，工件12的温度被保持在第一温度T₁足够的时间以在工件12内产生微观结构，如果工件12在第一热处理阶段20完成之后被冷却至环境温度，则该微观结构将包括铁素体基体内的多个奥氏体晶粒。例如，工件12可以保持在第一温度T₁足够的时间以在工件12内产生微观结构，该微观结构在环境温度下将包含5-40体积％的奥氏体和60-95体积％的铁素体。在一个具体示例中，工件12可以保持在第一温度T₁足够的时间以在工件12内产生微观结构，该微观结构在环境温度下将包括10-25体积％的奥氏体和75-90体积％的铁素体。如果在第一热处理阶段20之前，钢制工件12呈现马氏体微观结构，则钢制工件12的温度可以保持在第一温度T₁足够的时间以将钢制工件12的微观结构中的马氏体晶粒转变成铁素体和奥氏体晶粒。

另外，工件12可以在第一均热步骤期间保持在第一温度T₁以足够在钢制工件12的微观结构内产生奥氏体晶粒的时间，如果在第一热处理阶段20完成之后将工件12冷却至环境温度，则该奥氏体晶粒的平均晶粒直径处于0.2μm至1.8μm的范围内。在一种形式中，工件12可以在第一温度T₁下保持足够的时间以在钢制工件12的微观结构内产生奥氏体晶粒，其在环境温度中具有0.2μm至0.9μm的平均晶粒直径。工件12也可以在第一温度T₁下保持足够的时间以在钢制工件12的微观结构内产生铁素体晶粒，该铁素体晶粒在环境温度下具有0.2μm至1.8μm的平均晶粒直径。在一种形式中，工件12可以在第一温度T₁下保持足够的时间以在钢制工件12的微观结构内产生铁素体晶粒，该铁素体晶粒在环境温度中具有0.2μm至0.9μm的平均晶粒直径。第一热处理阶段20的精确持续时间可取决于钢制工件12的组成、其质量和/或其厚度。例如，第一热处理阶段20的总持续时间、包括第一加热步骤和第一均热步骤可以处于一(1)秒至一百(100)小时的范围内。在一种形式中，第一热处理阶段20的总持续时间、包括第一加热步骤和第一均热步骤可以是几分钟的量级。例如，第一热处理阶段20的总持续时间可以处于2-4分钟(120-240秒)、2.5-3.5分钟(150-210秒)或约3分钟(180秒)的范围内。

第二热处理阶段22在第一热处理阶段20之后执行并且可以包括第二加热步骤和随后的第二均热步骤。在第二加热步骤期间，钢制工件12以合适的速率加热到大于第一温度T₁的第二温度T₂(即，T₂＞T₁)。第二温度T₂可以包括大于或等于其A₃温度之下100℃的温度至小于或等于其A₃温度之上20℃的温度(即，A₃-100℃≤T₂≤A₃+20℃)。例如，钢制工件12可在第二加热步骤期间加热至大于或低于其A₃温度之下20℃的温度至小于或等于其A₃温度的温度(即，A₃-20℃≤T₂≤A₃)。加热速率可以基于实际的加热实践并且可以取决于钢制工件12的组成、其质量和/或其厚度。在第二热处理阶段22期间，可以通过对流、传导、辐射、感应或其组合将热量施加到钢制工件12。

在随后的第二均热步骤中，工件12的温度在第二温度T₂下保持足够的时间以增加钢制工件12中的微观结构内的奥氏体晶粒的平均晶粒直径，而不显著地增加铁素体晶粒的平均晶粒直径。这样，第二热处理阶段22将具有增加钢制工件12的微观结构内的奥氏体的体积分数并且可能降低钢制工件12的微观结构内的铁素体的体积分数的效果。第二热处理阶段22的持续时间可取决于钢制工件12的组成、其质量和/或其厚度。在一种形式中，第二热处理阶段22的总持续时间、包括第二加热步骤和第二均热步骤可以是几分钟的量级。例如，第二热处理阶段22的总持续时间可以处于一(1)秒至1000秒(或约16.5分钟)的范围内。在一个具体示例中，第二热处理阶段22的总持续时间可以在2-4分钟(120-240秒)、2.75-3.75分钟(165-225秒)或约3.25分钟(195秒)的范围内。

在第二热处理阶段22完成之后执行冷却阶段24。在冷却阶段24中，钢制工件12以足以避免大部分奥氏体晶粒转变为马氏体(或其他奥氏体分解产物)的速率冷却至环境温度，从而保留在钢制工件12的微观结构内的第一和第二热处理阶段期间形成的大部分奥氏体晶粒。冷却速率可以基于实际的冷却实践。可以通过空气冷却、水冷却或高压液氮将钢制工件12冷却至环境温度。在冷却阶段24期间钢制工件12降至环境温度之后，工件将包括残余奥氏体的分散相和铁素体的基体相。作为热处理和冷却阶段20、22、24的结果，钢制工件12将呈现出这样的微观结构，该微观结构在环境温度下包含大于30体积％的残余奥氏体。在一种形式中，钢制工件12可以呈现包括≥30体积％且≤40体积％的残余奥氏体的微观结构。在环境温度下，铁素体基体相可占钢制工件12的微观结构的40体积％至70体积％。

在冷却阶段24之后保留在钢制工件12的微观结构内的奥氏体晶粒在环境温度下可具有处于0.3μm至2.5μm范围内的平均晶粒直径。例如，在冷却阶段24之后保留在钢制工件12的微观结构内的奥氏体晶粒可以在环境温度下具有0.4μm至1.0μm范围内的平均晶粒直径。铁素体晶粒的平均晶粒直径可以保持基本不变，并且在环境温度下可以处于0.2μm至1.8μm的范围内。在一种形式中，冷却阶段24之后钢制工件12内的铁素体晶粒的平均晶粒直径可以略小于第二热处理阶段22之前钢制工件12内的铁素体晶粒的平均晶粒直径。在冷却阶段24之后，钢制工件12的微观结构内的一些奥氏体晶粒的直径可以大于铁素体晶粒的平均晶粒直径。例如，钢制工件12的微观结构内的约10-100％的奥氏体晶粒的直径可以大于钢制工件12的微观结构内的铁素体晶粒的平均晶粒直径。冷却阶段24之后的钢制工件12的马氏体转变起始MS温度可以低于第一热处理阶段20之前的钢制工件12的MS温度。

现在参考图2，在热处理和冷却阶段20、22、24完成并且钢制工件12在卷取机18上被回卷之后，钢制工件12可以被输送到冲压或热成形操作50并且形成为成形钢制部件62。在操作50的第一阶段中，钢制工件12可以从开卷机52展开并且由一对剪切机54切割成钢坯56。此后，坯料56可以定位在具有相对的互补表面的一对上下部工具模具58、60之间。然后将上部工具模具58下降到下部工具模具60上，从而在上部和下部工具模具58、60的互补表面之间变形坯料56。之后，将上部工具模具58从下部工具模具60抬起，并从中取出成形钢制部件62。由于先前执行的热处理和冷却阶段20、22、24，成形钢制部件62将不会呈现出不希望的表面粗糙度或称为Lüders带的标记。

根据本发明的一个实施例，现在参照图3，其描绘了用于制造具有多相微观结构的低碳中锰钢制工件的处理温度关于时间的曲线图，所述多相微观结构包括残余奥氏体的分散相和铁素体的基体相。作为参考，从垂直温度轴绘制虚线，该垂直温度轴示出了相对于处理温度的M_S(100)、A₁(102)和A₃(104)温度。制造过程包括热轧阶段110、冷轧阶段120和多阶段热处理工艺。类似于上面关于图1描述的过程10，图3中描述的多阶段热处理工艺还包括第一热处理阶段130、第二热处理阶段140和冷却阶段150。以上关于图1描述的阶段20、22、24的细节同样适用于在此处

图3中所示的阶段130、140和150，因此不再重复。

如图3中所示，在一个实施例中，第二热处理阶段140可以在第一热处理阶段130之后立即执行。换句话说，钢制工件12可以被加热到高于其下奥氏体转变温度A₁、但是低于其上奥氏体转变温度A₃的第一温度，在第一温度下保持足够的时间以在工件12内产生微观结构，该微观结构在铁素体基体中包括多个奥氏体晶粒，然后立即加热到高于第一温度的第二温度。在这种情况下，钢制工件12可以不被冷却或经受第一和第二热处理阶段130、140之间的任何中间处理阶段。

根据本发明另一个实施例，现在参考图4，其描绘了用于制造具有多相微观结构的低碳中锰钢制工件的处理温度关于时间的曲线图，所述多相微观结构包括残余奥氏体的分散相和铁素体的基体相。作为参考，从垂直温度轴绘制虚线，该垂直温度轴示出了相对于处理温度的M_S(200)、A₁(202)和A₃(204)温度。制造过程包括热轧阶段210、冷轧阶段220和多阶段热处理工艺。类似于上面关于图1描述的过程10，图4描述的多阶段热处理工艺还包括第一热处理阶段230、第二热处理阶段240和冷却阶段250。以上关于图1描述的阶段20、22、24的细节同样适用于图4中所示的阶段230、240和250，因此不再重复。

图4中描绘的多阶段热处理工艺还包括在第一和第二热处理阶段230、240之间的中间冷却阶段260。如图4所示，在一种形式中，钢制工件在第一热处理阶段230期间可以被加热并保持在高于其下奥氏体转变温度A₁、但是低于其上奥氏体转变温度A₃的第一温度，然后在中间冷却阶段260期间被冷却至环境温度。钢制工件可以在中间冷却阶段260期间保持在环境温度下任何合适的时间量。此后，可以将钢制工件12再加热到高于第一温度的第二温度以启动第二热处理阶段240。代替在中间冷却阶段260期间将钢制工件12冷却至环境温度，替代性地可将钢制工件12冷却至小于第一温度的任何其他所需温度并在启动第二热处理阶段240之前，在该温度下保持任何合适的时间量。

示例

评价了包含按重量计0.14％碳(C)、7.0％锰(Mn)和0.2％硅(Si)的两种热轧、冷轧和经热处理的钢板的微观结构和变形行为。钢板最初具有约230℃的马氏体转变起始M_S温度、约500℃的下奥氏体转变温度A₁和约710℃的上奥氏体转变温度A₃。对从钢板沿轧制方向和沿与该轧制方向交叉的横向方向切割的样品进行拉伸试验。

示例1

对第一块钢板进行单阶段热处理工艺。从环境温度开始，将钢板以合适的加热速率加热至约620℃(T＝A₃-90℃)的温度T，并在此温度下保持3分钟(180秒)。之后，将钢板空气冷却至环境温度。

图5是描绘经热处理的钢板的微观结构的电子背散射衍射(EBSD)图。如图所示，经热处理的钢板具有多相微观结构、该多相微观结构包括多个分散的奥氏体晶粒(白色)和超细铁素体晶粒(黑色)的基体相。具有大角度晶界(＞15°)的奥氏体晶粒显示为黑色线，并且具有大角度晶界(＞15°)的铁素体晶粒显示为白线。EBSD图表明经热处理的钢板包含约20体积％的残余奥氏体和约80体积％的铁素体。钢板中的奥氏体晶粒的平均晶粒直径为约0.33μm，并且铁素体晶粒的平均晶粒直径为约0.6μm。

对经热处理的钢板的样品进行单轴的拉伸试验。图7描绘了在轧制方向(300)中从钢板切割的样品的工程应力(MPa)关于工程应变(％)的曲线图。如图所示，钢样品的应力-应变曲线最初遵循大致笔直的路径，其表示钢样品的弹性或可逆变形区域。沿该直线路径的变形持续进行，直到钢样品达到约1110MPa的上屈服点(302)，在此处钢样品突然屈服并开始塑性变形。从该钢样品的弹性变形到塑性变形的过渡尤其是不连续的。在达到上屈服点302之后，应力-应变曲线下降到约1050MPa的下屈服点(304)，在此处样品的变形在大致恒定的应力下继续。在这个通常恒定的应力或载荷的水平内钢样品经受的应变或伸长率被称为Lüders应变或屈服点伸长率，并且由于Lüders带或拉伸应变的形成和传播而表明样品内的不均匀的塑性变形。在该示例中，钢样品的Lüders应变大于20％。钢样品在断裂(306)处突然再次屈服。该断裂306处的钢样品的总伸长率约为38％。

尽管未在图7中示出，对沿横向方向切割的钢板的样品进行的单轴的拉伸试验导致在断裂处的伸长率为约10％。

示例2

对第二块钢板进行双阶段热处理工艺。从环境温度开始，在第一热处理阶段，将钢板以合适的加热速率加热至约620℃的第一温度T₁(T₁＝A₃-90℃)并在此温度下保持3分钟(180秒)。紧接着，在第二热处理阶段，将钢板加热至约710℃的第二温度T₂(T₂＝A₃)并在该温度下保持3.25分钟(195秒)。钢板在第一和第二热处理阶段之间没有冷却。在完成第二热处理阶段之后，将钢板空气冷却至环境温度。

图6是描绘经热处理的钢板的微观结构的电子背散射衍射(EBSD)图。如图所示，经热处理的钢板具有多相微观结构，该多相微观结构包括多个分散的奥氏体晶粒(白色)和超细铁素体晶粒(黑色)的基体相。具有大角度晶界(＞15°)的奥氏体晶粒显示为黑色线，并且具有大角度晶界(＞15°)的铁素体晶粒显示为白线。EBSD图表明经热处理的钢板包含约35体积％的残余奥氏体和约65体积％的铁素体。钢板中的奥氏体晶粒的平均晶粒直径为约0.49μm，并且铁素体晶粒的平均晶粒直径为约0.51μm。

对经热处理的钢板的样品进行单轴的拉伸试验。图7描绘了在轧制方向(400)中从钢板切割的样品的工程应力(MPa)关于工程应变(％)的曲线图。如图所示，钢样品的塑性屈服最初开始于约800MPa，然后是连续屈服，随着应变增加直至约1300MPa的极限拉伸应力，随后钢样品经历屈服应力的逐渐增加。从该钢样品的弹性变形到塑性变形的过渡通常是连续的。特别地，该钢样品的应力-应变曲线在通常恒定的应力(Lüders应变或屈服点伸长率)下没有表现出上屈服点，接着是下屈服点或延长的变形周期(增加的应变)。这表明在拉伸试验期间，该钢样品的变形在整个样品中基本上均匀地进行，而没有Lüders带或拉伸应变的形成或传播。此外，应力-应变曲线的连续的曲线和斜率表明，在拉伸试验期间，由于施加的载荷，钢样品经历了加工或应变硬化。

沿轧制方向切割的钢板的样品在断裂处的伸长率约为27％，并且沿横向方向切割的钢板的样品在断裂处的伸长率约为21％。

Claims

1.一种热处理具有多晶微观结构的钢制工件的方法，所述方法包括以下步骤：

(a)将所述钢制工件加热到大于或等于其下奥氏体转变温度A₁、但小于其上奥氏体转变温度A₃的第一温度，从而将所述钢制工件的所述微观结构转变成包括具有平均晶粒直径的铁素体晶粒和奥氏体晶粒的多相微观结构；

(b)将所述钢制工件加热到大于所述第一温度的第二温度，从而增加所述钢制工件中所述奥氏体晶粒的所述平均晶粒直径；以及

(c)以足以保留在步骤(a)和(b)中获得的大部分奥氏体晶粒的速率将所述钢制工件冷却至环境温度，使得所述钢制工件的所述微观结构包括在环境温度下分散在铁素体基体相中的残余奥氏体相。

2.根据权利要求1所述的方法，其中，所述钢制工件按重量计包含5-12％的锰(Mn)和0.1-0.3％的碳(C)。

3.根据权利要求1所述的方法，其中，在步骤(a)中将所述钢制工件加热至低于或等于所述钢制工件的所述A₃温度之下50℃的第一温度，并且其中所述钢制工件在步骤(b)中被加热至大于或等于所述钢制工件的所述A₃温度之下100℃的且小于或等于所述钢制工件的所述A₃温度之上20℃的第二温度。

4.根据权利要求1所述的方法，其中，在步骤(a)中将所述钢制工件加热一秒至一百小时范围内的持续时间，并且其中在步骤(b)中将所述钢制工件加热1秒至1000秒的范围内的持续时间。

5.根据权利要求1所述的方法，还包括：

在步骤(a)和步骤(b)之间，将所述钢制工件冷却到低于所述第一温度的第三温度。

6.根据权利要求1所述的方法，其中，在步骤(c)之后，所述钢制工件中10-100％的奥氏体晶粒的直径大于所述铁素体基体相的平均晶粒直径。

7.根据权利要求1所述的方法，其中，在步骤(c)之后，所述残余奥氏体相占所述钢制工件的所述微观结构的至少30体积％，并且所述铁素体基体相占所述钢制工件的所述微观结构的至少40体积％。

8.根据权利要求1所述的方法，其中，在步骤(c)之后，所述钢制工件形成成形部件，在其变形期间不显示吕德斯应变或屈服点伸长率。

9.一种制造钢制部件的方法，包括：

提供热轧和冷轧钢板，其具有多晶微观结构并且包含0.1-0.3％重量的碳(C)和5-12％重量的锰(Mn)；

将所述钢板加热至大于或等于其下奥氏体转变温度A₁、但小于其上奥氏体转变温度A₃的第一温度，从而将所述钢板的所述微观结构转变为包括具有平均晶粒直径的铁素体晶粒和奥氏体晶粒的多相微观结构；

将所述钢板加热至高于所述第一温度的第二温度，从而增加所述钢板中所述奥氏体晶粒的所述平均晶粒直径；

将所述钢板以足以将大部分奥氏体晶粒保留在所述钢板的所述微观结构内的速率冷却至环境温度，使得所述钢板包含在环境温度下分散在铁素体基体相中的残余奥氏体相；以及

将所述钢板形成为成形钢制部件，其中所述钢板形成为所述成形钢制部件，而在其变形期间不显示吕德斯应变或屈服点伸长率。

10.根据权利要求9所述的方法，其中，所述热轧和冷轧钢板的厚度在0.5mm至6mm的范围内。