CN111492077A - 高强度高可成形性钢板及制造方法 - Google Patents

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Abstract

高强度高可成形性钢板及制造方法。经冷轧和热处理的钢板，具有以重量百分比计包含以下的组成：0.10％≤C≤0.25％、3.5％≤Mn≤6.0％、0.5％≤Si≤2.0％、0.3％≤Al≤1.2％(其中Si+Al≥0.8％)、0.10％≤Mo≤0.50％，S≤0.010％、P≤0.020％、N≤0.008％，所述经冷轧的钢板的显微组织以表面分数计由以下组成：10％至45％的平均晶粒尺寸为至多1.3mm的铁素体，铁素体的表面分数与铁素体的平均晶粒尺寸的乘积为至多35mm％；8％至30％的残余奥氏体，所述残余奥氏体的Mn含量高于1.1*Mn％，Mn％表示所述钢的Mn含量；至多8％的新鲜马氏体；至多2.5％的渗碳体；以及配分马氏体。

Description

高强度高可成形性钢板及制造方法
本发明涉及用于制造具有高的延性和可成形性的高强度钢板的方法以及用该方法获得的板。
已知使用由DP(双相)钢或TRIP(相变诱导塑性)钢制成的板来制造各种设备，例如机动车辆的车身结构构件和车身板件的部件。
从全球环境保护的角度出发，为了减轻机动车的重量以提高其燃料效率，期望具有具备提高的屈服强度和抗拉强度的板。但是这样的板还必须具有良好的延性和良好的可成形性，并且更具体地具有良好的拉伸凸缘性。
为了解决这个问题，已知通过所谓的淬火和配分工艺制造板，其中将板从退火温度冷却至低于Ms转变点的淬火温度，其后加热至配分温度并且保持在该温度下给定时间。所得钢板具有包含马氏体和残余奥氏体以及任选的贝氏体和/或铁素体的组织。
然而，仍然期望能够制造具有改善的强度、延性和可成形性的组合的钢板或部件。
特别地，仍然期望能够制造这样的钢板：其屈服强度YS为1000MPa至1300MPa，抗拉强度TS为1200MPa至1600MPa，均匀延伸率UE大于或等于10％，总延伸率TE大于或等于14％，扩孔率HER为至少20％，以及屈服强度YS与均匀延伸率UE的乘积(YS*UE)、抗拉强度TS与总延伸率TE的乘积(TS*TE)和抗拉强度TS与扩孔率HER的乘积(TS×HER)的总和YS*UE+TS*TE+TS*HER为至少56000MPa％。
屈服强度YS、抗拉强度TS、均匀延伸率UE和总延伸率TE根据2009年10月公布的ISO标准ISO 6892-1测量。必须强调的是，由于测量方法的差异，特别是由于所用试样的几何结构差异，根据ISO标准的总延伸率TE的值显著不同于(特别是低于)使用根据JIS Z 2201-05标准的试样根据JIS Z 2241标准测量的总延伸率的值。扩孔率HER是根据ISO标准16630:2009测量的。由于测量方法的差异，根据ISO标准16630:2009的扩孔率HER的值与根据JFS T1001(日本钢铁联合会标准(Japan Iron and Steel Federation standard))的扩孔率λ的值非常不同并且无法比较。
为此目的，本发明涉及经冷轧和热处理的钢板，其由具有以重量百分比计包含以下的组成的钢制成：
0.10％≤C≤0.25％
3.5％≤Mn≤6.0％
0.5％≤Si≤2.0％
0.3％≤Al≤1.2％
其中Si+Al≥0.8％
0.10％≤Mo≤0.50％
S≤0.010％
P≤0.020％
N≤0.008％
以及任选地，选自Cr、Ti、Nb、V和B中的一种或更多种元素，使得：
0.01％≤Cr≤1.0％
0.010％≤Ti≤0.080％
0.010％≤Nb≤0.080％
0.010％≤V≤0.30％
0.0005％≤B≤0.004％，
组成的剩余部分是铁和由熔炼产生的不可避免的杂质，
所述经冷轧的钢板的显微组织以表面分数计由以下组成：
-10％至45％的平均晶粒尺寸为至多1.3μm的铁素体，铁素体的表面分数与铁素体的平均晶粒尺寸的乘积为至多35μm％，
-8％至30％的残余奥氏体，所述残余奥氏体的Mn含量高于1.1*Mn％，Mn％表示钢的Mn含量，
-至多8％的新鲜马氏体，
-至多2.5％的渗碳体，和
-配分马氏体。
优选地，残余奥氏体的平均C含量为至少0.4％。
在一个实施方案中，所述新鲜马氏体和所述配分马氏体包含碳化物，表面积高于10×60nm2的碳化物的表面密度低于0.05*106个/mm2。
优选地，残余奥氏体呈岛的形状，残余奥氏体的岛的平均尺寸低于500nm。
在一个实施方案中，组织包含至多0.3％的渗碳体，如果有的话，渗碳体颗粒的平均尺寸低于50nm。
概括地，经冷轧和热处理的钢板的屈服强度YS为1000MPa至1300MPa，抗拉强度TS为1200MPa至1600MPa，均匀延伸率UE为至少10％，根据ISO标准ISO 6892-1测量的总延伸率TE为至少14％，根据ISO标准16630:2009测量的扩孔率HER为至少20％，以及屈服强度YS与均匀延伸率UE的乘积(YS*UE)、抗拉强度TS与总延伸率TE的乘积(TS*TE)和抗拉强度TS与扩孔率HER的乘积(TS×HER)的总和YS*UE+TS*TE+TS*HER为至少56000MPa％。
在一个实施方案中，经冷轧和热处理的钢板涂覆有Zn或Zn合金。
在另一个实施方案中，经冷轧和热处理的钢板涂覆有Al或Al合金。
优选地，钢具有低于0.4％的碳当量Ceq，碳当量被限定为Ceq＝C+Si％/55+Cr％/20+Mn％/19-Al％/18+2.2＊P％-3.24＊B％-0.133Mn％＊Mo％。
本发明还涉及至少两个钢板的电阻点焊接头，其中所述两个钢板中的至少一者是根据本发明的经冷轧和热处理的钢板。
优选地，电阻点焊接头具有至少50daN/mm2的在任何焊后热处理之前的α值。
优选地，电阻点焊接头具有至少70daN/mm2的α值，在焊后热处理之后尤其如此。
本发明还涉及用于制造经冷轧和热处理的钢板的方法，其包括以下顺序步骤：
-铸造钢以获得板坯，所述钢具有以重量百分比计包含以下的组成：
0.10％≤C≤0.25％
3.5％≤Mn≤6.0％
0.5％≤Si≤2.0％
0.3％≤Al≤1.2％
其中Si+Al≥0.8％
0.10％≤Mo≤0.50％
S≤0.010％
P≤0.020％
N≤0.008％
以及任选地，选自Cr、Ti、Nb、V和B中的一种或更多种元素，使得：
0.01％≤Cr≤1.0％
0.010％≤Ti≤0.080％
0.010％≤Nb≤0.080％
0.010％≤V≤0.30％
0.0005％≤B≤0.004％，
组成的剩余部分是铁和由熔炼产生的不可避免的杂质；
-将板坯在1150℃至1300℃的温度T再加热下再加热；
-在高于Ar3的温度下对经再加热的板坯进行热轧以获得经热轧的钢板；
-在20℃至600℃的卷取温度T卷取下对经热轧的钢板进行卷取；
-在500℃至TA1max的第一退火温度TA1下对经热轧的钢板进行退火，TA1max是在加热时形成至多30％的奥氏体的温度，经热轧的钢板被保持在所述第一退火温度TA1下3秒至50000秒的时间tA1以获得经热轧和退火的钢板；
-对经热轧和退火的钢板进行冷轧以获得经冷轧的钢板；
-将经冷轧的钢板再加热到Ae1与Ae3之间的第二退火温度TA2，并将经冷轧的钢板保持在第二退火温度TA2下30秒至500秒的保温时间tA以在退火时获得包含55％至90％的奥氏体和10％至45％的铁素体的组织；
-将经冷轧的钢板以1℃/秒至100℃/秒的冷却速率Vc淬火到20℃至Ms-50℃的淬火温度QT；
-将经冷轧的钢板再加热到350℃至500℃的配分温度TP，并将经冷轧的钢板保持在所述配分温度TP下3秒至1000秒的配分时间tP；
-将经冷轧的钢板冷却到室温以获得经冷轧和热处理的钢板。
优选地，经热轧和退火的钢板的组织以表面分数计由以下组成：
-至少67％的平均晶粒尺寸低于4μm的铁素体，
-至多30％的残余奥氏体，
-至多2％的新鲜马氏体，和
-至多3％的渗碳体。
在一个实施方案中，经冷轧和热处理的钢板的显微组织以表面分数计由以下组成：
-10％至45％的平均晶粒尺寸为至多1.3μm的铁素体，铁素体的表面分数与铁素体的平均晶粒尺寸的乘积为至多35μm％，
-8％至30％的残余奥氏体，所述残余奥氏体的Mn含量高于1.1*Mn％，Mn％表示钢的Mn含量，
-至多8％的新鲜马氏体，
-至多2.5％的渗碳体，和
-配分马氏体。
一般地，残余奥氏体的平均C含量为至少0.4％。
在第一实施方案中，对经热轧的钢板进行的退火是分批退火，第一退火温度TA1为500℃至670℃，经热轧的钢板被保持在所述第一退火温度TA1下1000秒至50000秒的时间。
在该实施方案中，经热轧和退火的钢板的显微组织概括地以表面分数计由以下组成：
-至少75％的平均晶粒尺寸低于4μm的铁素体，
-至多10％的残余奥氏体
-至多2％的新鲜马氏体，和
-至多3％的渗碳体，
所述残余奥氏体的Mn含量高于1.5*Mn％，Mn％表示钢的Mn含量。
在第二实施方案中，对经热轧的钢板进行的退火是连续退火，第一退火温度TA1为650℃至最高连续退火温度TICAmax，所述最高连续退火温度TICAmax为加热时形成30％的奥氏体的温度，经热轧的钢板被保持在所述第一退火温度TA1下3秒至500秒的时间。
在该实施方案中，经热轧和退火的钢板的组织概括地以表面分数计由以下组成：
-至少67％的平均晶粒尺寸低于4μm的铁素体，
-至多30％的奥氏体，
-至多2％的新鲜马氏体，和
-至多1％的渗碳体，如果有的话，渗碳体颗粒的平均尺寸低于150nm。
经冷轧和热处理的钢板的显微组织优选地以表面分数计由以下组成：
-10％至45％的平均晶粒尺寸为至多1.3μm的铁素体，铁素体的表面分数与铁素体的平均晶粒尺寸的乘积为至多35μm％，
-8％至30％的残余奥氏体，所述残余奥氏体的Mn含量高于1.1*Mn％，Mn％表示钢的Mn含量，
-至多8％的新鲜马氏体，
-至多0.3％的渗碳体，如果有的话，渗碳体颗粒的平均尺寸低于50nm，和
-配分马氏体。
在一个实施方案中，在保持在配分温度TP下与冷却到室温之间，将经冷轧的钢板在浴中进行热浸涂。
在另一个实施方案中，在将经冷轧的板保持在配分温度TP下之后，立即将经冷轧的钢板冷却到室温。
在该实施方案中，在将经冷轧的钢板冷却到室温的步骤之后，可以将经冷轧和热处理的钢板通过电化学方法或者通过真空涂覆工艺进行涂覆。
在一个实施方案中，用Zn或Zn合金涂覆经冷轧和热处理的钢板。
在另一个实施方案中，用Al或Al合金涂覆经冷轧和热处理的钢板。
优选地，钢具有低于0.4％的碳当量Ceq，碳当量被限定为Ceq＝C+Si％/55+Cr％/20+Mn％/19-Al％/18+2.2＊P％-3.24＊B％-0.133Mn％＊Mo％。
本发明还涉及用于制造至少两个钢板的点焊接头的方法，其包括以下步骤：
-提供根据本发明的经冷轧和热处理的钢板或通过根据本发明的方法制造的经冷轧和热处理的钢板；
-提供第二钢板；
-将经冷轧和热处理的钢板点焊至第二钢板。
例如，第二钢板是根据本发明的经冷轧和热处理的钢板或通过根据本发明的方法制造的经冷轧和热处理的钢板。
现在将详细地描述本发明并且通过实例举例说明本发明而不引入限制。
下文中，Ae1表示平衡转变温度，低于该温度奥氏体完全不稳定；Ae3表示平衡转变温度，高于该温度奥氏体完全稳定；Ar3表示在冷却时奥氏体向铁素体的转变开始的温度；Ms表示马氏体开始温度，即在冷却时奥氏体开始转变成马氏体的温度；以及Mf表示马氏体终了温度，即在冷却时从奥氏体向马氏体的转变终了的温度。对于给定的钢，本领域技术人员知晓如何通过膨胀测定法测试来确定这些温度。
根据本发明的钢的组成以重量百分比计包含：
-0.10％≤C≤0.25％，以确保令人满意的强度并改善残余奥氏体的稳定性，这是获得足够的延伸率所必需的。优选地，碳含量高于或等于0.15％。如果碳含量太高，则经热轧的板太硬而无法冷轧并且可焊接性不足。如果碳含量低于0.10％，则抗拉强度无法达到目标值。
-3.5％≤Mn≤6.0％，以确保令人满意的强度并实现至少部分奥氏体的稳定，以获得足够的延伸率。特别地，将最小值限定为获得这样的最终组织，其以表面分数计包含8％至30％的Mn含量高于1.1*Mn％的残余奥氏体，Mn％表示钢的Mn含量。低于3.5％，最终组织包含不足的残余奥氏体分数以及残余奥氏体中的不足的Mn含量，使得无法实现期望的延性和强度的组合。将最大值限定为避免具有对延性不利的偏析问题。优选地，锰含量高于或等于3.7％。
-0.5％≤Si≤2.0％以及0.3％≤Al≤1.2％，硅含量和铝含量进一步满足以下关系：Si+Al≥0.8％。
根据本发明，Si和Al一起起重要作用：在低于平衡转变温度Ae3下冷却时硅使渗碳体的析出延迟。因此，添加Si有助于使足够量的残余奥氏体稳定。Si还提供固溶强化并且在由于部分马氏体转变之后立即进行的再加热和保温步骤而引起的碳从马氏体再分布到奥氏体期间延迟碳化物的形成。在太高含量下，在表面形成硅氧化物，这损害钢的可涂覆性。因此，Si含量小于或等于2.0％。
铝是在加工期间使液相的钢脱氧的非常有效的元素。此外，Al是提高钢的Ae1和Ae3温度的γ相生成元素。因此，由于添加至少0.3％的Al，亚温域(intercritical domain)(即Ae1与Ae3之间)为有利于Mn在奥氏体中的配分的温度范围，如以下进一步详细描述的。Al含量不高于1.2％，以避免夹杂物的产生，避免氧化问题以及确保材料的淬透性。
此外，像Si一样，Al使残余奥氏体稳定。Si和Al对残余奥氏体的稳定化的作用是相似的。当Si含量和Al含量使得Si+Al≥0.8％时，获得奥氏体的令人满意的稳定化，从而使得可以实现期望的显微组织。
-0.10％≤Mo≤0.50％，钼提高淬透性，使残余奥氏体稳定从而在配分期间减少奥氏体分解，以及减少可能由高的锰含量导致的并且对扩孔率不利的中心偏析。此外，Mo有助于使组织细化。考虑到之后所寻求的特性，高于0.50％，Mo的添加是昂贵且不高效的。
-任选地0.01％≤Cr≤1.0％，以延迟碳化物的溶解并且使残余奥氏体稳定。允许最多1.0％的铬，注意高于饱和效应，添加Cr既无用又昂贵。
-任选地0.010％≤Nb≤0.080％，以在热轧期间使奥氏体晶粒细化以及提供析出强化。0.010％至0.080％的铌含量使得可以获得令人满意的屈服强度、延伸率和扩孔率。高于0.080％，延性和扩孔率不能令人满意。
-任选地0.010％≤Ti≤0.080％。特别地，除了硼之外，还可以以0.010％至0.080％的含量添加钛，以保护硼不形成BN。
Nb含量和Ti含量各自不高于0.080％，以限制在高温下钢的由这些元素提供的硬化，所述硬化会使得由于热轧力增加而难以制造薄板。
任选地，0.010％≤V≤0.30％，以提供析出强化。如果钒含量高于0.30％，则钒会通过形成碳化物和/或碳氮化物而消耗碳并且这会使马氏体软化。此外，根据本发明的钢的延性会受损。
任选地0.0005％≤B≤0.004％，以提高钢的可淬火性。
钢的组成的剩余部分是铁和由熔炼产生的杂质。在这方面，至少Ni、Cu、S、P和N被视为剩余元素，是不可避免的杂质。因此，它们的含量为Ni小于0.05％、Cu小于0.03％、S小于0.010％、P小于0.020％、以及N小于0.008％。
优选地，钢的组成使得钢具有低于0.4％的碳当量Ceq，碳当量被限定为Ceq＝C+Si％/55+Cr％/20+Mn％/19-Al％/18+2.2＊P％-3.24＊B％-0.133Mn％＊Mo％。
在碳当量低于0.4％的情况下，钢板的可点焊性非常好。此外，尽管实现低于0.4％的碳当量所需的添加元素的含量低，但是本发明的钢板及其制造方法允许实现非常高的机械特性。
因此，根据本发明，可以实现非常高的机械特性和非常好的可点焊性。
现在将描述根据本发明的经冷轧和热处理的钢板的显微组织。
经冷轧和热处理的钢板的组织以表面分数计由以下组成：
-10％至45％的平均晶粒尺寸为至多1.3μm的铁素体，铁素体的表面分数与铁素体的平均晶粒尺寸的乘积为至多35μm％，
-8％至30％的残余奥氏体，所述残余奥氏体的平均Mn含量高于1.1*Mn％，Mn％表示钢的Mn含量，
-至多8％的新鲜马氏体，
-至多2.5％的渗碳体，和
-配分马氏体。
这些表面分数和晶粒尺寸通过以下方法确定：从经冷轧和热处理的钢板切割试样，抛光并用本身已知的试剂侵蚀，以露出显微组织。此后通过联接至电子背散射衍射(“EBSD”)装置并联接至透射电子显微镜(TEM)的光学或扫描电子显微镜例如用放大倍数大于5000x的具有场发射枪的扫描电子显微镜(“FEG-SEM”)检查该截面。
各组分(配分马氏体、新鲜马氏体、铁素体和奥氏体)的表面分数的确定通过本身已知的方法用图像分析进行。残余奥氏体分数例如通过X射线衍射(XRD)确定。
组织中的铁素体是亚温铁素体。
如果铁素体分数低于10％，则扩孔率HER不会达到20％。如果铁素体分数高于45％，则不会实现至少1200MPa的抗拉强度。
铁素体的平均晶粒尺寸为至多1.3μm。此外，铁素体的以％表示的表面分数与铁素体晶粒的以μm表示的平均尺寸的乘积为至多35μm％。
至多1.3μm的平均晶粒尺寸和至多35μm％的铁素体的表面分数与铁素体晶粒的平均晶粒尺寸的乘积使得可以实现至少20％的扩孔率HER、至少1000MPa的屈服强度以及至少56000MPa％的总和YS*UE+TS*TE+TS*HER。
经冷轧和热处理的钢板的显微组织包含至少8％的奥氏体(其在室温下为残余奥氏体)。当以至少8％的表面分数存在时，残余奥氏体有助于提高延性。
残余奥氏体富含锰。特别地，残余奥氏体的平均Mn含量高于或等于1.1*Mn％，其中Mn表示钢组成中的Mn含量。这样的Mn的富集使残余奥氏体稳定。
残余奥氏体通常也富含碳。特别地，残余奥氏体的平均C含量为至少0.4％，优选为0.4％至1.0％。这样的C的富集进一步使奥氏体稳定。
残余奥氏体中的C含量例如通过如下过程确定：通过X射线衍射(XRD)分析用Rietveld精修(Rietveld,H.,“A profile refinement method for nuclear andmagnetic structures”,Journal of applied Crystallography,2(2),65-71,1969)确定残余奥氏体分数和晶格参数。然后通过使用Dyson和Holmes公式(D.J.Dyson,andB.Holmes:“Effect of alloying additions on the lattice parameter austenite”,Journal of the Iron and Steel Institute,1970,208,469–474)确定残余奥氏体中的C含量。
残余奥氏体一般地呈岛的形状，残余奥氏体的岛的平均尺寸低于500nm。
Mn含量高于1.1*Mn％的残余奥氏体的至少8％的表面分数允许获得高延性和高强度的组合。
实际上，残余奥氏体的Mn富集提供奥氏体的高度稳定化，使得当钢板经受变形时，残余奥氏体通过单个位错的滑移和机械孪生二者而变形。
组织可以包含多至2.5％的渗碳体。在一个实施方案中，组织包含至多1％，又优选地至多0.3％的渗碳体。
最终组织中渗碳体颗粒的平均尺寸一般地低于50nm。
配分马氏体作为在原始奥氏体晶粒内取向的细的细长板条存在。配分马氏体的平均C含量严格低于钢的标称C含量。
在组织中可以存在新鲜马氏体，然而表面分数为至多8％。实际上，新鲜马氏体的分数高于8％会导致根据ISO 16630:2009的扩孔率HER低于20％。
在通过扫描电子显微镜(SEM)和电子背散射衍射(EBSD)观察的经抛光并用本身已知的试剂例如Nital试剂侵蚀的截面上可以区分配分马氏体与新鲜马氏体。
包括配分马氏体和新鲜马氏体(如果有的话)的马氏体包含少量的碳化物。特别地，马氏体中的表面积高于10×60nm2的碳化物的表面密度一般地低于或等于0.05*106个/mm2。
现在将公开如上所述的用于制造经冷轧和热处理的钢板的方法。
可以通过如下过程制造厚度为2mm至6mm的经热轧的板：铸造具有如上所述的组成的钢以获得板坯，将板坯在1150℃至1300℃的温度T再加热下再加热，并对经再加热的板坯进行热轧以获得经热轧的钢，最终轧制温度高于Ar3。
最终轧制温度优选为至多1000℃，以避免奥氏体晶粒粗大化。
然后将经热轧的钢以例如1℃/秒至50℃/秒的冷却速率冷却，并在20℃至600℃的温度下进行卷取。
在卷取之后，板具有可以包含贝氏体、马氏体和残余奥氏体的组织。
在卷取之后，对板进行酸洗。
然后对经热轧的钢板进行退火，以改善经热轧的钢板的可冷轧性和韧性，以及提供适用于制造具有高机械特性特别是高强度和高延性的经冷轧和热处理的钢板的经热轧和退火的钢板。
特别地，将经热轧的钢板在第一退火温度TA1下进行退火并持续受控的第一退火时间tA1，以在该第一次退火结束时获得以表面分数计由以下组成的组织：
-至少67％的平均尺寸低于4μm的铁素体，
-至多30％的残余奥氏体，
-至多2％的新鲜马氏体，和
-至多3％的渗碳体。
具有至少67％的平均铁素体晶粒尺寸为至多4μm的铁素体允许制造具有非常细的组织并因此具有非常高的机械特性的经冷轧和热处理的钢板。
至多2％的新鲜马氏体分数使得可以实现经热轧和退火的钢板的高韧性。
此外，至多3％的渗碳体分数意味着在随后的对经冷轧的钢板进行退火期间促进渗碳体溶解，因此在进一步的加工步骤期间改善延性和强度。
本发明人发现，如果在500℃至TA1max的第一退火温度TA1下对经热轧的钢板进行退火并持续3秒至50000秒的第一退火时间tA1，则实现这样的组织，TA1max是加热时形成至多30％的奥氏体的温度。第一退火时间tA1是在第一退火温度TA1下的保温时间并且不包括加热到该第一退火温度TA1的时间。
如果第一退火温度TA1低于500℃和/或第一退火时间tA1低于3秒，则通过显微组织恢复的软化不足，使得经热轧和退火的钢板的硬度会太高，从而导致板的可冷轧性差。
如果第一退火温度TA1高于TA1max，则在第一退火期间会形成太高的奥氏体分数，使得经热轧和退火的钢板中的新鲜马氏体的分数会高于2％，以及经热轧和退火的钢板中的残余奥氏体的分数可能高于30％。
如果第一退火时间tA1高于50000秒，则显微组织粗大化，使得经热轧和退火的钢板中的平均铁素体晶粒尺寸高于4μm。
在第一次退火期间可以形成的奥氏体富含Mn，特别地，具有至少1.5*Mn％的平均Mn含量。这样的Mn的富集是由于在保温在第一退火温度TA1期间锰向奥氏体配分而产生。因此，这样的奥氏体是稳定的，使得经热轧和退火的钢板的组织包含多至30％的残余奥氏体并且包含至多2％的新鲜马氏体，所述残余奥氏体的的平均Mn含量一般地高于1.5*Mn％。
在第一实施方案中，第一退火为分批退火。
在该实施方案中，优选进行第一退火以获得以表面分数计由以下组成的经热轧和退火的钢板的组织：
-至少75％的平均尺寸低于4μm的铁素体，
-至多10％的残余奥氏体，
-至多2％的新鲜马氏体，和
-至多3％的渗碳体，
残余奥氏体的平均Mn含量高于1.5*Mn％，Mn％表示钢中的Mn含量。
本发明人发现，如果第一退火温度TA1为500℃至670℃，并且第一退火时间tA1为1000秒至50000秒，则实现这样的组织。
第一退火温度TA1低于670℃，以限制组织的粗大化。高于670℃，在经热轧和退火的钢板中会获得高于4μm的平均铁素体晶粒尺寸。
在第一实施方案中，第一退火时间tA1为至少1000秒，以实现足够的软化。低于1000秒，经热轧和退火的钢板的硬度会太高，从而导致板的可冷轧性差。
在第一实施方案中，在第一次退火期间可以形成的奥氏体富含Mn，特别地，具有至少1.5*Mn％的平均Mn含量。这样的Mn的富集是由于在保温在第一退火温度TA1期间锰向奥氏体配分而产生。
因此，这样的奥氏体是稳定的，使得经热轧和退火的钢板的组织包含多至10％的残余奥氏体并且包含至多2％的新鲜马氏体，所述残余奥氏体的平均Mn含量高于1.5*Mn％。
在第二实施方案中，第一退火为连续退火。
在该第二实施方案中，优选进行第一退火以获得以表面分数计由以下组成的经热轧和退火的钢板的组织：
-至少67％的平均尺寸低于4μm的铁素体，
-至多30％的残余奥氏体，
-至多2％的新鲜马氏体，
-至多1％的渗碳体，
如果有的话，渗碳体颗粒的平均尺寸低于150nm。
在该第二实施方案中，第一退火温度TA1优选为650℃至最高连续退火温度TICAmax，所述最高连续退火温度TICAmax是在加热时形成30％的奥氏体的温度。
此外，第一退火时间tA1为3秒至500秒。
如果第一退火温度TA1低于650℃，则通过显微组织的软化不足，使得经热轧和退火的钢板的硬度会太高，从而导致板的可冷轧性差。
如果第一退火温度TA1高于TICAmax，则在连续退火期间会形成太高分数的奥氏体，这可能导致奥氏体的稳定化不足，使得经热轧和退火的钢板中的新鲜马氏体的分数会高于2％。
此外，在第二实施方案中，如果第一退火时间tA1高于500秒，则显微组织粗大化，使得经热轧和退火的钢板中的平均铁素体晶粒尺寸高于4μm。
在该第二实施方案中，在第一退火期间可以形成的奥氏体也富含Mn，特别地，具有至少1.5*Mn％的Mn含量。
因此，这样的奥氏体是强稳定的，使得在冷却时将形成至多2％的新鲜马氏体。因此，经热轧和退火的钢板中的残余奥氏体一般地具有至少1.5*Mn％的平均Mn含量。
然后任选地对经热轧和退火的钢板进行酸洗。
然后对经热轧和退火的钢板进行冷轧以获得厚度为0.7mm至3mm，例如在0.8mm至2mm的范围内的经冷轧的钢板。
冷轧压下率优选为20％至80％。低于20％，不利于在随后热处理期间的再结晶，这可能损害经冷轧和热处理的钢板的延性。高于80％，在冷轧期间存在边缘开裂的风险。
然后在连续退火线上对经冷轧的钢板进行热处理。
热处理包括以下步骤：
-将经冷轧的钢板再加热到Ae1与Ae3之间的第二退火温度TA2，以在退火时获得包含55％至90％的奥氏体和10％至45％的铁素体的组织，并将经冷轧的钢板保持在第二退火温度TA2下持续保温时间tA2。
本领域技术人员知晓如何由膨胀测定法测试确定各种钢组成的Ae1和Ae3以及在退火时适合于实现期望组织的第二退火温度TA2。
到达第二退火温度TA2的再加热速率Vr优选为1℃/秒至200℃/秒。
在该退火期间，可能存在于组织中的渗碳体溶解。
特别地，由于钢组成中的Al含量，用于在退火时实现包含55％至90％的奥氏体和10％至45％的铁素体的组织的退火温度在有利于碳化物溶解的温度范围内。
该温度范围也有利于在保温在该温度期间Mn向奥氏体中的配分。
在将板保温在第二退火温度之后，钢板的组织因此由55％至90％的富Mn奥氏体和10％至45％的铁素体组成。
如果第二退火温度使得退火时获得的组织包含少于10％的铁素体，则最终组织中的铁素体分数不足以实现期望的延伸率和扩孔率。此外，奥氏体的Mn富集不足以使残余奥氏体稳定。
如果第二退火温度使得退火时获得的组织包含多于45％的铁素体，则最终组织中的铁素体分数太高而无法实现期望的抗拉强度。此外，碳化物的溶解不充分，从而导致最终组织粗大化，特别地导致铁素体的平均晶粒尺寸高于1.3μm以及铁素体的表面分数与铁素体晶粒的平均晶粒尺寸的乘积高于35μm％。
在第二退火温度TA2下的保温时间tA2为30秒至500秒。
-如果保温时间tA2小于30秒，则实现具有Mn的奥氏体的不足的稳定化和不充分的碳化物溶解。保温时间tA2长于500秒会导致组织粗大化。特别地，保温时间tA2长于500秒会导致铁素体的平均晶粒尺寸高于1.3μm以及铁素体的表面分数与铁素体晶粒的平均晶粒尺寸的乘积高于35μm％，使得无法实现目标特性，特别是目标扩孔率、屈服强度和总和YS*UE+TS*TE+TS×HER。
-将经冷轧的钢板以用于避免冷却时形成珠光体的1℃/秒至100℃/秒的冷却速率Vc淬火到低于奥氏体的Ms转变点的淬火温度QT。淬火温度QT为20℃至Ms-50℃。对于钢的各特定组成和各组织，本领域技术人员知晓如何通过膨胀测定法确定奥氏体的Ms起始转变点。20℃的该温度通常高于Mf+20℃。
在该淬火步骤期间，奥氏体部分地转变成马氏体。
优选地选择淬火温度QT，以便刚好在淬火之后获得由8％至38％的奥氏体、10％至45％的铁素体、12％至82％的马氏体以及可能的渗碳体组成的组织。
本领域技术人员知晓如何确定适于获得期望组织的淬火温度。
如果淬火温度QT低于20℃，则最终组织中的配分马氏体的分数太高而无法使高于8％的足够量的残余奥氏体稳定。此外，如果淬火温度QT高于Ms-50℃，则最终组织中的配分马氏体的分数太低而无法获得期望的抗拉强度。
-任选地将经淬火的板保温在淬火温度QT下2秒至200秒，优选地3秒至7秒的保温时间tQ，以便避免在马氏体中形成会导致钢的延伸率下降的ε碳化物。
-将经冷轧的钢板再加热到350℃至500℃的配分温度TP，并将经冷轧的钢板保持在配分温度TP下3秒至1000秒的配分时间tP。
在该配分步骤期间，碳从马氏体扩散至奥氏体，从而实现奥氏体的C富集。
如果配分温度TP高于500℃或低于350℃，则最终产品的延伸率不令人满意。
-任选地将板在例如低于或等于480℃的温度的浴中进行热浸涂。可以使用任何种类的涂料，特别是锌或锌合金(如锌-镍合金、锌-镁合金或锌-镁-铝合金)、铝或铝合金(例如铝-硅)。
-紧接在配分步骤之后或者紧接在热浸涂步骤(如果进行的话)之后，将经冷轧的钢板冷却到室温，以获得经冷轧和热处理的钢板。冷却速率优选高于1℃/秒，例如为2℃/秒至20℃/秒。
在该冷却步骤期间，部分奥氏体可以转变成新鲜马氏体。然而，由于C和Mn对奥氏体的稳定化，新鲜马氏体的表面分数保持低于或等于8％。
-任选地，在冷却到室温之后，如果尚未进行热浸涂步骤，则可以通过电化学方法(例如电镀锌)或者通过任何真空涂覆工艺(如PVD或射流气相沉积)对板进行涂覆。可以使用任何种类的涂料，特别是锌或锌合金，如锌-镍合金、锌-镁合金或锌-镁-铝合金。任选地，在通过电镀锌进行涂覆之后，可以使板经受脱气。
-任选地，在冷却到室温和任选的涂覆之后，可以使板在150℃至450℃的温度下经受另外的回火处理1分钟至20分钟的保温时间(温度越高，保温时间越短)。该回火处理旨在改善板的可成形性。
该制造方法允许获得这样的最终组织(即在配分和冷却到室温之后)，其以表面分数计由以下组成：
-10％至45％的铁素体，
-8％至30％的残余奥氏体，
-至多8％的新鲜马氏体，
-配分马氏体，和
-至多2.5％的渗碳体。
铁素体是亚温铁素体。
在组织中存在亚温铁素体而不是在低于第二退火温度TA2的冷却期间可能形成的铁素体(以下称为转变铁素体)使得可以在该第二退火期间实现奥氏体的Mn富集。实际上，存在转变铁素体而不是亚温铁素体将意味着在第二退火期间不会发生足够的Mn对残余奥氏体的稳定化，使得将无法实现期望的特性，特别是期望的总延伸率。
铁素体的平均晶粒尺寸为至多1.3μm。此外，铁素体的以％表示的表面分数与铁素体晶粒的以μm表示的平均尺寸的乘积为至多35μm％。
这样的平均晶粒尺寸是由于经热轧和退火的钢板的细组织以及随后的热处理特别是冷轧和随后的再结晶期间的板的变形而产生。
残余奥氏体富含Mn，这样的富含特别地是由于在保温在第二退火温度TA2期间Mn从铁素体向奥氏体的配分而产生。特别地，这样的Mn的富集是由于在有利于Mn从铁素体向奥氏体的扩散的温度范围内进行的TA2下亚温退火的事实而产生。因此残余奥氏体中的Mn含量高于1.1*Mn％。
残余奥氏体一般地富含C，这样的富含是由于在保温在配分温度TP期间碳从马氏体向奥氏体的配分而产生。
残余奥氏体中的平均C含量一般地为至少0.4％，优选为0.4％至1.0％。
残余奥氏体呈岛的形状，残余奥氏体的岛的平均尺寸低于500nm。
在第二退火之后冷却低于Ms转变温度以及随后的加热和保温在350℃至500℃的配分温度TP时，形成配分马氏体。
配分马氏体的平均C含量严格低于钢的标称C含量。这样的低C含量是由于在保温在配分温度TP期间碳从在淬火低于钢的Ms温度时形成的马氏体向奥氏体的配分而产生。
在从配分温度TP冷却到室温时，可以形成新鲜马氏体。然而，由于Mn对残余奥氏体的稳定化，组织中的新鲜马氏体的分数低于或等于8％。
包括配分马氏体和新鲜马氏体(如果有的话)的马氏体包含少量的碳化物。特别地，马氏体中的表面积高于10×60nm2的碳化物的表面密度一般地低于或等于0.05*106个/mm2。
马氏体中的这样的少量碳化物是由于在保温在配分温度TP期间C从马氏体向奥氏体的配分而产生。这样的少量碳化物有助于获得高的抗拉强度和总延伸率的组合。
实际上，碳化物的量越小，碳化物形式下的碳和锰的分数越低，并且奥氏体中的碳和锰的分数越高。相比之下，马氏体中的表面积高于10×60nm2的碳化物的表面密度高于0.05*106个/mm2将意味着奥氏体不包含足够量的碳和锰并且不足够稳定。
在从退火温度冷却时以及在配分期间可能形成小分数的渗碳体。然而，最终组织中的渗碳体分数在任何情况下都将保持低于2.5％。一般地，最终组织中的渗碳体分数低于1％，优选低于0.3％。
此外，最终组织中的渗碳体颗粒的平均尺寸一般地低于150nm。
如果第一退火为连续退火，则最终组织包含至多0.3％的渗碳体，如果有的话，渗碳体颗粒的平均尺寸低于50nm。实际上，连续退火使得形成非常低分数的渗碳体，经热轧和退火的钢板的渗碳体分数为至多1％。此外，渗碳体颗粒非常细，平均颗粒尺寸为至多150nm。因此，渗碳体在随后的在第二退火温度下退火期间完全或几乎完全溶解。
获得这样的钢板：屈服强度YS为1000MPa至1300MPa，抗拉强度TS为1200MPa至1600MPa，均匀延伸率UE大于或等于10％，总延伸率TE大于或等于14％，扩孔率HER为至少20％，以及屈服强度YS与均匀延伸率UE的乘积(YS*UE)、抗拉强度TS与总延伸率TE的乘积(TS*TE)和抗拉强度TS与扩孔率HER的乘积(TS×HER)的总和YS*UE+TS*TE+TS*HER为至少56000MPa％。一般地，屈服强度×均匀延伸率的乘积(YS×UE)为至少11000MPa％，以及抗拉强度×总延伸率的乘积(TS×TE)为至少19000MPa％。
本发明的另一个目的是焊接组件，其包括通过电阻点焊而焊接在一起的第一钢板和第二钢板。第一钢板是根据本发明的经冷轧和热处理的钢板，第二钢板可以是根据本发明的或者具有不同的组成。特别地，第一钢板和第二钢板可以具有相同组成或不同组成以及相同厚度或不同厚度。
焊接组件通过制造第一钢板和第二钢板并将第一钢板和第二钢板电阻点焊来制造。
将第一钢板接合至第二钢板的电阻点焊的特征在于在交叉拉伸测试中由至少50daN/mm2，优选地至少70daN/mm2的α值限定的高阻力，在在焊后热处理之后尤其如此。
在此，α值表示交叉测试中的最大载荷除以焊缝直径和厚度。其是以daN/mm2表示的对于电阻点焊的归一化载荷。
实施例：
作为实施例和比较，制造了由根据表I的钢组成制成的板，含量以重量百分比表示。
在该表中，“res.”意指元素仅作为残余物存在并且不进行该元素的主动添加。
钢的转变温度Ae1和Ae3通过膨胀测定法测量并且也报告于表I中。
在该表中，带下划线的值不是根据本发明的。
Figure BDA0002545863440000201
铸造钢以获得锭料。将锭料在1250℃的温度T再加热下再加热，在高于Ar3的温度下热轧以获得经热轧的钢，并酸洗。
然后将经热轧的钢在450℃或20℃的温度T卷曲下进行卷曲，在第一退火温度TA1下进行分批退火或连续退火持续时间tA1，从而获得经热轧和退火的钢板。
对取自经热轧和退火的钢板的试样进行显微组织分析。
然后对经热轧和退火的钢板进行酸洗并以50％的冷轧压下率进行冷轧，以获得厚度为1.2mm的经冷轧的板。
将经冷轧的板以加热速率Vr＝10℃/秒再加热到第二退火温度TA2并保持在第二退火温度TA2下持续保温时间tA2。
然后将经冷轧的板以冷却速率Vc＝5℃/秒淬火到淬火温度QT并保持在温度QT下持续时间tQ＝3秒。
然后将板再加热到配分温度TP并保持在配分温度TP下持续配分时间tP，然后立即冷却到室温。
处理条件报告于表II中。
在该表中，“退火类型”列表示进行的退火是分批退火还是连续退火。
表II
Figure BDA0002545863440000221
在表II中，带下划线的值不是根据本发明的。
表III中报告了经热轧和退火的钢板的显微组织。
表III
Figure BDA0002545863440000231
在表III中，Fγ为奥氏体的表面分数，以百分比表示，Fα为铁素体的表面分数，以百分比表示，Dα为铁素体晶粒的平均尺寸，以微米计。
通过用联接至电子背散射衍射(“EBSD”)装置并联接至透射电子显微镜(TEM)的放大倍数大于5000x的具有场发射枪的扫描电子显微镜(“FEG-SEM”)观察来分析经冷轧和热处理的钢板的显微组织。
表IV中报告了经冷轧和热处理的钢板的显微组织。在该表中：
-Fγ表示残余奥氏体的表面分数，以百分比计，
-Dγ为残余奥氏体的岛的平均尺寸，以nm表示，
-Fα表示铁素体的表面分数，以百分比表示，
-Dα为铁素体的平均晶粒尺寸，以μm计，
-Fα*Dα为铁素体的以％计的表面分数与铁素体的以μm计的平均尺寸的乘积，
-FM为新鲜马氏体的表面分数，以百分比表示，
-PM为配分马氏体的表面分数，以百分比表示，
-dc为马氏体中的表面积大于10×60nm2的碳化物的表面密度，以106个/mm2表示。
表IV
Figure BDA0002545863440000241
在该表中，带下划线的值不是根据本发明的。“n.d.”意指“未确定”以及“NA”意指“不适用”。
此外，确定了实施例I1A至I1D和I2A至I4A的残余奥氏体中的平均Mn含量。所有这些实施例的平均Mn含量高于1.1*Mn％。
这些实施例I1A至I1D和I2A至I4A的渗碳体分数低于2.5％。
还确定了经冷轧和热处理的钢板的机械特性。特别地，根据2009年10月公布的ISO标准ISO 6892-1测量屈服强度YS、抗拉强度TS、均匀延伸率UE和总延伸率TE。根据标准ISO16630:2009测量扩孔率HER。
机械特性报告于表V中。
表V
Figure BDA0002545863440000251
在该表中，带下划线的值不是根据本发明的。“n.d.”意指“未确定”。
实施例I1A至I1D和I2A至I4A由根据本发明的钢制成，并且通过根据本发明的制造方法制造。所有这些实施例的屈服强度YS为1000MPa至1300MPa，抗拉强度TS为1200MPa至1600MPa，均匀延伸率UE为至少10％，根据ISO标准ISO 6892-1测量的总延伸率TE为至少14％，根据ISO标准16630:2009测量的扩孔率HER为至少20％，以及总和YS*UE+TS*TE+TS*HER高于56000MPa％。
相比之下，实施例I1E虽然由具有根据本发明的组成的钢制成，但是在等于Ae3的第二退火温度下进行了第二退火。结果，经冷轧和热处理的钢板的最终组织不包含铁素体，使得无法实现目标均匀延伸率和总延伸率。
实施例I4B也由具有根据本发明的组成的钢制成，但是在680℃的温度下进行了分批退火。结果，在分批退火之后经热轧的钢板的铁素体晶粒尺寸高于4μm。因此，经冷轧和热处理的钢板具有这样的组织：其中铁素体的平均晶粒尺寸高于1.3μm以及铁素体的表面分数与铁素体的以nm计的平均尺寸的乘积Fα*Dα高于35μm％。结果，实施例I4B的屈服强度低于1000MPa。
此外，实施例R1A、R2B和R4A由包含少于0.3％的Al和少于0.1％的Mo的钢制造。结果，这些钢的温度Ae3太低而无法允许在有利于奥氏体的Mn富集的温度范围内进行第二退火同时在退火时形成包含10％至45％的铁素体和55％至90％的奥氏体的组织。因此，即使钢在775℃即低于根据本发明的实施例的第二退火温度的第二退火温度TA2下进行退火，组织在退火时也包含多于90％的奥氏体和少于10％的铁素体，使得最终组织包含少于10％的铁素体。
此外，该775℃的第二退火温度TA2甚至不足以使Mn显著扩散至奥氏体。由于在退火时形成的高奥氏体分数以及由于Mn向该奥氏体的少扩散，在第二退火期间奥氏体富含Mn不足。结果，实施例R1A、R2B和R4A的最终组织包含多于8％的新鲜马氏体。
由于太低的铁素体分数和太高的新鲜马氏体分数，实施例R1A、R2B和R4A的屈服强度YS低于1000MPa并且它们的扩孔率HER低于20％。此外，实施例R1A和R4A的总延伸率TE未达到14％。
在与实施例R2B相同的条件下制造实施例R2A，不同之处在于淬火温度，实施例R2A的淬火温度(120℃)与实施例R2B(140℃)相比更低。结果，实施例R2A包含更多的配分马氏体和少于8％的新鲜马氏体。然而，铁素体分数保持低于10％，使得实现低于20％的扩孔率HER和低于56000MPa％的总和YS*UE+TS*TE+TS*HER。
实施例R3A和R3B由不包含Mo的钢制造。结果，最终组织中的铁素体晶粒尺寸高于1.3μm，并且抗拉强度未达到1200MPa。
实施例R4B由包含少于0.3％的Al和少于0.1％的Mo的钢制造。结果，这种钢的温度Ae3太低而无法允许在有利于奥氏体的Mn富集的温度范围内进行第二退火同时在退火时形成包含10％至45％的铁素体和55％至90％的奥氏体的组织。因此，即使钢在775℃即低于根据本发明的实施例的第二退火温度的第二退火温度TA2下进行退火，组织在退火时也包含多于90％的奥氏体和少于10％的铁素体，使得最终组织包含少于10％的铁素体。
由于太低的铁素体分数，实施例R4B的扩孔率HER低于20％。
实施例R5A和R5B由包含多于1.0％的Al且不包含Mo的钢制造。
实施例R5A在830℃下进行退火，使得最终组织包含多于45％的铁素体。此外，由于在钢中不存在Mo，铁素体的表面分数与铁素体的平均晶粒尺寸的乘积高于35μm％。结果，没有实现任何目标特性。
R5B在更高的第二退火温度(860℃)下进行退火，使得最终组织包含少于45％的铁素体。然而，铁素体的表面分数与铁素体的平均晶粒尺寸的乘积保持高于35μm％。结果，未实现目标抗拉强度和屈服强度，并且总和YS*UE+TS*TE+TS*HER保持低于56000MPa％。
此外，本发明人评估了在上述制造条件下获得的钢板的可焊接性。
特别地，对一些钢板进行了电阻点焊测试。在400daN的焊接力下对在各种测试条件下制造的经冷轧和热处理的钢板进行电阻点焊。
进行交叉拉伸测试并确定α值。
在此，α值表示交叉测试中的最大载荷除以焊缝直径和厚度。其是以daN/mm2表示的对于电阻点焊的归一化载荷。
参数和结果报告于表VI中，其中：
-“测试条件”表示对其进行电阻点焊测试的经冷轧和热处理的钢板，
-“α”表示α值，即交叉测试中的最大载荷除以焊缝直径和厚度，以daN/mm2表示。
表VI
Figure BDA0002545863440000281
实施例I1B、I2B、I3B和I4A由具有根据本发明的组成的钢制成，并在对应于本发明的制造条件下制造。结果，通过对这些板进行电阻点焊而制造的电阻点焊缝具有由在任何焊后热处理之前至少50daN/mm2的α值表征的高延性。
根据本发明的以及根据本发明制造的经冷轧和热处理的钢板可以有利地用于制造车辆的结构部件或安全部件。

Claims (29)

1.一种经冷轧和热处理的钢板，由具有以重量百分比计包含以下的组成的钢制成：
0.10％≤C≤0.25％
3.5％≤Mn≤6.0％
0.5％≤Si≤2.0％
0.3％≤Al≤1.2％
其中Si+Al≥0.8％
0.10％≤Mo≤0.50％
S≤0.010％
P≤0.020％
N≤0.008％
以及任选地，选自Cr、Ti、Nb、V和B中的一种或更多种元素，使得：
0.01％≤Cr≤1.0％
0.010％≤Ti≤0.080％
0.010％≤Nb≤0.080％
0.010％≤V≤0.30％
0.0005％≤B≤0.004％，
所述组成的剩余部分是铁和由熔炼产生的不可避免的杂质，
所述经冷轧的钢板的显微组织以表面分数计由以下组成：
-10％至45％的平均晶粒尺寸为至多1.3μm的铁素体，铁素体的表面分数与铁素体的平均晶粒尺寸的乘积为至多35μm％，
-8％至30％的残余奥氏体，所述残余奥氏体的Mn含量高于1.1*Mn％，Mn％表示所述钢的Mn含量，
-至多8％的新鲜马氏体，
-至多2.5％的渗碳体，和
-配分马氏体。
2.根据权利要求1所述的经冷轧和热处理的钢板，其中所述残余奥氏体的平均C含量为至少0.4％。
3.根据权利要求1或2中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板，其中所述新鲜马氏体和所述配分马氏体包含碳化物，表面积高于10×60nm2的碳化物的表面密度低于0.05*106个/mm2。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板，其中所述残余奥氏体呈岛的形状，残余奥氏体的所述岛的平均尺寸低于500nm。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的经冷轧和退火的钢板，其中所述组织包含至多0.3％的渗碳体，如果有的话，渗碳体颗粒的平均尺寸低于50nm。
6.根据权利要求1至5中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板，其中所述经冷轧和热处理的钢板的屈服强度YS为1000MPa至1300MPa，抗拉强度TS为1200MPa至1600MPa，均匀延伸率UE为至少10％，根据ISO标准ISO 6892-1测量的总延伸率TE为至少14％，根据ISO标准16630:2009测量的扩孔率HER为至少20％，以及所述屈服强度YS与所述均匀延伸率UE的乘积(YS*UE)、所述抗拉强度TS与所述总延伸率TE的乘积(TS*TE)和所述抗拉强度TS与所述扩孔率HER的乘积(TS×HER)的总和YS*UE+TS*TE+TS*HER为至少56000MPa％。
7.根据权利要求1至6中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板，其中所述经冷轧和热处理的钢板涂覆有Zn或Zn合金。
8.根据权利要求1至6中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板，其中所述经冷轧和热处理的钢板涂覆有Al或Al合金。
9.根据权利要求1至8中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板，其中所述钢具有低于0.4％的碳当量Ceq，所述碳当量被限定为Ceq＝C+Si％/55+Cr％/2O+Mn％/19-Al％/18+2.2＊P％-3.24＊B％-0.133Mn％＊Mo％。
10.一种至少两个钢板的电阻点焊接头，其中所述两个钢板中的至少一者是根据权利要求1至9中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板。
11.根据权利要求10所述的电阻点焊接头，具有在任何焊后热处理之前至少50daN/mm2的α值。
12.根据权利要求10或11中任一项所述的电阻点焊接头，具有至少70daN/mm2的α值。
13.一种用于制造经冷轧和热处理的钢板的方法，包括以下顺序步骤：
-铸造钢以获得板坯，所述钢具有以重量百分比计包含以下的组成：
0.10％≤C≤0.25％
3.5％≤Mn≤6.0％
0.5％≤Si≤2.0％
0.3％≤Al≤1.2％
其中Si+Al≥0.8％
0.10％≤Mo≤0.50％
S≤0.010％
P≤0.020％
N≤0.008％
以及任选地，选自Cr、Ti、Nb、V和B中的一种或更多种元素，使得：
0.01％≤Cr≤1.0％
0.010％≤Ti≤0.080％
0.010％≤Nb≤0.080％
0.010％≤V≤0.30％
0.0005％≤B≤0.004％，
所述组成的剩余部分是铁和由熔炼产生的不可避免的杂质；
-将所述板坯在1150℃至1300℃的温度T再加热下再加热；
-在高于Ar3的温度下对经再加热的板坯进行热轧以获得经热轧的钢板；
-在20℃至600℃的卷取温度T卷取下对所述经热轧的钢板进行卷取；
-在500℃至TA1max的第一退火温度TA1下对所述经热轧的钢板进行退火，TA1max是在加热时形成至多30％的奥氏体的温度，所述经热轧的钢板被保持在所述第一退火温度TA1下3秒至50000秒的时间tA1以获得经热轧和退火的钢板；
-对所述经热轧和退火的钢板进行冷轧以获得经冷轧的钢板；
-将所述经冷轧的钢板再加热到Ae1与Ae3之间的第二退火温度TA2，并将所述经冷轧的钢板保持在所述第二退火温度TA2下30秒至500秒的保温时间tA以在退火时获得包含55％至90％的奥氏体和10％至45％的铁素体的组织；
-将所述经冷轧的钢板以1℃/秒至100℃/秒的冷却速率Vc淬火到20℃至Ms-50℃的淬火温度QT；
-将所述经冷轧的钢板再加热到350℃至500℃的配分温度TP，并将所述经冷轧的钢板保持在所述配分温度TP下3秒至1000秒的配分时间tP；
-将所述经冷轧的钢板冷却到室温以获得经冷轧和热处理的钢板。
14.根据权利要求13所述的方法，其中所述经热轧和退火的钢板的组织以表面分数计由以下组成：
-至少67％的平均晶粒尺寸低于4μm的铁素体，
-至多30％的残余奥氏体，
-至多2％的新鲜马氏体，和
-至多3％的渗碳体，。
15.根据权利要求13或14中任一项所述的方法，其中所述经冷轧和热处理的钢板的显微组织以表面分数计由以下组成：
-10％至45％的平均晶粒尺寸为至多1.3μm的铁素体，铁素体的表面分数与铁素体的平均晶粒尺寸的乘积为至多35μm％，
-8％至30％的残余奥氏体，所述残余奥氏体的Mn含量高于1.1*Mn％，Mn％表示所述钢的Mn含量，
-至多8％的新鲜马氏体，
-至多2.5％的渗碳体，和
-配分马氏体。
16.根据权利要求15所述的方法，其中所述残余奥氏体的平均C含量为至少0.4％。
17.根据权利要求13至16中任一项所述的方法，其中对所述经热轧的钢板进行的所述退火是分批退火，所述第一退火温度TA1为500℃至670℃，所述经热轧的钢板被保持在所述第一退火温度TA1下1000秒至50000秒的时间。
18.根据权利要求17所述的方法，其中所述经热轧和退火的钢板的显微组织以表面分数计由以下组成：
-至少75％的平均晶粒尺寸低于4μm的铁素体，
-至多10％的残余奥氏体，
-至多2％的新鲜马氏体，和
-至多3％的渗碳体，
所述残余奥氏体的Mn含量高于1.5*Mn％，Mn％表示所述钢的Mn含量。
19.根据权利要求13至16中任一项所述的方法，其中对所述经热轧的钢板进行的所述退火是连续退火，所述第一退火温度TA1为650℃至最高连续退火温度TICAmax，所述最高连续退火温度TICAmax为加热时形成30％的奥氏体的温度，所述经热轧的钢板被保持在所述第一退火温度TA1下3秒至500秒的时间。
20.根据权利要求19所述的方法，其中所述经热轧和退火的钢板的组织以表面分数计由以下组成：
-至少67％的平均晶粒尺寸低于4μm的铁素体，
-至多30％的奥氏体，
-至多2％的新鲜马氏体，和
-至多1％的渗碳体，如果有的话，渗碳体颗粒的平均尺寸低于150nm。
21.根据权利要求19或20中任一项所述的方法，其中所述经冷轧和热处理的钢板的显微组织以表面分数计由以下组成：
-10％至45％的平均晶粒尺寸为至多1.3μm的铁素体，铁素体的表面分数与铁素体的平均晶粒尺寸的乘积为至多35μm％，
-8％至30％的残余奥氏体，所述残余奥氏体的Mn含量高于1.1*Mn％，Mn％表示所述钢的Mn含量，
-至多8％的新鲜马氏体，
-至多0.3％的渗碳体，如果有的话，渗碳体颗粒的平均尺寸低于50nm，和
-配分马氏体。
22.根据权利要求13至21中任一项所述的方法，其中，在保持在所述配分温度TP下与冷却到室温之间，将所述经冷轧的钢板在浴中进行热浸涂。
23.根据权利要求13至21中任一项所述的方法，其中，在将所述经冷轧的板保持在所述配分温度TP下之后，立即将所述经冷轧的钢板冷却到室温。
24.根据权利要求23所述的方法，其中在将所述经冷轧的钢板冷却到室温的步骤之后，将所述经冷轧和热处理的钢板通过电化学方法或者通过真空涂覆工艺进行涂覆。
25.根据权利要求22或24中任一项所述的方法，其中将所述经冷轧和热处理的钢板用Zn或Zn合金涂覆。
26.根据权利要求22或24中任一项所述的方法，其中将所述经冷轧和热处理的钢板用Al或Al合金涂覆。
27.根据权利要求13至26中任一项所述的方法，其中所述钢具有低于0.4％的碳当量Ceq，所述碳当量被限定为Ceq＝C+Si％/55+Cr％/2O+Mn％/19-Al％/18+2.2＊P％-3.24＊B％-0.133Mn％＊Mo％。
28.一种用于制造至少两个钢板的点焊接头的方法，包括以下步骤：
-提供根据权利要求1至9中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板或通过根据权利要求13至27中任一项所述的方法制造的经冷轧和热处理的钢板；
-提供第二钢板；
-将所述经冷轧和热处理的钢板点焊至所述第二钢板。
29.根据权利要求28所述的方法，其中所述第二钢板为根据权利要求1至9中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板或通过根据权利要求13至27中任一项所述的方法制造的经冷轧和热处理的钢板。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114134424A (zh) * 2021-12-03 2022-03-04 中国科学院合肥物质科学研究院 一种超高屈服强度中锰合金钢及其制备方法
CN115198072A (zh) * 2022-06-13 2022-10-18 首钢集团有限公司 一种具有良好成形性高碳冷轧板及其制备方法

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019111028A1 (en) * 2017-12-05 2019-06-13 Arcelormittal Cold rolled and annealed steal sheet and method of manufacturing the same
WO2021123889A1 (en) 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Hot rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
WO2021123888A1 (en) 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Cold rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
KR102350536B1 (ko) * 2020-04-01 2022-01-17 (주)삼양컴텍 고경도 방탄 강판의 제조방법
WO2022018498A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022018500A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and double annealed steel sheet
WO2022018499A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet
WO2022018504A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Hot rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022018502A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet
WO2022018497A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022018503A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet
CN112359290B (zh) * 2020-10-30 2022-03-01 东北大学 一种低屈强比2000MPa级超高强度钢及其制备方法
SE545209C2 (en) * 2020-12-23 2023-05-23 Voestalpine Stahl Gmbh Coiling temperature influenced cold rolled strip or steel
CN112962021B (zh) * 2021-01-25 2022-06-10 唐山钢铁集团有限责任公司 激光拼焊后用于整体热冲压成形的强塑钢板及生产方法
CN114351055A (zh) * 2022-01-12 2022-04-15 马鞍山钢铁股份有限公司 一种280MPa级冷轧焊管钢及其生产方法
WO2023170245A1 (en) * 2022-03-10 2023-09-14 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength steel sheet with excellent hole expandability and method of producing the same
CN117887932B (zh) * 2024-01-30 2024-08-13 桂林理工大学 一种提高C-Mn-Si系双相钢综合力学性能的热处理工艺及热处理双相钢

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103797145A (zh) * 2011-09-16 2014-05-14 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度钢板及其制造方法
CN104928568A (zh) * 2015-06-30 2015-09-23 宝山钢铁股份有限公司 一种铁素体低密度高强钢及其制造方法
WO2017108956A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a steel sheet having improved strength, ductility and formability
CN107109571A (zh) * 2015-01-15 2017-08-29 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA2843179C (en) 2011-07-29 2016-10-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High strength steel sheet and high strength galvanized steel sheet excellent in shapeability and methods of production of same
US9694561B2 (en) * 2011-07-29 2017-07-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High strength steel sheet and high strength galvanized steel sheet excellent in shapeability and methods of production of same
WO2015001367A1 (en) 2013-07-04 2015-01-08 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Cold rolled steel sheet, method of manufacturing and vehicle
WO2015011510A1 (en) 2013-07-25 2015-01-29 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Spot welded joint using high strength and high forming and its production method
WO2016001699A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet having improved formability and sheet obtained
WO2017109541A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved ductility and formability, and obtained coated steel sheet
EP3409805B1 (en) * 2016-01-29 2020-09-16 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet for warm working, and method for producing same

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103797145A (zh) * 2011-09-16 2014-05-14 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度钢板及其制造方法
CN107109571A (zh) * 2015-01-15 2017-08-29 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN104928568A (zh) * 2015-06-30 2015-09-23 宝山钢铁股份有限公司 一种铁素体低密度高强钢及其制造方法
WO2017108956A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a steel sheet having improved strength, ductility and formability

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114134424A (zh) * 2021-12-03 2022-03-04 中国科学院合肥物质科学研究院 一种超高屈服强度中锰合金钢及其制备方法
CN115198072A (zh) * 2022-06-13 2022-10-18 首钢集团有限公司 一种具有良好成形性高碳冷轧板及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
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