CN114450423B - 用于生产至少部分调质的钢板部件的方法和至少部分调质的钢板部件 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种生产至少部分调质的钢板部件的方法，其中该方法包括以下步骤：提供钢板；在至少Ac1的温度下至少部分地对钢板进行奥氏体化；将至少部分奥氏体化的钢板至少部分地硬化为至少部分硬化的钢板部件，其中将至少部分奥氏体化的钢板冷却至低于Ms的温度；在小于Ac1的温度下至少部分地对至少部分硬化的钢板部件进行退火，以生产至少部分调质的钢板部件。本发明的另一个主题是至少部分调质的钢板部件。

Description

用于生产至少部分调质的钢板部件的方法和至少部分调质的 钢板部件
技术领域
本发明涉及一种生产至少部分调质的钢板部件的方法，其中该方法包括以下步骤：
提供钢板；在至少Ac1的温度下至少部分地对钢板进行奥氏体化；将至少部分奥氏体化的钢板进行至少部分的硬化以得到至少部分硬化的钢板部件，其中将至少部分奥氏体化的钢板冷却至低于Ms的温度；在小于Ac1的温度下至少部分地对至少部分硬化的钢板部件进行退火，以生产至少部分调质的钢板部件。本发明的另一个主题是至少部分调质的钢板部件。
背景技术
钢板部件通过热成型的生产已在工业上确立，尤其是用于生产车身部件，例如用于生产安全相关的A柱、B柱或纵梁和横梁。这些钢板部件可以通过直接或间接热成型工艺生产。在此，将由钢板，更尤其是由可硬化钢板制成的扁平板坯(直接)或已经预成型或近最终形(冷)成型的半成品/零件(间接)加热到一定温度，在该温度下，取决于所用钢板的组成，钢板内部出现组织结构转变。形成奥氏体的组织结构转变从Ac1开始，在达到Ac3或高于Ac3时，存在的组织结构基本上完全是奥氏体。至少在Ac1以上的加热在技术界也被称为“奥氏体化”，尤其是当完全转变为奥氏体时(＞＝Ac3)。加热后，将热(奥氏体化)的钢板插入成型工具并热成型。在此，在热成型的过程中或结束后，将仍然热的钢板冷却，优选在优选主动冷却的成型工具内冷却，使得组织结构转变为由马氏体和/或贝氏体组成、优选基本上由马氏体组成的硬质组织结构。在技术界，钢板在成型工具内、或通过具有待生产的钢板部件最终轮廓的(硬化)工具的作用进行的冷却或淬火，也称为“模压硬化”。冷却/淬火可替代地发生在成型工具/硬化工具的外部，尤其在(冷)介质中，例如在油浴中，并且被称为“硬化”。用于建立所需组织结构的加热和冷却曲线取决于所使用的可硬化钢板的化学组成，并且可以从所谓的TTA或TTT(ZAT或ZTU)图中获得或导出。借助于热成型能够产生具有高强度的基本为马氏体的组织结构。使用传统的热成型和/或通过对尤其镁硼钢进行模压硬化来生产汽车领域的结构部件，已经在强度和重量之间找到了良好的平衡。
然而，模压硬化的结构部件的一个缺点是由于产生了硬的组织结构而伸长性能非常低。为了提高部件的断裂伸长率，已知的做法是对硬化的部件进行退火，这样可以改善断裂伸长性能，但也会导致由硬化产生的强度降低，例如，参见申请人的公开文献DE 10 2008055 514 A1。
使用所谓Q+P(Quenching and Partitioning，淬火和配分)方法调整得到部件的目标强度和断裂伸长率，在该方法中将钢板奥氏体化、并热成型为部件，并在此过程中淬火(Quenching)，然后，在不将部件冷却至室温的情况下，将其供应至Ac1的组织结构转变温度以下的退火操作(Partitioning)；例如，参见文献EP 2 546 375 B1、US 8 518 195 B2、DE10 2013 010 946 B3。
在许多例如用于机动车辆的结构部件中，必须确保在碰撞情况下实现两个关键功能。首先，碰撞能量应该通过变形来吸收。其次，乘客舱必须受到保护。实现这一点的一种方式是通过某些区域的局部变形或屈曲以控制宏观上的变形。对于模压硬化的部件，在现有技术中通过例如使用激光对单个的位置进行退火来实现这一点，从而在该区域产生更高的局部成型性和降低的硬度，例如，参见文献DE 102011 101 991 B3。然而，这导致了一些严重的缺点：通过激光进行后处理非常昂贵，并且还意味着相应的部件翘曲，因此不能以经济的方式广泛应用；为了提高局部可成型性，必须接受强度的显著损失；激发了渗碳体沉淀物的形成，这可能导致开裂敏感性的增加，尤其与强度降低有关。此外，在一侧使用激光，因此，在相对较厚的部件中可能存在不同的退火状态，因此延展性特性在整个厚度上的分布不均匀。
发明内容
因此，本发明的目的是提供一种方法，该方法允许以这样的方式生产至少部分调质的钢板部件，即，所得钢板部件的质量与现有技术相比有所提高，并且可以经济地生产。
该目的通过一种用于生产至少部分调质的钢板部件的方法以及还通过至少部分地调质的钢板部件来实现。
根据本发明的用于生产至少部分调质的钢板部件的第一教导，根据本发明的方法包括以下步骤：提供钢板；在至少Ac 1的温度下至少部分地对钢板进行奥氏体化；将奥氏体化的钢板至少部分地硬化以得到至少部分硬化的钢板部件，其中将至少部分奥氏体化的钢板冷却至低于Ms的温度；在小于Ac1的温度下至少部分地对至少部分硬化的钢板部件进行退火，以生产至少部分调质的钢板部件，其中，用于生产至少部分调质的钢板部件的至少部分的退火在不同温度下进行，以在该至少部分调质的钢板部件上设置具有不同特性的区域。
发明人出人意料地发现，可以生产具有符合目的的性能的低成本钢板部件，并且可以抵消从现有技术中已知的缺点，尤其通过将Q+P工艺集成到热成型和/或硬化操作(淬火)中，并结合退火(配分)期间局部匹配的热处理参数。这种类型的至少部分调质的钢板部件然后具有多个具有不同特性的区域，这些区域在工艺技术上通过钢板部件在不同退火温度(TP1、TP2、TP3、TP4)下的至少部分退火而调整得到。
此外，根据本发明，用于在至少部分调质的钢板部件上产生具有第一特性的区域的至少部分退火在300℃和470℃之间的第一退火温度TP1下进行，并且为产生具有其他特性的至少一个其他的区域，在以下退火温度TP2、TP3、TP4中的至少一个下进行：
具有第二特性的区域在250℃和430℃之间的第二退火温度TP2下，其中TP2＜＝TP1-10℃；和/或
具有第三特性的区域在470℃和小于Ac1之间的第三退火温度TP3下；和/或
具有第四特性的区域在最高300℃的第四退火温度TP4下。
在至少部分的退火期间，在至少部分调质的钢板部件上产生具有第一特性的(第一)区域，其中选择在300℃和470℃之间的(第一)退火温度TP1以产生第一区域。在该温度范围内，可以实现在组织结构内从马氏体到残余奥氏体的碳扩散，以及其均匀化，优选为了确保稳定性标准(S_RA)。此外，如果要促进内应力消散，退火温度TP1尤其选择在350℃和470℃之间。如果退火温度TP1优选选择在400℃和460℃之间，则残余奥氏体可以特别容易地稳定化，优选在小于50秒内。
在至少部分退火期间，除了具有第一特性的第一区域之外，在至少部分调质的钢板部件上产生至少一个具有另一特性的另外的区域。具有第一特性的第一区域并不局部地限制于待至少部分调质的钢板部件上的仅一个区域或仅一个区段，而是也可以存在于该至少部分调质的钢板部件上的多个区域或区段上。对于具有至少一种另外的特性的至少一个另外的区域，这也可以适用。
该至少一个的另外的区域可以包括具有第二特性的第二区域，其中选择在250℃和430℃之间且TP2＜＝TP1-10℃的第二退火温度TP2以产生第二区域。通过第二区域中的与第一退火温度TP1相比降低的第二退火温度TP2，与第一区域相比，可以确保降低的残余奥氏体稳定性。对于目的性设置的、可伴随断裂伸长率降低出现的硬度而言，第二退火温度TP2尤其为TP2＜＝TP1-40℃，优选TP2＜＝TP1-80℃。
该至少一个的另外的区域可以包括具有第三特性的第三区域，其中选择第三退火温度TP3＞470℃以产生第三区域，使得通过高的退火温度实现具有降低的硬度的第三区域。第三退火温度TP3尤其可以选择为＞500℃，以除此之外加速碳过饱和的残余奥氏体的期望的分解。
该至少一个另外的区域可以包括具有第四特性的第四区域，其中选择最高300℃的第四退火温度TP4以产生第四区域，使得通过与其它温度比较非常低的退火温度而防止残余奥氏体稳定化以及马氏体软化。第四退火温度TP4可以尤其选择为＜250℃，优选＜200℃，更优选＜100℃，使得第四退火温度TP4在第四区域中硬化之后不一定需要升高温度，而是根据或取决于至少部分硬化的钢板部件在至少部分硬化期间冷却到的温度而保持或降低，使得在第四区域中的奥氏体在施加第四退火温度TP4，尤其保持温度之前已经几乎完全转变为马氏体，这可以促使第四区域中特别均匀的硬度分布。第四退火温度TP4可以是至少0℃，尤其是至少20℃，优选至少25℃，更优选至少30℃，进一步优选至少40℃，非常优选至少50℃，以例如获得相较于低于0℃的温度更高的屈服极限。
钢板可以是基本上扁平的钢板或具有至多10.0mm、尤其至多6.0mm、优选至多3.5mm、更优选至多2.0mm的恒定厚度的预成型钢板。钢板具有至少0.5mm的厚度，尤其至少0.8mm，优选至少1.0mm的厚度。钢板既可以是热轧的，也可以是冷轧的。替代性地，也可以提供厚度变化的扁平钢板或预成型钢板(拼接轧制板坯，tailored rolled blank)。此外，钢板还可以指拼接产品，其由至少两块尤其彼此材料配合连接的、厚度和/或等级不同的、作为扁平半成品(钢板)或预成型部件(钢板)组成，呈拼缝板坯(patchwork blank)或拼焊板坯(tailored welded blank)形式。此外，钢板也可以设置有涂层，其中，优选使用基于铝或锌的金属涂层。该涂层可以通过热浸、电解或卷材涂层工艺施加到成卷的或预切割的钢板上。
将钢板至少部分加热到至少Ac1或更高的温度，尤其是至少Ac3或更高的温度，以形成奥氏体，或奥氏体化，优选在足够长的时间段内，从而尤其取决于使用的钢板的厚度，将钢板在厚度上完全加热或使钢板中存在的奥氏体中的碳基本上均匀化，和/或，如果钢板设置有金属覆层，则确保该覆层基本上合金化，该覆层尤其能够在成型工艺中实现更快速的可加工性。在Ac1和Ac3之间的奥氏体化的情况下，奥氏体含量和奥氏体中的碳含量取决于奥氏体化持续时间，因此优选＞Ac3的完全奥氏体化。
“硬化”是指，作为在直接和间接热成型以生产钢板部件时进行的目的性奥氏体化的结果，与所提供的钢板相比，钢板部件至少部分地(不完全/局部)具有更高的硬度或强度。至少部分的硬化可以在工具中进行(模压硬化)或在介质中进行(硬化)。如果将至少部分奥氏体化的钢板冷却至低于Ms的温度，可以确保强制实现奥氏体至少部分地转变成马氏体的硬质组织结构形成，尤其是通过合适的冷却速度。平均冷却速度尤其是至少10K/s，优选至少15K/s，更优选至少20K/s，其中50K/s至300K/s的冷却速度也是可能的。当温度达到或低于Mf温度时，到马氏体的完全转变过程结束。这在本发明中是不希望的，因此尤其选择Ms和Mf之间的温度，该温度优选低于其中优选至少50％的奥氏体可以转变成马氏体的温度。
Ac1、Ac3、Ms、Mf、(临界)冷却速度等参数取决于所使用的钢组成，可以从所谓的ZTT或ZTA图导出。
进一步的有利的设计方案和扩展方案可从以下说明中得出。权利要求、说明书或附图中的一个或多个特征可以与其中的一个或多个其他特征相关联以形成本发明的扩展方案。来自独立权利要求的一个或多个特征也可以通过一个或多个其他特征相关联。
根据本发明方法的一个设计方案，至少部分的退火在硬化之后在时间上立即进行，使得可以利用仍然存在于至少部分硬化的钢板部件中的热量，以使钢板部件在该至少部分的退火期间被更快地加热到目标温度，从而允许方法更快地、因此更经济地运行。直接退火此外还能够使奥氏体的一部分稳定到这样的程度，使得在进一步的工艺过程中，其不再转变为马氏体，而是作为最终部件中的残余奥氏体存在。
根据本发明方法的一个设计方案，在至少部分调质的钢板部件上具有不同特性的区域之间，建立一个或多个过渡区域，该过渡区域具有在不同特性的区域之间的特性变化的和谐过渡。由此可以防止跃进的或突然的并因此易于破坏的过渡部(冶金缺口)。
根据本发明方法的一个设计方案，提供了一种具有以下以重量％计的化学组成的钢板：
C＝0.08至0.5，
Si+Al＞＝0.5，其中Si+2*Al＜5，
Mn＝0.5至4，
以及选择性地具有以下一种或多种元素：
P最高0.1，
S最高0.1，
N最高0.1，
Cr最高1.5，
Mo最高1，
Ti最高0.2,
B最高0.01，
Nb最高0.2,
V最高0.5，
Ni最高2,
Cu最高2,
Sn最高0.5,
Ca最高0.1,
Mg最高0.1，
REM最高0.1，
其余为Fe和不可避免的杂质。
碳(C)具有许多重要功能。C主要是马氏体形成物，因此对于在至少部分硬化或至少部分调质的钢板部件中设置所需硬度是必不可少的，因此存在至少为0.08重量％，尤其至少为0.1重量％，优选至少0.15重量％的含量，从而也可以用碳稳定残余奥氏体。此外，C对更高的CEV值(CEV＝碳当量)有很大贡献，从而对焊接性能产生负面影响，因此含量设置为最高0.5重量％，为了降低裂纹倾向尤其最高0.44重量％，优选最高0.38重量％，更优选最高0.35重量％。此外也可以通过所给出的上限防止对韧性、成型性和焊接性能的负面影响。根据所需的成型性和韧性，C含量可以个性化设置在所给出的范围内。
硅(Si)可以作为合金元素用作替代或附加于铝的脱氧元素，因此可以以最大3重量％的含量合金化添加。为了确保有效性，尤其使用至少0.01重量％的含量。然而，Si也可有助于提高强度，因此优选以至少0.1重量％，更优选至少0.15重量％的含量合金化。如果太多的Si合金化到钢中，这可能会对韧性特性、成型性和焊接性能产生负面影响。因此，将含量尤其限制在最高3重量％，为了提高表面品质优选限制在最高1.6重量％，优选限制在最高1.4重量％，以在热浸精制时提高润湿性。
铝(Al)可替代或附加于硅作为用于脱氧的合金元素以至少0.01重量％的含量合金化添加。Al尤其可用于结合可能存在的氮，从而允许选择性合金化添加的硼发挥其增强强度的效果。因此，尤其以至少0.02重量％，优选至少0.1重量％的含量合金化。此外Al也可用于降低密度。为了避免铸造问题，该含量被限制在最高1重量％，尤其最高0.8重量％。
为了抑制碳过饱和马氏体形成渗碳体，需要合金化添加一定的Si和/或Al，因此合金化添加Si+Al＞0.5重量％。为了在宽的工艺窗口中确保这一点，尤其合金化添加Si+Al＞0.75重量％。如果优选合金化添加Si+Al＞1.3重量％，则大部分碳能够配分到碳过饱和奥氏体中并且可以基本上防止渗碳体析出。为了在奥氏体化过程中形成奥氏体，易溶于铁晶格的铁素体形成物，如Si和Al的含量必须限制在Si+2*Al＜5重量％。为了实现降低的奥氏体化温度，尤其为了降低Ac3，尤其将合金化添加限制在Si+2*Al＜3重量％。
锰(Mn)是有助于淬透性的合金元素。同时，Mn降低了冷却过程中不期望的形成珠光体的倾向，并且降低了临界冷却速度，从而提高了淬透性。此外，Mn可用于结合S以防止可热轧性受到FeS共晶的过度损害，和/或用于减少珠光体比例，因此尤其存在至少0.5重量％的含量。相反，过高的Mn浓度对焊接性能有负面影响，因此将Mn限制在最高4重量％。为了确保期望的成型性，该含量尤其限制在最高3重量％，并且为了改善韧性特性优选限制在最高2.5重量％。为了设置所需的强度特性，尤其合金化添加至少0.8重量％，优选至少1.0重量％的含量。如果需要在特别长的退火时间内稳定碳过饱和的残余奥氏体，则优选合金化添加至少1.7重量％的Mn。
钢板可选择性地包含一种或多种选自(P、S、N、Cr、Mo、Ti、B、Nb、V、Ni、Cu、Sn、Ca、Mg、REM)的组的合金元素。
磷(P)是一种选择性的合金元素，其可以设置在最高0.1重量％的含量以延缓渗碳体的形成并由此稳定残余奥氏体。为了确保所需的延迟和稳定，设置尤其至少0.004重量％，优选至少0.007重量％的含量。但是，P具有强烈的韧性降低效果，因此不利于成型性。此外，由于其在熔体和凝固钢中的活性非常不同，P可能导致在熔体凝固过程中出现严重的偏析。如果将该含量尤其限制在最高0.05重量％，为了进一步降低偏析效果优选限制在最高0.03重量％，则可以可靠地排除对成型性和/或焊接性能的负面影响。
硫(S)可以作为一种可选的合金元素调整至最高0.1重量％的含量，以有助于例如在钢板部件上可能进行的焊接的情况下的延展性，方式是其与Mn和/或Fe一起作为硫化物析出，减少了凝固后奥氏体中的晶粒粗化。为了达到期望的效果，尤其调整得到至少0.0002重量％，尤其至少0.0005重量％的含量。然而，在钢中，S表现出强烈的偏析倾向，并且可能由于Fes、MnS或(Mn,Fe)S的过量形成而对成型性或韧性产生负面影响。因此，该含量尤其被限制为最高0.05重量％，优选最高0.03重量％，更优选最高0.01重量％。
氮(N)可以作为选择性的合金元素调整至最高0.1重量％的含量，以形成氮化物和/或提高淬透性。在钢的生产中，由于地球的含氮气氛，原则上不能完全避免N，但根据其他合金元素，N可能是非常有利的。与C一样，N可用于提高马氏体硬度，但对晶界的削弱程度低于C。为了获得这种效果，尤其设置至少0.0005重量％，优选至少0.001重量％，更优选至少0.002重量％的含量。然而，尤其与Al和/或Ti结合时，N会导致粗氮化物的形成，这可能对成型性产生不利影响。因此，将该含量尤其限制在最高0.015重量％，优选最高0.01重量％，更优选最高0.007重量％。如果存在Ti，在Ti量＞0.01重量％的情况下，N的含量应该特别优选地设置在0.001％＜N＜0.004％之间。
铬(Cr)可以作为用于设置硬度和强度的选择性合金元素尤其以至少0.01重量％的含量合金化添加，因为与C一样，其能够支持向奥氏体的转变并且还能够在淬火时延缓铁素体和珠光体的形成。出于成本原因，上限定义为1.5重量％。如果含量过多，则可能对焊接性能和/或韧性产生负面影响，因此将含量尤其限制在最高0.75重量％，优选最高0.45重量％。为了降低碳扩散并因此促进远离平衡的转变，合金化添加的含量尤其为至少0.01重量％，优选至少0.1重量％，更优选至少0.15重量％。
钼(Mo)可以作为选择性合金元素提高强度和硬度。因为其能够有助于提高Cr的活性和/或可以替代该合金元素的使用，所以其可以选择性地以最高1重量％、尤其在0.01和0.8重量％之间的含量进行合金化添加，优选0.1到0.5重量％之间，以最大限度地提高硬度并减少碳扩散。
为了防止在冷却过程中形成铁素体，除了Mn之外可以合金化添加Cr和/或Mo。为了形成足够量的马氏体，应满足以下条件：Mn+Cr+2*Mo＞＝1重量％。为了防止过早的组织结构转变，例如在奥氏体化和硬化之间的转移中，尤其应该满足以下条件：Mn+Cr+2*Mo＞＝1.8重量％。为了稳定用于生产调质钢板部件的方法和/或在退火期间基本上抑制贝氏体的形成，应该优选满足以下条件：Mn+Cr+2*Mo＞＝2.4重量％。
钛(Ti)作为选择性的合金元素可以通过形成碳化物、氮化物和/或碳氮化物来提高强度，并且可以用作微合金元素。还可以抑制粗大奥氏体组织的形成，尤其是使残余奥氏体稳定在溶解状态。Ti还可有助于晶粒细化和/或氮结合，并且如果存在硼，则可以提高硼的有效性。此外，由于其可以有助于提高Cr的活性，因此可以选择性地以最高0.2重量％的含量将其合金化添加。由于成本的原因，该含量尤其限制在最高0.15重量％，优选最高0.1重量％，为了可靠地防止形成过大的氮化钛更优选地限制在最高0.05重量％。为了确保有效性，可以合金化添加尤其至少0.005重量％的含量。为了发挥强度提高效果，可以优选使用至少0.01重量％的含量，更优选至少0.015重量％的含量。
硼(B)作为选择性合金元素能够在相界处偏析并防止其移动。这可促进细晶粒组织结构，这可以有利于机械性能。尤其地，B可以降低奥氏体/奥氏体晶界的能量，从而可以在冷却期间抑制铁素体的成核。为了确保这些效果的有效性并提高淬透性，可以合金化添加最高0.01重量％，尤其最高0.005重量％，为了可靠地防止晶界处的脆化优选最高0.004重量％，尤其至少0.0005重量％以确保即使在存在例如钢熔体中技术上不可避免的N杂质形式的N的情况下也具有可靠的有效性，优选地至少0.0010重量％以提高细粒质量，更优选至少0.0015重量％。此外，在选择性合金化添加B的情况下，还应合金化添加足够的用于结合N的Ti和/或Al。
钒(V)和/或铌(Nb)可以作为选择性的合金元素单独地或组合地合金化添加以用于晶粒细化、用于稳定残余奥氏体和/或用于延迟氢致开裂。与Ti类似，这些选择性的合金元素可用作微合金元素以形成增强强度的碳化物、氮化物和/或碳氮化物。为了确保其有效性，V和/或Nb可以尤其(分别)以至少0.005重量％，优选至少0.01重量％，更优选至少0.015重量％的含量使用。对于Nb和V，最小含量量单独或总共特别优选为至少0.02重量％。V被限制在最高0.5重量％，尤其最高0.2重量％，优选最高0.1重量％，因为更高的含量可能对材料性能产生有害后果，尤其可能对钢的韧性产生负面影响。由于其与C的较低的溶解度积，Nb被限制在最高0.2重量％，尤其最高0.1重量％，优选最高0.06重量％，以允许形成尽可能细腻且精细分布的铌碳化物和铌碳氮化物。
镍(Ni)作为一种选择性的合金元素可以稳定奥氏体并提高淬透性，因此可以选择性地合金化添加最高2重量％的含量。为了确保有效性，尤其可以合金化添加至少0.02重量％的含量。为了促进所需的相变，可以合金化添加优选至少0.05重量％的含量，优选至少0.1重量％以增加韧性。为了改善焊接性能，优选将该含量限制在最高2重量％，从成本的角度考虑，优选限制在最高1.5重量％，更优选限制在最高0.8重量％。
铜(Cu)可以作为选择性的合金元素以最高2重量％的含量合金化添加以改善退火时的淬透性和析出硬化。为了确保这种作用，尤其合金化添加至少0.01重量％，优选至少0.05重量％的含量。该含量尤其限制在最高1重量％，优选最高0.5重量％，以防止对焊接性能和可能在钢板部件上进行的焊接的热影响区中的韧性性能产生负面影响。
锡(Sn)可以作为选择的合金元素以最高0.5重量％的含量合金化添加以能够增加韧性并抑制渗碳体在晶界处的析出。为了确保至少较小的有效性，尤其合金化添加至少0.001重量％的含量。为了在更大程度上确保这种效果，优选合金化添加至少0.002重量％的含量。为了防止钢的韧性劣化，将上限尤其限制在最高0.4重量％，优选最高0.25重量％，更优选最高0.1重量％。
钙(Ca)可以作为选择性合金元素以最高0.1重量％，尤其最高0.05重量％，优选最高0.01重量％，更优选最高0.005重量％的含量合金化添加到熔体中作为脱硫剂并用于目的性影响硫化物，这可改变热轧过程中硫化物的塑性。所述效果可以从尤其至少0.0005重量％，优选至少0.001重量％的含量开始起效。
镁(Mg)可以作为选择性的合金元素，替代或附加于Ca以最高0.1重量％，尤其最高0.05重量％，优选最高0.01重量％，更优选最高0.005重量％的含量合金化添加到熔体中以目的性地影响硫化物，这会改变热轧过程中硫化物的塑性。所述效果可以从尤其至少0.0005重量％，优选至少0.001重量％的含量开始起效。
稀土金属，例如铈、镧、钕、镨、钇和其他，单独或共同缩写为REM(SEM)，可以作为选择性合金元素添加，以结合S、P和/或O，并减少或完全防止氧化物和/或硫化物的形成以及晶界的磷偏析等，并由此提高韧性。此外，REM可有助于细化析出物和/或夹杂物。为了获得可察觉的效果，当使用REM时，合金化添加尤其至少0.0005重量％，优选至少0.001重量％的含量。REM含量被限制在最高0.1重量％，尤其最高0.05重量％，优选最高0.01重量％，以便不形成太多可能对韧性产生负面影响的额外析出物。出于成本的原因，REM优选以最高0.005重量％的含量进行合金化添加。
指示为选择性的合金元素也可以替代性地作为杂质以低于规定的下限的含量被容忍，而不影响并且优选不劣化钢的特性。
本说明书中给出的所有合金元素含量的数据均基于重量，以重量％计。
根据本发明方法的一个设计方案，钢板是热轧的，优选冷轧的，其中钢板，尤其是除了上述化学组成之外，优选具有少于10％的具有当量直径＞50μm的铁素体晶粒，以确保在至少部分奥氏体化后碳的均匀分布。这尤其对于为了能够在MS和例如50℃之间的淬火时获得精确量的马氏体而言是有利的。当奥氏体中的碳含量局部增加时，马氏体的形成推移到较低的温度，因此在先前定义的淬火温度下在该位置可能形成较少的马氏体。相应地，在碳含量较低的位置或区域中，可能会形成更多的马氏体。马氏体形成量的这种局部的、无法控制的不均匀性例如是不期望的，但可以通过在奥氏体化之前的碳的精细分布来减少甚至避免，这种精细分布可以通过少于10％的具有＞50μm，优选＞30μm当量直径的铁素体晶粒来描述。
铁素体晶粒的当量直径对应于具有与该铁素体晶粒相同面积的圆的直径(在磨片中)。
根据本发明方法的一个设计方案，至少部分的硬化在模压硬化工具中进行。通过使用模压硬化工具能够制造尺寸特别精确的钢板部件，因为至少部分奥氏体化的钢板与模压硬化工具的成型轮廓接触。为了实现至少部分的硬化，模压硬化工具被主动冷却并提供相应的冷却速度，以便在至少部分硬化的钢板部件中建立硬质组织结构(淬火)。模压硬化工具仅在校准和/或修整至待生产的钢板部件的目标尺寸或最终几何形状的意义上促使微小的成型。该实施方案优选考虑了间接热成型，其中已经预成型或成型为近终形的钢板在奥氏体化之后在模压硬化工具中被硬化或模压硬化。
替代地，在间接热成型的情况下，至少部分的硬化也可以包括在介质中、在空气中或在液体介质中的硬化，尤其有或没有对待硬化的钢板部件的固定。
根据本发明方法的一种设计方案，在至少部分硬化之前，将至少部分奥氏体化的钢板在至少一个热成型工具中热成型。直接热成型优选考虑提供基本上扁平的钢板，其在奥氏体化之后在至少一个热成型工具中被热成型。取决于待生产的钢板部件的复杂性和/或取决于循环时间，热成型也可以在两个或更多个热成型工具中进行。随后的至少部分的硬化可以额外在至少一个热成型工具中通过热成型和模压硬化进行，或者在至少一个热成型工具中通过热成型并且随后在至少一个模压硬化工具中进行。
替代性地，也可以设想将至少部分奥氏体化的钢板在至少一个热成型工具中通过热成型进行热成型，然后在介质中，在空气中或在液体介质中硬化为至少部分硬化的钢板部件，尤其有或没有对待硬化的钢板部件的固定。
根据本发明方法的一个设计方案，至少部分的退火在至少一个退火工具中进行，该退火工具具有至少两个温度调节不同的区域/分区。在最简单的方式方法中，该至少一个的退火工具优选与热成型工具和/或模压硬化工具类似地构造，具有与至少部分硬化的钢板部件接触并且对应于待至少部分调质的钢板部件的最终几何形状的轮廓。退火工具具有至少一个区域(第一分区)，用于建立具有第一特性的第一区域，其在退火温度TP1下操作，以及至少一个另外的区域(至少一个另外的分区)，用于建立具有至少第二、第三和/或第四特性的至少一个第二、第三和/或第四区域，其中该至少一个的另外的区域(至少一个另外的分区)在退火工具中以第二、第三和/或第四退火温度(TP2、TP3和/或TP4)中的至少一个操作。退火工具因此可不同地进行温度调节，尤其是主动地进行不同的温度调节。不同的退火温度也可以通过退火工具中局部不同的热过渡和/或热导率来设置。
替代性地，也可以设想在至少一个温度调节单元中对至少部分硬化的钢板部件进行退火，该温度调节单元具有至少两个不同的温度调节区，用于在待至少部分地调质的钢板部件上设置不同的性能。温度调节单元例如可以是具有不同温度调节区、尤其具有可以以不同方式控制的热源的炉子。例如，在温度调节区的至少一个中，可以主要存在至少0℃，尤其至少20℃，优选至少25℃，更优选至少30℃，进一步优选至少40℃，特别优选至少50℃的温度。例如，这个或这些温度区可以不被主动调温。
退火持续时间取决于一个或多个退火温度(TP1)和(TP2、TP3和/或TP4)，由此可以存在从1s到3600s的非常不同的值。出于工艺技术原因，至少部分的退火尤其在5s和100s之间的退火持续时间中进行，为实现特别时间高效的吞吐量优选在70s的最大退火持续时间中进行，更优选在50s的最大退火持续时间中进行。
本发明的第二个教导涉及一种至少部分调质的钢板部件，其具有有着不同特性的区域：具有第一特性的第一区域，包括具有3％至＜35％的残余奥氏体、35％至97％的马氏体、最多30％的贝氏体和不可避免的组织结构成分的组织结构；以及至少一个具有其他特性的其他区域，包括以下特性中的至少一种：
-具有第二特性的第二区域，包括具有与第一区域相比更低的残余奥氏体比例，其余为马氏体和选择性的贝氏体和不可避免的组织结构成分的组织结构，和/或
-具有第三特性的第三区域，包括具有与第一区域相比、并且如果存在的话与第二区域相比更低的残余奥氏体比例，其余为马氏体和选择性的贝氏体和不可避免的组织结构成分的组织结构，和/或
-具有第四特性的第四区域，包括具有＜3％的残余奥氏体、其余为马氏体和选择性的贝氏体和不可避免的组织结构成分的组织结构。
这里，马氏体可以包括未退火的、退火的和脱碳的马氏体。贝氏体，如果存在的话，可以包括下贝氏体、上贝氏体、球状贝氏体和针状贝氏体。
本发明的至少部分调质的钢板部件基本上总是具有第一区域，该第一区域具有第一特性，其确保特别好的局部成型性同时具有高强度。此外，至少部分调质的钢板部件具有至少一个另外的区域，其具有至少一种其他的特性，该区域可以根据所需的特性来设置。至少一个另外的区域可以包括第二区域、第三区域和/或第四区域。不仅第一区域而且还有至少一个另外的区域可以局部存在于调质钢板部件上的一个或多个区段中。根据实施方案，至少部分调质的钢板部件尤其可以具有最多四种不同的特性。
剩余的组织结构成分可以以铁素体、珠光体和/或渗碳体的形式存在。剩余的组织结构成分尤其＜5％，优选＜2％，更优选＜1％。所述组织结构成分通过光学显微镜或电子显微镜的研究评估确定，因此应理解为以面积％计的面积比例。例外是奥氏体或残余奥氏体组织结构成分，其作为体积分数以体积％为单位给出。
局部存在于至少部分调质的钢板部件的一个或多个区域或区段中的具有第一特性的第一区域表现出特别好的局部成型性。具有第一特性的第一区域包括具有在3％和＜35％之间的残余奥氏体(A_RA)、35％至97％的马氏体、至多30％的贝氏体和不可避免的组织结构成分的组织结构。残余奥氏体A_RA的比例尤其在符合残余奥氏体稳定性值(S_RA)时可以有助于局部成型性，因为通过随着成型/位错密度的增加非常轻微的强化实现了低强化指数，其中，局部成型由此可以在张力轻微增加的情况下进行，从而能够通过达到临界开裂张力来延迟开裂。替代地或附加地，残余奥氏体可以以层叠形式位于马氏体板条之间，由此抑制了裂纹扩展。替代地或附加地，变形期间周围马氏体中位错的增加可以通过残余奥氏体的存在而减少，从而不仅限制了变形强化而且限制了相对于残余奥氏体的硬度差异。例如由此可以延迟裂纹引入。残余奥氏体的比例应该尤其限制在＜30％，优选＜25％，更优选＜20％，以使至少部分调质的钢板部件中的屈服极限保持足够高。
选择性存在的具有第二特性的第二区域具有比具有第一特性的第一区域相对于变形或屈曲更大的抵抗力。这可以通过与第一区域相比更高的硬度和更大的强化来提供。由于相对较大的强化，成型推移到强度较低的区域，例如推移到第一区域。特别是由于与第一区域相比降低的稳定性(S_RA)，第二区域中的残余奥氏体更早地由于应力诱导和/或变形诱导转变为马氏体，这导致第二区域的强度提高。结果，成型推移到强化程度较低的区域，尤其推移到第一区域。因此，第二区域中不太稳定的残余奥氏体有助于第一区域中的变形集中。
选择性存在的具有第三特性的第三区域具有特别低的硬度和强化。由此可以反映各种功能，尤其可以改进硬化之后的操作，例如扩孔；切割可以明显简化，并且切割质量提高；焊接可以简化，并且可显著降低基材与焊缝热影响区之间硬度下降的程度；提供目标变形位置，其在发生低速碰撞时能够吸收能量，而不会使其他部件，尤其是车身的其余部分发生塑性变形，从而显著降低维修成本。第三区域包含具有残余奥氏体份额A_RA的组织结构，该残余奥氏体份额A_RA低于第一区域、并且如果存在的话，低于第二区域的残余奥氏体份额A_RA。第三区域的A_RA尤其比第一区域的A_RA低至少3％，优选低于基于第三区域的A_RA的3％(包括0)。通过降低的残余奥氏体比例，潜在形成的应力诱发和/或变形诱发的马氏体的量也可以降低，由此不仅可以改善切削工艺，还可以改善局部变形操作，例如扩孔，并且由此也可以降低与此伴随的强化。
选择性存在的具有第四特性的第四区域具有特别高的硬度并且因此特别设计用于至少部分调质的钢板部件上的一个或多个区域或区段，以便在碰撞情况下尽可能精确地保持形状，而伸长很小。因为残余奥氏体部分由于其较低的强度而不会在组织结构中发挥直接的支撑作用，所以应该为尽可能高的变形抗力调整出＜3％(包括0)的含量。
为了避免重复，参考关于本发明方法的实施方案。
在本发明的钢板部件上具有第一特性的第一区域设计用于在发生碰撞时吸收碰撞能量并通过变形将其消解。根据本发明的钢板部件的一个实施方案，具有第一特性的第一区域和具有至少一种其他的特性的至少一个其他的区域可以通过例如由Si-和/或Al-校正的晶格参数(S_RA)表示的残余奥氏体稳定性值，和/或结构硬度值Hv_rC等变量进一步表征。第一区域具有S_RA＞0.3590nm，优选＞0.3598nm，特别优选＞0.3606nm的值。残余奥氏体稳定性由Si-和/或Al-校正的晶格参数表示。残余奥氏体稳定性应该特别高，以使由于应力诱发和/或变形诱发的马氏体形成而导致的强化最小化。晶格参数越大，合金元素溶解在残余奥氏体晶格中的比例就越高，其中C、Mn和选择性的Cr尤其可以提高残余奥氏体稳定性。相反，Si和Al是特别有效的铁素体形成剂，其也会影响晶格参数。因此，应根据以下公式关于Si和Al校正残余奥氏体晶格参数：
S_RA＝G_RA–0.0002nm*％Si–0.0006nm*％Al+0.0004nm*％Mn。
如果超过S_RA＞0.3598nm，则残余奥氏体稳定性提高到应力诱导的马氏体形成几乎不能发生的程度。如果超过S_RA＞0.3606nm，形变诱导的马氏体形成也会被限制到相对较大的奥氏体区域保持稳定的程度。在不符合S_RA＞0.3598nm的情况下，在应力非常低的情况下，残余奥氏体也会转变为马氏体。由此，组织结构中的硬度差异很大，这直接违背了高的局部成型性的目标。此外，通过伴随马氏体形成的局部成型，即所谓的“贝恩应变(Bainstrain)”，使得在非常低的整体应力的情况下已经出现部件翘曲。
S_RA的计算方式是为了补偿合金元素对晶格常数和残余奥氏体稳定性的影响。残余奥氏体晶格参数(G_RA)根据DIN 13925“多晶和无定形材料的X射线衍射法”使用Rietveld方法从由X射线衍射得到的衍射图中确定。
第一区域附加地或替代地具有组织结构硬度值Hv_rC＜320+800*(％C+％N)+75*(％Nb)^0.5。多种合金元素增加了组织结构的硬度。虽然通过碳或析出物提高强度对变形过程中的强化几乎没有影响，但组织结构应力会导致变形过程中不希望的强化。如果满足上述不等式，组织结构中最重大的应力就会消解。尤其地，如果Hv_rC＜290+750*(％C+％N)+50*(％Nb)^0.5，则内部应力显著降低，并且如果优选Hv_rC＜270+700*(％C+％N)+30*(％Nb)^0.5，则几乎完全消解。
Hv_rC是测得的维氏硬度(Hv1)。该不等式考虑了退火效应(相比于完全淬透更小的硬度(取决于C和N的马氏体)和完全硬化/晶粒细化(取决于Nb的析出物))。该条件要求硬度低于考虑到化学组成可达到的最大硬度。
选择性的具有第二特性的第二区域具有小于第一区域的S_RA的值S_RA。为了能够在第一区域中开始之前在第二区域中实现相当大的应力诱发和/或变形诱发的马氏体形成，并设置相对于第一区域的一定距离，S_RA比第一区域的S_RA低至少0.0004nm。如果S_RA比第一区域的S_RA低优选至少0.0010nm，则可以实现第二区域中非常广泛的残余奥氏体转变，同时实现第一区域中最小的残余奥氏体转变。
替代地或附加地，选择性的具有第二特性的第二区域具有大于第一区域中的Hv_rC的值Hv_rC，因此如果只有第一区域而没有第三区域，则变形主要发生在较低硬度的区域中，也就是说更多地发生在第一区域。Hv_rC尤其比第一区域中的Hv_rC大至少10Hv。第二区域的Hv_rC尤其比第一区域的Hv_rC大最多120Hv，更优选比第一区域的Hv_rC大最多100HV，优选比第一区域的Hv_rC大最多40Hv。通过这种方式，可以确保部件在碰撞情况中的变形也延伸到第二区域，在第一区域遭受严重失效之前。
选择性的具有第三特性的第三区域具有保持得很小的残余奥氏体比例，从而不强制需要设置特定的残余奥氏体稳定性。如果第三区域中的残余奥氏体比例是A_RA＞0，则设置值S_RA＞0.3595nm，尤其S_RA＞0.3600nm，以便能够基本上抑制应力诱发和/或变形诱发的马氏体形成。
替代地或附加地，选择性的具有第三特性的第三区域具有比第一区域中的Hv_rC低至少10HV的值Hv_rC，优选地比第一区域中的Hv_rC低至少25HV，用于改进扩孔，更优选比第一区域中的Hv_rC低至少50Hv，以实现超高质量的切削边缘并实现低切削力。
如果存在＞0％和＜3％之间的残余奥氏体含量A_RA，选择性的具有第四特性的第四区域具有值S_RA＜0.3595nm，尤其S_RA＜0.3590nm，以便使残余奥氏体尽快转变为马氏体，因此有利于抗变形能力。
选择性的具有第四特性的第四区域附加地或替代地具有比第一区域的Hv_rC大至少40Hv的值Hv_rC，以便在部件负载时将变形引导到其他区域。该Hv_rC尤其比第一区域中的Hv_rC大至少60Hv，优选大至少80Hv，以使经调质的钢板部件在碰撞情况下尽可能接近地保持其原始形状。如果存在选择性的第二区域，则第四区域的Hv_rC比第二区域的Hv_rC大至少10Hv。
根据本发明的钢板部件的一个设计方案，至少部分调质的钢板部件在具有不同特性的区域之间具有一个或多个过渡区域，其中该一个或多个过渡区域将各个区域彼此隔开至少5mm的横向延伸，以便在具有不同特性的各个区域之间提供特性分布的和谐且非突然的过渡。该横向延伸尤其为至少20mm，优选至少50mm。各个区域之间的过渡区域的横向延伸例如为最大400mm，尤其最大250mm，优选最大150mm，更优选最大100mm。对部件设计和使用特性的预测质量特别有利的是，具有不同特性的区域之间的过渡区域的横向延伸非常优选地在10mm和50mm之间。
下面参照附图更详细地阐述本发明的具体设计方案。附图和所得特征的随附说明不应被理解为对各个设计方案的限制，而是用于说明示例性的设计方案。此外，各个相应特征可以相互利用，也可以与上述描述的特征一起用于本发明的可能的进一步扩展方案和改进方案，尤其是在未示出的附加设计方案中。
附图说明
图中
图1)示出了根据第一实施例的本发明方法的一个设计方案的示意流程图，
图2)示出了根据第二实施例的本发明方法的一个设计方案的示意流程图，
图3)示出了根据第三实施例的本发明方法的一个设计方案的示意流程图，
图4)示出了根据第四实施例的本发明方法的一个设计方案的示意流程图，
图5)示出了根据第五实施例的本发明方法的一个设计方案的示意流程图，
图6)示出了根据第六实施例的本发明方法的一个设计方案的示意流程图，
图7)示出了根据第一实施例的调质钢板部件的示意性透视图，
图8)示出了根据第二实施例的调质钢板部件的示意性透视图，以及
图9)示出了根据第三实施例的调质钢板部件的示意性透视图。
具体实施方式
图1至6显示了本发明方法的不同设计方案的示意性流程图。
(0)标识用于钢板成型的装置或设备，其中将钢板成型或变形，尤其近终形地成型，优选冷成型或冷变形，以提供预成型钢板用于其他的工艺。装置(I)包括用于使钢板成型的装置。装置(0)可以以一种或多种工具的形式形成。
(I)标识用于至少部分奥氏体化所提供的钢板的装置或设备，其中将钢板奥氏体化至至少Ac1，尤其至少Ac3或高于Ac3的温度。装置(I)包括用于至少部分加热所提供的钢板的装置。所提供的钢板尤其也可以被完全加热或奥氏体化。装置(I)可以形成为炉的形式，例如连续炉的形式。
(II)标识用于至少部分硬化已至少部分奥氏体化的钢板的装置或设备，其中已至少部分奥氏体化的钢板被硬化为至少部分硬化的钢板部件，其中将已至少部分奥氏体化的钢板冷却到低于Ms的温度。装置(II)包括用于主动冷却已至少部分奥氏体化的钢板的装置，该装置包括例如至少一个工具和/或用于硬化的介质。该至少一个的工具可以形成为模压硬化工具(II.1)、热成型和模压硬化工具(II.2)、热成型、模压硬化和退火工具(II.2,III)或模压硬化和退火工具(II.1,III)。该至少一个的工具可以另外具有其他功能，并且可以例如包括用于切割和/或打孔的装置(IV)。
(III)标识用于对已至少部分硬化的钢板部件进行至少部分退火的装置或设备，其中将已至少部分硬化的钢板部件调质为至少部分调质的钢板部件，其中将该已至少部分硬化的钢板部件在低于Ac1的温度下退火。装置(III)包括用于对已至少部分硬化的钢板部件进行主动温度调节的装置，该装置包括例如至少一个工具和/或一种介质用于退火，其中提供不同的温度区以在待至少部分调质的钢板部件(1)上设置具有不同特性的不同区域(2、3、4、5)。该至少一个的工具可以作为退火工具(III.1)单独形成或集成在一个工具中，尤其用于热成型和/或模压硬化的工具(II.1，II.2)。该至少一个的工具可以另外具有其他功能，并且可以例如包括用于切割和/或打孔的装置(IV)。
(IV)标识用于对已至少部分调质的钢板部件进行后加工的装置或设备，其中对已至少部分调质的钢板部件进行后加工，尤其是切割和/或打孔。装置(IV)包括用于加工已至少部分调质的钢板部件的装置。如果装置(IV)包括用于切割和/或打孔的装置时，该用于切割和/或打孔的装置可以是热装置，例如激光器的形式，或机械装置，例如一种或多种切割和/或冲裁工具。装置(IV)可以单独形成或集成在一个工具中，尤其是用于热成型和/或模压硬化的工具(II.1，II.2)或退火工具(III)。
图1示出了四个单独的装置(I、II、III、IV)，其中可以实施根据本发明的用于生产根据本发明的调质钢板部件(1)的方法。提供一块扁平钢板，并在炉子(I)中完全奥氏体化至Ac3以上的温度。随后将奥氏体化钢板从炉子(I)中取出并使用合适的转移装置转移到热成型和模压硬化工具(II.2)中，在该工具中将奥氏体化钢板热成型并冷却至低于Ms的温度并因此硬化形成钢板部件。随后使用合适的转移装置将硬化的钢板部件转移到退火工具(III)中，其中硬化的钢板部件在不同的温度下退火为具有有着不同性质区域(2、3、4、5)的调质的钢板部件(1)。调质的钢板部件(1)最后可以使用合适的转移装置转移到用于例如通过激光切割和/或打孔的工具(IV)中。在工具(IV)中切割和/或打孔之后，可以取出完全制造、调质的钢板部件(1)。
在图2中的第二实施方案中，与图1中的第一实施方案相比，装置(III、IV)组合在一个装置或一个工具中。退火工具(III)具有附加地机械加工或后加工，尤其是切割和/或打孔待调质的钢板部件的附加功能，这例如通过额外集成或布置在退火工具(III)中或之上的切割和/或冲裁工具(IV)来实现。
在图3中的第三实施方案中，装置(II、III、IV)被组合在一个装置中，例如传送压力机，或者组合在一个工具中。热成型和模压硬化工具(II.2)同时也是退火工具(III)，并且另外还具有切割和/或冲裁工具(IV)。该实施方案还可以使得装置(II、III、IV)彼此分开地或至少部分地彼此分开地安装在一个装置中。
在图4的第四实施方案中，装置(II、III)被组合在一个装置或一个工具中。该工具包括热成型、模压硬化和退火工具(II.2，III)。用于后加工的装置(IV)单独形成。
类似于图1的第一实施方案，图5中的第五实施方案也示出了四个独立的装置(0、I、II、III)；在前四个实施方案中，以板坯的形式提供基本扁平的钢板并随后进行奥氏体化，与前四个实施方案不同，这里以及在第六实施方案中，提供预成型钢板用于奥氏体化。由于预成型钢板优选已经具有近终形的几何形状，因此也不需要热成型，因此在装置(II)中的模压硬化工具(II.1)中进行硬化。在需要时可以设想在另一个未示出的装置中进行后加工。
在图6的第六实施方案中，装置(II、III)被组合在一个装置或一个工具中。该工具包括模压硬化和退火工具(II.1，III)。后加工装置(IV)单独形成。
在研究中，用具有表1所示化学组成的三种熔体A、B和C在连铸设备中浇铸成铸坯，并分别分成板坯。板坯随后在步进式炉中在高于1100℃的温度下进行完全加热，并在热轧带材线上热轧为3.2mm的热轧带材。热轧带材经过调理，随后冷轧为1.5mm的冷轧带材。由熔体A和C生产的冷轧带材通常涂有铝和硅覆层，而由熔体B生产的冷轧带材保持未涂层。将由熔体A和C制成的冷轧带材和由熔体B制成的冷轧带材分别分离得到七块钢板，其在装置(0)中进行冷成型，其中这些钢板分别以预成型钢板的形式提供。
如图5的第五实施方案所示，总共提供的21块钢板在炉子(I)中在920℃的炉温下在Ac3以上完全奥氏体化300秒，见表2。奥氏体化钢板以7s的转移时间被转移到模压硬化工具(II.1)中，在该工具中奥氏体化钢板被冷却或淬火，从而硬化成钢板部件。模压硬化工具(II.1)的温度对于AS涂层钢板统一为224℃，对于未涂层钢板统一为240℃，其中该模压硬化工具(II.1)的闭合持续时间分别为6秒。从表2中可以得到针对每个硬化钢板部件测量的移除温度。硬化后在时间上立即将硬化钢板部件转移到退火工具(III)中，其中防止了低于Mf的冷却。退火工具(III)具有四个不同的温度调节区，以能够在待调质的钢板部件(1)上设置具有最多四种不同特性的区域(2、3、4、5)。在退火工具(III)的各个相应区域中设置的温度，以及在从退火工具(III)中取出时在调质钢板组件(1)上具有不同特性的相应区域(2、3、4、5)中测得的退火温度TP1至TP4，以及用于设置不同特性的退火工具(III)的相应关闭时间可以从表2中得到。根据实施方案1、6和7的调质钢板部件(1)在图7、8和9中示例性地以透视图示意性示出。
尽管这里没有示出，但可以生产仅部分奥氏体化、仅部分硬化和仅部分调质的钢板部件。
图7示出了调质钢板部件(1)，其具有有着第一特性的第一区域(2)和有着第四特性的第四区域(5)，其中过渡区域(1.1)将这两个区域(2、5)以横向延伸(Q)中的定义距离彼此分离，其中该横向延伸(Q)为至少为10mm。
图8示出了调质钢板部件(1)，其具有三个具有第一特性的第一区域(2)、两个具有第三特性的第三区域(4)和一个具有第四特性的第四区域(5)，其中过渡区域(1.1)将不同区域(2、4、5)分别以横向延伸(Q)中的定义距离彼此分离。三个第一区域(2)区段性存在于调质钢板部件(1)上，其中在三个第一区域(1)之间存在两个第三区域(4)。第四区域(5)在调质钢板部件(1)上限定了端部。
相比于图8，图9示出了调质钢板部件(1)，其具有两个有着第一特性的第一区域(2)、一个有着第二特性的第二区域(3)、两个有着第三特性的第三区域(4)，以及一个有着第四特性的第四区域(5)，其中过渡区域(1.1)将不同区域(2、3、4、5)以横向延伸(Q)中的定义距离彼此分离。与其他过渡区域(1.1)相比，第一个第三区域(4)和第二个第一区域(2)之间的过渡区域(1.1)在其横向延伸(Q)上具有更宽的尺寸。
表3详细列出了通过本发明的方法，如表2所示，在调质钢板部件(1)的各个区域(2、3、4、5)中设置的不同性能。
退火温度(TP1、TP2、TP3、TP4)是指在从退火工具(III)中取出时或稍后，调质钢板构件(1)上相应区域(2、3、4、5)中的温度。其不需也不必对应于与区域(2、3、4、5)接触的分区中的工具温度。
测量方法
Hv_rC：维氏硬度(Hv1)
A_RA、G_RA：根据DIN 13925“多晶和无定形材料的X射线衍射法”，使用Rietveld方法从X射线衍射得到的衍射图中确定这两个参数。
S_RA：根据指定公式从G_RA计算。
缩写：
表1：
Oberf：涂层表面，U：未涂层，AS：铝硅涂层
A_F40：当量直径＞40μm的铁素体晶粒的比例(数量％)
表2：
T_WkzA：模压硬化工具的工具温度，
T_Abs：从模压硬化工具中取出时的部件温度
Z_Abs：模压硬化工具的关闭时间
T_WkzX：工具区域X(X:1-4)中退火工具的温度
TPX：从退火工具中取出时，与退火工具的工具区域X接触的区域中的部件温度
Z_Temp：退火工具的关闭时间
表3：
Hv_rC：维氏硬度(Hv1)
A_RA：组织结构中残余奥氏体的比例(体积％)
G_RA：残余奥氏体的晶格常数
S_RA：由G_RA按文中给出的公式计算；描述残余奥氏体稳定性
本发明的方法能够生产具有符合目标的性能的成本有利的钢板部件，尤其是车身部件，例如A柱、B柱或纵梁和横梁，以及其组合，例如门环(Türring)。根据本发明的方法不仅适用于恒定厚度的整体钢板，而且适用于厚度变化的整体钢板(拼接轧制板坯)。此外，根据本发明的方法还可以一般地应用于拼接产品，例如至少两个具有不同的厚度和/或等级的彼此连接的钢板，其形式为拼缝板坯或拼焊板坯。

Claims (14)

1.利用Q+P工艺生产至少部分调质的钢板部件的方法，其中所述方法包括以下步骤：
-提供钢板，其中提供了一种具有以下以重量％计的化学组成的钢板：
C＝0.08至0.5，
Si+Al＞＝0.5，其中Si+2*Al＜5，
Mn＝0.5至4，
以及选择性地一种或多种以下元素：
P最高0.1，
S最高0.1，
N最高0.1，
Cr最高1.5，
Mo最高1，
Ti最高0.2,
B最高0.01，
Nb最高0.2,
V最高0.5，
Ni最高2,
Cu最高2,
Sn最高0.5,
Ca最高0.1,
Mg最高0.1，
REM最高0.1，
其余为Fe和不可避免的杂质；
-在至少Ac1的温度下对所述钢板至少部分地进行奥氏体化；
-将至少部分奥氏体化的钢板至少部分地硬化为至少部分硬化的钢板部件，其中将至少部分奥氏体化的钢板冷却至低于Ms的温度，其中所述至少部分地硬化在模压硬化工具中进行；
-在小于Ac 1的温度下对至少部分硬化的钢板部件至少部分地进行退火，以生产至少部分调质的钢板部件，
其特征在于，
用于生产至少部分调质的钢板部件的至少部分的退火在不同温度下进行，以在该至少部分调质的钢板部件上设置具有不同特性的区域，其中，用于在至少部分调质的钢板部件上产生具有第一特性的区域的至少部分退火在300℃和470℃之间的第一退火温度TP1下进行，并且为产生具有其他特性的至少一个其他的区域，在以下退火温度TP2、TP3、TP4中的至少一个下进行：
具有第二特性的区域在250℃和430℃之间的第二退火温度TP2下，其中TP2＜＝TP1-10℃；和/或
具有第三特性的区域在470℃和小于Ac1之间的第三退火温度TP3下；和/或
具有第四特性的区域在最高300℃的第四退火温度TP4下。
2.根据权利要求1所述的方法，其中所述至少部分的退火在时间上在硬化之后立即进行。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其中在至少部分调质的钢板部件上具有不同特性的区域之间，建立一个或多个过渡区域，所述过渡区域具有在不同特性的区域之间的和谐过渡。
4.根据权利要求1所述的方法，其中所述钢板具有至少0.01重量％的Cr和/或至少0.01重量％的Mo，其中Cr和Mo单独地或组合地与Mn满足下列条件：Mn+Cr+2*Mo＞＝1重量％。
5.根据权利要求1所述的方法，其中所述钢板以扁平的板坯或者以预成型件的形式提供。
6.根据权利要求1所述的方法，其中所述钢板经热轧，其中所述钢板含有少于10％的具有＞50μm当量直径的铁素体晶粒。
7.根据权利要求6所述的方法，其中所述钢板经冷轧。
8.根据权利要求1所述的方法，其中在至少部分硬化之前，将至少部分奥氏体化的钢板在至少一个热成型工具中热成型。
9.根据权利要求8所述的方法，其中所述至少部分的硬化在至少一个模压硬化工具中或者额外在至少一个热成型工具中进行，所述热成型工具被主动冷却。
10.根据权利要求1所述的方法，其中所述至少部分的退火在至少一个退火工具中进行，所述退火工具具有至少两个温度调节不同的区域。
11.至少部分调质的钢板部件(1)，其根据权利要求1至10中任意一项生产，
其特征在于，
所述至少部分调质的钢板部件(1)具有有着不同特性的区域(2、3、4、5)：具有第一特性的第一区域(2)，其包括具有3％至＜35％的残余奥氏体、35％至97％的马氏体、最多30％的贝氏体和不可避免的组织结构成分的组织结构；以及至少两个具有其他特性的其他区域(3、4、5)，其包括以下特性中的至少两种：
-具有第二特性的第二区域(3)，包括具有与第一区域(2)相比更低的残余奥氏体比例，其余为马氏体和选择性的贝氏体和不可避免的组织结构成分的组织结构，和/或
-具有第三特性的第三区域(4)，包括具有与第一区域(2)相比、并且如果存在的话与第二区域(3)相比更低的残余奥氏体比例，其余为马氏体和选择性的贝氏体和不可避免的组织结构成分的组织结构，和/或
-具有第四特性的第四区域(5)，包括具有＜3％的残余奥氏体、其余为马氏体和选择性的贝氏体和不可避免的组织结构成分的组织结构。
12.根据权利要求11所述的钢板部件，其中所述至少部分调质的钢板部件(1)具有以下以重量％计的化学组成：
C＝0.08至0.5，
Si+Al＞＝0.5，其中Si+2*Al＜5，
Mn＝0.5至4，
以及选择性地一种或多种以下元素：
P最高0.1，
S最高0.1，
N最高0.1，
Cr最高1.5，
Mo最高1，
Ti最高0.2,
B最高0.01，
Nb最高0.2,
V最高0.5，
Ni最高2,
Cu最高2,
Sn最高0.5,
Ca最高0.1,
Mg最高0.1，
REM最高0.1，
其余为Fe和不可避免的杂质。
13.根据权利要求11或12所述的钢板部件，其中所述钢板部件具有：第一区域(2)，所述第一区域具有S_RA＞0.3590nm的奥氏体稳定性值和/或组织结构硬度值Hv_rC；和至少两个具有下列奥氏体化稳定性值S_RA和/或组织结构硬度值Hv_rC的其他区域(3、4、5)：
-第二区域(3)，其具有小于第一区域(2)的S_RA的值S_RA，和/或比第一区域(2)中的Hv_rC大至少10Hv的Hv_rC，和/或
-第三区域(4)，其具有小于第一区域(2)的S_RA的值S_RA，和，如果存在，小于第二区域(3)的S_RA的值S_RA，和/或比第一区域(2)的Hv_rC小至少10Hv的Hv_rC，和/或
-第四区域(5)，如果存在残余奥氏体＞0且＜3％，则其S_RA＜0.3950nm，和/或其Hv_rC比第一区域(2)的Hv_rC大至少40Hv，和，如果存在，比第二区域(3)的Hv_rC大至少10Hv,
其中残余奥氏体稳定性值S_RA由下式确定：
S_RA＝G_RA–0.0002nm*％Si–0.0006nm*％Al+0.0004nm*％Mn，其中G_RA定义残余奥氏体的晶格常数，
其中，第一区域(2)的组织结构硬度值Hv_rC满足以下条件：Hv_rC＜320+800*(％C+％N)+75*(％Nb)^0.5。
14.根据权利要求11所述的钢板部件，其中所述钢板部件(1)在具有不同特性的区域(2、3、4、5)之间具有一个或多个过渡区域(1.1)，其中所述一个或多个过渡区域(1.1)将各个区域(2、3、4、5)彼此隔开至少5mm的横向延伸(Q)。
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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113549826B (zh) * 2021-07-13 2022-08-16 鞍钢股份有限公司 焊接接头ctod性能优良的海工钢及其制造方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5830293A (en) * 1996-03-30 1998-11-03 Sms Schloemann-Siemag Aktiengesellschaft Method of cooling steel sections which are hot from rolling
CN103732764A (zh) * 2011-07-01 2014-04-16 罗奇钢铁公司 用于制造高强度结构钢的方法以及高强度结构钢产品
CN106011418A (zh) * 2015-12-04 2016-10-12 重庆哈工易成形钢铁科技有限公司 用于获得梯度化性能的处理工艺及其构件
CN106086364A (zh) * 2016-08-11 2016-11-09 卡斯马汽车系统（重庆）有限公司 汽车热成型零件局部软化方法
CN106574314A (zh) * 2014-07-22 2017-04-19 奥钢联金属成型有限公司 用于生产经硬化和回火的结构构件的系统和方法
CN107523668A (zh) * 2017-09-01 2017-12-29 华菱安赛乐米塔尔汽车板有限公司 一种无镀层变强度钢复合材料
CN107829037A (zh) * 2017-09-15 2018-03-23 东北大学 热冲压成形用钢板、热冲压成形构件及梯度力学性能控制方法
JP2018059156A (ja) * 2016-10-05 2018-04-12 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102005025026B3 (de) * 2005-05-30 2006-10-19 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zum Herstellen eines Metallbauteils mit aneinander angrenzenden Abschnitten unterschiedlicher Materialeigenschaften
DE102008055514A1 (de) * 2008-12-12 2010-06-17 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zur Herstellung eines Bauteils mit verbesserten Bruchdehnungseigenschaften
CN101603119B (zh) * 2009-07-03 2010-12-29 马景怡 用热轧卷板制造高强度高韧性钢板的方法
DE102009026251A1 (de) * 2009-07-24 2011-02-03 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren und Vorrichtung zum energieeffizienten Warmumformen
JP5327106B2 (ja) * 2010-03-09 2013-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス部材およびその製造方法
DE102010048209C5 (de) * 2010-10-15 2016-05-25 Benteler Automobiltechnik Gmbh Verfahren zur Herstellung eines warmumgeformten pressgehärteten Metallbauteils
DE102011101991B3 (de) 2011-05-19 2012-08-23 Volkswagen Aktiengesellschaft Wärmebehandlung von härtbaren Blechbauteilen
US8518195B2 (en) 2012-01-20 2013-08-27 GM Global Technology Operations LLC Heat treatment for producing steel sheet with high strength and ductility
JP5756773B2 (ja) * 2012-03-09 2015-07-29 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法
JP5890711B2 (ja) * 2012-03-15 2016-03-22 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス成形品およびその製造方法
DE102013010025A1 (de) * 2013-06-17 2014-12-18 Muhr Und Bender Kg Verfahren zum Herstellen eines Erzeugnisses aus flexibel gewalztem Bandmaterial
DE102013010946B3 (de) 2013-06-28 2014-12-31 Daimler Ag Verfahren und Anlage zum Herstellen eines pressgehärteten Stahlblechbauteils
DE102014210008A1 (de) * 2014-05-26 2015-11-26 Muhr Und Bender Kg Verfahren und Anlage zum Herstellen eines gehärteten Formteils
WO2017006144A1 (en) * 2015-07-09 2017-01-12 Arcelormittal Steel for press hardening and press hardened part manufactured from such steel
CA3067159A1 (en) * 2016-11-29 2018-06-07 Tata Steel Ijmuiden B.V. Method for manufacturing a hot-formed article, and obtained article
CA3076934C (en) * 2017-11-02 2023-03-21 Ak Steel Properties, Inc. Press hardened steel with tailored properties after novel thermal treatment

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5830293A (en) * 1996-03-30 1998-11-03 Sms Schloemann-Siemag Aktiengesellschaft Method of cooling steel sections which are hot from rolling
CN103732764A (zh) * 2011-07-01 2014-04-16 罗奇钢铁公司 用于制造高强度结构钢的方法以及高强度结构钢产品
CN106574314A (zh) * 2014-07-22 2017-04-19 奥钢联金属成型有限公司 用于生产经硬化和回火的结构构件的系统和方法
CN106011418A (zh) * 2015-12-04 2016-10-12 重庆哈工易成形钢铁科技有限公司 用于获得梯度化性能的处理工艺及其构件
WO2017092104A1 (zh) * 2015-12-04 2017-06-08 重庆哈工易成形钢铁科技有限公司 用于冲压成形的钢材及其成形构件与热处理方法
CN106086364A (zh) * 2016-08-11 2016-11-09 卡斯马汽车系统（重庆）有限公司 汽车热成型零件局部软化方法
JP2018059156A (ja) * 2016-10-05 2018-04-12 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその製造方法
CN107523668A (zh) * 2017-09-01 2017-12-29 华菱安赛乐米塔尔汽车板有限公司 一种无镀层变强度钢复合材料
CN107829037A (zh) * 2017-09-15 2018-03-23 东北大学 热冲压成形用钢板、热冲压成形构件及梯度力学性能控制方法

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