CN104126022A - 具有1700至2200MPa拉伸强度的马氏体钢 - Google Patents

具有1700至2200MPa拉伸强度的马氏体钢 Download PDF

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Abstract

马氏体钢组合物及其制造方法。更具体地，马氏体钢的拉伸强度为1700MPa至2200MPa。更具体地，本发明涉及具有1700MPa至2200MPa的极限拉伸强度的薄规格(厚度≤1mm)超高强度钢及其制造方法。

Description

具有1700至2200MPa拉伸强度的马氏体钢
相关申请的交叉引用
本申请要求2011年11月28日提交的美国临时申请第61/629762号的权益。
技术领域
本发明涉及马氏体钢组合物及其制造方法。更具体地，马氏体钢的拉伸强度在1700MPa至2200MPa的范围内。更具体地，本发明涉及具有1700MPa至2200MPa的极限拉伸强度的薄规格(厚度≤1mm)超高强度钢及其制造方法。
背景技术
具有马氏体显微组织的低碳钢构成具有在薄钢板中可达到的最高强度的一类先进高强度钢(AHSS)。二十年来，通过改变钢中的碳含量，ArcelorMittal已经制造了拉伸强度在900MPa至1500MPa范围内的马氏体钢。马氏体钢被越来越多地应用于对于侧面碰撞和倾翻车辆保护的需要高强度的应用，并早已被用于如可以容易轧制形成的保险杠的应用。
目前，对于悬挂式(hang on)汽车零部件(如保险杠梁)的制造，具有1700MPa至2200MPa的极限拉伸强度的具有良好的轧辊成形性、可焊性、冲压性和耐延迟断裂特性的薄规格(厚度≤1mm)超高强度钢是非常需要的。轻型、高强度钢需要抵御来自替代材料的竞争挑战，如轻量级7xxx系铝合金。碳含量在确定马氏体钢的极限拉伸强度方面是最重要因素。钢必须具有足够的淬透性以便当从超临界退火温度淬火时充分转变为马氏体。
发明内容
本发明包括极限拉伸强度为至少1700MPa的马氏体钢合金。优选地，合金的极限拉伸强度可以为至少1800MPa、至少1900MPa、至少2000MPa或甚至至少2100MPa。马氏体钢合金的极限拉伸强度可以为1700MPa至2200MPa。马氏体钢合金的总伸长率可以为至少3.5％，并且更优选地为至少5％。
马氏体钢合金可以为冷轧的板、带或卷材的形式，并且马氏体钢合金的厚度可以小于或等于1mm。马氏体钢合金可以具有利用下式的小于0.44的碳当量：Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15，其中，Ceq为碳当量，并且C、Mn、Cr、Mo、V、Ni和Cu为以元素在合金中的wt％计。
马氏体钢合金可以包含0.22wt％至0.36wt％的碳。更具体地，该合金可以包含0.22wt％至0.28wt％的碳，或者可替选地，该合金可以包含0.28wt％至0.36wt％的碳。马氏体钢合金还可以包含0.5wt％至2.0wt％的锰。该合金还可以包含约0.2wt％的硅。可选地可以包含Nb、Ti、B、Al、N、S、P中的一种或更多种。
附图说明
图1a和图1b是在制造本发明的合金时可使用的退火过程的示意图；
图2a、图2b和图2c是具有2.0％Mn-0.2％Si和各种碳含量(2a具有0.22％的C；2b具有0.25％的C；2c具有0.28％的C)的实验钢在热轧和580℃下的模拟卷取之后的SEM显微照片；
图3是在制造本发明的合金中可使用的实验钢热轧带在室温下的拉伸性能的图；
图4a至图4b为具有0.22％C-0.2％Si-0.02％Nb和两个不同Mn含量(4a为1.48％，4b为2.0％)的实验钢在热轧和580℃下的模拟卷取之后的SEM显微照片；
图5是在制造本发明的合金中可使用的另一实验钢热轧带在室温下的拉伸性能的图；
图6a至图6b为具有0.22％C-2.0％Mn-0.2Si和不同Nb含量(6a为0％，6b为0.018％)的实验钢在热轧和580℃下的模拟卷取之后的SEM显微照片；
图7是在制造本发明的合金的中可使用的又一实验钢热轧带在室温下的拉伸性能的图；
图8a至图8f示出了均热温度(830℃、850℃和870℃)和钢组成(图8a和图8b示出了不同的C，图8c和图8d示出了不同Mn，图8e和图8f示出了不同Nb)对本发明的钢的拉伸性能的影响；
图9a至图9F示出了淬火温度(780℃、810℃和840℃)和钢组成(图9a和图9b示出了不同的C，图9c和图9d示出了不同Mn，图9e和图9f示出了不同Nb)对本发明的另外的钢的拉伸性能的影响；
图10a和图10b是在制造本发明的合金时可使用的附加退火周期的示意图；
图11a和图11b绘制了在制造本发明的钢中可使用的、在热轧和580℃下的模拟卷取之后的热轧带在室温下的拉伸性能；
图12a至图12d是在热轧和660℃的模拟卷取之后的热轧带钢的显微组织在1000倍下的SEM显微照片；
图13a至图13b绘制了实验热轧带钢在室温下的拉伸性能；
图14a至图14d表示均热温度(830℃、850℃和870℃)、卷取温度(580℃和660℃)和合金组成(向基材钢中添加的Ti、B和Nb)对在退火模拟之后的钢的拉伸性能影响；
图15a至图15d示出了淬火温度(780℃、810℃和840℃)、卷取温度(580℃和660℃)和合金组成(向基材钢中添加的Ti、B和Nb)对在退火模拟之后的钢的拉伸性能影响；
图16a至图16c是在制造本发明的合金中可使用的退火周期的进一步示意性描绘；
图17a至图17e是在热轧和580℃的模拟卷取之后的热轧钢(0.28％C至0.36％C)在1000倍下的SEM显微照片；
图18a和图18b绘制了图17a至图17e的热轧钢(在热轧和580℃的模拟卷取之后)在室温下的对应拉伸性能；
图19a至图19e是在热轧和660℃的模拟卷取之后的热轧钢(0.28％C至0.36％C)在1000倍下的SEM显微照片；
图20a和图20b绘制了图19a至图19e的热轧钢(在热轧和660℃的模拟卷取之后)在室温下的对应拉伸性能；
图21a至图21d表示均热温度(830℃、850℃和870℃)、卷取温度(580℃和660℃)和合金组成(向基材钢中添加的B和C含量)对在退火模拟之后的钢的拉伸性能影响；
图22a至图22d示出了淬火温度(780℃、810℃和840℃)、卷取温度(580℃和660℃)和合金组成(向基材钢中添加的B和C含量)对在退火模拟之后的钢的拉伸性能影响；
图23a至图23d示出了组成和退火周期对拉伸强度(23a至23b)和延展性(23c和23d)的影响；
图24a至图24l是利用不同均热温度/淬火温度对进行退火的四种合金的显微照片；以及
图25a至图25d示出了具有0.5％至2.0％Mn的钢在580℃的卷取、冷轧(对于具有0.5％和1.0％Mn的钢为50％冷轧压下量，对于具有2.0％Mn的钢为75％冷轧压下量)和各退火周期之后的拉伸性能。
具体实施方式
本发明为一类具有1700MPa至2200MPa拉伸强度的马氏体钢。该钢可以为薄规格(厚度小于或等于1mm)的薄钢板。本发明还包括用于制造非常高拉伸强度的马氏体钢的方法。本发明的实施例和实施方案介绍如下。
实施例1
材料和实验步骤
表1示出了在本发明范围内的一些钢的化学组成，其包括如下范围的材料：碳含量从0.22wt％至0.28wt％(钢2、钢4和钢5)、锰含量从1.5wt％至2.0wt％(钢1和钢3)、以及铌含量从0wt％至0.02wt％(合金2和合金3)。该钢组成的其余部分为铁和不可避免的杂质。
表1
编号 钢 C Mn Si Nb Al N S P
1 0.22C-1.5Mn-0.018Nb 0.22 1.48 0.198 0.019 0.036 0.0043 0.002 0.006
2 0.22C-2.0Mn 0.22 2.00 0.199 - 0.027 0.0049 0.002 0.006
3 0.22C-2.0Mn-0.018Nb 0.22 2.00 0.197 0.018 0.033 0.0045 0.002 0.006
4 0.25C-2.0Mn 0.25 1.99 0.201 - 0.025 0.005 0.003 0.009
5 0.28C-2.0Mn 0.28 2.01 0.202 - 0.032 0.0045 0.003 0.007
在实验室中铸造了五个45Kg板坯。在1230℃下进行3小时的再加热和奥氏体化之后，在实验室轧机上将板坯从厚度63mm热轧到20mm。终轧温度为约900℃。在热轧之后使该板空气冷却。
在剪切并且对20mm厚的预轧板再加热到1230℃维持2小时之后，将板从20mm厚度热轧到3.5mm。终轧温度为约900℃。在以约45℃/s的平均冷却速率进行受控冷却之后，每种组成的热扎带保持在580℃下的炉中1小时，之后通过24小时随炉冷却来模拟工业卷取过程。
从每个热扎带制备三个JIS-T标准样品用于室温拉伸试验。通过扫描电子显微镜(SEM)在纵向横截面的四分之一厚度位置处进行热轧带的显微组织表征。
对热轧带的两个表面均进行研磨以去除任何脱碳层。然后对其进行75％的实验室冷轧以获得最终厚度为0.6mm的全硬钢用于进一步退火模拟。
使用两个盐锅和一个油浴进行退火模拟。对所有钢分析均热和淬火温度的影响。在图1(a)和图1(b)中示出了热处理的示意图。图1(a)示出了在从830℃到870℃的不同均热温度下的退火过程。图1(b)示出了在从780℃到840℃的不同淬火温度下的退火过程。
为了研究均热温度的影响，退火过程包括分别将冷轧带材(0.6mm厚)再加热到870℃、850℃和830℃之后等温保持60秒。将样品立即转移到保持在810℃的温度下的第二盐锅并且等温保持25秒。之后进行水淬。然后将样品在油浴中再加热到200℃维持60s，之后空气冷却到室温以模拟过时效(overage)处理。选择在均热温度、淬火温度、过时效温度的保持一定时间以接近对于该规格的工业条件。
为了研究淬火温度的影响，该分析包括将冷轧带材再加热到870℃持续60秒，之后立即冷却到840℃、810℃和780℃。在淬火温度下等温保持25秒之后，将样品在水中淬火。然后将钢再加热到200℃持续60秒，之后空气冷却以模拟过时效处理。从每个经退火的坯制备三个ASTM-T标准样品用于在室温下的拉伸测试。
选择在870℃的均热温度和从810℃的淬火处理的样品用于弯曲试验。采用具有沿轧制方向的弯曲轴的90°自由V形弯曲用于弯曲性表征。对于该试验使用具有90°模具块和冲床的专用的英斯特朗(Instron)机械试验***。具有不同模具半径的一系列可互换的冲床使得容易确定在没有微裂纹的情况下样品可弯曲的最小模具半径。该试验在15mm/秒的恒定冲程下运行直至将样品弯曲90°。在最大弯曲角时使用80KN力和5秒停留时间，在此之后释放载荷，使得样品能够弹回。在本试验中，模具半径的范围以0.25mm的增量从1.75mm变化到2.75mm。在10倍放大倍率下观察在弯曲试验之后的试样表面。在样品弯曲表面上的小于0.5mm的裂纹长度被认为是“微裂纹”，任何大于0.5mm的裂纹长度被认为是裂纹并且该试验标记为失败。没有任何可见裂纹的样品被确定为“通过测试”。
热轧带的显微组织和拉伸性能
组成对热轧钢的显微组织和拉伸性能的影响
图2a、图2b和图2c是具有2.0％Mn-0.2％Si和各种碳含量(2a具有0.22％的C；2b具有0.25％的C；2c具有0.28％的C)的实验钢在热轧和580℃下的模拟卷取之后的SEM显微照片。
碳含量的增加导致珠光体的体积分数和聚集组织尺寸的增加。在图3中绘制了实验钢在室温下的相应拉伸性能，其中相对于碳含量绘制以MPa计的强度(曲线图的上半部)和以百分比计的延展性(曲线图的下半部)。在图3和本文中，UTS表示极限拉伸强度，YS表示屈服强度，TE表示总伸长率，UE表示均匀伸长率。如所示出的，碳含量从0.22％增加到0.28％导致极限拉伸强度从609MPa稍微增加至632MPa、屈服强度从440MPa略微下降至426MPa、而延展性变化不大(平均TE和UE分别为约16％和11％)。
图4a至图4b为具有0.22％C-0.2％Si-0.02％Nb和两个不同Mn含量(4a为1.48％，4b为2.0％)的实验钢在热轧和580℃下的模拟卷取之后的SEM显微照片。Mn含量的增加导致珠光体聚集组织的体积分数和尺寸的增加。在较高Mn钢中大晶粒尺寸可以有助于在精轧和随后的冷却期间晶粒粗化。热轧的终轧温度为约900℃，对于两个实验钢该热轧的终轧温度在奥氏体区域内，但其比对于较高Mn钢的Ar3温度高得多。因此，在精轧期间以及在精轧之后，在较高Mn钢中的奥氏体具有更大的机会来粗化，从而导致相变后较粗的铁素体-珠光体显微组织。
在图5中绘制了在室温下具有0.22％C-2.0％Mn的实验钢的相应拉伸性能，其中相对于锰含量绘制以MPa计的强度(曲线图的上半部)和以百分比计的延展性(曲线图的下半部)。如所示出的，Mn含量从1.48％至2.0％的增加导致极限拉伸强度从655MPa稍微增加至680MPa、屈服强度从540MPa显著下降至416MPa、以及延展性稍微减小(TE从22％减小至18％，UE从12％减小至11％)。相应的屈服比(YR)从0.8下降到0.6，并且屈服点伸长(YPE)随着Mn含量的增加从3.1％降到0.3％。尽管通过Mn的固溶强化，但是YS、YR和YPE的显著下降可以有助于较高Mn钢中的马氏体的形成。如对于DP钢所公知的，少量马氏体(甚至小于5％)可以产生包围铁素体的自由位错以促进最初塑性变形。此外，较高Mn钢的较高淬透性也可以导致粗的奥氏体晶粒尺寸。
图6a至图6b为具有0.22％C-2.0％Mn-0.2％Si和不同Nb含量(6a为0％，6b为0.018％)的实验钢在热轧和580℃下的模拟卷取之后的SEM显微照片。Nb含量的增加导致珠光体的体积分数和聚集组织尺寸的增加，这可以通过具有Nb的钢的较高淬透性和较低的珠光体形成温度来解释。
在图7中示出了具有0.22％C-2.0％Mn的比较钢的相应拉伸性能，其中相对于铌含量绘制以MPa计的强度(曲线图的上半部)和以百分比计的延展性(曲线图的下半部)。如所示出的，添加0.018％Nb导致极限拉伸强度(UTS)从609MPa增加到680MPa，屈服强度(YS)从440MPa稍微降低至416MPa，并且平均TE从16.8％稍微增加至18.0％，同时UE从11.8％降低到10.8％。随着Nb含量的增加，相应屈服比(YR)从0.72下降到0.61，屈服点伸长(YPE)从2.3％降低到0.3％。
在冷轧和退火模拟之后所研究钢的拉伸性能
图8a至图8f示出了均热温度(830℃、850℃和870℃)和钢组成(图8a和图8b示出了不同的C，图8c和图8d示出了不同Mn，图8e和图8f示出了不同Nb)对钢的拉伸性能的影响。均热温度从870℃降低到850℃导致屈服强度(YS)从28MPa增加到76MPa，极限拉伸强度(UTS)从30MPa增加到103MPa，这可以归因于在较低的均热温度下的较小的晶粒尺寸。进一步使均热温度从850℃降低到830℃并没有导致UTS的显著变化。在所有实验钢中，均热温度对延展性没有影响，均匀伸长率/总伸长率为3％至4.75％。应当强调，在具有0.28％C-2.0％Mn-0.2％Si的钢中实现了超过2000MPa的UTS和约3.5％至4.5％的均匀伸长率/总伸长率(参见图8a至图8b)。
图9a至图9f示出了淬火温度(780℃、810℃和840℃)和钢组成(图9a和图9b示出了不同的C，图9c和图9d示出了不同Mn，以及图9e和图9f示出了不同Nb)对所研究钢的拉伸性能的影响。当获得100％马氏体时，淬火温度对强度和延展性没有显著影响。在所有实验钢中，均匀伸长率/总伸长率在2.75％至5.5％的范围内。数据表明在退火期间宽工艺窗口是可行的。
图8a、图8b、图9a和图9b示出了C含量的增加导致拉伸强度显著增加，但对延展性的影响不大。将830℃(均热温度)到810℃(淬火温度)的退火周期作为示例，当C含量从0.22wt％增加到0.28wt％时，YS和UTS的增加分别为163MPa和233MPa。Mn含量从1.5wt％增加到2.0wt％几乎不对强度和延展性有任何影响(参见图8c、图8d、图9c和图9d)。Nb(约0.02wt％)的添加导致YS的增加最高达94MPa，同时对UTS几乎没有影响，而总伸长率减小2.4％(参见图8e、图8f、图9e和图9f)。
所研究钢的弯曲性
表2汇总了C、Mn和Nb对在75％冷轧和退火之后的实验钢的拉伸性能和弯曲性的影响。退火周期包括：加热冷轧带(约0.6mm厚)至870℃，在均热温度下等温保持60秒，立即冷却到810℃，在该温度下等温保持25秒，之后迅速水淬。然后将该板在油浴中再加热到200℃并且保持60秒，之后空气冷却以模拟过时效处理。数据示出了碳对强度影响最强，对弯曲性有轻微影响。Nb的加入增加了屈服强度并且提高了弯曲性。尽管使伸长率稍微劣化但是实现了弯曲性的提高。在Nb轴承钢中Mn含量从1.5％增加到2.0％对伸长特性没有显著影响但是导致弯曲性的巨大改进。
表2
实施例2
为了降低碳当量，从而提高实施例1的钢的可焊性，制造含0.28wt％碳和降低的锰含量(实施例1的约1.0wt％和2.0wt％)的钢。将该合金浇铸成板坯、热轧、冷轧、退火(模拟)以及过时效处理。此外，详细描述Mn含量(1.0％和2.0％的Mn)对热轧带和退火产品的性能的影响。
热制备
表3示出了所研究钢的化学组成。合金设计分析掺入Ti(钢1和钢2)、B(钢2和钢3)和Nb(合金3和合金4)的影响。
表3
编号 钢 C Mn Si S P N Al Ti B Nb
1 基材 0.28 0.98 0.204 0.003 0.007 0.0049 0.035
2 基材-Ti 0.28 0.98 0.198 0.003 0.005 0.0047 0.04 0.024
3 基材-Ti-B 0.28 0.98 0.204 0.003 0.005 0.0047 0.04 0.024 0.0018
4 基材-Ti-B-Nb 0.28 0.97 0.202 0.003 0.006 0.0048 0.037 0.024 0.0017 0.029
在实验室浇铸四个45Kg板坯(每个合金一个)。在1230℃下再加热和奥氏体化3小时之后，在实验室轧机上将板坯从厚度63mm热轧到20mm。终轧温度为约900℃。该板在热轧之后进行空气冷却。
热轧和显微结构/拉伸性能研究
在剪切并且对20mm厚的预轧板进行再加热到1230℃维持2小时之后，将板从厚度20mm热轧到3.5mm。终轧温度为约900℃。在以约45℃/s的平均冷却速率进行受控冷却之后，每种组成的热扎带分别在580℃和660℃下的炉中保持1小时，之后通过24小时随炉冷却来模拟工业卷取过程。设计利用两种不同的卷取温度以理解在用于制造该产品的热轧期间可利用的工艺窗口。
通过电感耦合等离子体(ICP)进行热轧带组成的复核。与铸锭得出的数据比较，在热轧带中一般观察到碳损失。从每个热扎带制备三个JIS-T标准样品用于室温拉伸试验。通过扫描电子显微镜(SEM)在纵向横截面的四分之一厚度位置处进行热轧带的显微组织表征。
冷轧
对热轧带的两个表面进行研磨以去除任何脱碳层之后，在实验室中将其冷轧50％以获得最终厚度为1.0mm的全硬钢用于进一步退火模拟。
退火模拟
对所有实验钢研究在退火期间均热温度和淬火温度对钢的机械性能的影响。在图10a和图10b中示出了退火周期的示意图。图10a示出了在从830℃至870℃的不同均热温度下的退火过程。图10b示出了在从780℃至840℃的不同淬火温度下的退火过程。
退火过程包括将冷轧带(约1.0mm厚)分别再加热到870℃、850℃和830℃持续100s以研究均热温度对最终性能的影响。在立即冷却到810℃并且等温保持持续40s之后，施加水淬。然后将钢再加热到200℃持续100s，之后空气冷却以模拟过时效处理。
退火过程包括将冷轧带分别再加热到870℃持续100s并且立即冷却到840℃、810℃和780℃以研究淬火温度对钢的机械性能的影响。在水淬温度下等温保持40s之后采取水淬。然后将钢再加热到200℃持续100s，之后空气冷却以模拟过时效处理。
经退火钢的拉伸性能和弯曲性
从每个经退火的轧带制备三个ASTM-T标准拉伸样品用于室温拉伸测试。选择通过一个退火周期处理的样品用于弯曲试验。该退火周期包括将冷轧带(约1.0mm厚)再加热到850℃持续100s，立即冷却到810℃，在淬火温度下等温保持40s，之后进行水淬。然后将钢再加热到200℃持续100s，之后空气冷却以模拟过时效处理。采用沿轧制方向90°自由V形弯曲试验用于弯曲性表征。在本研究中，模具半径的范围以0.25mm的增量从2.75mm变化到4.0mm。在10倍放大倍率下观察在弯曲试验之后的试样表面。当在样品的外弯曲表面上裂纹长度小于0.5mm时，裂纹被认为是“微裂纹”。大于0.5mm的裂纹视为失败。没有任何可见裂纹的样品被确定为“通过测试”。
热轧带的化学分析
表4示出了在热轧之后具有不同Ti、B和Nb含量的钢的化学组成。与铸锭的组成(表3)相比，在热轧之后存在约0.03％碳和0.001％B的损失。
表4
热轧带的显微组织和拉伸性能
图11a和图11b示出了在热轧和580℃下的模拟卷取之后的实验钢在室温下的拉伸性能(JIS-T标准)(表4)。基材组分由0.28％C-1.0％Mn-0.2％Si组成。图11a图解示出了四种合金的强度，而图11b绘制了四种合金的延展性。可以看出，添加Ti、B和Nb导致极限拉伸强度从571MPa显著增加到688MPa，屈服强度从375MPa显著增加到544MPa，总伸长率和均匀伸长率减小(TE：从32％减小到13％；UE：从17％减小到11％)。向Ti-B钢添加Nb导致总伸长率从28％显著减小到13％。
如图12a至图12d所示，对于每个实验室处理的实验钢，在热轧和660℃的模拟卷取之后钢的显微组织由铁素体和珠光体组成。图12a至图12d分别是基材合金，基材合金+Ti，基材合金+Ti和B，以及基材合金+Ti、B和Nb在1000倍下的SEM显微照片。添加B看起来导致稍微较大尺寸的珠光体岛(图12c)。在添加Nb的钢中铁素体-珠光体显微组织沿着轧制方向伸长(图12d)，这可以归因于Nb的添加在热轧过程中阻碍奥氏体再结晶。因此，精轧发生在奥氏体非再结晶区，并且伸长的铁素体-珠光体显微组织从变形的奥氏体直接转变。
在图13a至图13b中示出了实验钢在室温下的相应拉伸性能。图13a图解示出了四种合金的强度，而图13b绘制了四种合金的延展性。可以看出，添加Nb(0.03％)导致极限拉伸强度从535MPa显著增加到588MPa，屈服强度从383显著增加到452MPa，总伸长率从31.3％略微降低至29.0％，均匀伸长率从17.8％略微降低至16.4％。
卷取温度对拉伸性能的影响
比较图11和图13中的拉伸性能，卷取温度从580℃增加到660℃导致强度的降低和延展性的增加，有利于提高冷轧压下的可能性并且增强规格宽度能力(gauge-width capability)。与在580℃的卷曲温度下相比，在660℃的较高卷取温度下向基材钢中添加Ti、B和Nb对钢的拉伸性能的影响较小。在实验室中研究在660℃下的卷取的影响的目的在于理解卷取温度对热轧带强度和冷轧并且经退火的马氏体钢的强度二者的影响。
在退火模拟之后钢的拉伸性能
图14a至图14d表示均热温度(830℃、850℃和870℃)、卷取温度(580℃和660℃)和合金组成(向基材钢中添加Ti、B和Nb)对在退火模拟之后的钢的拉伸性能影响。图14a和图14b绘制了分别在不同均热温度下和在580℃和660℃的卷取温度下的四种合金的强度。图14c和图14d绘制了分别在不同均热温度下和在580℃和660℃的卷取温度下的四种合金的延展性。可以看出，均热温度从870℃降低到830℃导致了对于Ti-B钢在热轧和580℃的模拟卷取之后的屈服强度增加41MPa，极限拉伸强度增加56MPa(图14a)。对于Ti-B-Nb钢，在同样温度的模拟卷取之后(图14a)，在850℃的均热温度下示出了最高强度(YS：1702MPa和UTS：1981MPa)。此外，均热温度的增加或降低不会增加Ti-B-Nb钢的强度。均热温度对Ti-B钢或Ti-B-Nb钢在660℃的模拟卷取之后的强度没有显著影响。此外，对基材和Ti钢在两个卷取温度下的强度没有显著影响，并且对于所有实验钢对延展性没有影响。
图15a至图15d示出了淬火温度(780℃、810℃和840℃)、卷取温度(580℃和660℃)和合金组成(向基材钢中添加Ti、B和Nb)对在退火模拟之后的钢的拉伸性能影响。图15a至图15b分别绘制了在不同淬火温度和在580℃和660℃的卷取温度下的四种合金的强度。图15c和图15d绘制了分别在不同淬火温度和在580℃和660℃的卷取温度下的四种合金的延展性。淬火温度从840℃降低到780℃导致在热轧和580℃的模拟卷取之后的基材和Ti钢中的屈服强度和极限拉伸强度二者增加约50MPa至60MPa(图15a)。淬火温度对在660℃的模拟卷取之后的基材和Ti钢的强度没有显著影响。对于所有的实验钢，对在两个卷取温度下的Ti-B和Ti-B-Nb钢的强度以及对延展性没有显著影响。
卷取温度的影响(580℃和660℃)
比较图14a和图15a与图14b和图15b，卷取温度从580℃增加到660℃没有导致拉伸强度的显著变化，但是导致了对于在各种退火条件下的所有实验钢平均屈服强度略微增加约50MPa。增加卷取温度对Ti钢和Ti-B钢的延展性没有可测量的影响，而基材和Ti-B-Nb钢的延展性稍微降低了约0.5％。然而，这些小变化在测试偏差的范围内并且因此不太显著。
组成的影响(Ti、B和Nb)
如图14a至图14d和图15a至图15d所示，在0.28％C-1.0％Mn-0.2％Si钢中添加Ti和B对在580℃和660℃两个卷取温度下的强度没有显著影响。添加Nb导致在580℃的卷取温度下屈服强度增加45MPa至103MPa，拉伸强度增加26MPa至85MPa(图14a)但是对于660℃的卷取温度不是如此(图14b)。除了在660℃的卷取温度下示出了稍微较好的延展性的添加Ti的钢(图14d和图15d)之外，合金添加剂一般导致延展性的稍微降低(<1％)。
在退火模拟之后钢的弯曲性
表5汇总了Ti、B和Nb对在50％冷轧和退火之后在580℃下的模拟卷取之后对钢的拉伸性能和弯曲性的影响。退火过程包括将冷轧带(约1.0mm厚)再加热到850℃持续100s，立即冷却到810℃，在“淬火”温度下等温保持40s，之后进行水淬。然后将钢再加热到200℃持续100s，之后空气冷却以模拟过时效处理(OA)。如所示出的，可以通过改变合金组成制造具有1850MPa至2000MPa的极限拉伸强度的钢。仅具有C、Mn和Si的钢表明具有最好的弯曲性。Nb的添加增加了强度，同时弯曲性稍微劣化。弯曲性通过(bendability pass)定义为在10倍放大倍率下“微裂纹”长度小于0.5mm。
表5
与实施例1中锰的影响进行比较
在以上实施例1中示出了具有0.28％C-2.0％Mn-0.2％Si的钢。我们可以将其性质与包含0.28％C-1.0％Mn-0.2％Si的实施例2的钢进行比较以研究Mn(1.0％和2.0％)对拉伸性能的影响。在表6中示出了两种钢的详细化学组成。
表6
钢 C Mn Si S P N Al
实施例1(0.28C-1.0Mn-0.2Si) 0.249 0.985 0.204 0.003 0.007 0.0047 0.034
实施例2(0.28C-2.0Mn-0.2Si) 0.25 2.01 0.202 0.003 0.007 0.0045 0.032
具有1.0％Mn和2.0％Mn的热轧带的拉伸性能
表7示出了分别具有1.0％Mn和2.0％Mn的钢在热轧和580℃的模拟卷取之后的拉伸性能。对于热轧带的拉伸性能，具有较低Mn含量的钢示出了比具有较高Mn含量的钢更低的强度(YS降低51MPa并且UTS降低61MPa)。这可以有利于对于低Mn钢的较高程度的冷轧。
表7
钢 规格，mm YPE，％ YS，MPa UTS，MPa YS/UTS UE，％ TE，％
0.28C-1.0Mn-0.2Si 3.44 1.68 375 571 0.66 17.6 32.2
0.28C-2.0Mn-0.2Si 3.67 1.82 426 632 0.67 11.3 15.8
表8示出了分别具有1.0％Mn和2.0％Mn的钢在冷轧(对于具有1.0％Mn的钢为50％冷轧压下量，对于具有2.0％Mn的钢为75％冷轧压下量)和各种退火周期之后的拉伸性能。可以看出在870℃(均热)、840℃(淬火)和200℃(过时效)的相同退火处理下，Mn含量对强度没有显著影响。在810℃的相同淬火温度下，均热温度从870℃降低到830℃对具有1.0％Mn的钢的强度没有影响，但是具有2.0％Mn的钢的强度显著增加了约90MPa。这表明不管均热温度(870℃至830℃)如何，具有1.0％Mn的钢的强度相当稳定，具有2.0％Mn的钢对均热温度更敏感，这可能是由于在较高退火温度下晶粒粗化的原因。具有1.0％Mn的钢在制造期间由于较宽的工艺窗口而相对容易处理。
表8
具有1.0％Mn和2.0％Mn的经退火的钢的弯曲性
表9列出了具有1.0％Mn和2.0％Mn的钢在退火模拟之后的拉伸性能和弯曲性。具有1.0％Mn的钢表明在相当的强度水平下具有更好的弯曲性(相比于4.0t的3.5t)。弯曲性通过定义为在10倍放大倍率下微裂纹长度小于0.5mm。
表9
实施例3
为了确保钢的良好可焊性，碳当量(Ceq)应该小于0.44。对于该钢的碳当量定义为：
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15。
因此，在0.28wt％的C含量和1wt％或2wt％Mn含量下，焊接完整性确定为不可接受的。设计本实施例以减少Ceq并且仍满足强度和延展性需求。高碳含量对于增加强度有益但是使得可焊性劣化。根据碳当量公式，Mn是劣化可焊性的另一元素。从而，动机是为了保持一定量的碳含量(至少0.28％)以实现足够的超高强度并且以研究Mn含量对UTS的影响。本发明人寻求降低Mn含量以增加可焊性但保持超高强度水平。
热制备
表10示出了在实施例3中所研究的钢的化学组成。结合合金设计理解C含量和B的添加对最终退火后的产品的拉伸性能的影响。
表10
在实验室浇铸五个45Kg板坯(每个合金一个)。在1230℃下再加热和奥氏体化持续3小时之后，在实验室轧机上将板坯从厚度63mm热轧到20mm。终轧温度为约900℃。该板在热轧之后进行空气冷却。
热轧和显微结构/拉伸性能研究
在剪切并且对20mm厚的预轧板进行再加热到1230℃维持2小时之后，将板从厚度20mm热轧到3.5mm。终轧温度为约900℃。在以约45℃/s的平均冷却速率进行受控冷却之后，每种组成的热扎带分别在580℃和660℃下炉中保持1小时，之后通过24小时随炉冷却来模拟工业卷取过程。设计利用两种不同的卷取温度以理解在用于制造该产品的热轧期间可利用的工艺窗口。
从每个热轧钢(也称为“热轧带”)制备三个JIS-T标准样品用于室温拉伸测试。通过扫描电子显微镜(SEM)在纵向横截面的四分之一厚度位置处进行热轧带的显微组织表征。
冷轧和退火模拟
对热轧带的两个表面进行研磨以去除任何脱碳层。然后在实验室中将钢冷轧50％以获得最终厚度为1.0mm的全硬钢用于进一步退火模拟。
对所有实验钢研究在退火期间均热温度、淬火温度以及均热温度和淬火温度的不同组合对钢的机械性能的影响。在图16a至图16c中示出了退火周期的示意图。图16a描绘了在从830℃至870℃的不同均热温度下的退火周期。图16b描绘了在从780℃至840℃的不同淬火温度下的退火周期。图16c描绘了在均热温度和淬火温度的不同组合下的退火周期。
均热温度的影响
退火过程包括分别对冷轧带(约1.0mm厚)再加热到870℃、850℃和830℃持续100s以研究均热温度对最终性能的影响。在立即冷却到810℃并且等温保持持续40s之后，施加水淬。然后将钢再加热到200℃持续100s，之后空气冷却以模拟过时效处理。
淬火温度的影响
退火过程包括将冷轧带再加热到870℃持续100s并且分别立即冷却到840℃、810℃和780℃以研究淬火温度对钢的机械性能的影响。在水淬温度下等温保持40s之后采取水淬。然后将钢再加热到200℃持续100s，之后空气冷却以模拟过时效处理。
不同退火周期组合的影响
退火周期包括分别将冷轧钢再加热到790℃、810℃和830℃持续100s，立即冷却到各淬火温度(分别为770℃、790℃和810℃)，等温保持40s之后水淬。然后将钢再加热到200℃持续100s，之后空气冷却以模拟过时效处理。
经退火的钢的拉伸性能和弯曲性
从每个经退火的轧带制备ASTM-T标准拉伸样品用于室温拉伸测试。选择通过一个退火周期处理的样品用于弯曲试验。该退火周期包括将冷轧带(约1.0mm厚)再加热到850℃持续100s，立即冷却到810℃，在淬火温度下等温保持40s，之后进行水淬。然后将钢再加热到200℃持续100s，之后空气冷却以模拟过时效处理。采用沿轧制方向90°自由V形弯曲试验用于弯曲性表征。在本研究中，模具半径的范围以0.25mm的增量从2.75mm变化到4.0mm。在10倍放大倍率下观察在弯曲试验之后的试样表面。在样品的外弯曲表面上小于0.5mm的裂纹长度被认为是“微裂纹”。大于0.5mm的裂纹视为失败。没有任何可见裂纹的样品被确定为“通过测试”。
热轧带的显微组织和拉伸性能
图17a至图17e是在热轧和580℃的模拟卷取之后的热轧钢(0.28％C至0.36％C)在1000倍下的SEM显微照片。碳含量的增加和硼的添加导致马氏体体积分数的增加，这可以归因于C和B在增加淬透性方面的功能。图17a是具有0.28C的钢的SEM。图17b是具有0.28C-0.002B的钢的SEM。图17c是具有0.32C的钢的SEM。图17d是具有0.32C-0.002B的钢的SEM。图17e是具有0.36C的钢的SEM。
在图18a和图18b中示出了实验钢(在热轧和580℃的模拟卷取之后)在室温下的相应拉伸性能。图18a绘制了在有硼和无硼下，相对于碳含量的合金的强度。图18b绘制了在有硼和无硼下，相对于碳含量的合金的延展性。碳含量从0.28％增加到0.36％导致极限拉伸强度从529MPa增加到615MPa，屈服强度从374MPa增加到417MPa。总伸长率和均匀生产率保持相似分别为29％和15％。在0.28％C和0.32％C钢中添加0.002％硼导致UTS增加约40MPa。
图19a至图19e是在热轧和660℃的模拟卷取之后的热轧钢(0.28％C至0.36％C)在1000倍下的SEM显微照片。图19a是具有0.28C的钢的SEM。图19b是具有0.28C-0.002B的钢的SEM。图19c是具有0.32C的钢的SEM。图19d是具有0.32C-0.002B的钢的SEM。图19e是具有0.36C的钢的SEM。硼的添加导致轻微的晶粒粗化，这可以归因于B阻碍了在冷却期间的相变。因此，对于添加B的钢，精轧发生在具有相对粗的奥氏体晶粒尺寸的奥氏体区，并且粗奥氏体直接转化成粗铁素体-珠光体显微结构。
在图20a和图20b中示出了热轧钢(在热轧和660℃的模拟卷取之后)在室温下的相应拉伸性能。图20a绘制了在有硼和无硼下，相对于碳含量的合金的强度。图20b绘制了在有硼和无硼下，相对于碳含量的合金的延展性。8％增加到0.36％没有显著影响拉伸性能。在0.28％C和0.32％C钢中添加0.002％硼导致强度轻微降低，这可以归因于晶粒粗化。根据观察到的强度水平，钢应该易于冷轧到薄规格没有任何困难。
卷取温度对拉伸性能的影响
比较图18a至图18b和图20a至图20b中的拉伸性能，卷取温度从580℃增加到660℃导致强度的降低和延展性的增加，有利于提高冷轧压下量的可能性并且增强规格宽度能力(gauge-width capability)。与580℃相比，在660℃的较高卷取温度下，C含量从0.28％增加到0.36％以及向基材钢中添加B对钢的拉伸性能的影响较小。在实验室中研究在660℃下的卷取的影响的目的在于理解卷取温度对热轧带强度和冷轧并且经退火的马氏体钢的强度二者的影响。
在退火模拟之后钢的拉伸性能
均热温度的影响(830℃、850℃和870℃)
图21a至图21d表示在均热温度(830℃、850℃和870℃)、卷取温度(580℃和660℃)和合金组成(C含量和向基材钢中添加B)对退火模拟之后的钢的拉伸性能影响。图21a和图21b分别绘制了在不同均热温度下和在580℃和660℃的卷取温度下的五种合金的强度。图21c和图21d分别绘制了在不同均热温度下和在580℃和660℃的卷取温度下的五种合金的延展性。可以看出在均热温度为830℃和850℃下利用0.32％C和0.36％C钢在实验室中可以获得具有UTS水平为2000MPa至大于2100MPa、TE为3.5％至5.0％的马氏体钢。均热温度从870℃降低到850℃导致了对于大多数钢的强度的稍微增加。卷取温度的增加对强度没有显著影响，而在大多数情况下稍微增加了延展性。C含量从0.28％增加到0.36％导致UTS增加约200MPa。向基材钢中添加0.002％B导致对于580℃的较低卷取温度下的强度降低，而对于660℃的卷取温度不是如此。无论卷取温度如何，B添加对延展性没有显著影响。
淬火温度(780℃、810℃和840℃)的影响
图22a至图22d示出了淬火温度(780℃、810℃和840℃)、卷取温度(580℃和660℃)和合金组成(C含量和向基材钢中添加B)对在退火模拟之后的钢的拉伸性能影响。图22a和图22b分别绘制了在不同淬火温度和在580℃和660℃的卷取温度下的五种合金的强度。图22c和图22d分别绘制了在不同淬火温度和在580℃和660℃的卷取温度下的四种合金的延展性。可以看出在870℃的均热温度和各种淬火温度下利用具有0.36％C的钢在实验室中获得UTS接近或超过2100MPa以及TE为3.5％至5.0％的马氏体钢。与在图21a和图21b中的结果相比较，在均热温度为830℃和850℃下，不仅具有0.36％C的钢而且0.32％C的钢可以被热处理以获得2000MPa至2100MPa的UTS水平和3.5％至5.0％的TE。从而，约850℃的均热温度可以帮助实现最佳机械性能。无论B的添加和卷取温度如何，淬火温度从840℃降低到780℃对于具有0.32％C和0.36％C的钢的拉伸性能没有重大影响。然而，当未添加B时，对于具有0.28％C(卷取温度为580℃)的钢淬火温度从840℃降低到780℃导致强度降低100MPa，当添加B时效果变得不太明显，即仅增加40MPa。这表明添加B对拉伸性能的稳定化有益，特别是对于具有较少C含量的钢。C含量从0.28％增加到0.36％导致UTS增加了约200MPa至300MPa，而延展性特别是在660℃的较高卷取温度下没有明显变化。总体而言，与在580℃下的卷取之后的钢相比，在660℃下卷取的钢的拉伸性能对淬火温度较不敏感。
图23a至图23d示出了组成和退火周期对拉伸强度(23a至23b)和延展性(23c和23d)的影响。图22a和图22b绘制了分别在三对不同均热温度/淬火温度下(790℃/770℃、810℃/790℃和830℃/810℃)并且在580℃和660℃的卷取温度下五种合金的强度。图22c和图22d绘制了分别在三对不同均热温度/淬火温度下并且在580℃和660℃的卷取温度下五种合金的延展性。在均热温度790℃和淬火温度770℃下处理的钢表明为最低强度，这可以归因于在790℃的均热温度下的不完全奥氏体化。图24a至图24d是在660℃下卷取、冷轧并且利用均热温度/淬火温度对790℃/770℃退火的五种合金中的四种的显微照片。如可看出的，对于所有四种钢组成在退火周期之后形成铁素体。类似地，图24e至图24h是利用均热温度/淬火温度对810℃/790℃退火的五种合金中的四种的显微照片。对于具有0.28％C和0.32％C的钢仍然可以观察到铁素体形成。C含量的增加导致淬透性的增加，使得在同样的退火周期下形成较少铁素体。最后，图24i至图24l是利用均热温度/淬火温度对830℃/810℃退火的五种合金中的四种的显微照片。在这些温度下的退火之后大多数钢示出最高强度，这可能是由于所获得的几乎完全的马氏体显微组织。
在退火模拟之后钢的弯曲性
表11汇总了C和B对在50％冷轧和退火之后在580℃下的模拟卷取之后的钢的拉伸性能和弯曲性的影响。退火过程包括将冷轧带(约1.0mm厚)再加热到850℃持续100s，立即冷却到810℃，在“淬火”温度下等温保持40s，之后进行水淬。然后将钢再加热到200℃持续100s，之后空气冷却以模拟过时效处理(OA)。如在表11中所示出的，可以通过改变合金组成制造具有极限拉伸强度为1830MPa至2080MPa的钢。
表11
与实施例1和实施例2中锰对具有0.28％C的钢的影响进行比较
在以上实施例1和实施例2中示出了具有0.28％C和1.0％/2.0％Mn的钢。我们现在将这些钢与包含0.28％C和0.5％Mn的钢进行比较，以研究Mn(0.5％至2.0％)对拉伸性能的影响。在表12中示出了钢的详细化学组成。
表12
序号 编号 C Mn Si Ti B Al N S P Ceq
1 28C-0.5Mn-Ti 0.282 0.577 0.199 0.021 0.02 0.004 0.005 0.004 0.38
2 28C-0.5Mn-Ti-B 0.281 0.58 0.197 0.022 0.0016 0.022 0.0042 0.004 0.004 0.38
3 28C-1.0Mn-Ti 0.28 0.98 0.198 0.024 0.04 0.0047 0.003 0.005 0.44
4 28C-1.0Mn-Ti-B 0.29 0.98 0.204 0.024 0.0018 0.04 0.0047 0.003 0.005 0.45
5 28C-1.0Mn 0.29 0.98 0.204 0.035 0.0049 0.003 0.007 0.45
6 28C-2.0Mn 0.28 2.01 0.201 0.034 0.005 0.003 0.006 0.62
表13示出了具有0.5％Mn至2.0％Mn和添加Ti和B的钢在热轧和580℃的模拟卷取之后的拉伸性能。对于具有Ti添加的钢，Mn含量从0.5％增加到1.0％导致屈服强度和拉伸强度以及屈服比的增加，但是对延展性没有显著影响。向具有0.5％Mn至1.0％Mn的添加Ti的钢中添加B导致强度增加。与“28C-1.0Mn”钢相比，Ti的添加有益于强度和屈服比增加，这可以归因于Ti沉淀硬化的效果。具有较低Mn含量的钢比具有较高Mn含量的钢示出较低的强度。这可以有助于对于低Mn钢的较高程度的冷轧。
表13
钢 规格，mm YPE，％ YS，MPa UTS，MPa YS/UTS UE，％ TE，％
28C-0.5Mn-Ti 3.89 2.15 374 529 0.71 16.4 29.3
28C-0.5Mn-Ti-B 3.77 1.7 390 567 0.69 15.3 32
28C-1.0Mn-Ti 3.49 3.86 448 612 0.73 15.5 29.6
28C-1.0Mn-Ti-B 3.61 3.93 491 655 0.75 13.7 27.5
28C-1.0Mn 3.44 1.68 375 571 0.66 17.6 32.2
28C-2.0Mn 3.64 1.82 426 632 0.67 11.3 15.8
图25a至图25d示出了具有0.5％Mn至2.0％Mn的钢在580℃的卷取、冷轧(对于具有0.5％Mn和1.0％Mn的钢为50％冷轧压下量，对于具有2.0％Mn的钢为75％冷轧压下量)和各种退火周期之后的拉伸性能。图25a至图25d的X轴表示均热温度和淬火温度，即，870/840表示在870℃下均热并且在840℃下淬火。可以看出，在850℃-810℃(均热温度-淬火温度)和200℃(过时效)的相同的退火处理下，Mn含量从0.5％增加到1.0％对于具有Ti的钢的强度没有显著影响，但是导致具有Ti和B两种添加的钢的强度的增加和延展性的增加。Mn含量进一步增加到2.0％导致UTS显著增加超过100MPa，YS显著增加超过50MPa，延展性降低。该影响不适用于870℃的高均热温度，在870℃的高均热温度下，具有2.0％Mn的钢没有示出强度的增加。这表明具有2.0％Mn的钢对均热温度更加敏感，这可能是由于在较高退火温度下晶粒粗糙化。在870℃的高均热温度下，Mn从0.5％增加到1.0％导致对于810℃和780℃的淬火温度下的强度和延展性二者的增加。具有0.5％至1.0％Mn的钢在制造期间由于较宽的工艺窗口而相对容易处理。
具有0.5％Mn至2.0％Mn(0.28％C)的经退火的钢的弯曲性
表14列出了具有0.5％Mn至2.0％Mn的先前在580℃下卷取的钢在退火模拟之后的拉伸性能和弯曲性。“28C-0.5Mn-Ti”钢表明在1900MPa的相当的UTS水平下比“28C-1.0Mn-Ti”具有更好的弯曲性(与4.0t相比较为3.5t)。
表14
应当理解，为了使本发明被完整和完全公开的目的，在本文中阐述的本公开内容以所描述的具体实施方案的形式示出，并且这样的详细描述不应该被解释为限制如在所附权利要求中所阐述和限定的本发明的真正范围。

Claims (17)

1.一种马氏体钢合金，所述合金的极限拉伸强度为至少1700MPa。
2.根据权利要求1所述的马氏体钢合金，其中，所述合金的极限拉伸强度为至少1800MPa。
3.根据权利要求2所述的马氏体钢合金，其中，所述合金的极限拉伸强度为至少1900MPa。
4.根据权利要求3所述的马氏体钢合金，其中，所述合金的极限拉伸强度为至少2000MPa。
5.根据权利要求4所述的马氏体钢合金，其中，所述合金的极限拉伸强度为至少2100MPa。
6.根据权利要求1所述的马氏体钢合金，其中，所述合金的极限拉伸强度为1700MPa至2200MPa。
7.根据权利要求1所述的马氏体钢合金，其中，所述合金的总伸长率为至少3.5％。
8.根据权利要求7所述的马氏体钢合金，其中，所述合金的总伸长率为至少5％。
9.根据权利要求1所述的马氏体钢合金，其中，所述合金为冷轧的板、带或卷材的形式。
10.根据权利要求9所述的马氏体钢合金，其中，所述冷轧的板、带或卷的厚度小于或等于1mm。
11.根据权利要求1所述的马氏体钢合金，其中，所述合金具有利用下式得到的小于0.44的碳当量：
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15
其中，Ceq为碳当量，
C、Mn、Cr、Mo、V、Ni和Cu为以所述元素在所述合金中的wt％计。
12.根据权利要求1所述的马氏体钢合金，其中，所述合金包含0.22wt％至0.36wt％的碳。
13.根据权利要求12所述的马氏体钢合金，其中，所述合金包含0.22wt％至0.28wt％的碳。
14.根据权利要求12所述的马氏体钢合金，其中，所述合金包含0.28wt％至0.36wt％的碳。
15.根据权利要求12所述的马氏体钢合金，其中，所述合金包含0.5wt％至2.0wt％的锰。
16.根据权利要求15所述的马氏体钢合金，其中，所述合金包含约0.2wt％的硅。
17.根据权利要求15所述的马氏体钢合金，其中，所述合金还包含Nb、Ti、B、Al、N、S、P中的一种或更多种。
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Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20170026490A (ko) * 2011-11-28 2017-03-08 아르셀러미탈 인베스티가시온 와이 데살롤로 에스엘 1700 ~ 2200 ㎫ 인장 강도를 갖는 마텐자이트 강
US9493864B2 (en) * 2013-03-15 2016-11-15 Am/Ns Calvert Llc Line pipe steels and process of manufacturing
JP6327737B2 (ja) * 2013-07-09 2018-05-23 国立研究開発法人物質・材料研究機構 マルテンサイト鋼及びその製造方法
KR101909356B1 (ko) * 2013-12-11 2018-10-17 아르셀러미탈 지연 파괴 저항을 갖는 마텐자이트 강 및 제조 방법
DE112015005690T8 (de) 2014-12-19 2018-04-19 Nucor Corporation Warmgewalztes martensitisches Leichtbau-Stahlblech und Verfahren zum Herstellen desselben
KR101999019B1 (ko) * 2017-12-24 2019-07-10 주식회사 포스코 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
FI3887556T3 (fi) * 2018-11-30 2023-03-25 Arcelormittal Kylmävalssattu karkaistu teräslevy jossa on suuri aukon laajentumissuhde ja sen valmistusmenetelmä
WO2020109851A1 (en) * 2018-11-30 2020-06-04 Arcelormittal A method of manufacturing martensitic steel and a martensitic steel thereof
WO2020250009A1 (en) * 2019-06-12 2020-12-17 Arcelormittal A cold rolled martensitic steel and a method of martensitic steel thereof
TWI811081B (zh) * 2022-08-26 2023-08-01 中國鋼鐵股份有限公司 一種錳硼鋼材及其製造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101363099A (zh) * 2008-09-11 2009-02-11 北京科技大学 一种抗拉强度1000MPa级冷轧双相钢板及制备方法
DE102008022400A1 (de) * 2008-05-06 2009-11-19 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zum Herstellen eines Stahlformteils mit einem überwiegend martensitischen Gefüge
CN101713046A (zh) * 2009-12-14 2010-05-26 钢铁研究总院 纳米析出相强化及控制的超细晶粒马氏体钢的制备方法
JP2011063877A (ja) * 2009-08-21 2011-03-31 Jfe Steel Corp ホットプレス部材、ホットプレス部材用鋼板、ホットプレス部材の製造方法
WO2011118459A1 (ja) * 2010-03-24 2011-09-29 Ｊｆｅスチール株式会社 超高強度冷延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5542996A (en) 1993-01-14 1996-08-06 Nkk Corporation Method for manufacturing an ultra-high strength cold-rolled steel sheet with desirable delayed fracture resistance
JP3494799B2 (ja) * 1996-03-29 2004-02-09 新日本製鐵株式会社 遅れ破壊特性の優れた高強度ボルトおよびその製造方法
ATE278811T1 (de) * 1996-07-12 2004-10-15 Thyssenkrupp Stahl Ag Warmband aus stahl und verfahren zu seiner herstellung
RU2238332C1 (ru) * 2003-11-03 2004-10-20 Закрытое акционерное общество "Инструмент" Способ изготовления полосы из стали, сталь конструкционная и изделия из нее
JP4476863B2 (ja) * 2005-04-11 2010-06-09 株式会社神戸製鋼所 耐食性に優れた冷間成形ばね用鋼線
SK288275B6 (sk) 2005-12-01 2015-06-02 Posco Oceľová doska na tvarovanie lisovaním za horúca s tepelnou úpravou a rázovými vlastnosťami, za horúca lisovaný diel z nej vyrobený a spôsob ich výroby
KR100878614B1 (ko) * 2005-12-01 2009-01-15 주식회사 포스코 열처리 경화형 초고강도 강판, 이를 이용한 열처리 경화형부재와 그 제조방법
US20090242086A1 (en) * 2008-03-31 2009-10-01 Honda Motor Co., Ltd. Microstructural optimization of automotive structures
JP2009263876A (ja) 2008-04-22 2009-11-12 Hitachi Constr Mach Co Ltd 建設機械の昇降装置および建設機械
KR101027285B1 (ko) * 2008-05-29 2011-04-06 주식회사 포스코 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판, 열처리경화형 부재 및 이들의 제조방법
JP5637342B2 (ja) 2008-09-18 2014-12-10 国立大学法人 岡山大学 ホットプレス加工を施した鋼板部材及びその製造方法
CN101775545B (zh) * 2009-01-14 2011-10-12 宝山钢铁股份有限公司 一种低合金高强度高韧性耐磨钢板及其制造方法
US8460800B2 (en) * 2009-03-31 2013-06-11 Kobe Steel, Ltd. High-strength cold-rolled steel sheet excellent in bending workability
JP5402191B2 (ja) * 2009-04-15 2014-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5466576B2 (ja) * 2010-05-24 2014-04-09 株式会社神戸製鋼所 曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板
CN102230129A (zh) * 2011-07-12 2011-11-02 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种含稀土高强度钢板及其热处理工艺
JP5704721B2 (ja) * 2011-08-10 2015-04-22 株式会社神戸製鋼所 シーム溶接性に優れた高強度鋼板
KR20170026490A (ko) * 2011-11-28 2017-03-08 아르셀러미탈 인베스티가시온 와이 데살롤로 에스엘 1700 ~ 2200 ㎫ 인장 강도를 갖는 마텐자이트 강
GB201708662D0 (en) 2017-05-31 2017-07-12 Tropic Biosciences Uk Ltd Compositions and methods for increasing shelf-life of banana

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102008022400A1 (de) * 2008-05-06 2009-11-19 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zum Herstellen eines Stahlformteils mit einem überwiegend martensitischen Gefüge
CN101363099A (zh) * 2008-09-11 2009-02-11 北京科技大学 一种抗拉强度1000MPa级冷轧双相钢板及制备方法
JP2011063877A (ja) * 2009-08-21 2011-03-31 Jfe Steel Corp ホットプレス部材、ホットプレス部材用鋼板、ホットプレス部材の製造方法
CN101713046A (zh) * 2009-12-14 2010-05-26 钢铁研究总院 纳米析出相强化及控制的超细晶粒马氏体钢的制备方法
WO2011118459A1 (ja) * 2010-03-24 2011-09-29 Ｊｆｅスチール株式会社 超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2011202195A (ja) * 2010-03-24 2011-10-13 Jfe Steel Corp 超高強度冷延鋼板およびその製造方法

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Publication number Publication date
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