CN108431248B - 用于制造具有改善的延展性和可成形性的高强度钢板的方法和所获得的钢板 - Google Patents

用于制造具有改善的延展性和可成形性的高强度钢板的方法和所获得的钢板 Download PDF

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Abstract

一种用于制造钢板的方法，所述方法包括以下顺序步骤：‑提供冷轧钢板，所述钢的化学组成以重量％计包含：0.15％≤C≤0.23％，2.0％≤Mn≤2.8％，1.0％≤Si≤2.1％，0.02％≤Al≤1.0％，其中1.7％≤Si+Al≤2.1％，0≤Nb≤0.035％，0≤Mo≤0.3％，0≤Cr≤0.4％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，‑将所述钢板在退火温度TA下退火以获得包含至少65％的奥氏体和最多至35％的亚温铁素体的组织，‑使所述板以至少20℃/秒的冷却速率从至少600℃的温度淬火至Ms‑170℃至Ms‑80的淬火温度QT，‑将所述板加热至350℃至450℃的配分温度PT，并将所述板保持在该配分温度下80秒至440秒的配分时间Pt，‑立刻将所述板冷却至室温，所述钢板具有以表面分数计由以下组成的最终显微组织：‑40％至70％的回火马氏体，‑7％至15％的残余奥氏体，‑15％至35％的铁素体，‑至多5％的新鲜马氏体，‑至多15％的贝氏体。

Description

用于制造具有改善的延展性和可成形性的高强度钢板的方法 和所获得的钢板
本发明涉及用于制造具有改善的延展性和可成形性的高强度钢板的方法以及涉及用该方法获得的板。
为了制造机动车量的诸如车身结构构件和车身板件的各种设备，通常使用由DP(双相)钢或TRIP(转变诱发塑性)钢制成的钢。
还已知使用这样的钢：具有贝氏体组织，不含碳化物析出物，具有残余奥氏体，包含约0.2％的C、约2％的Mn、约1.7％的Si，屈服强度为约750Mpa，抗拉强度为约980Mpa，总延伸率为约8％。这些钢在连续退火线上通过以下来制造：由高于Ac3转变点的退火温度冷却至高于Ms转变点的保持温度，并将此钢保持在此温度下给定的时间。
考虑到全球环境保护，为了减轻汽车的重量以改善其能源效率，期望具有改善的屈服强度和抗拉强度的钢。但是这样的钢还必须具有良好的延展性和良好的可成形性以及更特别地良好的拉伸凸缘性(stretch flangeability)。
在这方面，期望具有这样的板：抗拉强度TS为至少1180MPa，总延伸率TE为至少12％、优选至少13％，扩孔率HER至少25％、优选至少30％。抗拉强度TS和总延伸率TE根据2009年10月公开的ISO标准ISO6892-1来进行测量。必须强调，由于测量方法的差异，特别是由于使用的样品的几何形状差异，根据ISO标准的总延伸率TE的值非常不同，并且尤其低于根据JIS Z 2201-05标准测量的总延伸率的值。扩孔率HER根据ISO标准16630:2009来进行测量。由于测量方法的差异，根据ISO标准16630:2009的扩孔率HER的值非常不同并且与根据JFS T 1001(日本钢铁联合会标准)的扩孔率λ的值没有可比性。
还期望具有如上所述机械特性的钢板，厚度范围是0.7mm至3mm，更优选厚度范围是0.8mm至2mm。
因此，本发明的目的是提供具有上述期望的机械特性或特征的板以及制造其的方法。
为此目的，本发明涉及用于制造钢板的方法，所述钢板的抗拉强度为至少1180MPa，根据ISO标准6892-1测量的总延伸率为至少12％，以及根据ISO标准16630:2009测量的扩孔率HER为至少25％，其中所述方法包括以下顺序步骤：
-提供冷轧钢板，所述钢的化学组成以重量％计包含：
0.15％≤C≤0.23％
2.0％≤Mn≤2.8％，
1.0％≤Si≤2.1％
0.02％≤Al≤1.0％，
其中1.7％≤Si+Al≤2.1％
0≤Nb≤0.035％，
0≤Mo≤0.3％，
0≤Cr≤0.4％，
剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
-将所述钢板在退火温度TA下退火以获得包含至少65％的奥氏体和最多至35％的亚温铁素体(intercritical ferrite)的组织，
-使所述板以至少20℃/秒的冷却速率从至少600℃的温度淬火至Ms-170℃至Ms-80℃的淬火温度QT，
-将所述板加热至350℃至450℃的配分温度PT，并将所述板保持在该温度下80秒至440秒的配分时间Pt，
-立刻将所述板冷却至室温，
所述钢板具有以表面分数计由以下组成的最终显微组织：
-40％至70％的回火马氏体，所述回火马氏体的C含量小于0.45％，
-7％至15％的残余奥氏体，
-15％至35％的铁素体，
-至多5％的新鲜马氏体，
-至多15％的贝氏体。
根据一个具体实施方案，所述方法包括在退火步骤与淬火步骤之间的以下步骤：将所述板以低于5℃/秒的冷却速率缓慢冷却至少70秒，降至高于或等于600℃的温度。
在该实施方案中，相对于整个组织，所述铁素体以面积分数计包含：0％至15％的亚温铁素体和0％至35％的转变铁素体(transformation ferrite)，所述转变铁素体在所述缓慢冷却步骤期间形成。
优选地，回火马氏体中的C含量低于0.03％。
优选地，经淬火的板具有在加热至所述配分温度PT之前以表面分数计由以下组成的组织：
-15％至35％的铁素体，
-10％至30％的奥氏体，
-40％至70％的马氏体，
-至多15％的下贝氏体。
根据一个具体实施方案，提供所述冷轧钢板的步骤包括：
-热轧由所述钢制成的板以获得热轧钢板，
-在400℃至750℃的温度Tc下卷取所述热轧钢板，
-在500℃至700℃的温度THBA下进行分批退火2天至6天的时间，
-冷轧所述热轧钢板以获得所述冷轧钢板。
优选地，在将所述板淬火至淬火温度QT之后以及将所述板加热至配分温度PT之前，将所述板保持在淬火温度QT下2秒至8秒，优选地3秒至7秒的保持时间。
所述钢的化学组成优选满足以下条件中的至少一者：
C≥0.16％，
C≤0.21％，
Mn≥2.2％，
Mn≤2.7％，
0.010％≤Nb，
Mo≤0.05％，或
Mo≥0.1％，
Cr≤0.05％，或
Cr≥0.1％。
根据第一具体实施方案，所述钢的化学组成使得C+Si/10≤0.30％以及Al≥6(C+Mn/10)-2.5％。
在该实施方案中，所述钢的化学组成优选使得1.0％≤Si<1.3％以及0.5％<Al≤1.0％，又优选使得1.0％≤Si≤1.2％以及0.6％≤Al≤1.0％。
例如，在将钢板冷却至室温的步骤之后，钢板通过电化学法或者通过真空涂覆工艺进行涂覆。
例如，钢板用Zn或Zn合金进行涂覆。
根据另一个具体实施方案，钢的化学组成使得1.3％≤Si≤2.1％以及0.02％≤Al≤0.5％。
本发明还涉及一种用于制造通过电阻点焊组装的由至少两个工件制成的部件的方法，所述至少两个工件由钢板制成，所述方法包括：
-提供由通过根据本发明的方法制造的第一钢板制成的第一工件，使得C+Si/10≤0.30％以及Al≥6(C+Mn/10)-2.5％，所述第一钢板涂覆有Zn或Zn合金，
-提供由具有以下组成的钢板制成的第二工件，所述组成使得C+Si/10≤0.30％以及Al≥6(C+Mn/10)-2.5％，
-将由所述第一钢板制成的所述第一工件电阻点焊至由钢板制成的所述第二工件。
本发明还涉及钢板，其中所述钢的化学组成以重量％计包含：
0.15％≤C≤0.23％
2.0％≤Mn≤2.8％，
1.0％≤Si≤2.1％
0.02％≤Al≤1.0％，
其中1.7％≤Si+Al≤2.1％
0≤Nb≤0.035％，
0≤Mo≤0.3％，
0≤Cr≤0.4％，
剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
所述钢板具有以表面分数计由以下组成的显微组织：
-40％至70％的回火马氏体，所述回火马氏体的C含量小于0.45％，
-7％至15％的残余奥氏体，
-15％至35％的铁素体，
-至多5％的新鲜马氏体，
-至多15％的贝氏体。
根据一个具体实施方案，相对于整个组织，所述铁素体包含：0％至15％的亚温铁素体和0％至35％的转变铁素体。
优选地，回火马氏体中的C含量小于0.03％。
优选地，残余奥氏体中的C含量为0.9％至1.2％。
优选地，钢板的屈服强度为至少900MPa，抗拉强度为至少1180MPa，根据ISO标准6892-1测量的总延伸率为至少12％，以及根据ISO标准16630:2009测量的扩孔率HER为至少25％。
还优选地，屈服强度最大为1090MPa。事实上，至多为1090MPa的屈服强度保证了高的可成形性。
优选地，钢的化学组成满足以下条件中的至少一者：
C≥0.16％，
C≤0.21％，
Mn≥2.2％，
Mn≤2.7％，
0.010％≤Nb，
Mo≤0.05％，或
Mo≥0.1％，
Cr≤0.05％，或
Cr≥0.1％。
根据一个具体实施方案，钢的化学组成使得C+Si/10≤0.30％以及Al≥6(C+Mn/10)-2.5％。
在该实施方案中，钢的化学组成优选使得1.0％≤Si<1.3％以及0.5％<Al≤1.0％，还优选使得1.0％≤Si<1.2％以及0.6％≤Al≤1.0％。
根据另一个具体实施方案，钢的化学组成使得1.3％≤Si≤2.1％以及0.02％≤Al≤0.5％。
根据一个具体实施方案，钢板涂覆有Zn或Zn合金，涂覆由使用电化学法或真空涂覆工艺得到。
所述钢板的厚度为例如0.7mm至3mm，优选为0.8mm至2mm。
本发明还涉及焊接结构，其包括至少十个由钢板制成的至少两个部件的电阻点焊部，其中第一钢板是根据本发明的，第一钢板具有所述钢的化学组成使得C+Si/10≤0.30％以及Al≥6(C+Mn/10)-2.5％并涂覆有Zn或Zn合金，以及第二钢板的组成使得：C+Si/10≤0.30％以及Al≥6(C+Mn/10)-2.5％，以及每个电阻点焊部的裂纹的平均数目小于6。
优选地，第二钢板是根据本发明的并涂覆有Zn或Zn合金。
本发明还涉及根据本发明制造的钢板或根据本发明的钢板用于制造机动车辆中的结构部件的用途。
本发明还涉及根据本发明的制造的电阻点焊部或者根据本发明的焊接结构用于制造机动车辆中的结构部件的用途。
现在将参照附图对本发明进行详细地描述，但不引入限制。
根据本发明的钢的组成以重量％计包含：
-0.15％至0.23％碳，以确保令人满意的强度和改善获得充足延伸率必需的残余奥氏体的稳定性。优选地，碳含量高于或等于0.16％，和/或优选地低于或等于0.21％。如果碳含量太高，则热轧钢板太硬而不能冷轧并且焊接性不足。如果碳含量低于0.15％，则抗拉强度将无法达到1180MPa。
-2.0％至2.8％锰。限定最小量以具有充足的淬透性以获得包含至少40％回火马氏体的显微组织和大于1180MPa的抗拉强度。限定最大量以防止具有对延展性不利的偏析问题。优选地，锰含量高于或等于2.2％，和/或低于或等于2.7％。
-1.0％至2.1％硅和0.02％至1.0％铝，硅和铝含量的总和为1.7％至2.1％。
一定量的铝与氧结合成为Al2O3，并且与氮结合成为AlN；该量取决于O和N含量并且保持小于0.025％。如果存在剩余部分则其不结合并且包含“游离铝”。
与氧结合的铝由液体阶段的脱氧形成。其对延展性特性不利，因此其含量必须被尽可能限制。
与氮结合的铝使退火期间奥氏体晶粒的生长减慢。氮是由熔炼形成的剩余元素并且在钢板中小于0.010％。
在奥氏体范围内进行加热之后，本发明人发现Si和游离Al通过延缓碳化物的形成来使奥氏体稳定。这尤其发生在以下情况中：如果钢板在一定的温度下冷却以获得部分马氏体转变，并且立即再加热并且保持在温度PT下，在此期间碳由马氏体向奥氏体重新配分。如果Si和游离Al含量添加是足量的，则发生碳的重新配分而没有显著的碳化物析出。为此目的，Si+Al必须大于1.7重量％(但小于2.1％)。此外，硅提供固熔强化并且提高扩孔率。此外，Si和Al含量的总和必须为至少1.7％以获得至少1180MPa的抗拉强度，以及至少12％的总延伸率和至少25％的扩孔率。但是Si含量必需限制在2.1％以防止将不利于涂覆性的硅氧化物在钢的表面的形成。
此外，本发明人发现当Si/10≥0.30％–C(Si和C以重量％表示)时，由于LME(液态金属脆化现象)，硅不利于涂覆板的点焊并且特别不利于镀锌或镀锌扩散退火或电镀锌板。LME的发生引起热影响区中和焊接接头的焊接金属中的晶界的裂纹。因此(C+Si/10)必须保持为小于或等于0.30％，特别是板要进行涂覆时。本发明人还发现，为了降低钢的LME敏感性，对于考虑的组成区域，Al、C和Mn含量必须使得Al≥6(C+Mn/10)-2.5％。
因此，根据第一实施方案，特别是当不太可能出现LME时，仅添加Al以脱氧或任选地控制退火期间奥氏体晶粒生长，并且其含量小于0.5％，例如小于0.1％，但优选至少为0.020％。根据该第一实施方案，Si含量为1.3％至2.1％。在此实施方案中，C+Si/10可以高于0.30％。
根据第二实施方案，特别是当必须考虑LME问题时，C+Si/10≤0.30％。考虑到Si对碳化物形成的影响，该条件可以限制太多的Si含量。此外，该组成必须满足由式Al≥6(C+Mn/10)–2.5％限定的条件。因此，以更重要的量添加铝，以置换至少部分Si以使奥氏体稳定。在该第二实施方案中，Al含量为0.5％至1.0％，优选0.6％至1.0％，以及Si为1.0％至1.3％、优选1.0％至1.2％。优选地，Al含量高于或等于0.7％。然而，Al含量限于1.0％以防止Ac3转变温度的升高，温度升高意味着在高温下加热以在退火步骤中获得钢板的奥氏体化时更高的成本。在该第二实施方案中，C+Si/10≤0.30％意味着C≤0.20％。
-任选地0.010％至0.035％铌以使热轧期间奥氏体晶粒细化并且提供析出强化。0.010％至0.035％的Nb含量使得可能获得令人满意的屈服强度和延伸率，特别是至少900MPa的屈服强度。
-0％至0.3％钼和/或0％至0.4％铬。可以添加Mo和Cr以增加淬透性并且使残余奥氏体稳定以强烈降低配分期间的分解。根据一个实施方案，可以除去钼和铬，以及其含量可以各自小于0.05％，小于0.05％的含量对应于存在Cr或Mo作为杂质。当自动添加Mo和/或Cr时，其含量为至少0.1％。
余量为铁和由炼钢形成的剩余组分。在此方面，至少将Ni、Cu、Ti、V、B、S、P和N考虑为作为不可避免的杂质的剩余元素。因此，其含量为：Ni小于0.05％、Cu小于0.03％、V小于0.007％、B小于0.0010％、S小于0.005％、P小于0.02％和N小于0.010％。Ti含量限于0.05％，因为高于此值，在液态阶段将主要析出大尺寸碳化物，并且钢板的可成形性将降低，使得根据ISO 6892-1的总延伸率的12％目标更难以达到。
当板用Zn或Zn合金进行涂覆时，热点焊接性可以受LME(液态金属脆化)现象影响。
可以通过在高温下进行拉伸测试来评估特定钢板对该现象的敏感性。特别地，该热拉伸测试可以使用Gleeble RPI热模拟器进行，这样的装置是本领域技术人员已知的。
这种名为“Gleeble LME测试”的测试描述如下：
–对厚度为0.7mm至3mm的待测试的经涂覆的板样品进行高温拉伸测试以确定哪个是焊接区周围开裂发生的最小临界位移。在板中切割的样品具有10mm长和10mm宽的校准区域，40mm长和30mm宽的头部，头部与校准部分之间的曲率半径为5mm。
-高温拉伸测试通过如下过程进行：将每个样品迅速加热(1000℃/秒)，将样品保持在预定的温度下并使加热的样品达到预定的延伸率或位移，然后在空气中冷却样品，保持延伸率或位移。在冷却之后，观察样品以确定是否存在LME开裂。如果在样品上形成至少2mm的至少一个裂纹，则确定样品具有裂纹。
-在多个预定温度下进行测试，例如700℃、750℃、800℃、850℃、900℃和950℃，延伸率或位移为0.5mm、0.75mm、1mm、1.25mm、1.5mm、1.75mm、2mm等等；延伸率或位移是保持样品在Gleeble模拟器上的钳夹的延伸率或位移，
报道了开裂发生的临界位移，并确定了考虑的温度范围内的最小临界位移，即开裂发生的最小位移。
通常，认为当在700℃至800℃的温度下最小临界位移小于1.5mm时，在电阻点焊中观察到许多LME裂纹的可能性高，当最小临界位移为至少1.5mm时，在电阻点焊中观察到许多LME裂纹的可能性低。
在这方面，本发明人已经发现，对于对应于本发明的钢或者与这些钢类似的钢，如果组成使得C+Si/10小于或等于0.30％并且Al高于或等于6(C+Mn/10)-2.5％，则最小临界位移为至少1.5mm，当C+Si/10大于0.30％和/或Al小于6(C+Mn/10)-2.5％时，最小临界位移小于1.5mm，甚至小于1mm。
用于评估经涂覆的板的可点焊性的另一种方法是“LME电阻点焊测试”，该测试允许确定在重要数目的电阻点焊中观察到由LME造成的大量裂纹焊接的可能性，例如在工业制造包括通过电阻点焊组装的部件的产品中，例如车身。
该“LME电阻点焊测试”源自电阻点焊的电极寿命测试，其中在叠加在一起的三个板上进行多个(例如30个)电阻点焊：待测试的板和两个由镀锌低碳板制成的支撑板，例如根据EN 10346的DX54D+Z。板的厚度为1.6mm，电阻点焊根据用于异质组合件的ISO标准18278-2进行。参数为：
-电极尖端直径：8mm，
-焊接力：4.5kN，
-焊接时间：间隔40毫秒周期(冷却时间)的180毫秒的3个脉冲，
-保持时间：400毫秒。
对于该测试，为了确定电阻点焊中的裂纹的最终发生，将样品切割并抛光。然后用苦味酸蚀刻电阻点焊部并通过例如200倍放大的显微镜观察，以确定每个观察到的电阻点焊部中的裂纹数目和每个电阻点焊中的裂纹长度的总和。
对于组成分别使得C+Si/10≤0.30％和C+Si/10>0.30％的实例，在任何情况下Al均大于6(C+Mn/10)-2.5％，每个电阻点焊的裂纹数目的比例如下：
-C+Si/10≤0.30％：Gleeble LME测试>1.5mm，80％的电阻点焊部具有小于10个裂纹，0％具有20个或更多个裂纹，
-C+Si/10>0.30％：Gleeble LME测试<1.5mm，仅40％的电阻点焊部具有小于10个裂纹，30％具有20个或更多个裂纹。
如果考虑每个电阻点焊中的裂纹的平均数目，则结果如下：
–对于C+Si/10≤0.30％的组成：每个电阻点焊部中的裂纹的平均数目小于6，
-对于C+Si/10>0.30％的组成：每个电阻点焊部中的裂纹的平均数目大于6。
厚度为2mm至5mm的热轧板可以由上述本发明的钢组成以已知的方式制造。作为实例，在轧制之前的再加热温度可以为1200℃至1280℃，优选为约1250℃，精轧温度优选为Ar3℃至950℃，优选高于850℃，卷取在优选为400℃至750℃的温度下进行。
在卷取之后，板具有铁素体-珠光体组织或铁素体-珠光体-贝氏体组织。
在卷取之后，对板进行分批退火以降低钢板的硬度，因此改善经热轧和卷取的钢板的可冷轧性。
例如，将经热轧和卷取的钢板在500℃至700℃例如540℃至640℃的温度下分批退火2天至6天，优选3天至5天的时间。
可以对板进行酸洗和冷轧以获得厚度为0.7mm至3mm例如在0.8mm至2mm范围内的冷轧板。
然后，在连续退火线上对板进行热处理。
热处理包括以下步骤：
-在退火温度TA下将板退火，使得在退火步骤结束时，钢具有包含至少65％的奥氏体以及最多至100％和0％至35％的亚温铁素体的组织。本领域技术人员知道如何根据膨胀测试或者通过使用半经验式来确定退火温度TA。优选地，退火温度TA为至多Ac3+50℃，以限制奥氏体晶粒的粗化。Ac3表示在加热步骤期间转变成奥氏体结束的温度。还优选地，退火温度TA为至多Ac3。将板保持在退火温度下，即保持在TA-5℃至TA+5℃，持续优选大于60秒，更优选大于80秒，但不需要大于300秒的退火时间tA。
-任选地，以低于10℃/秒，优选低于5℃/秒的冷却速率将板从退火温度TA缓慢冷却至冷却结束温度，以获得15％至35％的总铁素体分数，不形成珠光体或贝氏体。例如进行缓慢冷却70秒至150秒的时间。该缓慢冷却步骤旨在形成铁素体，特别是如果亚温铁素体的分数低于15％。在那种情况下，在缓慢冷却期间形成的铁素体的分数高于或等于15％-IF并且低于或等于35％-IF，IF是亚温铁素体的分数。如果亚温铁素体的分数为至少15％，则缓慢冷却是任选的。在任何情况下，在缓慢冷却期间形成的铁素体的分数低于或等于35％-IF，使得总铁素体分数保持为至多35％。冷却结束温度优选为750℃至600℃。事实上，高于750℃的冷却结束温度不能形成足够的铁素体，而低于600℃的冷却结束温度可能导致形成贝氏体。在缓慢冷却步骤期间可能形成的铁素体(还称为“转变铁素体”)不同于在退火步骤结束时保留在组织中的亚温铁素体。特别地，与转变铁素体相反，亚温铁素体是多边形的。此外，转变铁素体富含碳和锰，即具有高于钢的平均碳和锰含量且高于亚温铁素体的碳和锰含量的碳和锰含量。因此，在用焦亚硫酸盐蚀刻之后，通过用使用二次电子的FEG-TEM显微镜观察显微照片，可以区分亚温铁素体和转变铁素体。在显微照片上，亚温铁素体呈中灰色，而转变铁素体由于其较高的碳和锰含量而呈深灰色。对于钢的每种特定组成，本领域技术人员知道如何精确地确定适合于获得期望的转变铁素体分数的缓慢冷却条件。转变铁素体的形成允许更精确地控制最终组织中的铁素体的面积分数，因此提供稳健性。
–就在退火步骤或缓慢冷却步骤之后，通过以足够快以避免形成上部贝氏体和粒状贝氏体的冷却速率，从至少600℃的温度冷却至低于在退火和缓慢冷却之后剩余的奥氏体的Ms转变点的淬火温度QT来将板淬火。淬火温度QT为Ms-80℃至Ms-170℃，冷却速率为至少20℃/秒，优选至少50℃/秒。对于钢的每种特定组成和每种组织，本领域技术人员知道如何确定在退火和缓慢冷却之后剩余的奥氏体的Ms转变点。本领域技术人员也知道如何确定适合于在淬火之后获得期望组织的淬火温度，该期望组织由15％至35％的亚温铁素体和转变铁素体的总和、10％至30％的奥氏体、和40％至70％的马氏体、在任何情况下都小于15％的为下贝氏体的剩余部分(如果有的话)组成。通常，淬火温度在180℃至260℃之间。如果淬火温度QT低于Ms-170℃，则最终组织中的回火(或配分)马氏体的分数太高而不能使足够量的残余奥氏体稳定在高于7％，使得根据ISO标准6892-1的总延伸率不会达到12％。此外，如果淬火温度QT高于Ms-80℃，则回火马氏体在最终组织中的分数太低而不能获得期望的抗拉强度。优选地，淬火温度QT为200℃至250℃。
-任选地，将淬火板保持在淬火温度QT下2秒至8秒，优选地3秒至7秒的保持时间，以避免形成自回火马氏体。
-将板从淬火温度再加热至350℃至450℃，并优选375℃至450℃，又优选400℃至440℃的配分温度PT，当通过感应加热进行再加热时，再加热速率可以很高，例如为6℃/秒至13℃/秒。如果配分温度PT高于450℃或低于350℃，则最终产品的延伸率不令人满意。
-将板保持在配分温度PT下，配分时间Pt为80秒至440秒，优选170秒至430秒。在该配分步骤期间，碳被配分，即从马氏体扩散到奥氏体中，奥氏体因此富含碳。
-在该保持步骤之后立即，以优选高于1℃/秒例如2℃/秒至20℃/秒的冷却速度将板冷却至室温。
-任选地，在冷却至室温之后，板可以通过电化学法例如电镀锌或者通过任何真空涂覆工艺例如PVD或射流气相沉积来涂覆。可以使用任何种类的涂覆，特别是锌或锌合金，例如锌-镍、锌-镁或锌-镁-铝合金。
该热处理使得获得最终组织(即在配分和冷却至室温之后)，其由以下组成：
-残余奥氏体，表面分数为7％至15％，
-回火马氏体，表面分数为40％至70％，
-铁素体，表面分数为15％至35％，优选相对于整个组织，该铁素体包括0％(包括)至35％的亚温铁素体和0％(包括)至35％的转变铁素体。根据第一实施方案，铁素体由亚温铁素体组成。根据第二实施方案，铁素体包括亚温铁素体和转变铁素体，例如0％至15％的亚温铁素体和0％(不包括)至35％的转变铁素体，
-至多5％的新鲜马氏体，
-至多15％的贝氏体，包括下贝氏体。
至少7％的残余奥氏体的分数与15％至35％的铁素体的分数允许获得根据ISO6892-1至少12％的总延伸率。
此外，该处理允许获得增加的残余奥氏体中的C含量，其为至少0.9％，优选为甚至至少1.0％，并且最多至1.2％。
马氏体包括新鲜马氏体和回火马氏体。
作为配分马氏体的回火马氏体的C含量小于0.45％，该含量由在配分步骤期间碳从马氏体向奥氏体的配分而产生。特别地，该含量由碳从在淬火期间形成的马氏体向奥氏体的配分而产生。
回火(或配分)马氏体中的低于0.45％的C含量是必要的，以保证奥氏体的充分稳定，因此总延伸率为至少12％。此外，回火马氏体中的高于或等于0.45％的C含量将导致马氏体内的碳化物析出，增加屈服强度。因此，马氏体中的低于0.45％的C含量允许实现至多1090MPa的屈服强度，因此实现钢板的高可成形性。
回火马氏体中的C含量通常小于0.03％。回火马氏体中的小于0.03％的C含量保证了奥氏体的最佳稳定性，奥氏体在扩孔率测试期间不转变成马氏体，因此保证了至少25％的扩孔率HER。
在配分步骤之后由富含奥氏体转变成马氏体而产生的新鲜马氏体的C含量为至少0.9％，通常至多1.2％。
优选地，组织中的新鲜马氏体的分数低于或等于5％。事实上，高于5％的新鲜马氏体的分数将导致低于25％的根据ISO 16630:2009的扩孔率HER。
通过该热处理，可以获得具有以下特性的钢板：屈服强度YS为至少900MPa，抗拉强度TS为至少1180MPa，根据ISO标准6892-1的总延伸率TE为至少12％，甚至高于13％，根据ISO标准16630:2009的扩孔率HER为至少25％，甚至至少30％。
实施例：
作为实施例和比较，已经制造了由根据表I的钢组成制成的板，元素以重量表示。表I中报道了转变温度例如Ac1和Ac3。Ac1和Ac3通过膨胀法来测量。
表I
在该表中，“res.”意指元素仅作为剩余部分存在，并且不主动添加该元素，“nd”意指值未确定。下划线值不根据本发明。
将板热轧，然后在450℃(实施例1至6和9至10)或730℃(实施例7和8)下卷取。将一些板在550℃或650℃下分批退火4天。将在分批退火之后的板酸洗并冷轧以获得厚度为1.2mm(实施例1至6和9至10)或1.6mm(实施例7和8)的板，退火，淬火，配分并冷却至室温。
表II报道了处理条件。
在表II中，THBA为分批退火温度，TA为退火温度，tA为退火时间，Ms为Ms温度，QT为淬火温度，PT为配分温度，Pt为配分时间。
表III报道了显微组织和机械特性。
在表III中，TM为回火马氏体的表面分数，FM为新鲜马氏体的表面分数，B为贝氏体的表面分数，IF为亚温铁素体的表面分数，F为铁素体(亚温铁素体+转变铁素体)的总表面分数，RA为残余奥氏体的表面分数。
所测量的特性是根据标准ISO 16630:2009测量的扩孔率HER、屈服强度YS、拉伸应力TS、均匀延伸率UE和总延伸率TE。屈服强度YS、拉伸应力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来测量。
所有实施例与未经涂覆的板有关。
表II
表III
在该表中，“nd”意指值未确定。下划线值不根据本发明。
实施例1至8均具有回火马氏体中的低于0.45％的C含量。
实施例1至8表明用根据本发明的方法，可以获得抗拉强度为至少1180Mpa和总延伸率为至少12％，甚至至少13％的钢板。这些钢板的屈服强度为至少900Mpa，均匀延伸率为至少9.0％，并且通常大于11％，以及扩孔率HER为至少25％，甚至至少30％。屈服强度和总延伸率根据ISO标准6892-1来测量。扩孔率HER根据ISO标准16630:2009来测量。
相比之下，实施例9和10表明，如果Si+Al含量低于1.7％，则不能获得至少1180MPa的抗拉强度。
附图中示出了实施例3的显微组织的显微照片。在该图上，RA表示残余奥氏体，TM表示回火马氏体以及IF表示亚温铁素体。
根据本发明的片可通过电阻点焊焊接，并可用于制造各种各样的焊接结构。但是，当它被Zn或Zn合金涂覆时，如果其组成满足条件C+Si/10≤0.30％以及Al≥6(C+Mn/10)–2.5％，则它也是可焊接的。
特别地，可以通过经由根据本发明的方法制造第一钢板来制造包括至少两个钢板的电阻点焊部的焊接结构，第一板使得C+Si/10≤0.30％和Al≥6(C+Mn/10)–2.5％，并涂覆有Zn或Zn合金，提供具有组成使得C+Si/10≤0.30％和Al≥6(C+Mn/10)–2.5％的第二钢板，并将第一钢板电阻点焊到第二钢板上。第二钢板可以例如通过根据本发明的方法来生产，并涂覆有Zn或Zn合金。
因此，获得了具有低LME敏感性的焊接结构。例如，对包括至少十个电阻点焊部的这样的焊接结构，每个电阻点焊的裂纹的平均数目小于6。
由于根据本发明任选地通过电阻点焊焊接的钢板提供了在制造过程期间的高可成形性和在碰撞情况下的高能量吸收，因此其有益地用于机动车辆中的结构部件的制造。由于位于焊接区域中的裂纹的最终萌生和扩展大大减少，因此根据本发明的电阻点焊还有益地用于机动车辆中的结构部件的制造。

Claims (29)

1.一种用于制造钢板的方法，所述钢板的抗拉强度为至少1180MPa，根据ISO标准6892-1测量的总延伸率为至少12％，以及根据ISO标准16630:2009测量的扩孔率HER为至少25％，其中所述方法包括以下顺序步骤：
-提供由钢制成的冷轧钢板，所述钢的化学组成以重量％计包含：
0.15％≤C≤0.23％
2.0％≤Mn≤2.8％，
1.0％≤Si≤2.1％
0.02％≤Al≤1.0％，
其中1.7％≤Si+Al≤2.1％，
0≤Nb≤0.035％，
0≤Mo≤0.3％，
0≤Cr≤0.4％，
剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
-将所述钢板在退火温度TA下退火以获得包含至少65％的奥氏体和最多35％的亚温铁素体的组织，
-使所述钢板以至少20℃/秒的冷却速率从至少600℃的温度淬火至Ms-170℃至Ms-80℃的淬火温度QT，
-将所述钢板从所述淬火温度QT加热至350℃至450℃的配分温度PT，并将所述钢板保持在所述配分温度PT下80秒至440秒的配分时间Pt，
-立刻将所述钢板冷却至室温，
所述钢板具有以表面分数计由以下组成的最终显微组织：
-40％至70％的回火马氏体，所述回火马氏体的C含量小于0.45％，
-7％至15％的残余奥氏体，
-15％至35％的铁素体，
-至多5％的新鲜马氏体，
-至多15％的贝氏体。
2.根据权利要求1所述的方法，其中所述回火马氏体的C含量小于0.03％。
3.根据权利要求1或2中任一项所述的方法，其中所述方法包括在所述退火步骤与所述淬火步骤之间的以下步骤：将所述钢板以低于5℃/秒的冷却速率缓慢冷却至少70秒，降至至少600℃的温度。
4.根据权利要求3所述的方法，其中相对于整个组织，所述铁素体以面积分数计包含：0％至15％的亚温铁素体和0％至35％的转变铁素体，所述转变铁素体在所述缓慢冷却步骤期间形成。
5.根据权利要求1或2中任一项所述的方法，其中所述钢板在所述淬火之后以及在加热至所述配分温度PT之前具有以表面分数计由以下组成的组织：
-15％至35％的铁素体，
-10％至30％的奥氏体，
-40％至70％的马氏体，
-至多15％的下贝氏体。
6.根据权利要求1或2中任一项所述的方法，其中提供所述冷轧钢板的步骤包括：
-热轧由所述钢制成的板以获得热轧钢板，
-在400℃至750℃的温度Tc下卷取所述热轧钢板，
-在500℃至700℃的温度THBA下进行分批退火2天至6天的时间，-冷轧所述热轧钢板以获得所述冷轧钢板。
7.根据权利要求1或2中任一项所述的方法，其中在将所述钢板淬火至所述淬火温度QT之后以及在将所述钢板加热至所述配分温度PT之前，将所述钢板保持在所述淬火温度QT下2秒至8秒的保持时间。
8.根据权利要求1或2中任一项所述的方法，其中所述钢的化学组成满足以下条件中的至少一者：
C≥0.16％，
C≤0.21％，
Mn≥2.2％，
Mn≤2.7％，
0.010％≤Nb，
Mo≤0.05％，或
Mo≥0.1％，
Cr≤0.05％，或
Cr≥0.1％。
9.根据权利要求1或2中任一项所述的方法，其中所述钢的化学组成使得：C+Si/10≤0.30％以及Al≥6(C+Mn/10)-2.5％。
10.根据权利要求9所述的方法，其中所述钢的化学组成使得：1.0％≤Si<1.3％以及0.5％<Al≤1.0％。
11.根据权利要求10所述的方法，其中1.0％≤Si≤1.2％以及0.6％≤Al≤1.0％。
12.根据权利要求9所述的方法，其中在将所述钢板冷却至室温的步骤之后，所述钢板通过电化学法或者通过真空涂覆工艺进行涂覆。
13.根据权利要求12所述的方法，其中所述钢板用Zn或Zn合金进行涂覆。
14.根据权利要求1或2中任一项所述的方法，其中所述钢的化学组成使得：1.3％≤Si≤2.1％以及0.02％≤Al≤0.5％。
15.一种用于制造通过电阻点焊组装的由至少两个工件制成的部件的方法，所述至少两个工件由钢板制成，所述方法包括：
-提供由通过根据权利要求13所述的方法制造的第一钢板制成的第一工件，
-提供由具有以下组成的钢板制成的第二工件，所述组成使得：C+Si/10≤0.30％以及Al≥6(C+Mn/10)-2.5％，
-将所述第一工件电阻点焊至所述第二工件。
16.一种钢板，其中所述钢板由具有以重量％计包含以下的化学组成的钢制成：
0.15％≤C≤0.23％
2.0％≤Mn≤2.8％，
1.0％≤Si≤2.1％
0.02％≤Al≤1.0％，
其中1.7％≤Si+Al≤2.1％，
0≤Nb≤0.035％，
0≤Mo≤0.3％，
0≤Cr≤0.4％，
剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
所述钢板具有以表面分数计由以下组成的显微组织：
-40％至70％的回火马氏体，所述回火马氏体的C含量小于0.03％，
-7％至15％的残余奥氏体，
-15％至35％的铁素体，其中相对于整个组织，所述铁素体包含：0％至15％的亚温铁素体和0％至35％的转变铁素体，
-至多5％的新鲜马氏体，
-至多15％的贝氏体。
17.根据权利要求16所述的钢板，其中所述残余奥氏体的C含量为0.9％至1.2％。
18.根据权利要求16所述的钢板，其中所述钢板的屈服强度为至少900MPa，抗拉强度为至少1180MPa，根据ISO标准6892-1测量的总延伸率为至少12％，以及根据ISO标准16630:2009测量的扩孔率HER为至少25％。
19.根据权利要求16所述的钢板，其中所述钢的化学组成满足以下条件中的至少一者：
C≥0.16％，
C≤0.21％，
Mn≥2.2％，
Mn≤2.7％，
0.010％≤Nb，
Mo≤0.05％，或
Mo≥0.1％，
Cr≤0.05％，或
Cr≥0.1％。
20.根据权利要求16至19中任一项所述的钢板，其中所述钢的化学组成使得：C+Si/10≤0.30％以及Al≥6(C+Mn/10)-2.5％。
21.根据权利要求20所述的钢板，其中所述钢的化学组成使得：1.0％≤Si<1.3％以及0.5％<Al≤1.0％。
22.根据权利要求21所述的钢板，其中1.0％≤Si<1.2％以及0.6％≤Al≤1.0％。
23.根据权利要求16至19中任一项所述的钢板，其中所述钢的化学组成使得：1.3％≤Si≤2.1％以及0.02％≤Al≤0.5％。
24.根据权利要求20所述的钢板，其中所述钢板涂覆有Zn或Zn合金，所述涂覆由使用电化学法或真空涂覆工艺得到。
25.根据权利要求16至19中任一项所述的钢板，其中所述钢板的厚度为0.7mm至3mm。
26.一种焊接结构，包括至少十个由至少两个钢板制成的至少两个部件的电阻点焊部，其中所述两个钢板中的第一者是根据权利要求24所述的钢板，所述两个钢板中的第二者的组成使得：C+Si/10≤0.30％以及Al≥6(C+Mn/10)-2.5％，以及其中每个电阻点焊部的裂纹的平均数目小于6。
27.根据权利要求26所述的焊接结构，其中所述第二钢板是根据权利要求24所述的钢板。
28.根据权利要求1制造的钢板或根据权利要求16所述的钢板用于制造机动车辆中的结构部件的用途。
29.根据权利要求15制造的电阻点焊部或者根据权利要求26所述的焊接结构用于制造机动车辆中的结构部件的用途。
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Families Citing this family (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
WO2018115948A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal A method for the manufacture of a coated steel sheet
CA3076581A1 (en) * 2017-10-24 2019-05-02 Arcelormittal A method for the manufacture of a coated steel sheet
MX2020005026A (es) 2017-11-17 2020-08-13 Arcelormittal Un metodo para la fabricacion de hoja de acero recubierta con zinc resistente a la fragilizacion por metal liquido.
WO2019111029A1 (en) * 2017-12-05 2019-06-13 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2019111028A1 (en) * 2017-12-05 2019-06-13 Arcelormittal Cold rolled and annealed steal sheet and method of manufacturing the same
US20220056543A1 (en) * 2018-09-20 2022-02-24 Arcelormittal Hot rolled steel sheet with high hole expansion ratio and manufacturing process thereof
SE542893C2 (en) * 2018-11-30 2020-08-18 Voestalpine Stahl Gmbh A resistance spot welded joint comprising a zinc coated ahss steel sheet
KR102285523B1 (ko) * 2019-11-20 2021-08-03 현대제철 주식회사 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법
KR102321297B1 (ko) * 2019-12-18 2021-11-03 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2021123888A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Cold rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
CN115151673B (zh) * 2020-02-28 2024-04-19 杰富意钢铁株式会社 钢板、构件和它们的制造方法
SE545209C2 (en) * 2020-12-23 2023-05-23 Voestalpine Stahl Gmbh Coiling temperature influenced cold rolled strip or steel
CN114807736A (zh) * 2021-01-21 2022-07-29 宝山钢铁股份有限公司 一种抗lme钢及抗lme钢板的制造方法
US20240141467A1 (en) * 2021-03-25 2024-05-02 Nippon Steel Corporation Steel sheet and welded joint
US20240167130A1 (en) 2021-04-02 2024-05-23 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. Low-carbon low-alloy q&p steel or hot-dip galvanized q&p steel with tensile strength greater than or equal to 1180 mpa, and manufacturing method therefor
SE545181C2 (en) * 2021-07-20 2023-05-02 Voestalpine Stahl Gmbh High strength cold rolled steel strip sheet for automotive use having good withstandability to retained austentite decomposition
CN115233092B (zh) * 2022-06-24 2023-04-14 马鞍山钢铁股份有限公司 900MPa级具有优异塑韧性的高强钢及提高其残余奥氏体含量的热处理方法
CN115464242B (zh) * 2022-09-30 2024-05-10 北京科技大学 一种淬火配分qp980与qp1180非等强度钢材的焊接工艺

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101120114A (zh) * 2005-03-31 2008-02-06 株式会社神户制钢所 涂膜附着性、加工性及耐氢脆化特性优异的高强度冷轧钢板和机动车用钢零件
CN103069040A (zh) * 2010-08-12 2013-04-24 杰富意钢铁株式会社 加工性和耐冲击性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN103620063A (zh) * 2011-05-10 2014-03-05 安赛乐米塔尔研究与发展有限责任公司 具有高机械强度、延展性和可成形性的钢片材，此类钢片材的性质、制造方法和用途
WO2015019557A1 (ja) * 2013-08-09 2015-02-12 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN104508163A (zh) * 2012-07-31 2015-04-08 杰富意钢铁株式会社 成形性及定形性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2844281B1 (fr) * 2002-09-06 2005-04-29 Usinor Acier a tres haute resistance mecanique et procede de fabrication d'une feuille de cet acier revetue de zinc ou d'alliage de zinc
US7442268B2 (en) * 2004-11-24 2008-10-28 Nucor Corporation Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
UA99289C2 (ru) * 2007-05-11 2012-08-10 Арселормиттал Франс Холоднокатаный и отожженный стальной лист, способ его изготовления (варианты) и применения
JP5418047B2 (ja) * 2008-09-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
EP2524970A1 (de) * 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hochfestes Stahlflachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
US9745639B2 (en) * 2011-06-13 2017-08-29 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet excellent in workability and cold brittleness resistance, and manufacturing method thereof
FI20115702L (fi) * 2011-07-01 2013-01-02 Rautaruukki Oyj Menetelmä suurlujuuksisen rakenneteräksen valmistamiseksi ja suurlujuuksinen rakenneteräs
US9840750B2 (en) * 2011-09-22 2017-12-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Medium carbon steel sheet for cold working and method for manufacturing the same
RU2524743C2 (ru) * 2012-11-06 2014-08-10 Закрытое акционерное общество "Вибро-прибор" Способ бездемонтажной поверки пьезоэлектрического вибропреобразователя на месте эксплуатации
CN103805838B (zh) * 2012-11-15 2017-02-08 宝山钢铁股份有限公司 一种高成形性超高强度冷轧钢板及其制造方法
EP2994547A1 (en) * 2013-03-01 2016-03-16 Rovalma, S.A. High thermal diffusivity, high toughness and low crack risk during heat treatment tool steel
WO2015088523A1 (en) * 2013-12-11 2015-06-18 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Cold rolled and annealed steel sheet
JP6306481B2 (ja) * 2014-03-17 2018-04-04 株式会社神戸製鋼所 延性及び曲げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
WO2016158160A1 (ja) * 2015-03-31 2016-10-06 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101120114A (zh) * 2005-03-31 2008-02-06 株式会社神户制钢所 涂膜附着性、加工性及耐氢脆化特性优异的高强度冷轧钢板和机动车用钢零件
CN102534359A (zh) * 2005-03-31 2012-07-04 株式会社神户制钢所 涂膜附着性、加工性及耐氢脆化特性优异的高强度冷轧钢板和机动车用钢零件
CN103069040A (zh) * 2010-08-12 2013-04-24 杰富意钢铁株式会社 加工性和耐冲击性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN103620063A (zh) * 2011-05-10 2014-03-05 安赛乐米塔尔研究与发展有限责任公司 具有高机械强度、延展性和可成形性的钢片材，此类钢片材的性质、制造方法和用途
CN104508163A (zh) * 2012-07-31 2015-04-08 杰富意钢铁株式会社 成形性及定形性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
WO2015019557A1 (ja) * 2013-08-09 2015-02-12 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比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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