為了制造各種各樣的設(shè)備，例如機(jī)動(dòng)車輛的車身結(jié)構(gòu)構(gòu)件和車身面板的部件，通常使用由DP(雙相)鋼或TRIP(相變誘導(dǎo)塑性)鋼制成的板。

例如，包含馬氏體組織和/或一些殘余奧氏體并且包含約0.2％的C、約2％的Mn、約1.7％的Si的此種鋼的屈服強(qiáng)度為約750MPa，拉伸強(qiáng)度為約980MPa，總延伸率大于8％。這些板在連續(xù)退火線上通過從高于Ac₃相變點(diǎn)的退火溫度淬火至低于Ms相變點(diǎn)的淬火溫度，接著加熱至高于Ms點(diǎn)的過時(shí)效溫度，并在該溫度下保持給定時(shí)間來生產(chǎn)。然后將所述板冷卻至室溫。

考慮到全球環(huán)境保護(hù)，由于希望降低機(jī)動(dòng)車輛的重量以改進(jìn)其燃料效率，期望有具有改進(jìn)的屈服強(qiáng)度和拉伸強(qiáng)度的板。但是此種板還必須具有良好的延展性和良好的可成形性，并且更特別地，良好的延伸凸緣性(flangeability)。

在這方面，期望使板的屈服強(qiáng)度YS為至少850MPa，拉伸強(qiáng)度TS為約1180MPa，總延伸率為至少13％或優(yōu)選地至少14％，且根據(jù)ISO標(biāo)準(zhǔn)16630:2009的擴(kuò)孔率HER大于30％或甚至50％。關(guān)于擴(kuò)孔率，必需強(qiáng)調(diào)的是，由于測(cè)量方法的差異，根據(jù)ISO標(biāo)準(zhǔn)的擴(kuò)孔率HER的值與根據(jù)JFS T 1001(日本鋼鐵聯(lián)盟標(biāo)準(zhǔn))的擴(kuò)孔率λ的值非常不同并且沒有可比性。

因此，本發(fā)明的目的是提供這樣的板及其生產(chǎn)方法。

為此目的，本發(fā)明涉及用于通過對(duì)鋼板進(jìn)行熱處理來生產(chǎn)具有改進(jìn)的強(qiáng)度和改進(jìn)的可成形性的高強(qiáng)度鋼板的方法，所述板的屈服強(qiáng)度YS為至少850MPa，拉伸強(qiáng)度TS為至少1180MPa，總延伸率為至少13％，且擴(kuò)孔率HER為至少30％，其中以重量％計(jì)所述鋼的化學(xué)組成包含：

0.13％≤C≤0.22％

1.2％≤Si≤1.8％

1.8％≤Mn≤2.2％

0.10％≤Mo≤0.20％

Nb≤0.05％

Ti≤0.05％

Al≤0.5％

剩余部分為Fe和不可避免的雜質(zhì)。在高于865℃但低于1000℃的退火溫度TA下使所述板退火超過30秒的時(shí)間。然后，在至少30℃/秒的冷卻速率下通過將所述板冷卻至275℃至375℃的淬火溫度QT來對(duì)其進(jìn)行淬火以在剛淬火之后就具有由奧氏體和至少50％的馬氏體組成的組織，奧氏體的含量使得最終組織，即在處理并冷卻至室溫之后，能夠包含3％至15％的殘余奧氏體以及85％至97％的馬氏體加上貝氏體的總和，而不含鐵素體。然后，將所述板加熱至370℃至470℃的配分溫度PT，并在該溫度下保持50秒至150秒的配分時(shí)間Pt。然后將所述板冷卻至室溫。

優(yōu)選地，鋼的化學(xué)組成使得Al≤0.05％。

優(yōu)選地，淬火溫度QT為310℃至375℃，特別地為310℃至340℃。

優(yōu)選地，所述方法還包括在將板淬火至淬火溫度QT之后且在將板加熱至配分溫度PT之前，在淬火溫度下將板保持2秒至8秒，優(yōu)選地3秒至7秒的保持時(shí)間的步驟。

本發(fā)明還涉及一種鋼板，以重量％計(jì)其化學(xué)組成包含：

0.13％≤C≤0.22％

1.2％≤Si≤1.8％

1.8％≤Mn≤2.2％

0.10％≤Mo≤0.20％

Nb≤0.05％

Ti<0.05％

Al≤0.5％

剩余部分為Fe和不可避免的雜質(zhì)，板的屈服強(qiáng)度為至少850MPa，拉伸強(qiáng)度為至少1180MPa，總延伸率為至少13％，且擴(kuò)孔率HER為至少30％。

鋼的組織包含3％至15％的殘余奧氏體以及85％至97％的馬氏體加上貝氏體的總和，而不含鐵素體。

優(yōu)選地，鋼的化學(xué)組成為使得Al≤0.05％。

優(yōu)選地，殘余奧氏體的平均晶粒尺寸為5μm或更小。

馬氏體和貝氏體的晶?；虬鍡l束(block)的平均尺寸優(yōu)選為10μm或更小。

現(xiàn)在將詳細(xì)地描述本發(fā)明，但不引入限制，并且通過呈現(xiàn)本發(fā)明的兩個(gè)實(shí)施例的SEM顯微圖像的圖1和圖2來舉例說明。

根據(jù)本發(fā)明，板通過對(duì)由鋼制成的半成品進(jìn)行熱軋和任選的冷軋來獲得，以重量％計(jì)所述鋼的化學(xué)組成包含：

–0.13％至0.22％，并且優(yōu)選地大于0.16％，優(yōu)選地小于0.20％的碳，用于確保令人滿意的強(qiáng)度并改進(jìn)獲得足夠的延伸率所必需的殘余奧氏體的穩(wěn)定性。如果碳含量太高，則經(jīng)熱軋的板太硬而不能冷軋，并且可焊接性不足。

–1.2％至1.8％，優(yōu)選地大于1.3％且小于1.6％的硅，以使奧氏體穩(wěn)定，提供固溶強(qiáng)化，并且在過時(shí)效期間延遲碳化物的形成。

–1.8％至2.2％，并且優(yōu)選地大于1.9％且優(yōu)選地小于2.1％的錳，以具有足夠的淬透性以獲得包含至少65％的馬氏體的組織，大于1150MPa的拉伸強(qiáng)度，并且避免具有對(duì)延展性不利的偏析問題。

–0.10％至0.20％的鉬，以改進(jìn)淬透性并使殘余奧氏體穩(wěn)定以延遲奧氏體的分解使得在根據(jù)本發(fā)明的過時(shí)效期間沒有奧氏體的分解。

–高至0.5％的鋁，通常為了脫氧的目的而將其添加至鋼水中。如果Al的含量大于0.5％，則奧氏體化的溫度將太高而無法達(dá)到，并且鋼將變得在工業(yè)上難以加工。優(yōu)選地，Al含量限于0.05％。

–Nb含量限于0.05％，因?yàn)榇笥谠撝?，將形成大量的析出物并且可成形性將降低，?dǎo)致更加難以達(dá)到13％的總延伸率。

–Ti含量限于0.05％，因?yàn)榇笥谠撝?，將形成大量的析出物并且可成形性將降低，?dǎo)致更加難以達(dá)到13％的總延伸率。

剩余部分為鐵和由煉鋼產(chǎn)生的殘余元素。在這方面，至少Ni、Cr、Cu、V、B、S、P和N被認(rèn)為是殘余元素，殘余元素是不可避免的雜質(zhì)。因此，其含量為：Ni小于0.05％，Cr小于0.10％，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％，且N小于0.010％。

根據(jù)本領(lǐng)域技術(shù)人員已知的方法通過熱軋和任選地冷軋來制備所述板。

在軋制之后，對(duì)板進(jìn)行酸洗或清洗，然后進(jìn)行熱處理。

優(yōu)選地在連續(xù)退火線上進(jìn)行的熱處理包括以下步驟：

-在高于鋼的Ac₃相變點(diǎn)且優(yōu)選地高于Ac₃+15℃，即對(duì)于根據(jù)本發(fā)明的鋼高于865℃(以確保組織完全是奧氏體的)，但低于1000℃(以免使奧氏體晶粒變太粗)的退火溫度TA下使板退火。在退火溫度，即在TA-5℃和TA+10℃之間將板保持足以使化學(xué)組成均勻的時(shí)間。保持時(shí)間優(yōu)選為大于30秒但是不需要大于300秒。

-通過以足以避免鐵素體和貝氏體形成的冷卻速率將板冷卻至低于Ms相變點(diǎn)的淬火溫度QT來對(duì)板進(jìn)行淬火。淬火溫度為275℃至375℃，并且優(yōu)選290℃至360℃以在剛淬火之后就具有由奧氏體和至少50％的馬氏體組成的組織，奧氏體含量為使得最終組織，即在處理并冷卻至室溫之后，能夠包含3％至15％的殘余奧氏體以及85％至97％的馬氏體加上貝氏體的總和，而不含鐵素體。優(yōu)選地，淬火溫度高于300℃，特別地310℃至375℃，例如310℃至340℃。需要大于30℃/秒的冷卻速率以避免在從退火溫度TA冷卻期間形成鐵素體。

-將板再加熱至370℃至470℃且優(yōu)選地390℃至460℃的配分溫度PT。高于470℃，無法獲得目標(biāo)鋼的機(jī)械特性，特別是至少1180MPa的拉伸強(qiáng)度和至少13％的總延伸率。當(dāng)通過感應(yīng)加熱器進(jìn)行再加熱時(shí)，再加熱速率可為高的，但是在5℃/秒至20℃/秒的范圍內(nèi)的再加熱速率對(duì)板的最終特性沒有明顯影響。因此，加熱速率優(yōu)選為5℃/秒至20℃/秒。例如，再加熱速率為至少10℃/秒。優(yōu)選地，在淬火步驟與將所述板再加熱至配分溫度PT的步驟之間，在淬火溫度下將板保持2秒至8秒，優(yōu)選地3秒至7秒的保持時(shí)間。

-在配分溫度PT下將板保持50秒至150秒的時(shí)間。在配分溫度下保持板意指，在配分期間板的溫度保持在PT-10℃和PT+10℃之間。

-將板冷卻至室溫。

通過這樣的處理，可以獲得屈服強(qiáng)度YS為至少850MPa，拉伸強(qiáng)度為至少1180MPa，總延伸率為至少13％且根據(jù)ISO標(biāo)準(zhǔn)16630:2009的擴(kuò)孔率HER為至少30％或甚至50％的板。

此處理使得獲得這樣的最終組織(即在配分并冷卻至室溫之后)：包含3％至15％的殘余奧氏體以及85％至97％的馬氏體加上貝氏體的總和，而不含鐵素體。

此外，平均奧氏體晶粒尺寸優(yōu)選為5μm或更小，并且貝氏體或馬氏體的板條束的平均尺寸優(yōu)選為10μm或更小。

作為一個(gè)實(shí)施例，通過熱軋和冷軋來制造厚度為1.2mm的具有以下組成的板：C＝0.18％，Si＝1.55％，Mn＝2.02％，Nb＝0.02％，Mo＝0.15％，Al＝0.05％，N＝0.06％，剩余部分為Fe和雜質(zhì)。此鋼的理論Ms相變點(diǎn)為386℃，且Ac₃點(diǎn)為849℃。

通過退火、淬火和配分對(duì)該板的樣品進(jìn)行熱處理，并測(cè)量機(jī)械特性。在淬火溫度下將板保持約3秒。

處理?xiàng)l件和所獲得的特性記錄在表I中。

表I

在該表中，TA為退火溫度，QT為淬火溫度，PT為配分溫度，Pt為配分時(shí)間，YS為屈服強(qiáng)度，TS為拉伸強(qiáng)度，TE為總延伸率，HER為根據(jù)ISO標(biāo)準(zhǔn)的擴(kuò)孔率，RA為最終組織中的殘余奧氏體的比例，RA晶粒尺寸為平均奧氏體晶粒尺寸，M+B為最終組織中的貝氏體和馬氏體的比例，并且M+B晶粒尺寸為馬氏體和貝氏體的晶?；虬鍡l束的平均尺寸。

實(shí)施例1的組織示于圖1中，包含10.4％的殘余奧氏體以及89.6％的馬氏體和貝氏體，并且實(shí)施例2的組織示于圖2中，包含6.8％的殘余奧氏體以及93.2％的馬氏體和貝氏體，實(shí)施例1和實(shí)施例2表明，用300℃或350℃的淬火溫度，用99秒的配分時(shí)間在450℃的溫度下進(jìn)行配分，板的屈服強(qiáng)度大于850MPa，拉伸強(qiáng)度大于1100MPa，總延伸率為約14％，大于13％，且根據(jù)ISO標(biāo)準(zhǔn)16630:2009測(cè)量的擴(kuò)孔率大于30％。當(dāng)淬火溫度為300℃(+/-10℃)時(shí)，總延伸率可以大于13％，并且擴(kuò)孔率非常好：57％，如實(shí)施例2中所示。

涉及淬火溫度高于Ms(即組織不是馬氏體的)的現(xiàn)有技術(shù)的實(shí)施例3和實(shí)施例4表明，不可能同時(shí)達(dá)到目標(biāo)的屈服強(qiáng)度、總延伸率和擴(kuò)孔率。

實(shí)施例5進(jìn)一步顯示，用340℃的淬火溫度，用50秒的配分時(shí)間在470℃下進(jìn)行配分，板的屈服強(qiáng)度大于850MPa，拉伸強(qiáng)度大于1100MPa，總延伸率為約14％，大于13％，且根據(jù)ISO標(biāo)準(zhǔn)16630:2009測(cè)量的擴(kuò)孔率大于30％。

實(shí)施例6顯示，當(dāng)配分溫度太高時(shí)，即高于470℃，無法獲得至少1180MPa的拉伸強(qiáng)度和至少13％的總延伸率。