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CN106661654B - 制造高强度钢板的方法和通过该方法获得的板 - Google Patents

制造高强度钢板的方法和通过该方法获得的板 Download PDF

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Abstract

一种用于制造下述高强度钢板的方法：该高强度板具有大于1100MPa的拉伸强度、大于700MPa的屈服强度、至少8.0％的均匀延伸率UE和至少10％的总延伸率，并且该高强度钢板由以重量百分比计包含以下元素的钢制成：0.1％≤C≤0.25％；4.5％≤Mn≤10％；1％≤Si≤3％；0.03％≤Al≤2.5％，剩余部分为Fe和由熔炼产生的杂质，该组成使得CMnIndex＝C×(1+Mn/3.5)≤0.6，该方法包括以下步骤：通过在高于钢的Ac转变点但低于1000℃的退火温度AT下对由所述钢制成的轧制板进行均热处理以对所述压制板进行退火、将经退火的板以足以在刚冷却之后获得含有马氏体和残余奥氏体的组织的冷却速度冷却至190℃与80℃之间的淬火温度QT、将钢板保持在350℃与500℃之间的过时效温度PT下大于5秒的过时效时间Pt以及将板冷却至环境温度。从而获得板。

Description

制造高强度钢板的方法和通过该方法获得的板
本发明涉及利用连续热处理线来制造高强度钢板的方法并且涉及通过该方法获得的板。
为了生产诸如拖车、卡车、农业机械、汽车部件等之类的各种设备，使用由DP(双相)或TRIP(相变诱导塑性)钢制成的高强度钢板。在连续退火线上生产的这种钢中的一些钢包含例如约0.2％的C、约2％的 Mn和约1.7％的Si并且具有约980MPa的拉伸强度。
为了减小由这些钢制成的设备的重量，非常需要提高他们的能效，提出了使用含有0.1％至0.4％的C、2％至4％的Mn、多至2％的Si或Si+ Al的CMnSi钢，这种钢经热处理以获得具有显著含量的残余奥氏体的马氏体组织或铁素体-马氏体组织。这种钢被用于生产具有大于1000MPa 的拉伸强度的等级的钢。这些板在连续退火线上生产并且任选地被热浸镀。这些板的机械性能取决于残余奥氏体的量，该残余奥氏体的量必须足够大。这要求奥氏体足够稳定。此外，为了以良好的生产率在现有作业线上进行处理，期望钢的特征转变点比如Ac1、Ac3、Ms和Mf没有太多限制。
出于这些原因，仍然需要获得一种钢和一种在连续热处理线上容易地制造高强度钢板的方法。
出于该目的，本发明涉及制造一种高强度钢板的方法，所述高强度钢板具有大于1100MPa的拉伸强度、大于700MPa的屈服强度、至少8.0％的均匀延伸率UE以及至少10％的总延伸率，所述高强度钢板由以重量百分比计包含下述元素的钢制成：
0.1％≤C≤0.25％
4.5％≤Mn≤10％
1％≤Si≤3％
0.03≤Al≤2.5％
剩余部分是Fe和由熔炼产生的杂质，该组成使得：
CMnIndex＝C×(1+Mn/3.5)≤0.6
该方法包括以下步骤：
-通过在高于钢的Ac1转变点但小于1000℃的退火温度AT下对由所述钢制成的轧制板进行均热处理来对所述轧制板进行退火，
-将经退火的板以足以在刚冷却之后获得含有马氏体和残余奥氏体的组织的冷却速度冷却至在190℃与80℃之间的淬火温度QT，
-将钢板保持在350℃与500℃之间的过时效温度PT下大于5秒且小于 600秒的过时效时间Pt，以及
-将板冷却至环境温度。
在优选的实施方案中，退火温度AT高于钢的Ac3转变点，并且淬火温度QT使得最终热处理后的钢的组织含有至少20％的残余奥氏体和至少65％的马氏体，并且优选地，铁素体加贝氏体含量之和小于10％。
优选地，钢的化学组成使得：
0.15％≤C≤0.25％
4.5％≤Mn≤5.5％
1.4％≤Si≤1.8％
0.03≤Al≤2.5％
CMnIndex＝C×(1+Mn/3.5)≤0.6
退火温度AT高于760℃、淬火温度QT小于170℃并且钢的组织包含20％至30％的残余奥氏体。
在特定实施方案中，淬火温度也可以小于150℃。
在一个实施方案中，过时效温度PT在380℃与470℃之间并且板保持在过时效温度下90秒与600秒之间的时间Pt。
在一个实施方案中，钢的化学组成使得：
0.15％≤C≤0.25％
6.5％≤Mn≤7.5％
1.4％≤Si≤1.8％
0.03≤Al≤2.5％
CMnIndex＝C×(1+Mn/3.5)≤0.6
退火温度AT高于710℃、淬火温度QT在120℃与180℃之间、过时效温度PT在350℃与450℃之间并且过时效时间Pt在50秒与600秒之间。
在特定实施方案中，钢的化学组成使得：
0.15％≤C≤0.25％
4.5％≤Mn≤5.5％
1.4％≤Si≤1.8％
0.03≤Al≤2.5％
CMnIndex＝C×(1+Mn/3.5)≤0.6
并且退火温度AT小于钢的Ac3转变点、淬火温度QT在110℃与170℃之间、过时效温度PT在350℃与450℃之间、过时效时间Pt在5秒与600 秒之间、优选地在90秒与600秒之间，钢的组织含有至少15％的铁素体、至少50％的马氏体和至少15％的残余奥氏体。
优选地，钢的化学组成满足以下条件中的至少一个条件：
0.03％≤Al≤0.5％
Si+Al≥1.4％
1.4％≤Al≤2.5％
在一个实施方案中，过时效温度PT在440℃与470℃之间并且板保持在过时效温度下5秒至60秒之间的时间Pt。在这种情况下，保持在过时效温度下的可以通过使板穿过热浸镀浴中来进行。在穿过热浸镀浴中之后，可以将该板进一步保持在480℃与570℃之间的温度下以在将板冷却至环境温度之前对其进行镀锌退火扩散处理。
退火、淬火和过时效可以在连续热处理线(如任选地包括热浸镀部分的连续退火线)上进行。
通过轧制进行的板的制备可以包括板坯的热轧和任选的冷轧。
本发明还涉及一种高强度钢板，该高强度钢板具有大于1100MPa的拉伸强度、大于700MPa的屈服强度、至少8.0％的均匀延伸率UE以及至少10.0％的总延伸率TE，以重量百分比计，该钢的化学组成包含：
0.1％≤C≤0.35％
4.5％≤Mn≤10％
1％≤Si≤3％
0.03≤Al≤2.5％
CMnIndex＝C×(1+Mn/3.5)≤0.6
剩余部分为Fe和由熔炼产生的杂质。
在优选的实施方案中，钢的组织包含至少20％的残余奥氏体、至少 65％的马氏体以及小于10％的铁素体加贝氏体之和。
该钢的化学组成优选地使得：
0.15％≤C≤0.25％
4.5％≤Mn≤5.5％
1.4％≤Si≤1.8％
0.03≤Al≤2.5％
CMnIndex＝C×(1+Mn/3.5)≤0.6
接着，屈服强度YS可以高于1100MPa、拉伸强度TS高于1350MPa、均匀延伸率UE可以大于10.0％并且总延伸率TE大于12.0％。
在一个实施方案中，该钢的化学组成使得：
0.15％≤C≤0.25％
6.5％≤Mn≤7.5％
1.4％≤Si≤1.8％
0.03≤Al≤2.5％
CMnIndex＝C×(1+Mn/3.5)≤0.6
并且屈服强度YS高于1000MPa并且拉伸强度TS高于1100MPa。
在特定实施方案中，该钢的化学组成使得：
0.15％≤C≤0.25％
4.5％≤Mn≤5.5％
1.4％≤Si≤1.8％
0.03≤Al≤2.5％
CMnIndex＝C×(1+Mn/3.5)≤0.6
并且该钢的组织包括至少15％的铁素体、至少50％的马氏体和至少15％的残余奥氏体。
优选地，该钢的化学组成满足以下条件中的至少之一：
0.03％≤Al≤0.5％
Si+Al≥1.4％
1.4％≤Al≤2.5％
在任何情况下，板的至少一个面可以包括金属涂层或合金化金属涂层，比如锌涂层或合金化锌涂层。
现在将通过实施例对本发明进行详细描及说明而不引入限制。
用于制造根据本发明的高强度钢板的钢具有以下组成：
-0.1％≤C≤0.25％，以确保令人满意的强度并提高奥氏体的稳定性。优选地，碳含量高于0.15％，
-4.5％≤Mn≤10％。锰含量必须高于4.5％，以便通过奥氏体中锰的更高的化学富集以及降低奥氏体的晶粒尺寸来提高残余奥氏体的稳定性。预期奥氏体晶粒尺寸的减小将使扩散距离减小并且因此促进C和Mn在过时效步骤期间的扩散。此外，锰含量高于4.5％降低了Ms转变点、Ac1转变点和Ac3转变点，这使得更容易实现热处理。例如，当Ac3点降低时，退火温度可降低，这使得更容易进行加热，即，可以降低加热功率或增大板的通过速度。但是，锰含量必须保持小于10％以不使延展性和可焊接性降低太多。优选地，锰含量小于7.5％、并且优选地小于5.5％。但是，在特定实施方案中，锰含量高于6.5％。必须指出的是，添加Al提高了 Ac3但平衡了Mn效应，这种添加对于多至2.5％的Al无害。
C和Mn含量使得碳-锰指数CMnIndex＝C×(1+Mn/3.5)小于或等于0.6，以确保马氏体不会太脆，这是期望的以使得能够在良好条件下进行机械切割。在该公式中，C和Mn的含量以重量百分比计。
-1％≤Si≤3％并且优选地Si≥1.4％，以使奥氏体稳定、提供固溶强化并且使在由过时效引起的从马氏体到奥氏体的碳再分布期间碳化物的形成延迟。但是在过高的含量下，在表面上会形成对涂覆性不利的氧化硅。因此，硅含量优选小于或等于1.8％。
-0.03％≤Al≤2.5％。添加Al以使液态钢脱氧并且Al使稳健性增强，从而意味着奥氏体的分数的演变对退火温度较不敏感。Al最小含量为 0.03％。在高含量下，铝使得在由于过时效而从马氏体到奥氏体的碳再分布期间的碳化物的形成延迟。为了使碳化物的形成延迟，Al+Si的最小含量应为1.4％。优选地，Al含量为至少1.4％以实现钢的可焊接性。Al的最大含量为2.5％，如果高于2.5％，则在高温下形成δ铁素体。δ铁素体对可焊接性不利并且是脆性相。必须指出的是，Al显著增大了Ac3转变点这致使更加难以进行退火；这种效果通过存在的高含量的Mn来平衡。特别是当没有特别的可焊接性问题时，Al含量可以保持等于或小于 0.5％。因此，Ac3转变温度不增大，这使得能够提高连续退火线的生产率。
剩余部分为Fe和由熔炼产生的杂质。这些杂质包括N、S、P和诸如 Cr、Ni、Mo、Cu和B之类的残余元素。
通常，N含量保持小于0.01％、S含量小于0.01％、P含量小于0.02％、 Cr含量小于0.1％、Ni含量小于0.1％、Mo含量小于0.05％、Cu含量小于0.2％并且B含量小于0.0010％。在这个设想中与Nb、Ti和V微合金化是可能的，但是Ti含量必须小于0.1％、Nb含量小于0.1％并且V含量小于0.3％。
用这种钢制造热轧板。这些热轧板的厚度在例如为2mm与5mm之间。
任选地，热轧板被冷轧以获得具有厚度例如在0.5mm与2mm之间的冷轧板。本领域技术人员知道如何生产这种热轧板或冷轧板。
接着，在连续热处理线上对热轧板或冷轧板进行热处理，所述连续热处理线例如是至少包括以下的连续退火线：加热区，该加热区能够将板加热至退火温度；均热区，该均热区能够将板保持在退火温度处或退火温度附近；冷却区，该冷却区能够将板快速冷却至淬火温度QT；再加热区，该再加热区能够将板加热至过时效温度PT；以及过时效区，该过时效区能够将板在过时效温度处或过时效温度附近保持时间Pt。任选地，过时效区可以是至少包括含有液态金属比如锌的热浸镀浴的热浸镀区，或者任选的合金化区。
这种连续热处理线对本领域技术人员而言是已知的。热处理的目的是赋予钢适于获得所需的强度特性和延展性特性，以及可能地适于对板进行热浸的组织。
必须指出的是，显微组织组成的含量通常以基于光学显微镜和扫描显微镜图片的表面分数给出。
在任何情况下，退火温度AT高于钢的Ac1转变点，以形成足够的能够通过淬火和过时效转变的奥氏体。
如果退火前的板的组织含有铁素体和珠光体并且如果在淬火和过时效后需要显著量的铁素体，则退火温度必须保持小于钢的Ac3转变点。
如果期望淬火前的组织是完全奥氏体，则退火温度AT必须高于钢的 Ac3转变点、但优选的是退火温度AT保持低于1000℃，以便不使奥氏体晶粒粗化太多，这对所获得的组织的延展性不利。
在任何情况下，优选是的将板保持在该退火温度下至少60秒但无需超过200秒。
期望在淬火和过时效期间，在退火步骤期间形成的奥氏体至少部分地转变成马氏体。淬火温度QT必须小于钢的Ms转变点并且冷却速度足以在刚淬火之后获得至少含有马氏体的组织。作为临界马氏体冷却速度的最小冷却速度至少取决于钢的化学组成并且本领域技术人员知道如何确定该最小冷却速度。由于优选地期望具有含有显著含量的残余奥氏体的组织，因此QT温度不能太低，并且必须根据所需的残余奥氏体含量来选择。为此，淬火温度在80℃与小于Ms转变点的190℃之间以获得具有足够量的残余奥氏体。但是，淬火温度小于190℃，原因在于当淬火温度高于该温度时，残余奥氏体的量太大，并且该残余奥氏体在配分和冷却至室温后可以转变为新鲜马氏体，这对延展性不利。更具体地，可以为钢的每种化学组成确定理论上实现最佳残余奥氏体含量的最佳淬火温度QTop。该最佳淬火温度可以使用本发明的发明人新建立的钢的化学组成与Ms之间的关系式来计算：
Ms＝561-474×C-33×Mn-17×Cr-21×Mo-11×Si-17×Ni+ 10×Al
和Koistinen Marburger关系式：
fα’＝1-exp{-0.011×(Ms-T)}
fα’为在淬火期间温度T下的马氏体的比例，
并且通过假设上述关系式，在淬火降至温度QT之后，钢在高于QT 的温度下过时效并且由于过时效，完全实现了碳在马氏体与残余奥氏体之间的配分。
本领域技术人员知道如何进行该计算。
最佳淬火温度QTop不一定是选择来进行实际热处理的淬火温度 QT。优选地，淬火温度QT选择为等于或接近该最佳淬火温度并且优选地小于190℃，因为当淬火温度太高时，在进行配分之后，奥氏体至少部分地转变成新鲜马氏体并且所得到的结构非常脆。对于根据本发明的钢，在完全奥氏体化之后可能获得的最大残余奥氏体含量在20％与45％之间。在过时效期间或在过时效之后，一些残余奥氏体可以转变成贝氏体或新鲜马氏体，在完全奥氏体化之后获得的组织包含一些铁素体或一些贝氏体，这些组分的总含量小于10％并且优选地小于5％，并且该组织包含至少65％的马氏体。对于根据本发明的钢，当淬火温度QT小于80℃时，该组织的奥氏体含量太低、小于约8％并且甚至可能是完全马氏体。在这种情况下，配分后所获得的组织会非常脆。
当奥氏体化不充分时，即，当退火温度在钢的Ac1转变点与Ac3转变点之间时，奥氏体和马氏体的含量取决于退火后的铁素体含量，即，取决于退火温度。但是，优选地，铁素体含量在10％与40％之间、更优选地高于15％且更优选地小于35％，马氏体含量为至少50％并且残余奥氏体含量为至少10％、优选地为至少15％。
当组织包含马氏体和残余奥氏体时，过时效的目的通常是将碳从马氏体转移到残余奥氏体以提高马氏体的延展性并增大奥氏体的碳含量，以使得可以产生TRIP效应，而不形成显著量的贝氏体和/或碳化物。为此，过时效温度PT必须在350℃与500℃之间并且过时效时间Pt必须为至少 5秒并且优选地大于90秒，以使奥氏体的碳富集是充分的。但这个时间不能太长，优选地必须不超过600秒，以便在例如贝氏体的组织中没有奥氏体分解或几乎没有奥氏体分解。在任何情况下，在给定取决于退火线的特性和板的厚度的过时效时间Pt的情况下，过时效温度PT必须选择成足够高，以获得碳从马氏体到奥氏体的足够的转移，即，足够的配分。
在特定实施方案中，过时效温度PT等于用于热浸镀的最佳温度，即，在440℃与470℃之间并且典型地为约460℃。此外，可以至少部分地通过使板穿过热浸镀浴中来进行过时效。在这种情况下，过时效温度在5 秒与60秒之间。如果通过加热并保持在480℃与570℃之间的温度下以进行镀锌退火扩散处理来使涂层合金化，则该处理将有助于钢的过时效。
更精确地，利用具有以下组成的钢：0.15％≤C≤0.25％；4.5％≤Mn ≤5.5％；1.4％≤Si≤1.8％；0.03≤Al≤2.5％，剩余部分为Fe和杂质，如果CMnIndex保持小于0.6％，则可以获得屈服强度YS高于1100MPa、拉伸强度TS高于1350MPa、均匀延伸率UE大于10％以及总延伸率TE 大于12％的高强度钢板。如果该组织主要是马氏体和具有显著含量的残余奥氏体、优选地含有大于65％的马氏体和大于20％的残余奥氏体并且铁素体加贝氏体含量之和保持小于10％，则可以获得这些性能。
板可以被涂覆或者不被涂覆。当板被涂覆时，该板可以经镀锌处理或经镀锌退火扩散处理。
为了获得这种钢，需要在高于钢的Ac3转变点的温度下对板进行退火并将该板淬火至低于Ms转变点的温度，然后将该板再加热至过时效温度。
关于Ac3转变点，可以指出的是，对于该钢，当Al含量小于0.5％时， Ac3转变点小于约750℃，而对于通常用于生产这种类型的板的钢，Ac3转变点为约850℃。大约100℃的这种差异是非常重要的，因为将板加热到仅必须高于750℃的温度比加热到必须高于850℃的温度更容易。加热需要更少的能量并且会更快。因此，可以获得更好的生产率，同时，Ac1 点和Ac3点不能太接近，因为如果它们太接近，则钢的稳健性将受损，原因在于较小的退火温度变化将引起相分数的较大改变并且因此引起不稳定的机械特性。
当Al含量在1.4％与2.5％之间时，Ac3转变点可以高于850℃，但是钢的可焊接性得以提高。
通过该钢，也可以得到具有下述组织的板：该组织包含至少50％的马氏体、至少10％、优选地至少15％的残余奥氏体和至少10％、优选地至少15％的铁素体。为此，退火温度必须在Ac1转变点与Ac3转变点之间并且淬火温度必须小于Ms转变点。屈服强度可以高于1300MPa并且总延伸率可以为约14％，这非常有益于板的可成形性。但是，屈服强度仅为约750MPa。
对于含有0.15％至0.25％的C、6.5％至7.5％的Mn、1.4％至1.8％的Si、更少的0.03％≤Al≤2.5％、剩余部分为Fe和杂质的钢，可以获得具有由马氏体和残余奥氏体组成的屈服强度高于1000MPa并且拉伸强度高于1100MPa的组织。由于高含量的Mn，该钢的Ac1转变点和Ms转变点显著降低：Ac1小于450℃并且Ms小于250℃。此外，如果Al含量小于0.5％，则Ac3降低。在这种情况下，Ac3可以小于700℃。这是有用的，因为更容易实现热处理，即，更快的退火和更少的能量消耗的退火处理是可能的。
由具有表I中记录的组成的钢制成的板通过热轧制成，热轧板的厚度为2.4mm。在600℃下对热轧板进行间歇退火5小时，接着进行酸洗并进行冷轧，以获得厚度为1.2mm的板。接着，对这些板进行热处理。
在热处理之前，对每种组成确定最佳淬火温度QTop。该最佳淬火温度是为了在热处理后的组织中获得最大奥氏体含量而理论上停止淬火时的温度。但是，所述温度不必是优选地选择用于实际热处理的QT温度。
每次热处理均包括在退火温度AT下的退火、降至淬火温度QT的淬火、在过时效时间Pt期间在过时效温度PT下的过时效。测量组织和机械特性YS、TS、UE和TE。
钢的碳-锰指数CMnIndex、Ae1转变点、Ae3转变点和Ms转变点的值以及最佳淬火温度QTop记录在表I中。Ae1转变点和Ae3转变点是平衡时的值并且不依赖于加热速度或转变温度下的保持时间，这与作为加热转变点的Ac1和Ac3相反。加热转变点的值总是高于平衡值并且加热转变点取决于实际的处理条件。本领域技术人员知道如何确定在每种特定情况下必须考虑的转变点的值。由根据本发明的钢的处理产生的或作为对比给出的条件、组织和机械特性记录在表II和表III中。对应于本发明范围之外的钢的对照例记录在表IV中。
表I
在该表中，铸件H166和H167是本发明的实施例。铸件H240、H169 和H170在本发明的保护范围之外并作为对比给出。
表II
表III
表IV
实施例1至19涉及根据本发明的含有0.2％的C、5％的Mn、1.6％的Si和0.03％的Al的钢。实施例1对应于根据现有技术的淬火及回火处理，淬火降至环境温度并且组织大致为完全马氏体。对于实施例19，退火是临界区退火。所有实施例2至19均表明，可以获得高于700MPa的屈服强度和高于1100MPa的拉伸强度。实施例2、3、4、12、13、14和 16表明，在淬火温度等于或小于160℃并高于或等于120℃并且在400℃下进行配分(或过时效)持续500秒的情况下，可以获得大于1050MPa 的屈服强度和大于1350MPa的拉伸强度。但是，当淬火温度高于160℃ (实施例5、6、7和15)时，即使拉伸强度为至少1342MPa，屈服强度仍小于1000MPa。实施例2、3、4、8、9、12、14和19表明，可以获得大于10％的均匀延伸率UE和大于12％的总延伸率TE。总延伸率等于均匀延伸率的实施例1、6和7是非常脆的并且显示必须保持小于180℃。实施例1表明，通过完全淬火获得的屈服强度和拉伸强度比通过部分淬火获得的屈服强度和拉伸强度高，但是通过完全淬火获得的样品非常脆。
具有高含量铝并因此更易于焊接的钢的实施例20至25可以具有非常好的性能，例如屈服强度为至少950MPa、拉伸强度为至少1315MPa、均匀延伸率高于12％并且总延伸率高于15％(实施例20和21)。但是与实施例23至25的比较表明，优选的是退火温度保持小于1000℃，以不破坏屈服强度或均匀延伸率。
对照例27至32表明，通过含有7.5％的锰并且碳当量Ceq＞0.6的钢可以获得高屈服强度和高拉伸强度(YS＞700MPa并且Ts＞100MPa)，但是所有实施例都非常脆。总延伸率总是等于均匀延伸率并且非常低。
对照例33至38表明，具有0.73的碳当量Ceq的钢H167是非常脆的。
与不含硅的钢相关的对照例39至44表明，即使屈服强度和拉伸强度与根据本发明的钢的屈服强度和拉伸强度类似，延伸率也不高。最大均匀延伸率为6.7并且最大总延伸率为9.4(实施例41)。

Claims (23)

1.一种用于制造钢板的方法，所述钢板具有大于1100MPa的拉伸强度、大于700MPa的屈服强度、至少8.0％的均匀延伸率UE以及至少10.0％的总延伸率TE，所述钢板由以重量百分比计包含以下的化学组成的钢制成：
0.1％≤C≤0.25％
4.5％≤Mn≤10％
1％≤Si≤3％
0.03≤Al≤2.5％
剩余部分为Fe和由熔炼产生的杂质，所述化学组成使得：
CMnIndex＝C×(1+Mn/3.5)≤0.6
所述方法包括以下步骤：
-通过在高于所述钢的Ac3转变点但低于1000℃的退火温度AT下对由所述钢制成的轧制板进行均热处理并且将所述轧制板保持在所述退火温度下60秒至200秒来对所述轧制板进行退火，以获得经退火的板，
-将经退火的板以足以在刚冷却之后获得具有含马氏体和残余奥氏体的组织的经淬火的板的冷却速度冷却至在190℃与80℃之间的淬火温度QT，所述淬火温度QT使得由所述方法生产的所述钢板具有含有至少20％的残余奥氏体和至少65％的马氏体以及小于10％的铁素体加贝氏体含量之和的最终组织，
-将所述经淬火的板保持在350℃与500℃之间的过时效温度PT下大于5秒的过时效时间Pt，以及
-将所述钢板冷却至环境温度。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述钢的化学组成使得：
0.15％≤C≤0.25％
4.5％≤Mn≤5.5％
1.4％≤Si≤1.8％
0.03≤Al≤2.5％
C×(1+Mn/3.5)≤0.6
所述退火温度AT高于760℃，所述淬火温度QT小于170℃，并且所述钢板的最终组织包含20％至30％的残余奥氏体。
3.根据权利要求2所述的方法，其特征在于，所述淬火温度QT小于150℃。
4.根据权利要求2或3所述的方法，其特征在于，所述过时效温度PT在380℃与470℃之间，以及在于，所述过时效时间Pt在90秒与600秒之间。
5.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述钢的化学组成使得：
0.15％≤C≤0.25％
6.5％≤Mn≤7.5％
1.4％≤Si≤1.8％
0.03≤Al≤2.5％
C×(1+Mn/3.5)≤0.6
以及在于，所述退火温度AT高于710℃，所述淬火温度QT在120℃与180℃之间，所述过时效温度PT在350℃与470℃之间并且所述过时效时间Pt在5秒与600秒之间。
6.一种用于制造钢板的方法，所述钢板具有大于1100MPa的拉伸强度、大于700MPa的屈服强度、至少8.0％的均匀延伸率UE以及至少10.0％的总延伸率，所述钢板由以重量百分比计包含以下化学组成的钢制成：
0.15％≤C≤0.25％
4.5％≤Mn≤5.5％
1.4％≤Si≤1.8％
0.03≤Al≤2.5％
剩余部分为Fe和由熔炼产生的杂质，所述化学组成使得：
CMnIndex＝C×(1+Mn/3.5)≤0.6
所述方法包括以下步骤：
-通过在高于所述钢的Ac1转变点但低于1000℃且低于所述钢的Ac3转变点的退火温度AT下对由所述钢制成的轧制板进行均热处理来对所述轧制板进行退火，以获得经退火的板，
-将所述经退火的板以足以在刚冷却之后获得具有含马氏体和残余奥氏体的组织的经淬火的板的冷却速度冷却至在110℃与170℃之间的淬火温度QT，
-将所述经淬火的板保持在350℃与500℃之间的过时效温度PT下5秒与600秒之间的过时效时间Pt，
-将所述钢板冷却至环境温度，
所述钢板具有包含至少15％的铁素体、至少50％的马氏体和至少15％的残余奥氏体的最终组织。
7.根据权利要求1或6中的任一项所述的方法，其特征在于，所述钢的化学组成使得：
0.03％≤Al≤0.5％。
8.根据权利要求7所述的方法，其特征在于，所述钢的化学组成使得：
Si+Al≥1.4％。
9.根据权利要求1或6中的任一项所述的方法，其特征在于，所述钢的化学组成使得：
1.4％≤Al≤2.5％。
10.根据权利要求1或6中的任一项所述的方法，其特征在于，所述过时效温度PT在440℃与470℃之间并且所述过时效时间Pt在5秒与60秒之间。
11.根据权利要求10所述的方法，其特征在于，在所述过时效温度PT下的所述经淬火的板的所述保持的至少一部分通过使所述经淬火的板穿过热浸镀浴中来进行。
12.根据权利要求11所述的方法，其特征在于，在穿过所述热浸镀浴中之后并且在冷却至环境温度之前，所述钢板被进一步保持在480℃与570℃之间的温度下。
13.根据权利要求1或6中的任一项所述的方法，其特征在于，所述退火、所述淬火和所述过时效在连续热处理线上进行。
14.根据权利要求1或6中的任一项所述的方法，其特征在于，所述轧制板通过轧制制备，并且在于，通过轧制进行的所述轧制板的制备包括热轧和冷轧。
15.一种钢板，所述钢板具有大于1100MPa的拉伸强度、大于700MPa的屈服强度、至少8.0％的均匀延伸率UE以及至少10.0％的总延伸率TE，其特征在于，所述钢板由以重量百分比计包含以下化学组成的钢制成：
0.1％≤C≤0.25％
4.5％≤Mn≤10％
1≤Si≤3％
0.03≤Al≤2.5％
剩余部分为Fe和由熔炼产生的杂质，所述化学组成使得：
CMnIndex＝C×(1+Mn/3.5)≤0.6，
并且在于，所述钢板的组织包含至少20％的残余奥氏体和至少65％的马氏体以及小于10％的铁素体加贝氏体含量之和。
16.根据权利要求15所述的钢板，其特征在于，所述钢的化学组成使得：
0.15％≤C≤0.25％
4.5％≤Mn≤5.5％
1.4％≤Si≤1.8％
0.03≤Al≤2.5％
CMnIndex＝C×(1+Mn/3.5)≤0.6。
17.根据权利要求16所述的钢板，其特征在于，所述屈服强度YS高于1100MPa，所述拉伸强度TS高于1350MPa，所述均匀延伸率UE大于10％，所述总延伸率TE大于12％。
18.根据权利要求15所述的钢板，其特征在于，所述钢的化学组成使得：
0.15％≤C≤0.25％
6.5％≤Mn≤7.5％
1.4％≤Si≤1.8％
0.03≤Al≤2.5％
C×(1+Mn/3.5)≤0.6
以及在于，所述屈服强度YS高于1000MPa，所述拉伸强度TS高于1100MPa。
19.一种钢板，所述钢板具有大于1100MPa的拉伸强度、大于700MPa的屈服强度、至少8.0％的均匀延伸率UE以及至少10.0％的总延伸率，其特征在于，所述钢板由以重量百分比计包含以下化学组成的钢制成：
0.15％≤C≤0.25％
4.5％≤Mn≤5.5％
1.4％≤Si≤1.8％
0.03≤Al≤2.5％
剩余部分为Fe和由熔炼产生的杂质，所述化学组成使得：
CMnIndex＝C×(1+Mn/3.5)≤0.6，
以及在于，所述钢板的组织包含至少15％的铁素体、至少50％的马氏体和至少15％的残余奥氏体。
20.根据权利要求15或19中的任一项所述的钢板，其特征在于，所述钢的化学组成使得：
0.03％≤Al≤0.5％。
21.根据权利要求20所述的钢板，其特征在于，所述钢的化学组成使得：
Si+Al≥1.4％。
22.根据权利要求15或19中的任一项所述的钢板，其特征在于，所述钢的化学组成使得：
1.4％≤Al≤2.5％。
23.根据权利要求15或19中的任一项所述的钢板，其特征在于，所述钢板的至少一个面包括金属涂层。
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Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102016104800A1 (de) * 2016-03-15 2017-09-21 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines warmumgeformten Stahlbauteils und ein warmumgeformtes Stahlbauteil
KR101798771B1 (ko) 2016-06-21 2017-11-17 주식회사 포스코 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
WO2018055425A1 (en) * 2016-09-22 2018-03-29 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
KR101839235B1 (ko) * 2016-10-24 2018-03-16 주식회사 포스코 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
CN108929992B (zh) 2017-05-26 2020-08-25 宝山钢铁股份有限公司 一种热浸镀中锰钢及其制造方法
WO2019122964A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Steel sheet having excellent toughness, ductility and strength, and manufacturing method thereof
KR102472740B1 (ko) * 2018-03-30 2022-12-01 클리블랜드-클리프스 스틸 프로퍼티즈 인코포레이티드 저합금 3세대 첨단 고강도 강 및 제조방법
CN112154222B (zh) * 2018-06-29 2022-04-01 日本制铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
WO2021123889A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Hot rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022242859A1 (en) 2021-05-20 2022-11-24 Nlmk Clabecq Method for manufacturing a high strength steel plate and high strength steel plate
CN113943896B (zh) * 2021-10-18 2022-10-18 宁波祥路中天新材料科技股份有限公司 一种抗拉强度≥1200MPa级的异型材用钢及生产方法
CN114178783A (zh) * 2021-11-11 2022-03-15 常熟晶晟汽车零部件有限公司 一种高压油泵的冷镦工艺方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101932745A (zh) * 2008-01-31 2010-12-29 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
EP2546382A1 (en) * 2010-03-09 2013-01-16 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing same
CN102912219A (zh) * 2012-10-23 2013-02-06 鞍钢股份有限公司 一种高强塑积trip钢板及其制备方法
KR101243002B1 (ko) * 2010-12-22 2013-03-12 주식회사 포스코 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
CN103392022A (zh) * 2010-12-27 2013-11-13 Posco公司 用于成型部件的具有提高的延性的钢板、成型部件及该成型部件的制造方法
JP2013237923A (ja) * 2012-04-20 2013-11-28 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6217125A (ja) * 1985-07-15 1987-01-26 Nippon Steel Corp 高強度高延性鋼材の製造方法
JP2588421B2 (ja) * 1988-04-11 1997-03-05 日新製鋼株式会社 延性に優れた超高強度鋼材の製造方法
JPH06128631A (ja) 1992-10-20 1994-05-10 Nippon Steel Corp 低温靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の製造方法
JP3857939B2 (ja) 2001-08-20 2006-12-13 株式会社神戸製鋼所 局部延性に優れた高強度高延性鋼および鋼板並びにその鋼板の製造方法
US20060011274A1 (en) * 2002-09-04 2006-01-19 Colorado School Of Mines Method for producing steel with retained austenite
AR042494A1 (es) 2002-12-20 2005-06-22 Sumitomo Chemical Co Acero inoxidable martensitico de alta resistencia con excelentes propiedades de resistencia a la corrosion por dioxido de carbono y resistencia a la corrosion por fisuras por tensiones de sulfuro
CN101376945B (zh) 2007-08-28 2011-06-15 宝山钢铁股份有限公司 2000MPa级超高强度高韧性钢板及其制造方法
EP2123787A1 (fr) 2008-05-06 2009-11-25 Industeel Creusot Acier à hautes caractéristiques pour pièces massives
KR101027250B1 (ko) 2008-05-20 2011-04-06 주식회사 포스코 고연성 및 내지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉연강판,용융아연 도금강판 및 그 제조방법
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
JP5365112B2 (ja) 2008-09-10 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN101638749B (zh) 2009-08-12 2011-01-26 钢铁研究总院 一种低成本高强塑积汽车用钢及其制备方法
JP5883211B2 (ja) 2010-01-29 2016-03-09 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
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
JP5333298B2 (ja) * 2010-03-09 2013-11-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板の製造方法
KR20120071583A (ko) 2010-12-23 2012-07-03 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 고망간강
JP5440672B2 (ja) 2011-09-16 2014-03-12 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
WO2013061545A1 (ja) 2011-10-24 2013-05-02 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板の製造方法
RU2474623C1 (ru) 2011-10-31 2013-02-10 Валентин Николаевич Никитин Способ производства высокопрочной листовой стали мартенситного класса и деформационно-термический комплекс для его осуществления
KR101382981B1 (ko) * 2011-11-07 2014-04-09 주식회사 포스코 온간프레스 성형용 강판, 온간프레스 성형 부재 및 이들의 제조방법
RU2491357C1 (ru) 2012-05-10 2013-08-27 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Способ производства листовой стали
JP2014019928A (ja) 2012-07-20 2014-02-03 Jfe Steel Corp 高強度冷延鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法
JP5585623B2 (ja) 2012-07-23 2014-09-10 新日鐵住金株式会社 熱間成形鋼板部材およびその製造方法
JP5857905B2 (ja) * 2012-07-25 2016-02-10 新日鐵住金株式会社 鋼材およびその製造方法
US20150203947A1 (en) 2012-07-31 2015-07-23 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet with excellent formability and shape fixability and method for manufacturing the same

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101932745A (zh) * 2008-01-31 2010-12-29 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
EP2546382A1 (en) * 2010-03-09 2013-01-16 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing same
KR101243002B1 (ko) * 2010-12-22 2013-03-12 주식회사 포스코 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
CN103392022A (zh) * 2010-12-27 2013-11-13 Posco公司 用于成型部件的具有提高的延性的钢板、成型部件及该成型部件的制造方法
JP2013237923A (ja) * 2012-04-20 2013-11-28 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
CN102912219A (zh) * 2012-10-23 2013-02-06 鞍钢股份有限公司 一种高强塑积trip钢板及其制备方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
Effect of Silicon on the Microstructure and Mechanical Properties of Quenched and Partitioned Medium Manganese Steel;Zhao Hui et al;《Chinese Journal of Materials Research》;20110228;第25卷(第1期);第45-50页 *

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Publication number Publication date
FI3656879T3 (fi) 2024-11-04
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WO2016001889A3 (en) 2016-03-17
CN106661654A (zh) 2017-05-10
RU2016151791A (ru) 2018-06-27
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KR102432167B1 (ko) 2022-08-11
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EP3164513B1 (en) 2020-05-13
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