專利名稱：：具有極高強度的冷軋并退火鋼片材的制造方法及這樣生產(chǎn)的片材的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及具有高于1200MPa的強度和高于8%的斷裂延伸率的薄的冷軋并退火鋼片材的制造。汽車部門和一般工業(yè)特別構(gòu)成了這樣的鋼片材的應(yīng)用領(lǐng)域。
背景技術(shù)：
：特別在汽車工業(yè)中，存在使車輛減輕并提高安全性的持續(xù)需求。進而提出不同種類的鋼用以滿足這種提高的強度需求首先提出了包含微合金化元素的鋼。它們的硬化歸因于這些元素的析出和晶粒尺寸的細化。接著是開發(fā)其中存在馬氏體的"雙相"鋼，該馬氏體為在較軟的鐵素體基質(zhì)內(nèi)的高硬度組元，允許獲得與良好的冷可成型性相關(guān)的高于450MPa的強度。為了進一步提高強度，開發(fā)了具有"TRIP(轉(zhuǎn)變誘發(fā)塑性)"行為兼具有高度有利的強度/可變形性特性的鋼。這些特性歸于由鐵素體基質(zhì)組成的這些鋼組織，所述鐵素體基質(zhì)含有貝氏體和殘余奧氏體。后者組元的存在賦予未變形片材高延展性。在后續(xù)變形的作用下，例如單軸應(yīng)力，由TRIP鋼制成的部件的殘余奧氏體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，由此導(dǎo)致顯著的硬化并延遲局部變形的出現(xiàn)。已經(jīng)提出了最高強度水平為lOOOMPa量級的雙相或TRIP鋼片材。要獲得高得多的強度水平，例如1200-1400MPa，出現(xiàn)多種困難-機械強度的提高需要含有顯著更多合金化元素的化學(xué)組成，這不利于這些鋼的可焊性。-觀察到鐵素體基質(zhì)和硬化組元之間的硬度差異的提高，這導(dǎo)致應(yīng)力和應(yīng)變的局部集中以及較早損傷，正如較低的延伸率所證明的。-還觀察到在鐵素體基質(zhì)內(nèi)的硬化組元的百分率提高。在這種情況下，當(dāng)強度低時，初始被隔離而且尺寸小的島狀物逐漸被連接，并形成再次促進早期損傷的大的組元。借助于TRIP鋼或具有雙相顯微組織的鋼來同時獲得很高的強度水平和某些其它使用性能的可能性似乎是有限的。為了獲得甚至更高的強度，即高于800-1000MPa的等級，已經(jīng)開發(fā)了主要具有貝氏體組織的"多相"鋼。在汽車工業(yè)或一般工業(yè)中，有利地將適中厚度的多相鋼片材用于結(jié)構(gòu)部件例如翼子板的橫向構(gòu)件、支柱和各種增強件。特別在具有高于980MPa強度的冷軋多相鋼片材領(lǐng)域中，專利EP1559798公開了具有下列組成的鋼的制造0.10-0.25%C;1.0-2.0%Si;和1.5-3%Mn，該顯微組織由至少60%的貝氏體鐵素體和至少5%殘余奧氏體及小于20%的多邊形鐵素體組成。在該文獻中提供的示例性實施方案顯示出不超過1200MPa的強度。專利EP1589126也公開了薄的冷軋片材的制造，其中強度X延伸率的乘積高于20000MPa%。該鋼的組成包含0.10-0.28%C;1.0-2.0%Si;1-3%Mn;及小于O.10%Nb。該組織由大于50%貝氏體鐵素體、5-20%的殘余奧氏體和小于30%的多邊形鐵素體組成。同樣，所提供的實施方案顯示出仍低于1200MPa的強度。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明的目的是解決上面提出的問題。其目的在于提供一種冷軋并退火的鋼片材，該鋼片材具有高于1200MPa的強度，兼具高于8%的斷裂延伸率及良好冷成型性。本發(fā)明的另一目的是提供一種鋼，當(dāng)用機械方法切割時，該鋼對損傷很不敏感。此外，本發(fā)明的目的是提供一種薄片材的制造方法，在該方法中，參數(shù)的輕微變化不引起顯微組織或機械性能的顯著變化。本發(fā)明的目的還是提供一種易于通過冷軋制造的鋼片材，就是說，在熱軋步驟之后該鋼片材的硬度受到限制，使得在冷軋步驟期間軋制力保持適中。本發(fā)明的目的還在于提供一種薄鋼片材，該薄鋼片材適用于通過使用標(biāo)準(zhǔn)方法任選地沉積金屬涂層。本發(fā)明的目的還在于提供一種鋼片材，該鋼片材對由切割所致的損傷很不敏感并且能夠擴孔。本發(fā)明的目的還在于提供一種鋼，該鋼借助于一般組裝方法例如電阻點焊表現(xiàn)出良好的可焊性。為此目的，本發(fā)明的主題之一是一種冷軋并退火的鋼片材，該鋼片材具有高于1200MPa的強度，其組成(含量按重量計)包含如下0.10%《C《0.25%，l%《Mn《3%，Al>0.010%，Si《2.990%，S《0.015%，P《0.1%，N《0.008%，應(yīng)理解，1%《Si+Al《3%，該組成任選地包含0.05%《V《0.15%，B《0.005%，Mo《0.25%，Cr《1.65%，應(yīng)理解，Cr+3Mo>0.3%，Ti的量使得Ti/N>4和Ti《0.040%，組成的剩余部分由鐵和來自熔煉的不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，所述鋼的顯微組織包含15_90%的貝氏體，余量由馬氏體和殘余奧氏體構(gòu)成。本發(fā)明的另一主題是具有上述組成的鋼片材，該鋼片材具有高于10%的斷裂延伸率，其特征在于，Mo<0.005%，Cr<0.005%，B=O，鋼的顯微組織包含65-90%的貝氏體，余量由馬氏體和殘余奧氏體的島狀物構(gòu)成。本發(fā)明的另一主題是具有上述組成的鋼片材，其特征在于包含Mo《0.25%，Cr《1.65%，應(yīng)理解，Cr+3MoX).3%，B=0，鋼的顯微組織包含65-90%的貝氏體，余量由馬氏體和殘余奧氏體的島狀物構(gòu)成。本發(fā)明的另一主題是具有上述組成的鋼片材，該鋼片材具有高于1400MPa的強度和高于8%的斷裂延伸率，其特征在于包含Mo《0.25%，Cr《1.65%，應(yīng)理解，Cr+3Mo>0.3%，鋼的顯微組織包括45-65%的貝氏體，余量由馬氏體和殘余奧氏體的島狀物構(gòu)成。本發(fā)明的另一主題是具有上述組成的鋼片材，該鋼片材具有高于1600MPa的強度和高于8%的斷裂延伸率，其特征在于包含Mo《0.25%，Cr《1.65%，應(yīng)理解，Cr+3Mo>0.3%，鋼的顯微組織包含15-45%的貝氏體，余量由馬氏體和殘余奧氏體構(gòu)成。根據(jù)一個特定實施方案，該組成包含0.19%《C《0.23%。根據(jù)一個優(yōu)選實施方案，該組成包含1.5%《Mn《2.5%。該組成優(yōu)選包含1.2%《Si《1.8%。作為優(yōu)選方式，該組成包含1.2%《Al《1.8%。6根據(jù)一個特定的實施方案，該組成包含0.05%《V《0.15%，0.004%《N《0.008%。該組成優(yōu)選包含0.12%《V《0.15%。根據(jù)一個優(yōu)選實施方案，該組成包含0.0005《B《0.003%。優(yōu)選地，馬氏體和殘余奧氏體的島狀物的平均尺寸小于1微米，島狀物之間的平均距離小于6微米。本發(fā)明另一主題是制造具有高于1200MPa的強度和高于10%的斷裂延伸率的冷軋鋼片材的方法，在該方法中提供的鋼具有如下組成0.10%《C《0.25%;1%《Mn《3%;A1010%;Si《2.990%，應(yīng)理解，1%《Si+Al《3%;S《0.015%;P《0.1%;N《0.008%;Mo<0.005%;Cr<0.005%;B=O，該組成任選地包含0.05%《V《0.15X，且Ti的量使得Ti/N>4且Ti《0.040%。從這種鋼鑄造半成品；然后使半成品處于高于115(TC的溫度下，并將該半成品熱軋以便獲得熱軋片材。將該片材巻曲并酸洗；然后以30-80%的壓下率將其冷軋以獲得冷軋片材。以5-15°C/s的速率Ve將該冷軋片材再加熱到Ac3與Ac3+2(TC之間的溫度L，并在此保持50_150s的時間t"然后以高于40°C/s但小于IO(TC/s的速率VK1將該片材冷卻到(MS-30°C)與(MS+30°C)之間的溫度T2。使該片材在所述溫度T2下保持150-350s的時間^，然后以小于30°C/s的速率VK2冷卻到環(huán)境溫度。本發(fā)明的另一主題是制造具有高于1200MPa的強度和高于8%的斷裂延伸率的冷軋鋼片材的方法，在該方法中提供的鋼具有如下組成0.10%《C《0.25%;1%《Mn《3%;Al010%;Si《2.990%;應(yīng)理解，1%《Si+Al《3%;S《0.015%;P《0.1%;N《0.008%;Mo《0.25%;Cr《1.65%，應(yīng)理解Cr+3Mo>0.3%，任選地0.05%《V《0.15%，B《0.005%，Ti的量使得Ti/N>4且Ti《0.040%。從這種鋼鑄造半成品；然后使半成品處于高于115(TC的溫度；然后將該半成品熱軋以獲得熱軋片材。將該鋼片材巻曲；然后對其進行酸洗；然后以30_80%的壓下率將該片材冷軋以獲得冷軋片材。以5-15°C/s的速率Ve將該冷軋片材再加熱到Ac3與Ac3+2(TC之間的溫度1\，并在此保持50-150s的時間t"然后以高于25°C/s但低于IO(TC/s的速率VK1將其冷卻到在Bs和(MS-20°C)之間的溫度T2。在溫度T2下使該片材保持150-350s的時間^，然后以小于30°C/s的速率VK2將其冷卻到環(huán)境溫度。溫度I\優(yōu)選在Ac3+10。C與Ac3+20。C之間。本發(fā)明的另一主題是根據(jù)上述實施方案之一的冷軋并退火的鋼片材或根據(jù)上述實施方案之一的方法制造的冷軋并退火的鋼片材在于制造汽車領(lǐng)域中的結(jié)構(gòu)部件或加強元件的用途。通過下文以實施例并參照附圖給出的說明，本發(fā)明的其它特征和優(yōu)點將變得明了-圖1顯示了根據(jù)本發(fā)明的鋼片材組織的實例，由LePera腐蝕劑揭示了所述組織；-圖2顯示了根據(jù)本發(fā)明的鋼片材組織的實例，由Nital腐蝕劑揭示了所述組織。7具體實施方案本發(fā)明人已經(jīng)證實，當(dāng)冷軋并退火的薄鋼片材具有貝氏體顯微組織，并兼具馬氏體和殘余奧氏體的島狀物或"M-A"島狀物時，上述問題得以解決。對于具有高于1600MPa的最高強度的鋼，該顯微組織包括較大量的馬氏體和殘余奧氏體。關(guān)于鋼的化學(xué)組成，碳在該顯微組織的形成和機械性能方面起很重要的作用與該組成的其它元素(Cr、Mo、Mn)聯(lián)合并利用冷軋之后的退火熱處理，碳提高了硬化性并能夠獲得貝氏體轉(zhuǎn)變。根據(jù)本發(fā)明的碳含量還導(dǎo)致形成馬氏體和殘余奧氏體的島狀物，其數(shù)量、形態(tài)和組成都使得能夠獲得上述性能。碳還在冷軋后的退火熱處理之后延緩先共析鐵素體的形成否則，該低硬度相的存在將在與較高硬度的基質(zhì)的界面上引起過于大量的局部損傷。因而，為獲得高強度水平，應(yīng)該避免存在來自退火的先共析鐵素體。根據(jù)本發(fā)明，碳含量為0.10-0.25重量％。低于O.10%時，不能獲得足夠的強度，而且殘余奧氏體的穩(wěn)定性不能令人滿意。大于0.25%時，由于在熱影響區(qū)中形成淬火顯微組織，因此可焊性降低。根據(jù)優(yōu)選實施方案，碳含量為O.19-0.23%。在該范圍內(nèi)，可焊性很令人滿意，而且M-A島狀物的數(shù)量、穩(wěn)定性和形態(tài)特別適合于獲得機械性能(即強度/延伸率)的有利^口口。以1-3重量％的量添加錳(錳是促進Y相形成的元素)，在冷軋后的退火之后冷卻時抑制先共析鐵素體的形成。在液相熔煉期間，錳還有助于使鋼脫氧。錳的添加還有助于有效的固溶硬化和實現(xiàn)較高的強度。優(yōu)選地，錳含量為1.5-2.5%以便獲得其效應(yīng)，但沒有形成有害的帶狀組織的危險。根據(jù)本發(fā)明，硅和鋁共同起到重要作用。在退火之后，硅延遲了在冷卻時滲碳體從奧氏體的析出。因而，根據(jù)本發(fā)明添加硅有助于穩(wěn)定足夠量的處于島狀物形式的殘余奧氏體，隨后殘余奧氏體在變形作用下逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。退火之后在冷卻時，另一部分奧氏體直接轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。對于鋼的脫氧，鋁是很有效的元素。在此方面，其含量大于或等于0.010%。和硅相似，它穩(wěn)定殘余奧氏體。鋁和硅對穩(wěn)定奧氏體的作用相似。當(dāng)硅和鋁的含量使得1%《Si+Al《3%時，獲得令人滿意的奧氏體穩(wěn)定，由此能夠形成所需的顯微組織，同時仍保持令人滿意的使用性能。由于最低鋁含量是0.010%，因此硅含量不超過2.990%。優(yōu)選地，硅含量為1.2-1.8%，以穩(wěn)定足夠量的殘余奧氏體并在冷軋前的熱巻曲步驟期間抑制晶間氧化。這樣，避免了高附著性氧化物的形成，也避免了任何表面缺陷的出現(xiàn)，所述表面缺陷特別會在熱浸鍍鋅操作中導(dǎo)致濕潤性不足。當(dāng)鋁含量優(yōu)選為1.2-1.8%時也獲得這些作用。對于相同含量，鋁的作用類似于上述硅的情況，但出現(xiàn)表面缺陷的風(fēng)險較小。根據(jù)本發(fā)明的鋼任選地含有鉬和/或鉻。鉬提高硬化性，抑制先共析鐵素體的形成并有效地使貝氏體顯微組織細化。但是，高于0.25重量％的含量提高了形成主要為馬氏體的顯微組織的風(fēng)險，不利于貝氏體形成。鉻也有助于抑制先共析鐵素體的形成，并有助于細化貝氏體顯微組織。高于1.65%時，獲得主要為馬氏體的組織的風(fēng)險是高的。但與鉬相比，它的作用較不明顯。根據(jù)本發(fā)明，鉻和鉬含量使得Cr+3Mo>0.3%。鉻和鉬在該關(guān)系中的系數(shù)反映了它們對硬化性的影響，特別是這些元素在本發(fā)明的特定冷卻條件下抑制先共析鐵素體形成的各自能力。根據(jù)本發(fā)明的實用實施方案，鋼可具有很低或零的鉬和鉻含量，即這兩種元素的含量低于0.005重量％，而硼為0%。為獲得高于1400MPa的強度，必須以上述量添加鉻和/或鉬。當(dāng)硫含量高于0.015%時，因過量的錳硫化物存在，可成型性降低。磷含量限于0.1%，以保持足夠的熱延展性。氮含量限于0.008%，以避免任何老化(vieillissement)。根據(jù)本發(fā)明的鋼任選地以0.05-0.15%的量包含釩。特別當(dāng)?shù)客瑫r為0.004-0.008%時，在冷軋之后的退炎期間，可發(fā)生釩以細碳氮化物的形式的析出，這些碳氮化物提供附加的硬化。當(dāng)釩的含量為0.12-0.15重量％時，均勻延伸率或斷裂延伸率特別地得到增大。該鋼可任選地以不超過0.005%的量包含硼。在優(yōu)選實施方案中，鋼優(yōu)選包含0.0005-0.003%的硼，由此在鉻和/或鉬的存在下有助于抑制先共析鐵素體。作為其它添加元素的補充，以上述量加入的硼使得能夠獲得高于1400MPa的強度。該鋼可任選地包含鈦，鈦的量使得Ti/N>4且Ti《0.040%。這能夠形成碳氮化鈦并提高硬化。該組成的剩余部分由來自熔煉的不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。這些雜質(zhì)(例如Sn、Sb和As)的含量低于0.005%。根據(jù)旨在制造具有高于1200MPa強度的鋼片材的一個本發(fā)明實施方案，該鋼的顯微組織包含65_90%的貝氏體，這些含量指的是每單位面積的百分數(shù)，余量由馬氏體和殘余奧氏體的島狀物(M-A化合物的島狀物)構(gòu)成。該組織主要是貝氏體，不包含低硬度的先共析鐵素體，且具有高于10%的斷裂延伸率。根據(jù)本發(fā)明，均勻分散在基質(zhì)中的M-A島狀物具有小于1微米的平均尺寸。圖1示出根據(jù)本發(fā)明的鋼片材的顯微組織的實例。借助于適當(dāng)?shù)幕瘜W(xué)腐蝕劑揭示M-A島狀物的形態(tài)腐蝕之后，M-A島狀物在相對暗的貝氏體基質(zhì)上呈白色。一些小的島狀物位于貝氏體鐵素體板條之間。在約500X至1500X的放大倍數(shù)下，在具有統(tǒng)計學(xué)代表性的區(qū)域上觀察所述島狀物，并使用圖像分析軟件測量了島狀物的平均尺寸以及這些島狀物之間的平均距離。在圖l情況下，每單位面積的島狀物百分數(shù)為12X，而M-A島狀物的平均尺寸小于1微米。已經(jīng)證實，特別需要M-A島狀物的特定形態(tài)當(dāng)島狀物的平均尺寸小于1微米時，和當(dāng)這些島狀物之間的平均距離小于6微米時，同時獲得下列效果-由于不存在大的M-A島狀物上斷裂開始，因此損傷受到限制；及-由于大量小的M-A組元的臨近(proximit6)，因此明顯硬化。根據(jù)旨在制造具有高于1400MPa的強度和高于8%的斷裂延伸率的鋼片材的另一個本發(fā)明實施方案，該顯微組織包含45-65%貝氏體，余量由馬氏體和殘余奧氏體的島狀物構(gòu)成。根據(jù)本發(fā)明旨在制造具有高于1600MPa的強度和高于8%的斷裂延伸率的鋼片材的另一個實施方案，該顯微組織包含15-45%的貝氏體，余量由馬氏體和殘余奧氏體構(gòu)成。根據(jù)本發(fā)明實施制造薄的冷軋并退火片材的方法為如下-供應(yīng)具有根據(jù)本發(fā)明組成的鋼；-從這種鋼鑄造半成品?？蛇M行該鑄造以形成坯錠或連續(xù)進行以形成具有約200mm厚度的板坯。還可在相對旋轉(zhuǎn)的輥之間進行該鑄造以形成具有幾十毫米厚度的薄板坯或形成薄帶材。首先將鑄造的半成品加熱到高于115(TC的溫度，以便在所有位置都達到有利于鋼在軋制期間所經(jīng)受的高變形的溫度。當(dāng)然，在相對旋轉(zhuǎn)的輥之間直接鑄造薄板坯或薄帶材的情況下，可以直接在鑄造之后從至多115(TC開始進行這些半成品的熱軋步驟，因此在這種情況下不需要中間再加熱步驟；-將該半成品熱軋。本發(fā)明的一個優(yōu)點是冷軋并退火片材的最終特征和顯微組織相對獨立于軋制結(jié)束溫度和熱軋后的冷卻。-接著，將熱軋片材巻曲。巻曲溫度優(yōu)選低于550°C以限制熱軋片材的硬度和晶間表面氧化。熱軋片材的過高硬度在后續(xù)冷軋期間導(dǎo)致過大的力且還可能導(dǎo)致邊緣缺陷；-接著，使用本身已知的方法將熱軋片材酸洗以便對其賦予適合于冷軋的表面光潔度。進行冷軋以便降低熱軋片材的厚度30-80%。-接著，進行退火熱處理，優(yōu)選通過連續(xù)退火進行，其包括下列階段-以5-15°C/s的加熱速率Ve加熱到溫度^的階段。當(dāng)1高于15°C/s時，通過冷軋進行加工硬化的片材的再結(jié)晶可能不完全。為了生產(chǎn)率，需要5tVs的最小值。5-15°C/s的速率V。使得能夠獲得特別適合于所需的最終顯微組織的奧氏體晶粒尺寸。溫度1\在A。與A。+2(TC之間，溫度A。3對應(yīng)于加熱期間完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體。A。3取決于鋼的組成和加熱速率，可例如通過膨脹測定法確定。完全的奧氏體化意味著先共析鐵素體的后續(xù)形成受到限制。為抑制奧氏體晶粒過度粗化，溫度Tj氏于Ae3+2(TC是重要的。在該(Ae3至A。3+2(TC)范圍內(nèi)，最終產(chǎn)品的特征對溫度L的變化很不敏感。非常優(yōu)選地，該溫度L在A。3+1(TC與A。+2(TC之間。在這些條件下，本發(fā)明人已經(jīng)證實，奧氏體的晶粒尺寸更均勻且更細，由此導(dǎo)致形成本身具有這些特征的最終顯微組織。-在溫度1\均熱50s-150s的時間tp這個步驟導(dǎo)致奧氏體的均勻化。本方法的下一步驟取決于鋼中的鉻和鉬的含量-當(dāng)鋼實際上不含鉻、鉬和硼時，即當(dāng)Cr<0.005%，Mo<0.005%，B=0%時，以大于40°C/s但小于IO(TC/s的速率VK1進行冷卻直到Ms-30。C與Ms+30。C之間的溫度T2。在這些冷卻速率條件下，碳到奧氏體中的擴散受到限制。高于IO(TC/s時該作用便飽和。在該溫度T2進行均熱150-350s的時間t2。Ms表示馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度。該溫度取決于所用鋼的組成，并可例如由膨脹測定法確定。這些條件在冷卻期間抑制先共析鐵素體的形成。這些條件還導(dǎo)致大多數(shù)的奧氏體轉(zhuǎn)變成貝氏體。剩余部分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，或可能以殘余奧氏體的形式得到穩(wěn)定；-當(dāng)鋼具有使得Mo《0.25%，Cr《1.65%且Cr+3Mo>0.3%的鉻含量和鉬含量時，將其以高于25°C/s且小于IO(TC/s的速率VK1冷卻到Bs與Ms-2(TC之間的溫度T2。在該溫度T2進行均熱150-350s時間t2。Bs表示貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度。這些條件允許獲得與上述相同的顯微組織特征。添加鉻和/或鉬特別使得能夠確保不形成先共析鐵素體。在根據(jù)本發(fā)明的冷卻速率極限Vw內(nèi)，產(chǎn)品的最終特征對該速率^的變化相對不敏感；-無論產(chǎn)品是否含有鉻和/或鉬，該方法的下一步驟是相同的以小于30°C/s的速率VK2進行冷卻到環(huán)境溫度的步驟。特別當(dāng)溫度T2在根據(jù)本發(fā)明的范圍內(nèi)很低時，以小于3(TC/s的速率VK2進行冷卻使新形成的馬氏體島狀物得以回火，這在使用性能方面是有利的。實施例熔煉具有下表中給出的組成(以重量百分數(shù)表示)的鋼。除鋼1-1至1-5用來制造根據(jù)本發(fā)明的片材外，該表還顯示了用來制造參比片材的鋼R-l至R-5組成之間的比較。<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>將對應(yīng)于上述組成的半成品再加熱到1200℃，熱軋到3mm的厚度，并在低于550℃的溫度下卷曲。然后，將這些片材冷軋到o．9mm的厚度，即70％的壓下率。從任一組成出發(fā)，使某些鋼經(jīng)受多種制造條件。例如，參比Il-a，Il-b和Il-c，Il-d表示在不同于鋼組成Il的條件下制備的四個鋼片材。表2顯示了制造片材的條件，所述片材在冷軋之后被退火。在所有情況下，加熱速率V。均為10°C/S。表2還給出了Ac3，Bs和Ms轉(zhuǎn)變溫度。還顯示通過定量顯微分析測量的多種顯微組元即每單位面積的貝氏體、馬氏體和殘余奧氏體的百分數(shù)。由LePera腐蝕劑揭示了M_A島狀物。使用SciOI^圖像分析軟件測量了它們的形態(tài)。表2:所獲得的熱軋片材的制造條件和顯微組織<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>I=根據(jù)本發(fā)明；R=參比加有下劃線的值不根據(jù)本發(fā)明。在下表3中給出了所獲得的拉伸機械性能(屈服強度R。強度Rm、均勻延伸率Au和斷裂延伸率At)。還顯示了Re/Rm比率。在某些情況下，對具有降低到1.4mm厚度的CharpyV型韌性試樣確定了-4(TC下的斷裂能量。還評價了與切割(例如剪切或沖孔)相關(guān)的損傷，該損傷可能降低切割部件的后續(xù)可變形性。為此目的，將尺度為20X80mn^的試樣進行剪切。然后，將這些試樣中的一些的邊緣進行拋光。用光學(xué)沉積柵格涂覆所述試樣然后使其經(jīng)受單軸拉伸直至斷裂。盡可能靠近斷裂開始處從變形柵格測量平行于應(yīng)力方向的主應(yīng)變^。在具有機械切割邊緣的試樣和具有拋光邊緣的試樣上進行該測量。用損傷系數(shù)A=[h(切割的邊緣)-^(拋光的邊緣)]/e工(拋光的邊緣)評估對切割的敏感性。對于某些片材，還評價了在尺度為105X105mm2的試樣上的切割邊緣附近的損傷，該試樣具有初始直徑10mm的孔洞。測量了引入圓錐形沖頭后在出現(xiàn)裂紋之前的孔洞直徑的相對增大。<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>且最小斷裂延伸率為10%的本發(fā)明鋼的顯微組織具有65-90%的貝氏體含量，余量由M-A島狀物構(gòu)成。因而，圖1顯示了包含88%貝氏體和12%M-A島狀物的鋼片材I3a的顯微組織，通過LePera腐蝕劑進行的腐蝕揭示了該顯微組織。圖2顯示了由Nital腐蝕劑揭示的該顯微組織。在該鋼具有1400MPa的最低強度和8%的最小斷裂延伸率的情況下，根據(jù)本發(fā)明的鋼具有45-65%貝氏體含量，余量為M-A島狀物。在該鋼具有1600MPa的最低強度和8%的最小斷裂延伸率的情況下，根據(jù)本發(fā)明的鋼具有15-35%的貝氏體含量，余量為馬氏體和殘余奧氏體。根據(jù)本發(fā)明的鋼片材具有尺寸小于1微米、島狀物間距離小于6微米的M-A島狀物。根據(jù)本發(fā)明的鋼在切割的情況下還具有良好的耐損傷性，因為損傷系數(shù)A限于-23%。沒有這些特征的鋼片材(R5)可具有43%的損傷系數(shù)。根據(jù)本發(fā)明的片材顯示出良好的擴孔能力。根據(jù)本發(fā)明的鋼還具有良好的均勻可焊性對于適于上述厚度的焊接參數(shù)，焊接接頭沒有冷裂紋或熱裂紋。鋼片材Il-b和11-c在過低的溫度^下退火，奧氏體轉(zhuǎn)變不完全。因而，該顯微組織包括先共析鐵素體(對于lib為40%，對于Il-c為20%)和過高含量的M-A島狀物。因此，先共析鐵素體的存在降低了強度。對于鋼片材Il-d，均熱溫度L高于Ms+3(TC:在較高溫度下發(fā)生的貝氏體轉(zhuǎn)變導(dǎo)致較粗的組織，并造成不足的強度。對于鋼片材I-2c，退火之后的冷卻速率VK1不夠高，形成的顯微組織較不均勻，且斷裂延伸率降低到低于10%。對于片材I-3b，均熱溫度L低于Ms-2(TC。因而，冷卻速率Vw導(dǎo)致在低溫下形成的貝氏體和馬氏體的出現(xiàn)，這些與不足的延伸率有關(guān)。鋼R1具有不足的(硅+鋁)含量，且均熱溫度T2低于Ms-2(TC。由于不足的(Si+Al)含量，形成的M-A島狀物的量不足以獲得等于或大于1200MPa的強度。鋼R2和R3具有不足的碳、錳、硅+鋁含量。形成的M-A化合物的量小于10%。此外，低于A。3的退火溫度1\導(dǎo)致過高含量的先共析鐵素體和滲碳體，致使強度不足。鋼R4具有不足的(Si+Al)含量且冷卻速率VK1特別低。因此，冷卻時富集有碳的奧氏體不足以允許形成馬氏體并獲得本發(fā)明所需的強度和延伸率性能。鋼R5也具有不足的(Si+Al)含量。退火之后不夠快的冷卻速率導(dǎo)致先共析鐵素體含量過高和機械強度不足。從制造鋼片材I2_a的方法開始，根據(jù)具有相同特征的方法制造鋼片材12-d，但不同的是溫度1\為830°C，即溫度A。3。在1\等于A。3的情況下，圓錐形孔洞的擴張能力是25%。當(dāng)溫度1\等于850°C(Ac3+20°C)時，擴張能力提高到31%。因此，本發(fā)明允許制造兼具有很高強度和高延展性的鋼片材。根據(jù)本發(fā)明的鋼片材有利地用于制造汽車和一般工業(yè)領(lǐng)域中的結(jié)構(gòu)部件或加強元件。權(quán)利要求具有高于1200MPa強度的冷軋并退火的鋼片材，其組成包括如下，含量按重量計0.10％≤C≤0.25％1％≤Mn≤3％Al≥0.010％Si≤2.990％S≤0.015％P≤0.1％N≤0.008％應(yīng)理解1％≤Si+Al≤3％，該組成任選地包含0.05％≤V≤0.15％B≤0.005％Mo≤0.25％Cr≤1.65％應(yīng)理解Cr+3Mo≥0.3％，Ti的量使得Ti/N≥4和Ti≤0.040％，該組成的剩余部分由鐵和來自熔煉的不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，所述鋼的顯微組織包含15-90％的貝氏體，余量由馬氏體和殘余奧氏體構(gòu)成。2.根據(jù)權(quán)利要求1的鋼片材，具有高于10%的斷裂延伸率，其特征在于，Mo<0.005%Cr<0.005%B=0%，所述鋼的顯微組織包含65-90%的貝氏體，余量由馬氏體和殘余奧氏體的島狀物構(gòu)成。3.根據(jù)權(quán)利要求1的鋼片材，其特征在于，它含有Mo《0.25%Cr《1.65%，應(yīng)理解Cr+3Mo3%，B=0%，所述鋼的顯微組織包含65至90%的貝氏體，余量由馬氏體和殘余奧氏體的島狀物構(gòu)成。4.根據(jù)權(quán)利要求1的鋼片材，具有高于1400MPa的強度和高于8%的斷裂延伸率，其特征在于，它含有Mo《0.25%Cr《1.65%，應(yīng)理解Cr+3Mo3%，所述鋼的顯微組織包含45-65%的貝氏體，余量由馬氏體和殘余奧氏體的島狀物構(gòu)成。5.根據(jù)權(quán)利要求1的鋼片材，具有高于1600MPa的強度和高于8%的斷裂延伸率，其特征在于，它含有Mo《0.25%Cr《1.65%應(yīng)理解Cr+3Mo3%，所述鋼的顯微組織包含15-45%的貝氏體，余量由馬氏體和殘余奧氏體構(gòu)成。6.根據(jù)權(quán)利要求1至5中任一項的鋼片材，其特征在于，所述鋼的組成包含如下，含量按重量計0.19%《C《0.23%。7.根據(jù)權(quán)利要求1至6中任一項的鋼片材，其特征在于，所述鋼的組成包含如下，含量按重量計1.5%《Mn《2.5%。8.根據(jù)權(quán)利要求1至7中任一項的鋼片材，其特征在于，所述鋼的組成包含如下，含量按重量計1.2%《Sid。9.根據(jù)權(quán)利要求1至8中任一項的鋼片材，其特征在于，所述鋼的組成包含如下，含量按重量計1.2%《Al《1.8%。10.根據(jù)權(quán)利要求1至9中任一項的鋼片材，其特征在于，所述鋼的組成包含如下，含量按重量計0.05%《V《0.15%0.004《N《0.008%。11.根據(jù)權(quán)利要求1至10中任一項的鋼片材，其特征在于，所述鋼的組成包含如下，含量按重量計0.12%《V《0.15%。12.根據(jù)權(quán)利要求1，4和5中任一項的鋼片材，其特征在于，所述鋼的組成包含如下，含量按重量計0.0005《B《0.003%。13.根據(jù)權(quán)利要求1至12中任一項的鋼片材，其特征在于，所述馬氏體和殘余奧氏體的島狀物的平均尺寸小于1微米，所述島狀物之間的平均距離小于6微米。14.制造具有高于1200MPa的強度和高于10%的斷裂延伸率的冷軋鋼片材的方法，其中_提供具有權(quán)利要求2所述組成的鋼；然后-從該鋼鑄造半成品；然后-使所述半成品處于高于115(TC的溫度下；然后_將所述半成品熱軋，以獲得熱軋片材；然后-將所述片材巻曲；然后-將所述熱軋片材酸洗；然后-以30-80%的壓下率將所述片材冷軋，以獲得冷軋片材；和然后-以5-15°C/s的速率Ve將所述冷軋片材再加熱到Ac3與Ac3+2(TC之間的溫度1\，并在此保持50-150s的時間t"然后以大于40°C/s但小于100°C/s的速率VK1將所述片材冷卻到在(Mf3(TC與MS+30°C)之間的溫度T2，將所述片材在所述溫度T2下保持150_350s的時間^，然后以小于30°C/s的速率VK2將其冷卻到環(huán)境溫度。15.制造具有高于1200MPa的強度和高于8X的斷裂延伸率的冷軋鋼片材的方法，其中_提供具有權(quán)利要求1和3至5中任一項所述組成的鋼，Mo和Cr的含量是Mo《0.25%且Cr《1.65%，應(yīng)理解Cr+3Mo3%;然后-從該鋼鑄造半成品；然后-使所述半成品處于高于115(TC的溫度；然后_將所述半成品熱軋，以獲得熱軋片材；然后-將所述片材巻曲；然后-將所述熱軋片材酸洗；然后-以30-80%的壓下率將所述片材冷軋，以獲得冷軋片材；和然后-以5-15°C/s的速率Ve將所述冷軋片材再加熱到在Ac3與Ac3+2(TC之間的溫度1\，并在此保持50-150s的時間t"然后以高于25°C/s但小于IO(TC/s的速率VK1將所述片材冷卻到Bs和(MS-20°C)之間的溫度T2，使所述片材在所述溫度T2下保持150-350s的時間t2，然后以小于3(TC/s的速率Vk2將其冷卻到壞境溫度。16.根據(jù)權(quán)利要求14或15的制造方法，其特征在于，溫度1\在A。3+1(TC與A。3+2(TC之間。17.根據(jù)權(quán)利要求1至13中任一項的冷軋并退火的鋼片材或根據(jù)權(quán)利要求14至16中任一項的方法制造的冷軋并退火的鋼片材，在制造汽車領(lǐng)域中的結(jié)構(gòu)部件或加強元件中的用途。全文摘要本發(fā)明涉及強度高于1200MPa的冷軋并退火的鋼片材，其組成包含(含量按重量計)0.10％＜C＜0.25％，1％≤Mn＜3％，Al＞0.010％，Si＜2.990％，S＜0.015％，P＜0.1％，N＜0.008％，其中，1％＜Si+Al＜3％，該組成任選地包含0.05％＜V＜0.15％，B＜0.005％，Mo＜0.25％，Cr＜1.65％，其中，Cr+3Mo＞0.3％，Ti的量使得Ti/N≥4和Ti＜0.040％，組成的剩余部分由鐵和來自熔煉的不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，鋼的顯微組織包含15-90％的貝氏體，余量由馬氏體和殘余奧氏體構(gòu)成。文檔編號C22C38/02GK101765668SQ200880015380公開日2010年6月30日申請日期2008年4月28日優(yōu)先權(quán)日2007年5月11日發(fā)明者A·穆蘭,J·吉爾丁申請人:安賽樂米塔爾法國公司