本發(fā)明涉及用于制造高強(qiáng)度鋼產(chǎn)品的方法以及涉及通過(guò)該方法獲得的高強(qiáng)度鋼產(chǎn)品。

更具體地，本發(fā)明涉及用于制造結(jié)合良好的延伸特性和高拉伸強(qiáng)度的鋼產(chǎn)品(例如鋼板或鋼部件)的方法。

由dp(雙相)鋼或trip(相變誘導(dǎo)塑性)鋼制成的高強(qiáng)度鋼板目前用于制造汽車工業(yè)、汽車和卡車中的多種部件。

為了降低由這些鋼制成的設(shè)備的重量，非常期望增加拉伸強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度而不減小延伸率(其是具有好的可加工性而不降低可焊接性所必需的)。

為此，wo2012/153008中提出使用含有0.15％至0.4％c、1.5％至3％mn和0.005％至2％si的cmnsi鋼，對(duì)這樣的鋼進(jìn)行熱處理以具有完全馬氏體組織。

因此，wo2012/153008公開(kāi)了用于制造鋼板或部件的方法，其中將鋼在1050℃和1250℃之間的溫度下加熱，然后在1150℃和900℃之間的溫度下經(jīng)受粗軋，其后冷卻至380℃和600℃之間的溫度，在此溫度下經(jīng)受最終熱軋，并且隨后直接淬火至環(huán)境溫度。

該制造方法允許獲得拉伸強(qiáng)度高于通過(guò)使鋼奧氏體化，然后淬火以獲得完全馬氏體硬化制造的鋼板的拉伸強(qiáng)度的鋼板或部件。

然而，盡管該方法不損害鋼的延伸特性，但其也不改進(jìn)這些特性。通過(guò)這樣的方法獲得的鋼板的總延伸率te對(duì)于約1600mpa的拉伸強(qiáng)度通常限于小于7％。

因此，仍然期望能夠生產(chǎn)這樣的鋼板或部件：其屈服強(qiáng)度ys大于1000mpa直至1700mpa，拉伸強(qiáng)度ts大于1300mpa直至2000mpa，均勻延伸率ue大于7％，總延伸率te大于10％，乘積拉伸強(qiáng)度×總延伸率(ts×te)高于18000mpa％，且乘積拉伸強(qiáng)度×均勻延伸率(ts×ue)高于13000mpa％。這些特性根據(jù)iso標(biāo)準(zhǔn)iso6892-1(于2009年10月出版)測(cè)量。必須強(qiáng)調(diào)的是，由于測(cè)量方法差異，特別是由于使用的樣品的尺寸差異，根據(jù)iso標(biāo)準(zhǔn)的總延伸率值非常不同，特別地小于根據(jù)jisz2201-05標(biāo)準(zhǔn)的總延伸率值。

為此，本發(fā)明涉及用于制造鋼產(chǎn)品的方法，包括以下順序步驟：

-提供在380℃至700℃的溫度下的加熱的鋼起始產(chǎn)品，所述加熱的鋼起始產(chǎn)品具有亞穩(wěn)態(tài)完全奧氏體組織，以重量百分比計(jì)，所述加熱的鋼起始產(chǎn)品的組成包括：

0.15％≤c≤0.40％，

1.5％≤mn≤4.0％，

0.5％≤si≤2.5％，

0.005％≤al≤1.5％，

其中0.8％≤si+al≤2.5％，

s≤0.05％，

p≤0.1％，

選自cr和mo中的至少一種元素，使得：

0％≤cr≤4.0％，

0％≤mo≤0.5％，

以及

2.7％≤mn+cr+3mo≤5.7％，

以及任選的選自以下的一種或多種元素：

nb≤0.1％，

ti≤0.1％，

ni≤3.0％，

0.0005％≤b≤0.005％，

0.0005％≤ca≤0.005％，

組成的余量由鐵和由熔煉產(chǎn)生的不可避免的雜質(zhì)組成，

-使所述加熱的鋼起始產(chǎn)品在700℃至380℃的溫度下在所述加熱的鋼起始產(chǎn)品的至少一個(gè)位置處以0.1至0.7的累積應(yīng)變?chǔ)舃經(jīng)受熱成型步驟以獲得熱成型鋼產(chǎn)品，鋼的組織仍然為完全奧氏體的，然后

-通過(guò)使所述熱成型鋼產(chǎn)品以高于臨界馬氏體冷卻速率的冷卻速率vr2冷卻至低于鋼的馬氏體起始溫度ms的淬火溫度qt來(lái)使所述鋼產(chǎn)品淬火以獲得含有40％至90％馬氏體的組織，所述組織的剩余部分是奧氏體，然后

-將所述產(chǎn)品保持在或再加熱到qt和470℃之間的保持溫度pt，并將其保持在所述溫度pt下5秒至600秒的持續(xù)時(shí)間pt。

根據(jù)本發(fā)明的另一些有利方面，單獨(dú)考慮或根據(jù)任何技術(shù)上可行的組合考慮時(shí)，所述方法包括以下特征中的一個(gè)或更多個(gè)：

-所述方法還包括使保持的產(chǎn)品以大于0.005℃/秒的冷卻速率冷卻至環(huán)境溫度以獲得新鮮馬氏體的步驟；

-所述加熱的鋼起始產(chǎn)品是熱軋鋼板并且所述鋼產(chǎn)品是鋼板，并且其中所述熱成型步驟是軋制步驟；

-提供加熱的鋼起始產(chǎn)品的步驟包括：

●將具有根據(jù)權(quán)利要求1的組成的鋼半成品加熱至高于鋼的ac3溫度的溫度以獲得完全奧氏體組織，

●使所述鋼半成品在高于落在1200℃和850℃之間的溫度t2的溫度下以大于1的累積壓下量應(yīng)變?chǔ)臿經(jīng)受粗軋步驟以獲得所述加熱的鋼起始產(chǎn)品；

-所述加熱的鋼起始產(chǎn)品的平均奧氏體晶粒尺寸小于30μm；

-所述起始產(chǎn)品是鋼坯，所述鋼產(chǎn)品是鋼部件，并且提供加熱的鋼起始產(chǎn)品的步驟包括將所述鋼坯加熱至高于鋼的ac3溫度的溫度以獲得完全奧氏體組織；

-所述鋼坯的厚度為1.0mm至4.0mm；

-所述熱成型步驟是熱軋步驟；

-所述熱成型步驟是熱沖壓步驟；

-所述熱成型步驟是熱旋壓步驟；

-所述熱成型步驟是軋制成型步驟；

-所述鋼坯包括至少一個(gè)涂覆層；

-在加熱之前將涂覆層施加到所述起始產(chǎn)品上，并且所述涂覆層是鋁或基于鋁的涂層，或者鋅或基于鋅的涂層。

本發(fā)明還涉及鋼產(chǎn)品，以重量百分比計(jì)，其組成包括：

0.15％≤c≤0.40％，

1.5％≤mn≤4.0％，

0.5％≤si≤2.5％，

0.005％≤al≤1.5％，

其中0.8％≤si+al≤2.5％，

s≤0.05％，

p≤0.1％，

選自cr和mo中的至少一種元素，使得：

0％≤cr≤4.0％，

0％≤mo≤0.5％，

以及

2.7％≤mn+cr+3mo≤5.7％，

以及任選的選自以下的一種或多種元素：

nb≤0.1％

ti≤0.1％，

ni≤3.0％

0.0005％≤b≤0.005％

0.0005％≤ca≤0.005％，

所述組成的余量由鐵和由熔煉產(chǎn)生的不可避免的雜質(zhì)組成，

所述鋼產(chǎn)品的至少一個(gè)位置處的組織由以下組成：

-表面百分比為至少40％的不含碳化物的回火馬氏體或馬氏體板條，

-島狀或膜狀的新鮮馬氏體，所述新鮮馬氏體的表面百分比為5％至30％，以及

-表面百分比為5％至35％的奧氏體。

根據(jù)本發(fā)明的另一些有利方面，單獨(dú)或根據(jù)任何技術(shù)上可行的組合考慮時(shí)，鋼產(chǎn)品包括以下特征中的一個(gè)或更多個(gè)：

-鋼的拉伸強(qiáng)度ts與鋼的均勻延伸率ue的乘積大于或等于13000mpa％；

-馬氏體板條的平均尺寸小于1μm，所述馬氏體板條的縱橫比為2至5；

-縱橫比小于3的所述新鮮馬氏體島的最大尺寸小于3μm；

-原始奧氏體晶粒的平均尺寸小于30μm；

-原始奧氏體晶粒的縱橫比高于1.3；

-所述奧氏體為膜狀或島狀，所述膜或島的最小尺寸的值小于0.3μm，所述膜或島的最大尺寸的平均值小于2μm；

-以表面百分比計(jì)，所述回火馬氏體與所述回火馬氏體的表面相比包括少于0.5％的碳化物，并且所述碳化物的平均尺寸小于50nm；

-所述鋼產(chǎn)品是鋼板，并且整個(gè)鋼板的組織由以下組成：

●表面百分比為至少40％的不含碳化物的回火馬氏體或馬氏體板條，

●島狀或膜狀的新鮮馬氏體，所述新鮮馬氏體的表面百分比為5％至30％，以及

●表面百分比為5％至35％的奧氏體；

-所述鋼產(chǎn)品是熱沖壓鋼部件，并且所述熱沖壓部件的體積的至少20％的組織由以下組成：

●表面百分比為至少40％的不含碳化物的回火馬氏體或馬氏體板條，

●島狀或膜狀的新鮮馬氏體，所述新鮮馬氏體的表面百分比為5％至30％，以及

●表面百分比為5％至35％的奧氏體；

-所述鋼產(chǎn)品包括至少一個(gè)涂覆層；

–所述至少一個(gè)涂覆層是鋅或基于鋅的合金，或者鋁或基于鋁的合金；

-在熱沖壓之前施加所述至少一個(gè)涂覆層。

現(xiàn)在將通過(guò)實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行舉例說(shuō)明和詳細(xì)描述而不引入限制，并且其中附圖如下：

-圖1是示出根據(jù)本發(fā)明的鋼產(chǎn)品的顯微組織的掃描電子顯微照片(sem)。

-圖2和3是示出通過(guò)不根據(jù)本發(fā)明的制造方法獲得的鋼產(chǎn)品的顯微組織的sem；

-圖4、5和6是比較通過(guò)根據(jù)或不根據(jù)本發(fā)明的制造方法獲得的鋼產(chǎn)品的機(jī)械特性的圖。

根據(jù)本發(fā)明的鋼產(chǎn)品具有以下組成：

-0.15％≤c≤0.40％，以確保令人滿意的強(qiáng)度和改進(jìn)殘余奧氏體的穩(wěn)定性。特別地，當(dāng)碳含量低于0.15％時(shí)，鋼的可淬火性不夠好，這使得不能用所使用的制造方法形成足夠的馬氏體。當(dāng)c含量大于0.40％時(shí)，鋼的可焊接性降低。事實(shí)上，由板生產(chǎn)的焊接接頭將具有不足的韌性。優(yōu)選地，碳含量高于或等于0.25％。優(yōu)選地，碳含量不高于0.33％。

-1.5％≤mn≤4.0％。錳降低ac1、ac3和ms溫度，即，分別為加熱時(shí)開(kāi)始形成奧氏體的溫度(ac1)、加熱時(shí)奧氏體轉(zhuǎn)變完成的溫度(ac3)以及冷卻時(shí)開(kāi)始從奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的溫度(ms)。因此，mn通過(guò)奧氏體的更高化學(xué)富集mn和通過(guò)降低奧氏體的晶粒尺寸來(lái)改進(jìn)殘余奧氏體的穩(wěn)定性。奧氏體晶粒尺寸細(xì)化導(dǎo)致擴(kuò)散距離減小，因此在溫度保持步驟(其可以在熱處理的冷卻循環(huán)期間進(jìn)行)期間使c和mn擴(kuò)散固定。為了獲得足以允許鋼在冷卻期間在700℃至380℃的溫度范圍內(nèi)變形的穩(wěn)定效果，mn含量不得小于1.5％。此外，當(dāng)mn含量大于4％時(shí)，出現(xiàn)偏析區(qū)域，這對(duì)于延伸凸緣性(stretchflangeability)是不利的并且損害本發(fā)明的實(shí)施。優(yōu)選地，mn含量高于1.8％。優(yōu)選地，mn含量不高于2.5％。

-0.5％≤si≤2.5％且0.005％≤al≤1.5％，硅和鋁含量進(jìn)一步滿足以下關(guān)系：0.8％≤si+al≤2.5％。根據(jù)本發(fā)明，si和al一起起重要作用：

當(dāng)冷卻至低于平衡轉(zhuǎn)變溫度ae3時(shí)，硅延遲滲碳體的析出。因此，si添加幫助使足夠量的島狀殘余奧氏體穩(wěn)定。si進(jìn)一步提供固溶強(qiáng)化并阻礙在從馬氏體到奧氏體的碳再分配(其由在部分馬氏體轉(zhuǎn)變后進(jìn)行的立即再加熱和保持步驟造成)期間碳化物的形成。在含量太高的情況下，在表面上形成硅氧化物，這損害了鋼的可涂覆性。因此，si含量?jī)?yōu)選小于或等于2.5％。

鋁是在細(xì)化期間用于使液相鋼脫氧的非常有效的元素。為了獲得液態(tài)鋼的充分脫氧，al含量不小于0.005％。此外，像si一樣，al使殘余奧氏體穩(wěn)定。為了避免出現(xiàn)夾雜物，為了避免氧化問(wèn)題和為了確保材料的淬透性，al含量不高于1.5％。

si和al對(duì)奧氏體穩(wěn)定化的影響是類似的。當(dāng)si和al含量為使得0.8％≤si+al≤2.5％時(shí)，獲得令人滿意的奧氏體穩(wěn)定化，從而使得能夠形成期望的顯微組織。

-硫和磷必須保持在低水平，即，s≤0.05％且p≤0.1％，為了不使部件的延展性和韌性過(guò)多劣化。由于實(shí)現(xiàn)極低硫是昂貴的，故出于經(jīng)濟(jì)原因，優(yōu)選高于0.0005％的硫含量。以類似的方式，優(yōu)選高于0.0005％的磷含量。

根據(jù)本發(fā)明的鋼包含選自鉬和鉻的至少一種元素。cr和mo對(duì)于延遲奧氏體轉(zhuǎn)變和防止形成先共析鐵素體或貝氏體非常有效，并且可以用于實(shí)現(xiàn)本發(fā)明。特別地，這些元素對(duì)冷卻時(shí)的等溫轉(zhuǎn)變圖(也被稱為時(shí)間-溫度-轉(zhuǎn)變(ttt)圖)有影響：添加cr和mo將鐵素體-珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)域與貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)域分離，鐵素體-珠光體轉(zhuǎn)變發(fā)生在比貝氏體轉(zhuǎn)變更高的溫度下。因此，這些轉(zhuǎn)變區(qū)域在ttt圖中表現(xiàn)為兩個(gè)不同的“突出部分”，這打開(kāi)了“空間(bay)”，其允許使鋼在冷卻時(shí)在這兩個(gè)突出部分之間變形，而不引起從奧氏體到鐵素體、珠光體和/或貝氏體的不期望的轉(zhuǎn)變。對(duì)于本發(fā)明的組成，該變形溫度范圍為380℃至700℃。亞穩(wěn)態(tài)奧氏體在該范圍內(nèi)的熱成型被稱為“形變熱處理”。

如果鋼的組成包含cr，則cr含量不得高于4.0％。事實(shí)上，高于該值，cr的影響飽和并且增加其含量將是昂貴的而不提供任何有益效果。

如果鋼的組成包含mo，則由于其高成本，mo含量不高于0.5％。

此外，根據(jù)本發(fā)明，mn、cr和mo含量為使得2.7％≤mn+cr+3mo≤5.7％。這種關(guān)系中的mn、cr和mo因素反映其各自防止奧氏體轉(zhuǎn)變和提供硬化以獲得足夠的機(jī)械特性的能力。

根據(jù)本發(fā)明的鋼任選地含有鈮和/或鈦。

當(dāng)組成中存在nb時(shí)，nb含量不應(yīng)高于0.1％，并且優(yōu)選地高于0.025％。當(dāng)組成中存在ti時(shí)，ti含量不應(yīng)高于0.1％，并且優(yōu)選地高于0.01％。

在這些量中，nb與b對(duì)提高鋼的淬透性具有強(qiáng)的協(xié)同作用，并且ti可以保護(hù)b免于形成bn。此外，添加nb和ti可以提高回火期間對(duì)馬氏體軟化退火的抗性。

當(dāng)nb和ti含量分別高于0.025％和0.01％時(shí)，nb和ti的這種影響明顯出現(xiàn)。

nb和ti含量各自不高于0.1％以限制在高溫下由這些元素提供的鋼硬化，這將使得由于熱軋力增加而難以生產(chǎn)薄板。

任選地，組成可包含小于或等于3.0％，并且優(yōu)選地高于0.001％的量的鎳。

鋼可任選地含有0.0005％至0.005％的量的硼以提高鋼的可淬火性。事實(shí)上，奧氏體的大量變形可導(dǎo)致冷卻期間奧氏體到鐵素體的加速轉(zhuǎn)變。添加0.0005％至0.005％的量的b幫助防止此早期鐵素體轉(zhuǎn)變。

任選地，鋼可包含0.0005％和0.005％的量的鈣：通過(guò)與o和s結(jié)合，ca幫助避免形成負(fù)面地影響板的延展性的大尺寸夾雜物。

鋼的組成的剩余部分是鐵和由熔煉產(chǎn)生的雜質(zhì)。所述雜質(zhì)可包括氮，n含量不高于0.010％。

根據(jù)本發(fā)明的用于制造鋼產(chǎn)品的方法旨在制造在產(chǎn)品的至少一個(gè)位置處具有由如下組成的顯微組織的鋼產(chǎn)品：表面百分比為至少40％的不含碳化物的回火馬氏體或馬氏體板條；作為島或膜存在的新鮮馬氏體，所述新鮮馬氏體的表面百分比為5％至30％；以及表面百分比為5％至35％的殘余奧氏體。

這些顯微組織特征可以存在于產(chǎn)品整體中或僅存在于一些位置處以承受局部嚴(yán)格的應(yīng)力。在后一種情況下，這些顯微組織特征必須存在于產(chǎn)品的體積的至少20％中以獲得顯著的強(qiáng)度抗性。

現(xiàn)在將描述制造方法。所述方法包括提供在380℃至700℃的溫度下的加熱的鋼起始產(chǎn)品的步驟，所述加熱的鋼起始產(chǎn)品具有完全奧氏體組織。參照該溫度范圍和參照以下鋼組成，應(yīng)當(dāng)理解，該奧氏體組織處于亞穩(wěn)態(tài)，即，該加熱的鋼起始產(chǎn)品由奧氏體范圍內(nèi)的加熱步驟，隨后以足夠高使得奧氏體沒(méi)有時(shí)間轉(zhuǎn)變的速度冷卻而獲得。

以重量百分比計(jì)，所述加熱的起始產(chǎn)品的組成進(jìn)一步包括：

0.15％≤c≤0.40％，

1.5％≤mn≤4.0％，

0.5％≤si≤2.5％，

0.005％≤al≤1.5％，

其中0.8％≤si+al≤2.5％，

s≤0.05％，

p≤0.1％，

選自cr和mo中的至少一種元素，使得：

0％≤cr≤4％，

0％≤mo≤2％，

以及

2.7％≤mn+cr+3mo≤5.7％，

以及任選的選自以下的一種或多種元素：

nb≤0.1％，

ni≤3.0％，

ti≤0.1％，

0.0005％≤b≤0.005％，

0.0005％≤ca≤0.005％，

組成的余量由鐵和由熔煉產(chǎn)生的不可避免的雜質(zhì)組成。

所述加熱的起始產(chǎn)品是例如半成品或坯件。

半成品被定義為已經(jīng)受熱軋步驟但其厚度在此階段大于期望的最終厚度的板。

坯件被定義為將鋼板或卷材切割成與待生產(chǎn)的產(chǎn)品的期望最終幾何形狀有關(guān)的形狀的結(jié)果。

根據(jù)本發(fā)明，使加熱的起始產(chǎn)品在700℃至380℃的溫度下在起始產(chǎn)品的至少一個(gè)位置處以0.1至0.7的累積應(yīng)變經(jīng)受熱成型步驟，鋼的組織仍然為完全奧氏體的，即，進(jìn)行形變熱處理。

熱成型步驟可在一個(gè)或若干個(gè)連續(xù)階段中進(jìn)行。因?yàn)樽冃文Ｊ娇捎捎诋a(chǎn)品的幾何形狀和局部應(yīng)力模式而因產(chǎn)品的位置而異，故在產(chǎn)品中的每個(gè)位置處將等效累積應(yīng)變?chǔ)舃定義為其中ε1和ε2是在所有變形階段累積的主應(yīng)變。

如果通過(guò)熱軋進(jìn)行熱成型，則由熱軋前的初始板厚度ti和熱軋后的最終板厚度tf將累積應(yīng)變?chǔ)舃定義為：

在這些條件下，獲得了塑性變形奧氏體組織(其中不發(fā)生再結(jié)晶)。

熱成型步驟在溫度t3與t3’(兩者均在380℃與700℃之間，例如在550℃與450℃之間)之間進(jìn)行，以允許奧氏體細(xì)化，以避免變形奧氏體再結(jié)晶，以及避免熱成型步驟期間奧氏體的轉(zhuǎn)變。特別地，由于鋼的組成，避免在該熱成型步驟期間形成鐵素體、珠光體和/或貝氏體。

事實(shí)上，如上所公開(kāi)的，mn改進(jìn)殘余奧氏體的穩(wěn)定性。

此外，cr和mo通過(guò)將鐵素體-珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)域與貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)域分離來(lái)延遲奧氏體轉(zhuǎn)變和防止形成先共析鐵素體或貝氏體。因此，這些轉(zhuǎn)變區(qū)域在等溫轉(zhuǎn)變圖(也被稱為時(shí)間-溫度轉(zhuǎn)變(ttt)圖)中表現(xiàn)為兩個(gè)不同的“突出部分”，從而打開(kāi)“窗口”，其允許使鋼在冷卻時(shí)在這兩個(gè)突出部分之間變形而不形成鐵素體、珠光體和/或貝氏體。因此，熱成型步驟(“形變熱處理”)優(yōu)選在該窗口內(nèi)的溫度下進(jìn)行。

與未經(jīng)受這樣的熱成型步驟的鋼相比，熱成型步驟導(dǎo)致鋼的拉伸強(qiáng)度ts和屈服強(qiáng)度ys增加。特別地，熱成型步驟導(dǎo)致拉伸強(qiáng)度增加δts至少150mpa以及導(dǎo)致屈服強(qiáng)度增加δys至少150mpa。

在這一點(diǎn)上，熱成型產(chǎn)品的組織由變形奧氏體組成，奧氏體的變形比為0.1至0.7，并且?jiàn)W氏體晶粒的平均尺寸小于30μm，優(yōu)選地小于10μm。

根據(jù)本發(fā)明，然后通過(guò)使熱成型產(chǎn)品以高于臨界馬氏體冷卻速率的冷卻速率vr2冷卻至低于鋼的馬氏體起始溫度ms的淬火溫度qt來(lái)使所述產(chǎn)品淬火，以獲得包含40％至90％馬氏體的組織，所述組織的剩余部分為奧氏體。

由于期望具有包含大量殘余奧氏體(即，5％至35％)的最終組織，溫度qt不能太低并且必須根據(jù)期望量的殘余奧氏體選擇，在任何情況下都高于鋼的mf轉(zhuǎn)變溫度，即，馬氏體轉(zhuǎn)變完成的溫度。更具體地，對(duì)于鋼的每種化學(xué)組成，可以確定實(shí)現(xiàn)期望的殘余奧氏體含量的最佳淬火溫度qtop。本領(lǐng)域技術(shù)人員知曉如何確定該理論淬火溫度qtop。

由于馬氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生自變形和更精細(xì)的奧氏體晶粒的事實(shí)，故馬氏體的板條細(xì)化比現(xiàn)有技術(shù)中更高，如以下所述。

為了穩(wěn)定地確保對(duì)于根據(jù)上述范圍的組成，組織包含40％至90％的馬氏體，淬火溫度qt優(yōu)選低于ms-20℃，并且優(yōu)選為100℃至350℃。

不經(jīng)進(jìn)一步冷卻，然后將產(chǎn)品(其顯微組織在此時(shí)基本上由殘余奧氏體和馬氏體組成)立即保持在或再加熱到qt和470℃之間的保持溫度pt。

例如，將產(chǎn)品再加熱至高于ms的保持溫度pt。

然后，將產(chǎn)品在溫度pt下保持持續(xù)時(shí)間pt，pt為5秒至600秒。

在該保持步驟期間，碳在馬氏體與奧氏體之間配分，即，從馬氏體擴(kuò)散到奧氏體，這導(dǎo)致馬氏體的延展性改進(jìn)和導(dǎo)致奧氏體的碳含量增加而不出現(xiàn)大量的貝氏體和/或碳化物。富集的奧氏體使得可以獲得最終產(chǎn)品的trip(“相變誘導(dǎo)塑性”)效應(yīng)。

配分程度隨著保持步驟的持續(xù)時(shí)間增加而增加。因此，保持持續(xù)時(shí)間pt被選擇為足夠長(zhǎng)以提供盡可能完全的配分。持續(xù)時(shí)間pt必須大于5秒，并且優(yōu)選地大于20秒以優(yōu)化奧氏體的碳富集。

然而，太長(zhǎng)的持續(xù)時(shí)間可引起奧氏體分解和馬氏體的太高的配分，并且因此降低機(jī)械特性。因此，限制持續(xù)時(shí)間以盡可能避免形成鐵素體。因此，持續(xù)時(shí)間pt應(yīng)小于600秒。使產(chǎn)品以產(chǎn)生5％至30％的新鮮馬氏體和具有5％至35％的殘余奧氏體的表面百分比所需的冷卻速率最終冷卻至環(huán)境溫度。優(yōu)選地，冷卻速率應(yīng)大于0.005℃/秒。

淬火和保持步驟被定義為“淬火和配分”(“q-p”)步驟。

由此獲得的鋼產(chǎn)品的特征在于在經(jīng)受熱成型步驟的位置處由以下組成的顯微組織：表面百分比為至少40％的不含碳化物的回火馬氏體或馬氏體板條；島狀或膜狀的新鮮馬氏體，所述新鮮馬氏體的表面百分比為5％至30％；以及表面百分比為5％至35％的殘余奧氏體。

馬氏體板條非常薄。優(yōu)選地，如通過(guò)ebsd表征，這些馬氏體板條的平均尺寸為至多1μm。

此外，這些馬氏體板條的平均縱橫比優(yōu)選為2至5。

這些特征例如通過(guò)用與電子背散射衍射(“ebsd”)裝置耦合的具有場(chǎng)發(fā)射槍的掃描電子顯微鏡(“feg-sem”)在大于1200x的放大倍率下觀察顯微組織來(lái)確定。兩個(gè)連續(xù)板條在其偏離度為至少5°時(shí)被定義為不同的板條。然后用本領(lǐng)域技術(shù)人員已知的常規(guī)軟件通過(guò)圖像分析來(lái)確定單個(gè)板條的形態(tài)。因此確定了每個(gè)板條的最大尺寸lmax、最小尺寸lmin和縱橫比。該測(cè)定是在至少1000個(gè)板條的樣品上進(jìn)行。然后確定該樣品的平均縱橫比優(yōu)選為2至5。

以表面百分比計(jì)，回火馬氏體和馬氏體板條與所述回火馬氏體和板條的表面相比包含小于0.5％的碳化物。這些碳化物的平均尺寸小于50nm。

縱橫比小于3的新鮮馬氏體島的最大尺寸小于3μm。

殘余奧氏體特別是增強(qiáng)延展性所必需的。如上所示，使殘余奧氏體變形，其中變形比為0.1至0.7。

優(yōu)選地，殘余奧氏體是膜狀或島狀。這些膜或島的最小尺寸的值小于0.3μm且這些膜或島的最大尺寸的平均值小于2μm。殘余奧氏體的細(xì)化改進(jìn)了其穩(wěn)定性，使得在應(yīng)變期間，殘余奧氏體在大范圍的應(yīng)變下轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。殘余奧氏體也通過(guò)從馬氏體到奧氏體的碳配分來(lái)穩(wěn)定。

原始奧氏體晶粒的平均尺寸(其是冷卻時(shí)奧氏體在其剛轉(zhuǎn)變之前的平均尺寸，即，在當(dāng)前情況下，進(jìn)一步到熱成型步驟的奧氏體的平均尺寸)小于30μm，優(yōu)選小于10μm。此外，原始奧氏體晶粒的縱橫比高于1.3。

為了確定該縱橫比，通過(guò)本領(lǐng)域技術(shù)人員已知的合適的方法(例如通過(guò)用苦味酸蝕刻劑蝕刻)在最終產(chǎn)品上顯示原始奧氏體晶粒。在光學(xué)顯微鏡或掃描電子顯微鏡下觀察原始奧氏體晶粒。然后用本領(lǐng)域技術(shù)人員已知的常規(guī)軟件通過(guò)圖像分析來(lái)確定原始奧氏體晶粒的縱橫比。在至少300個(gè)晶粒的樣品上，確定原始奧氏體晶粒的最大尺寸和最小尺寸，并且晶粒的縱橫比被確定為最大尺寸與最小尺寸之比。縱橫比(然后將其確定為在樣品上獲得的值的平均值)高于1.3。

用該制造方法，可以獲得這樣的高強(qiáng)度鋼產(chǎn)品：其屈服強(qiáng)度ys大于1000mpa直至1700mpa，并且拉伸強(qiáng)度ts大于1300mpa直至2000mpa，以及均勻延伸率ue至少為7％且總延伸率te為至少10％，乘積ts×te高于18000mpa％且乘積ts×ue高于13000mpa％。

事實(shí)上，即使淬火至溫度qt，隨后是在溫度pt下的保持步驟，也導(dǎo)致鋼的顯微組織中的馬氏體的表面百分比降低，這可導(dǎo)致拉伸強(qiáng)度ts降低，該處理通過(guò)組織細(xì)化增加了馬氏體的延展性，確保不存在碳化物析出物和導(dǎo)致形成富集碳的奧氏體，使得該處理導(dǎo)致屈服強(qiáng)度ys增加、拉伸強(qiáng)度ts增加以及均勻延伸率和總延伸率增加。

根據(jù)本發(fā)明的第一實(shí)施方案，進(jìn)行所述制造方法以制造鋼板。

根據(jù)該第一實(shí)施方案，加熱的起始產(chǎn)品是具有根據(jù)本發(fā)明的組成的熱軋鋼板，并且熱成型步驟是熱軋步驟。

提供具有完全奧氏體組織的加熱的起始產(chǎn)品的步驟包括提供具有根據(jù)本發(fā)明的組成的半成品，將該半成品加熱至高于鋼的ac3溫度的溫度t1以獲得完全奧氏體組織，并且使該半成品以大于1的累積壓下量應(yīng)變經(jīng)受粗軋步驟以獲得所述熱軋鋼板。

半成品通過(guò)鑄造具有根據(jù)本發(fā)明的組成的鋼獲得。鑄造可以以厚度為約200mm的錠或連續(xù)鑄造板坯的形式進(jìn)行。還可進(jìn)行鑄造以獲得厚度為幾十毫米，例如50mm至80mm的薄板坯。

通過(guò)加熱到1050℃至1250℃的溫度t1持續(xù)足以允許完全奧氏體化的持續(xù)時(shí)間t1使半成品經(jīng)受完全奧氏體化。因此，溫度t1高于ac3溫度(在此溫度下在加熱時(shí)鐵素體到奧氏體的轉(zhuǎn)變完成)。因此，這種加熱導(dǎo)致鋼完全奧氏體化和導(dǎo)致可能存在于起始產(chǎn)品中的nb碳氮化物溶解。此外，溫度t1足夠高以允許在ar3之上進(jìn)行隨后的粗軋步驟。

然后使半成品在1200℃至850℃的溫度下經(jīng)受粗軋，其中精軋溫度t2高于ar3，使得鋼組織在該階段仍然為完全奧氏體的。

粗軋的累積應(yīng)變?chǔ)臿大于1。由ti指示半成品在粗軋前的厚度，以及由tf指示半成品在粗軋完成后的厚度，εa通過(guò)計(jì)算。

由此獲得的平均奧氏體晶粒尺寸小于30μm。在此階段，這種平均奧氏體晶粒尺寸可以通過(guò)試驗(yàn)來(lái)測(cè)量，其中鋼樣品在粗軋步驟后直接淬火。然后將樣品沿著平行于軋制方向的方向切割以獲得切割表面。用本領(lǐng)域技術(shù)人員已知的試劑(例如béchet-beaujard試劑)對(duì)切割表面進(jìn)行拋光和蝕刻，所述試劑顯示先前的奧氏體晶界。

然后使熱軋板以大于2℃/秒的冷卻速率vr1冷卻至380℃至700℃的溫度t3，以避免奧氏體轉(zhuǎn)變。

然后使熱軋板以0.1至0.7的累積壓下量應(yīng)變?chǔ)舃經(jīng)受最終熱軋步驟。最終熱軋?jiān)?80℃至700℃的溫度范圍內(nèi)進(jìn)行。

由此獲得的熱軋鋼板的組織仍然由奧氏體組成，其中奧氏體晶粒尺寸小于30μm，優(yōu)選小于10μm。因此，使熱軋板經(jīng)受形變熱處理。

然后使熱軋鋼板以大于臨界馬氏體冷卻速率的冷卻速率vr2冷卻至淬火溫度qt，以獲得40％至90％馬氏體的表面百分比，剩余部分為未轉(zhuǎn)變的奧氏體。溫度qt優(yōu)選低于ms-20℃且高于mf，例如為100℃至350℃。不經(jīng)進(jìn)一步冷卻，然后將板立即保持在溫度qt下或由溫度qt再加熱直至qt和470℃之間的保持溫度pt，并保持在溫度pt下持續(xù)時(shí)間pt，pt為5秒至600秒。在該保持步驟期間，碳在馬氏體與奧氏體之間配分，即，從馬氏體擴(kuò)散到奧氏體而不產(chǎn)生碳化物。配分程度隨著保持步驟的持續(xù)時(shí)間增加而增加。因此，持續(xù)時(shí)間被選擇為足夠長(zhǎng)以提供盡可能完全的配分。然而，太長(zhǎng)的持續(xù)時(shí)間可引起奧氏體分解和馬氏體的太高的配分，并因此降低機(jī)械特性。因此，限制持續(xù)時(shí)間以盡可能避免形成鐵素體。使板以大于0.005℃/秒的冷卻速率最終冷卻至環(huán)境溫度以獲得5％至30％的新鮮馬氏體，以及獲得5％至35％的表面百分比的殘余奧氏體。

根據(jù)本發(fā)明的第二實(shí)施方案，進(jìn)行制造方法以制造鋼部件。

根據(jù)該第二實(shí)施方案，起始產(chǎn)品是具有根據(jù)本發(fā)明的組成的鋼坯。

提供加熱的起始產(chǎn)品的步驟包括提供具有根據(jù)本發(fā)明的組成的鋼坯，并將所述鋼坯加熱至高于鋼的ac3溫度的溫度以獲得完全奧氏體組織。

鋼坯的厚度為例如1.0mm至4.0mm。

該鋼坯通過(guò)將鋼板或卷材切割成與待生產(chǎn)的部件的期望最終幾何形狀有關(guān)的形狀來(lái)獲得。

該鋼坯可為未經(jīng)涂覆的或任選地經(jīng)預(yù)涂覆的。預(yù)涂層可為鋁或基于鋁的合金。在后一種情況下，預(yù)涂層可通過(guò)將板浸入si-al合金浴中來(lái)獲得，所述si-al合金浴包含按重量計(jì)的5％至11％的si、2％至4％的fe，任選的15ppm至30ppm的ca，剩余部分由al和由熔煉產(chǎn)生的雜質(zhì)組成。

預(yù)涂層也可為鋅或基于鋅的合金。預(yù)涂覆可通過(guò)連續(xù)熱浸鍍鋅或通過(guò)鍍鋅擴(kuò)散退火處理獲得。

首先將鋼坯以例如高于2℃/秒的加熱速率加熱至高于鋼的ac3溫度的溫度t1，優(yōu)選為900℃和950℃之間，以獲得完全奧氏體組織。將坯件保持在溫度t1下以在坯件內(nèi)部獲得均勻的溫度。根據(jù)坯件的厚度(在1.0mm與4.0mm之間)，在溫度t1下的保持時(shí)間為3分鐘至10分鐘。

該加熱步驟(其優(yōu)選在烘箱中進(jìn)行)導(dǎo)致鋼完全奧氏體化。

然后將加熱的鋼坯從烘箱中取出，轉(zhuǎn)移到熱成型裝置(例如熱沖壓機(jī))中，并使其以大于2℃/秒的冷卻速率冷卻至380℃和700℃之間的溫度t3以避免奧氏體轉(zhuǎn)變。坯件的轉(zhuǎn)移可在使坯件冷卻至t3之前或之后進(jìn)行。在任何情況下，該轉(zhuǎn)移必須足夠快以避免奧氏體轉(zhuǎn)變。然后使鋼坯在380℃至700℃的溫度范圍(例如450℃至550℃)內(nèi)經(jīng)受熱成型步驟，以允許奧氏體硬化，以避免變形奧氏體再結(jié)晶以及避免在熱成型步驟期間奧氏體轉(zhuǎn)變。因此，該熱成型步驟通過(guò)形變熱處理進(jìn)行。

變形可通過(guò)諸如熱軋或壓力機(jī)中的熱沖壓、軋制成型或熱旋壓等方法進(jìn)行。

熱成型步驟可在一個(gè)或若干個(gè)階段中進(jìn)行。在坯件的至少一個(gè)位置處以0.1至0.7的應(yīng)變?chǔ)舃使坯件變形。

根據(jù)一個(gè)實(shí)施方案，選擇變形模式，使得累積應(yīng)變?chǔ)舃在整個(gè)坯件中為0.1至0.7。

任選地，進(jìn)行變形，使得該條件僅在坯件的一些特定位置(對(duì)應(yīng)于最受應(yīng)力的位置)處滿足，其中期望特別高的機(jī)械特性。由此變形的坯件的位置表示坯件體積的至少20％，以便在最終部件中獲得顯著的機(jī)械特性增加。

根據(jù)該實(shí)施方案，獲得了機(jī)械特性因部件的位置而異的產(chǎn)品。

由此獲得的鋼部件在經(jīng)受熱成型步驟的位置處具有由奧氏體組成的組織，其中奧氏體晶粒尺寸小于30μm，優(yōu)選小于10μm。

然后使由此獲得的鋼部件以高于臨界馬氏體冷卻速率的冷卻速率vr2冷卻至淬火溫度qt，優(yōu)選低于ms-20℃，例如100℃至350℃，以獲得40％至90％的表面百分比的馬氏體，剩余部分是奧氏體。

然后將鋼部件再加熱或保持在qt和470℃之間的保持溫度pt，并且保持在溫度pt下持續(xù)時(shí)間pt，pt為5秒至600秒。

使部件以大于0.005℃/秒的冷卻速率最終冷卻至環(huán)境溫度以獲得5％至30％的新鮮馬氏體以及具有5％至35％的殘余奧氏體。

通過(guò)實(shí)施例和比較，由多種制造方法制造具有表i中報(bào)告的組成的鋼制成的板。

實(shí)施例

表i

鋼組成

根據(jù)本發(fā)明的第一實(shí)施方案，第一系列板(表ii和iii中的測(cè)試1至7)如下制造：在溫度t1下加熱具有以上組成的半成品持續(xù)持續(xù)時(shí)間t1，然后使加熱的半成品在1200℃和850℃之間的溫度t2下以2的累積壓下量應(yīng)變經(jīng)受粗軋。

然后使板以大于20℃/秒的冷卻速率vr1冷卻至溫度t3，然后以累積壓下量應(yīng)變?chǔ)舃經(jīng)受最終熱軋步驟，從所述溫度t3開(kāi)始并以溫度t3’結(jié)束。

然后使板冷卻至溫度qt，然后立即再加熱至保持溫度pt并在溫度pt下保持持續(xù)時(shí)間pt(下表ii中的測(cè)試3至6)。

使板以大于0.1℃/秒的冷卻速率最終冷卻至環(huán)境溫度。

根據(jù)第二實(shí)施方案制造第二系列板(表ii和iii中的測(cè)試8-14)。

將具有給定組成的鋼坯(在這種情況下為厚度為3mm的鋼板)以高于2℃/秒的加熱速率加熱到溫度t1，并保持在溫度t1下持續(xù)時(shí)間t1。

然后使加熱的鋼坯以大于2℃/秒的冷卻速率vr1冷卻至溫度t3，然后以累積壓下量應(yīng)變?chǔ)舃經(jīng)受熱成型步驟，從所述溫度t3開(kāi)始并以溫度t3’結(jié)束。在本發(fā)明的情況下，在該熱成型步驟之后，熱成型板仍然為完全奧氏體的。

然后使板冷卻至溫度qt，然后再加熱至保持溫度pt并保持在pt溫度下持續(xù)時(shí)間pt。

使板以大于0.1℃/秒的冷卻速率最終冷卻至環(huán)境溫度。

出于比較的目的，通過(guò)未根據(jù)本發(fā)明的制造方法(表ii和iii中的測(cè)試15至18)制造第三系列板。

測(cè)試15和17的制造方法與用于實(shí)施例的第一和第二系列的制造方法相比，不同之處在于其不包括在700℃至380℃的溫度下的熱成型步驟。

測(cè)試16和18的制造方法與用于實(shí)施例的第一和第二系列的制造方法相比，不同之處在于在最終軋制步驟之后使板立即冷卻至環(huán)境溫度而沒(méi)有任何保持步驟，即，沒(méi)有任何“淬火和配分”步驟。

第一、第二和第三系列板的制造參數(shù)報(bào)告于表ii中，以及所獲得的組織和機(jī)械特性報(bào)告于表iii中。

表ii

制造條件

加下劃線值：不在本發(fā)明內(nèi)

表iii

獲得的機(jī)械特性和顯微組織

加下劃線值：不在本發(fā)明內(nèi)

n.d.:未確定

根據(jù)實(shí)施例1-13的鋼的顯微組織包含超過(guò)40％的不含碳化物的回火馬氏體或鐵素體板條、5％至30％的新鮮馬氏體島或膜以及5％至35％的奧氏體。根據(jù)實(shí)施例1至13的鋼的顯微組織為使得馬氏體板條的平均尺寸小于1μm，且馬氏體板條的縱橫比為2至5。此外，對(duì)于實(shí)施例1至13，原始奧氏體晶粒的縱橫比高于1.3。

這些實(shí)施例的屈服應(yīng)力ys為1000mpa至1700mpa，拉伸強(qiáng)度ts為1300mpa至2000mpa，均勻延伸率高于7％，總延伸率高于10％，乘積(拉伸強(qiáng)度強(qiáng)度×總延伸率)大于18000mpa％且乘積(拉伸強(qiáng)度×均勻延伸率)大于13000mpa％。

測(cè)試11、17和18具有相同的組成。測(cè)試11通過(guò)根據(jù)本發(fā)明的制造方法獲得，所述方法包括在700℃至380℃的溫度下的熱成型步驟和保持步驟兩者，而測(cè)試17用不包括在700℃至380℃的溫度下的任何熱成型步驟的制造方法獲得，以及測(cè)試18用不包括允許在馬氏體中進(jìn)行碳配分的任何保持步驟的制造方法獲得。

換句話說(shuō)：

-根據(jù)本發(fā)明的測(cè)試11包括形變熱處理和“淬火和配分”步驟；

–不根據(jù)本發(fā)明的測(cè)試17僅包括“淬火和配分”步驟而沒(méi)有形變熱處理；

–不根據(jù)本發(fā)明的測(cè)試18僅包括形變熱處理步驟而沒(méi)有“淬火和配分”步驟。

圖1、2和3分別示出了測(cè)試11、17和18的組織的比較。在這些圖上，奧氏體(a)表現(xiàn)為完全淺灰色或白色區(qū)域，新鮮馬氏體(m)表現(xiàn)為淺灰色區(qū)域，以及回火馬氏體(mt)表現(xiàn)為具有或不具有表示碳化物的小白色顆粒的深灰色區(qū)域。ma是指奧氏體/馬氏體島。

測(cè)試11的組織(圖1所示)與測(cè)試17的組織(圖2所示)的比較表明，根據(jù)本發(fā)明的在700℃至380℃的溫度下的熱成型步驟與在qt和470℃之間的溫度pt下的保持步驟的組合較包括保持步驟但不包括在700℃至380℃的溫度下的熱成型步驟的方法提供更精細(xì)和更均勻的組織。

測(cè)試18的組織(圖3所示)基本上包含新鮮馬氏體。該結(jié)果表明，在不存在允許在馬氏體中進(jìn)行碳配分的保持步驟的情況下，奧氏體冷卻時(shí)幾乎完全轉(zhuǎn)變?yōu)樾迈r馬氏體。

通過(guò)比較測(cè)試3、9、15和16的機(jī)械特性來(lái)強(qiáng)調(diào)這些組織差異對(duì)板的機(jī)械特性的影響。

類似于測(cè)試11、17和18，測(cè)試3、9、15和16具有相同的組成并且通過(guò)多種制造方法獲得。

測(cè)試3和9通過(guò)根據(jù)本發(fā)明的制造方法獲得，所述方法包括在700℃至380℃的溫度下的熱成型步驟和保持步驟兩者。測(cè)試3和9的屈服強(qiáng)度均高于100mpa，拉伸強(qiáng)度高于1600mpa，均勻延伸率高于7％，總延伸率高于10％，并且乘積拉伸強(qiáng)度×總延伸率大于18000mpa％。

相反，測(cè)試15用不包括在380℃至700℃的溫度下的任何熱成型步驟的制造方法獲得。測(cè)試15(盡管具有良好的延伸特性)具有不足的拉伸強(qiáng)度(其遠(yuǎn)低于1600mpa)，使得其乘積拉伸強(qiáng)度×總延伸率小于18000mpa％，并且其乘積拉伸強(qiáng)度×均勻延伸率小于13000mpa％。特別地，由于在測(cè)試15的制造期間不存在于380℃中700℃的溫度下的熱成型步驟，故測(cè)試15的顯微組織不具有平均尺寸小于1μm且縱橫比為2至5的馬氏體板條。

此外，用不包括允許在馬氏體中進(jìn)行碳配分的任何保持步驟的制造方法獲得的測(cè)試16(盡管具有高的屈服強(qiáng)度和拉伸強(qiáng)度)具有不足的均勻延伸率和總延伸率，使得其乘積拉伸強(qiáng)度×總延伸率遠(yuǎn)低于18000mpa％，并且其乘積拉伸強(qiáng)度×均勻延伸率遠(yuǎn)低于13000mpa％。

這些實(shí)施例出人意料地表明，與用在380℃至700℃的溫度下的熱成型步驟或保持步驟獲得的平均延伸率和強(qiáng)度相比，應(yīng)用在700℃至380℃的溫度下的熱成型步驟和保持步驟兩者導(dǎo)致延展性和強(qiáng)度特性的更好的組合。

該效果示于圖4、5和6。

圖4是表示測(cè)試3、9、15和16的總延伸率te作為其拉伸強(qiáng)度ts的函數(shù)的圖。本發(fā)明的范圍由線l1(ts＝1300mpa)、l2(ts＝2000mpa)、l3(te＝10％)和l4(ts×te＝18000mpa％)限定。

圖4表明，與通過(guò)僅包括在700℃至380℃的溫度下的熱軋步驟的制造方法(測(cè)試15)獲得的總延伸率/拉伸強(qiáng)度組合和通過(guò)僅包括保持步驟的制造方法(測(cè)試16)獲得的總延伸率/拉伸強(qiáng)度相比，通過(guò)根據(jù)本發(fā)明的制造方法(包括在700℃至380℃的溫度下的熱成型步驟和保持步驟兩者)獲得的總延伸率/拉伸強(qiáng)度組合好得多。該中間總延伸率/屈服強(qiáng)度在圖4中由線l1示出。

此外，這些結(jié)果出人意料地表明，根據(jù)本發(fā)明的方法提供高于18000mpa％的乘積拉伸強(qiáng)度×總延伸率，而沿著線l1不能獲得這樣的高值。

圖5是表示測(cè)試3、9、15和16的均勻延伸率ue作為其屈服強(qiáng)度ys的函數(shù)的圖。本發(fā)明的范圍由線l5(ys＝1000mpa)、l6(ys＝1700mpa)和l7(ue＝7％)限定。

類似于圖4，圖5表明，通過(guò)根據(jù)本發(fā)明的制造方法獲得的均勻延伸率和屈服強(qiáng)度較僅包括保持步驟的制造方法(測(cè)試16)獲得的均勻延伸率/屈服強(qiáng)度好得多。

圖6是表示測(cè)試3、9、15和16的均勻延伸率ue作為其拉伸強(qiáng)度ts的函數(shù)的圖。本發(fā)明的范圍由線l8(ts＝1300mpa)、l9(ts＝2000mpa)、l10(ue＝7％)和l11(ts×ue＝13000mpa％)限定。

圖6表明，與通過(guò)僅包括在700℃至380℃的溫度下的熱軋步驟的制造方法(測(cè)試15)獲得的總延伸率/拉伸強(qiáng)度組合和通過(guò)僅包括保持步驟的制造方法(測(cè)試16)獲得的總延伸率/拉伸強(qiáng)度相比，通過(guò)根據(jù)本發(fā)明的制造方法(包括在700℃至380℃的溫度下的熱成型步驟和保持步驟兩者)獲得的均勻延伸率/拉伸強(qiáng)度組合好得多。該中間均勻延伸率/屈服強(qiáng)度在圖6中由線l2表示。

此外，這些結(jié)果出人意料地表明，根據(jù)本發(fā)明的方法提供高于13000mpa％的乘積拉伸強(qiáng)度×均勻延伸率，而沿線l2不能獲得這樣的高值。

由此制造的板或部件可用于制造汽車部件，例如前部或后部梁、立柱、保險(xiǎn)杠。