专利名称：生产具有非常高强度和伸长性能以及良好均匀性的铁－碳－锰奥氏体钢板的方法
技术领域：
本发明涉及具有非常高机械性能(尤其是兼具特别有利的机械强度和断裂伸长率)以及机械性能的良好均匀性的铁-碳-锰奥氏体热轧和冷轧钢板的生产方法。
背景技术：
在汽车领域中，机动车装备水平的持续提高使得减轻金属结构本身的重量变得更加迫切。为此，为了提高其性能并降低其重量，需要重新考虑每一种功能。因此，为了满足这些一直在提高的要求，已经开发了各种系列的钢种按照时间顺序，可提到的例如有通过铌、钒或钛细化析出硬化的高屈服强度钢；具有双相结构(含有高达25％马氏体的铁素体)的钢；以及能在变形时转变的由铁素体、马氏体和奥氏体组成的TRIP(相变诱发塑性)钢。对于每一种结构，断裂强度和可变形性是对抗性的性能，因此，通常不可能获得其中一个性能的非常高的值而不大大降低另一个性能的值。因此，对于TRIP钢，就难以在强度大于900Mpa的同时获得大于25％的伸长率。另外还提到了具有贝氏体或马氏体-贝氏体结构的钢种，其热轧钢板的强度可能高达1200MPa，但是其伸长率只有10％左右。虽然这些性能可能满足许多应用，但是，如果希望减轻重量并兼具高强度和对于随后变形操作和能量吸收来说的高性能的话，则它们仍然是不够的。
对于热轧板，也就是厚度从约1至10mm的板材，这些性能对于减轻地板连接零件、轮子、增强元件比如抗渗透条，或者重型车(卡车、公共汽车等)的零件的重量是有利的。对于冷轧板(厚度从约0.2mm至6mm)，其应用是用于机动车辆安全和耐久性能的零件或其他外部零件的生产。
为了同时满足这些强度/韧性的要求，已知的有奥氏体结构的钢，比如含有高达1.5％C和15-35％Mn(含量以重量计)并且可能还含有其他元素比如硅、铝或铬的Fe-C-Mn钢。在给定温度下，奥氏体钢的变形模式只取决于堆垛层错能或SFE，其物理量本身只依赖于组分和温度。当SFE降低时，变形依次为位错滑移模式，然后是孪晶作用模式，最后是马氏体变形模式。在这些模式中，机械孪晶作用使得获得高加工硬化性能成为可能通过起到位错传播的障碍物的作用，孪晶有助于增加屈服强度。SFE特别地会随碳和锰含量而增加。
因此，能够通过孪晶作用变形的Fe-0.6％C-22％Mn奥氏体钢是已知的。依赖于晶粒尺寸，这些钢组成导致抗拉强度值为约900至1150MPa，且断裂伸长率为50至80％。
然而，对于同时具有远大于1150Mpa的强度且具有良好可变形性的热轧或冷轧钢板而且为此不添加贵重合金来说，则存在未解决的需求。希望提供在随后的机械负荷时具有非常均匀的性能的钢板。
发明内容
因此，本发明的目的在于提供热轧或冷轧钢板或者产品的便宜生产方法，该板或产品具有至少1200MPa，甚至1400Mpa的强度，同时具有分别在上述各个强度水平使乘积P强度(MPa)×断裂伸长率(％)大于60000或50000MPa％的伸长率，在随后的变形或机械负荷中具有大的机械性能均匀性，以及在这种板或产品冷变形期间或之后在任意点均不含马氏体的结构。
为此，本发明的目的是一种热轧铁-碳-锰奥氏体钢板，其强度大于1200MPa，其乘积P(强度(MPa)×断裂伸长率(％))大于65000MPa％，且其标称化学组成包括，含量以重量计0.85％≤C≤1.05％；16％≤Mn≤19％；Si≤2％；Al≤0.050％；S≤0.030％；P≤0.050％；N≤0.1％；以及任选的一种或多种选自如下的元素Cr≤1％；Mo≤1.50％；Ni≤1％，Cu≤5％；Ti≤0.50％；Nb≤0.50％；V≤0.50％；该组成的其余部分由铁和熔炼产生的不可避免的杂质组成，钢的再结晶表面比例等于100％，钢的析出碳化物的表面比例等于0％，钢的平均晶粒尺寸为小于或等于10微米。
本发明的目的还在于一种冷轧退火铁-碳-锰奥氏体钢板，其强度大于1200MPa，其乘积P(强度(MPa)×断裂伸长率(％))大于65000MPa％，且其标称化学组成包括，含量以重量计0.85％≤C≤1.05％；16％≤Mn≤19％；Si≤2％；Al≤0.050％；S≤0.030％；P≤0.050％；N≤0.1％；以及任选的一种或多种选自如下的元素Cr≤1％；Mo≤1.50％；Ni≤1％，Cu≤5％；Ti≤0.50％；Nb≤0.50％；V≤0.50％；该组成的其余部分由铁和熔炼产生的不可避免的杂质组成，钢的再结晶表面比例等于100％，钢的平均晶粒尺寸为小于5微米。
本发明的目的还在于一种冷轧退火奥氏体钢板，其强度大于1250MPa，其乘积P(强度(MPa)×断裂伸长率(％))大于65000MPa％，其特征在于钢的平均晶粒尺寸小于3微米。
根据优选特征，在奥氏体钢板的任意点，钢的局部碳含量CL和局部锰含量MnL用重量计满足％MnL+9.7％CL≥21.66。
优选地，该钢的标称硅含量小于或等于0.6％。
根据优选的实施方式，该钢的标称氮含量小于或等于0.050％。
还优选地，该钢的标称铝含量小于或等于0.030％。
根据优选的实施方式，该钢的标称磷含量小于或等于0.040％。
本发明的目的还在于生产热轧铁-碳-锰奥氏体钢板的方法，该钢板的强度大于1200MPa，其乘积P(强度(MPa)×断裂伸长率(％))大于65000MPa％，在该方法中将钢熔炼，所述钢的标称化学组成包括，含量以重量计0.85％≤C≤1.05％；16％≤Mn≤19％；Si≤2％；Al≤0.050％；S≤0.030％；P≤0.050％；N≤0.1％；以及任选的一种或多种选自如下的元素Cr≤1％；Mo≤1.50％；Ni≤1％，Cu≤5％；Ti≤0.50％；Nb≤0.50％；V≤0.50％；该组成的其余部分由铁和熔炼产生的不可避免的杂质组成，-由这种钢铸造半成品；-使具有该钢组成的半成品达到1100-1300℃的温度；-轧制该半成品直至大于或等于900℃的轧制结束温度；
-必要时，保持(observe)一等待时间(un temps d′attente)，以使钢的再结晶表面比例等于100％；-以大于或等于20℃/s的速率冷却钢板；-在小于或等于400℃的温度下卷绕钢板。
本发明的目的还在于生产热轧奥氏体钢板的方法，该钢板的强度大于1400MPa，其乘积P(强度(MPa)×断裂伸长率(％))大于50000MPa％，其特征在于在卷绕和开卷后冷却的热轧钢板进行等效变形率为大于或等于13％但小于或等于17％的冷变形。
本发明的目的还在于生产冷轧退火铁-碳-锰奥氏体钢板的方法，该钢板的强度大于1250MPa，其乘积P(强度(MPa)×断裂伸长率(％))大于60000MPa％，其特征在于提供通过上述方法得到的热轧钢板，进行至少一个循环，每个循环在于对该钢板进行在一个或多个相继道次的冷轧然后进行再结晶退火，在后接再结晶退火的冷轧的最后一个循环之前的奥氏体晶粒的平均尺寸为小于15微米。
本发明的目的还在于生产冷轧退火铁-碳-锰奥氏体钢板的方法，该钢板的强度大于1400MPa，其乘积P(强度(Mpa)×断裂伸长率(％))大于50000MPa％，其特征在于在最终再结晶退火之后进行等效变形率为大于或等于6％但小于或等于17％的冷变形。
本发明的目的还在于生产冷轧铁-碳-锰奥氏体钢板的方法，该钢板的强度大于1400MPa，其乘积P(强度(MPa)×断裂伸长率(％))大于50000MPa％，其特征在于提供根据本发明的冷轧退火钢板，并且对该钢板进行等效变形率为大于或等于6％但小于或等于17％的冷变形。
本发明的目的还在于生产奥氏体钢板的方法，其特征在于对所述半成品的铸造或再加热的条件如所述半成品的铸造温度、通过电磁力的液态金属的搅拌和导致碳和锰通过扩散而均匀化的再加热条件进行选择，以使得在该钢板的任意点，钢的局部碳含量CL和局部锰含量MnL用重量计满足％MnL+9.7％CL≥21.66。
根据优选实施方式，所述半成品以板坯形式或在反向旋转钢辊之间的薄带的形式铸造。
本发明的目的还在于奥氏体钢板用于在汽车领域中生产结构或增强元件或外部零件的用途。
本发明的目的还在于通过上述方法生产的奥氏体钢板用于在汽车领域中生产结构或增强元件或外部零件的用途。
本发明的其他特征和优点通过下面以实施例形式给出并参考附图1的描述将会变得更加清楚，图1表示在室温(300K)下作为碳和锰含量函数的堆垛层错能的理论变化。
在经过许多试验之后，本发明人已经表明，以上所述的各种要求通过遵循以下条件得以满足关于钢的化学组成，碳在微观结构的形成和所得机械性能中起着非常重要的作用。结合16-19重量％的锰含量，标称碳含量大于0.85％使得获得稳定的奥氏体结构成为可能。但是对于标称碳含量大于1.05％来说，则变得难以防止碳化物析出，该碳化物析出发生在工业制造中的某些热循环过程中，尤其是在卷绕时的冷却过程中，这会降低延性和韧性。另外，增加碳含量还会降低可焊接性。
锰也是提高强度、增加堆垛层错能和稳定奥氏体相的必要元素。如果其标称含量小于16％，则正如将在下文中所看到的，就存在形成马氏体相的风险，这会明显地降低可变形性。而且，当锰的标称含量大于19％时，孪晶作用变形模式就不如完全位错滑移模式有利。另外，由于成本的原因，也不希望锰含量高。
铝是对钢脱氧特别有效的元素。与碳一样，它增加了堆垛层错能。然而，如果铝在锰含量高的钢中过量存在的话则是有缺陷的。这是因为，锰增加氮在液态铁中的溶解度，并且如果过大量的铝存在于钢中，则与铝结合的氮以氮化铝的形式析出，这妨碍热转变过程中晶界的迁移，并且非常显著地增加出现破裂的危险。不超过0.050％的标称Al含量可防止AlN析出。因此，标称氮含量必须是小于或等于0.1％，以防止这种析出和凝固过程中体积缺陷的形成。当标称铝含量小于0.030％且标称氮含量小于0.050％时，这种危险会大大降低。
硅也是对钢脱氧和固相硬化有效的元素。然而，高于2％标称含量时，其会降低伸长率，且在某些装配过程中往往形成不希望的氧化物，因此必须保证低于这个限值。当标称硅含量小于0.6％时这种现象就会大大减少。
硫和磷是使晶界变脆的杂质。它们各自的标称含量必须分别不超过0.030％和0.050％，以保持足够的热延性。当标称磷含量小于0.040％时，变脆的危险就会大大降低。
铬可任选地用于通过固溶体硬化而增加钢的强度。然而由于铬降低了堆垛层错能，因此其标称含量必须不超过1％。镍增加了堆垛层错能，而且有助于获得高断裂伸长率。然而，由于成本的原因，也希望限制标称镍含量最大为1％或更少。由于相同的原因，也可以采用钼，这种元素还抑制了碳化物的析出。出于有效性和成本的原因，希望其标称含量限制在1.5％，优选0.4％。
同样，任选地加入不超过5％标称含量的铜是通过析出金属铜而使钢硬化的一种措施。但是，超过这个含量，铜是引起在热轧板中出现表面缺陷的原因。
钛、铌和钒也是可任选地用于通过碳氮化物的析出而使钢硬化的元素。但是，当标称Nb或V或Ti含量大于0.50％时，碳氮化物的过度析出会导致韧性和可冲压性降低，这是必须要避免的。
本发明生产方法的实施如下所示熔炼具有如上组成的钢。在所述熔炼之后，该钢可以采用铸锭形式铸造或者以厚度为200mm左右的板坯的形式连续铸造。该钢也可以采用厚度为几十毫米的薄板坯的形式铸造，或者以在反向旋转钢辊之间的薄带的形式铸造。当然，尽管本说明书例举了本发明对于扁平产品的应用，但它也可以按照相同的方式应用于由Fe-C-Mn钢制得的长产品的生产。
这些铸造半成品首先被加热至1100-1300℃的温度。这样做的目的在于使得每一点均达到有利于钢在轧制期间将经历的大变形的温度。然而，此温度必须不大于1300℃以防太接近固相线温度，这可能会在任何锰和/或碳偏析区域中达到，并引起局部开始成为液态，这对热成形是有害的。在反向旋转钢辊之间直接铸造薄带的情况下，这些半成品在1300-1100℃开始的热轧步骤可以在铸造后直接进行，以便在此情况下不需要中间的再加热步骤。
该半成品的生产条件(铸造、再加热)对可能的碳和锰偏析有直接的影响，这一点将在下面详细讨论。
将该半成品热轧，例如至厚度为几毫米的热轧带材。根据本发明的钢的低铝含量阻止了在轧制期间对热变形性有害的AlN的过量析出。为了避免由于伸长率的缺乏而导致的任何破裂问题，轧制结束温度必须为900℃或更高。
本发明人已经证明当钢的再结晶表面比例小于100％时所得钢板的延展性能就会降低。因此，如果热轧条件没有使奥氏体完全再结晶，发明人已经证明在热轧阶段后，必须保持一等待时间以使再结晶表面比例等于100％。因此轧制后的这个高温等温保持阶段导致了完全再结晶。
对于热轧板，也已经证明有必要阻止碳化物(基本上是渗碳体(Fe，Mn)3C和珠光体)的析出，其会导致机械性能的恶化，特别是韧性降低和屈服强度增加。为此，发明人已经发现轧制阶段后(或再结晶需要的任选的等待时间后)的20℃/s或更高的冷却速率完全阻止了此析出。此冷却阶段之后接着是卷绕操作。已经证明卷绕温度应该低于400℃，也是为了避免析出。
对于根据本发明的钢组成，发明人已经证明当平均奥氏体晶粒尺寸等于10微米或更小时可以获得特别高的强度和断裂伸长率性能。在此条件下，所得热轧板的断裂强度大于1200MPa，乘积P(强度×断裂伸长率)大于65000MPa％。
存在希望获得强度性能更高，水平为1400MPa或更高的热轧板的应用。发明人已经证明这些性能可以通过使上述热轧钢板进行等效变形率至少为13％但至多为17％的冷变形来获得。因此此冷变形可以在卷绕、开卷和通常酸洗后已经被冷却的板材上实施。该相对小比率的变形导致生成各向异性降低的产品，而不影响随后的工艺。因此，尽管该方法包括冷变形步骤，但所制得的钢板可以归为“热轧板”范畴，因为该冷变形比率与在为生产薄板的目的而进行的退火前冷轧期间所产生的通常比率相比非常小，并且如此生产的板的厚度在热轧板的通常厚度范围内。然而当等效冷变形率大于17％时，伸长率会降低以至于参数P(强度Rm×断裂伸长率A)不能达到50000MPa％。在本发明的条件下，尽管其强度非常高，但该板材仍能保持良好的伸长性能，因为如此获得的板材的乘积P大于或等于50000MPa％。
在冷轧退火板材的情况下，本发明人也已经证明为了取得所需的性能，退火后的结构必须完全再结晶。同时，当平均晶粒尺寸小于5微米时，则强度超过1200MPa且乘积P大于65000MPa％。当退火后所得的平均晶粒尺寸小于3微米时，则强度超过1250MPa，乘积P仍大于65000MPa％。
本发明人也发明了一种生产强度大于1250MPa且乘积P大于60000MPa％的冷轧退火板材的方法，包括根据上述方法提供热轧板材，然后实施至少一个循环，其中每个循环由下列步骤组成-以一个或多个相继道次进行冷轧，-再结晶退火，在进行再结晶退火的冷轧的最后一个循环之前的平均奥氏体晶粒尺寸小于15微米。
可期望获得大于1400MPa的更高强度冷轧板材。本发明人已经证明这些性能可以通过提供具有上述根据本发明的特性的冷轧板材或者通过提供采用上述根据本发明的方法获得的冷轧板材来获得。本发明人已经发现对此种板材实施等效变形率至少为6％但至多为17％的冷变形使得能够获得强度大于1400MPa且乘积P大于50000MPa％。当等效冷变形率大于17％时，伸长率会降低以至于参数P不能达到50000MPa％。
碳和锰在本发明范围内所起的特别重要的作用将在此作详细解释。为此，参阅图1，其在碳-锰图(余量为铁)中表示计算的堆垛层错等能量曲线，其值从5至30mJ/m2。在给定的变形温度和给定的晶粒尺寸下，变形模式理论上与任何具有相同SFE的Fe-C-Mn合金相同。在此图中还描绘了马氏体开始区域。
发明人已经证明为了有利于机械性能，有必要既要考虑合金的标称化学组成，例如其碳和锰的标称或平均含量，也要考虑其局部含量。
这是因为，众所周知，在钢的生产过程中，凝固会引起某些元素或多或少量的偏析。这是由于元素在固相中的溶解度不同于在液相中的溶解度。因此，固体核(其溶质含量低于标称组成)将经常出现，凝固的最终相涉及富含溶质的残余液相。这种主要凝固结构会采用不同的形态(例如树枝状或等轴形态)并且或多或少是明显的。即使这些特性通过轧制和随后的热处理被改变，局部元素含量的分析显示出在相应于此元素的平均或标称含量的数值周围的波动。
术语“局部含量”在此可以理解为是指通过诸如电子探针的设备测量的含量。借助于这类设备的线性或表面扫描使得能够测定局部含量的变化。
因此，测定了Fe-C-Mn合金(其标称组成是C＝0.23％，Mn＝24％，Si＝0.203％，N＝0.001％)的局部含量的变化。本发明人已经证明碳和锰的共偏析-局部富碳(或贫碳)的区域还对应于富锰(或贫锰)的区域。图1示出了具有局部碳浓度(CL)和局部锰浓度(MnL)的每个测量的点，它们结合形成的部分代表钢板中局部碳和锰的波动，中心为标称含量(C＝0.23％/Mn＝24％)。在此情况下，可以看出局部碳和锰含量的变化通过堆垛层错能的变化而被表明，因为这个值为从不太富含碳和锰的区域的7mJ/m2到最富含区域的约20mJ/m2。而且已知孪晶作用作为当SFE是约15mJ/m2-30mJ/m2时在室温下的优选变形模式而发生。在上述情况下，这种优选变形模式可能不会完全出现在整个钢板中，一些特定区域可能呈现出的机械性能不同于具有标称组成的钢板所期望的性能，特别是在某些晶粒中由于孪晶作用而导致较低的可变形性能。更一般地，据认为，在非常特殊的条件下，取决于比如变形或负荷温度、晶粒尺寸，局部碳和锰含量可能降低至局部引起变形诱发马氏体转变的点。
本发明人已经找到了特殊的条件以在钢板中获得非常高的机械性能的同时具有这些性能的大的均匀性。正如上面所解释的，碳含量(0.85％-1.05％)和锰含量(16-19％)以及本发明其它性能的结合导致强度值大于1200MPa和乘积P(强度×断裂伸长率)大于60000，甚至为65000MPa％。在图1中可以看出这些钢组成位于SFE为约19-24mJ/m2的区域，也就是说，有利于通过孪晶作用的变形。然而，本发明人也已经证明局部碳或锰含量的变化比以前实例提到的影响低很多。这是因为在不同Fe-C-Mn奥氏体钢组成上进行的局部含量(CL，MnL)变化的测量表明，在相同的生产条件下，碳和锰的共偏析与图1中所示的非常接近。在此条件下，局部含量(CL，MnL)的变化对机械性能只有轻微的影响，因为代表这种共偏析的部分沿着与等-SFE曲线大致平行的方向分布。
另外，本发明人已经证明在变形操作期间或板材的使用期间马氏体的形成应该完全避免，以防止零件的机械性能不均匀。本发明人已经确定当在板材中的任意点板材的局部碳和锰含量满足％MnL+9.7％CL≥21.66时，这个条件就能满足。因此，由于本发明所限定的标称化学组成的特性以及由局部碳和锰含量所限定的特性，因此可以获得不仅具有非常高机械性能而且具有这些性能的非常低分散性的奥氏体钢板。
本领域技术人员通过其一般知识将会适应生产条件以满足与局部含量有关的关系，特别是借助于铸造条件(铸造温度，液态金属的电磁搅拌)或者导致碳和锰通过分散作用的均匀化的再加热条件。
具体地，有利地是实施以薄板坯形式(厚度为几厘米)或薄带形式铸造半成品的方法，因为这些方法通常与局部组成不均匀性的降低相关联。
具体实施例方式
通过非限制性的实施例，以下结果将表明由本发明所带来的有利特征。
实施例熔炼具有以下标称组成(含量以重量百分数计)的钢表1钢的标称组成
铸造后，本发明钢I的半成品被再加热至1180℃的温度，并进行热轧直至高于900℃的温度，以便获得3mm的厚度。轧制后保持2秒的等待时间，以便完全再结晶，然后以大于20℃/s的速率冷却该产品，然后在室温下进行卷绕。
参考钢被再加热至高于1150℃的温度，进行轧制直至大于940℃的轧制结束温度，然后在低于450℃的温度下卷绕。
所有钢的再结晶表面比例都是100％，析出碳化物的分数为0％，平均晶粒尺寸在9至10微米之间。
热轧板的抗拉性能如下表2热轧板的抗拉性能
与机械性能已经高的参考钢R1相比，本发明的钢使得强度增加约200MPa，且具有非常相当的伸长率。
为了评价在变形期间的结构和机械均匀性，制成了冲压的杯，在其上通过X射线衍射测定微观结构。在参考钢R2的情况下，只要变形率超过17％就会观察到有马氏体出现，整个冲压操作导致破裂。分析表明以下特征在任意点上(图1)均不满足％MnL+9.7％CL≥21.66。
在根据本发明钢的情况下，没有发现马氏体的痕迹，并且类似的分析表明以下特征在每一点均满足％MnL+9.7％CL≥21.66，从而阻止了马氏体的出现。
然后通过等效变形为14％的轧制将根据本发明的钢板进行轻微的冷变形。产品的强度则为1420MPa，其断裂伸长率为42％，即乘积P＝59640MPa％。由于其塑性的保持和低各向异性，具有特别高机械性能的此产品为随后的变形提供了很大的潜力。
而且，在卷绕、开卷和酸洗步骤之后，本发明钢和钢R1的热轧板在退火前被冷轧以便获得完全再结晶结构。平均奥氏体晶粒尺寸、强度和断裂伸长率在下表中示出。
表3冷轧退火板产品的机械性能
根据本发明生产的钢板(其平均晶粒尺寸为4微米)因而提供了特别有利的强度/伸长率的组合，与参考钢相比，强度明显增加。就如热轧板的情况一样，在产品中获得具有非常大均匀性的这些性能，变形后没有出现马氏体的痕迹。
对厚度为1.6mm的本发明冷轧退火板进行采用75mm-直径半球状冲头(poincon)的等双轴膨胀试验，该试验给出了冲压极限深度为33mm，证明有良好的可变形性。对这种同样的板材进行的弯曲试验也表明出现断裂前的临界变形大于50％。
通过等效变形率为8％的轧制对根据本发明生产的钢板进行冷变形。产品的强度则为1420MPa，其断裂伸长率为48％，即乘积P＝68160MPa％。
因而，由于它们特别高的机械强度、它们非常均匀的机械性能和它们的微观结构稳定性，本发明的热轧或冷轧钢可以有利地用于其中希望获得高可变形性能和非常高强度的应用。当它们用于汽车工业时，它们的优点可以有利地用于结构元件、增强元件或者外部零件的生产。
权利要求
1.热轧铁-碳-锰奥氏体钢板，其强度大于1200MPa，其乘积P(强度(MPa)×断裂伸长率(％))大于65000MPa％，且其标称化学组成包括，含量以重量计0.85％≤C≤1.05％16％≤Mn≤19％Si≤2％Al≤0.050％S≤0.030％P≤0.050％N≤0.1％，以及任选的一种或多种选自如下的元素Cr≤1％Mo≤1.50％Ni≤1％Cu≤5％Ti≤0.50％Nb≤0.50％V≤0.50％，该组成的余量由铁和熔炼产生的不可避免的杂质组成，所述钢的再结晶表面比例等于100％，所述钢的析出碳化物的表面比例等于0％，且所述钢的平均晶粒尺寸小于或等于10微米。
2.冷轧退火铁-碳-锰奥氏体钢板，其强度大于1200MPa，其乘积P(强度(MPa)×断裂伸长率(％))大于65000MPa％，且其标称化学组成包括，含量以重量计0.85％≤C≤1.05％16％≤Mn≤19％Si≤2％Al≤0.050％S≤0.030％P≤0.050％N≤0.1％，以及任选的一种或多种选自如下的元素Cr≤1％Mo≤1.50％Ni≤1％Cu≤5％Ti≤0.50％Nb≤0.50％V≤0.50％，该组成的余量由铁和熔炼产生的不可避免的杂质组成，该钢的再结晶表面比例等于100％，所述钢的平均晶粒尺寸小于5微米。
3.如权利要求2的冷轧退火奥氏体钢板，其强度大于1250MPa，其乘积P(强度(MPa)×断裂伸长率(％))大于65000MPa％，其特征在于所述钢的平均晶粒尺寸小于3微米。
4.如权利要求1-3中任一项的奥氏体钢板，其特征在于，在任意点，所述钢的局部碳含量CL和局部锰含量MnL以重量计满足％MnL+9.7％CL≥21.66。
5.如权利要求1-4中任一项的钢板，其特征在于所述钢的标称硅含量小于或等于0.6％。
6.如权利要求1-5中任一项的钢板，其特征在于所述钢的标称氮含量小于或等于0.050％。
7.如权利要求1-6中任一项的钢板，其特征在于所述钢的标称铝含量小于或等于0.030％。
8.如权利要求1-7中任一项的钢板，其特征在于所述钢的标称磷含量小于或等于0.040％。
9.生产热轧铁-碳-锰奥氏体钢板的方法，该钢板的强度大于1200MPa，其乘积P(强度(MPa)×断裂伸长率(％))大于65000MPa％，在该方法中将钢熔炼，该钢的标称化学组成包括，含量以重量计0.85％≤C≤1.05％16％≤Mn≤19％Si≤2％Al≤0.050％S≤0.030％P≤0.050％N≤0.1％，以及任选的一种或多种选自如下的元素Cr≤1％Mo≤1.50％Ni≤1％Cu≤5％Ti≤0.50％Nb≤0.50％V≤0.50％，该组成的其余部分由铁和熔炼产生的不可避免的杂质组成，-由这种钢铸造半成品；-使具有所述钢组成的所述半成品达到1100-1300℃的温度；-轧制所述半成品直至大于或等于900℃的轧制结束温度；-必要时，保持一等待时间，以使钢的再结晶表面比例等于100％；-以大于或等于20℃/s的速率冷却所述钢板；-在小于或等于400℃的温度下卷绕所述钢板。
10.如权利要求9的生产热轧奥氏体钢板的方法，该钢板的强度大于1400MPa，其乘积P(强度(MPa)×断裂伸长率(％))大于50000MPa％，其特征在于在卷绕和开卷后冷却的所述热轧钢板进行等效变形率为大于或等于13％但小于或等于17％的冷变形。
11.生产冷轧退火铁-碳-锰奥氏体钢板的方法，该钢板的强度大于1250MPa，其乘积P(强度(MPa)×断裂伸长率(％))大于60000MPa％，其特征在于-提供通过如权利要求9的方法得到的热轧钢板；-进行至少一个循环，每个循环在于-对所述钢板进行一个或多个相继道次的冷轧，-进行再结晶退火，-在后接再结晶退火的冷轧的最后一个循环之前的奥氏体晶粒的平均尺寸为小于15微米。
12.如权利要求11的生产冷轧铁-碳-锰奥氏体钢板的方法，该钢板的强度大于1400MPa，其乘积P(强度(MPa)×断裂伸长率(％))大于50000MPa％，其特征在于在最终再结晶退火之后进行等效变形率为大于或等于6％但小于或等于17％的冷变形。
13.生产冷轧铁-碳-锰奥氏体钢板的方法，该钢板的强度大于1400MPa，其乘积P(强度(MPa)×断裂伸长率(％))大于50000MPa％，其特征在于提供如权利要求2-8中任一项的冷轧退火钢板，并且对所述钢板进行等效变形率为大于或等于6％但小于或等于17％的冷变形。
14.如权利要求9-13中任一项的生产奥氏体钢板的方法，其特征在于对所述半成品的铸造或再加热的条件如所述半成品的铸造温度、通过电磁力的液态金属的搅拌和导致碳和锰通过扩散而均匀化的再加热条件进行选择，以使得在所述钢板的任意点，局部碳含量CL和局部锰含量MnL用重量计满足％MnL+9.7％CL≥21.66。
15.如权利要求9-14中任一项的生产方法，其特征在于所述半成品以板坯形式或在反向旋转钢辊之间的薄带的形式铸造。
16.如权利要求1-8中任一项的奥氏体钢板用于在汽车领域中生产结构元件、增强元件或外部零件的用途。
17.利用如权利要求9-15中任一项的方法生产的奥氏体钢板用于在汽车领域中生产结构元件、增强元件或外部零件的用途。
全文摘要
本发明涉及一种热轧铁－碳－锰奥氏体钢板，其强度大于1200MPa，其乘积P(强度(MPa)×断裂伸长率(％))大于65000MPa％，且其标称化学组成包括，含量以重量计0.8 5％≤C≤1.05％，16％％≤Mn≤19％，Si≤2％，Al≤0.050％，S≤0.030％，P≤0.050％，N≤0.1％，以及任选的一种或多种选自如下的元素Cr≤1％，Mo≤1.50％，Ni≤1％，Cu≤5％，Ti≤0.50％，Nb≤0.50％，V≤0.50％，该组成的余量由铁和熔炼产生的不可避免的杂质组成，所述钢的再结晶表面比例等于100％，所述钢的析出碳化物的表面比例等于0％，且所述钢的平均晶粒尺寸小于或等于10微米。
文档编号C21D9/46GK101090982SQ200580042631
公开日2007年12月19日 申请日期2005年11月4日 优先权日2004年11月24日
发明者P·屈吉, N·盖尔东, C·斯科特, F·斯托韦诺特, M－C·泰西尔 申请人:阿塞洛法国公司