高强度钢及生产方法与流程

本发明涉及一种具有非常高的机械强度和可变形性的经冷轧并经退火的钢板，其用于制造成形部件，特别是在汽车工业中用于制造汽车车身结构元件，以及用于制造这样的板。

已经开发了在成形操作期间具有非常有利的屈服强度/阻力之比的钢。

它们具有非常高的固结能力(consolidationcapacity)，这导致在发生碰撞的情形下良好的变形分布和在成形后部件高得多的屈服强度。因此，可以与利用常规钢一样生产复杂部件，但是具有更高的机械性能，这导致厚度减小但仍然满足相同的功能规格。因此，这些钢有效地回应了车辆重量减轻和安全性的需求。

特别地，其中组织在铁素体基体中包含马氏体和可能的贝氏体的钢已经经历了广泛的开发，因为它们结合了高强度与高变形潜力。

最近对更轻的重量和低能耗的需求增加了对机械强度rm大于1180mpa的非常高强度钢的需求。

除了该高强度水平之外，这些钢必须具有好的延性、可焊性和可涂覆性，特别是对连续热浸镀锌良好的适应性。

这些钢还必须具有高的屈服强度和断裂延伸率以及良好的可成形性。

实际上，一些汽车部件是通过结合多种变形方法的成形操作制造的。钢的某些显微组织特征可以很好地适用于一种变形方法，但不适用于另一种。部件的某些部分必须具有高的延伸阻力和/或好的可弯曲性和/或拉伸凸缘性，特别是用于形成弯曲边缘。

该拉伸凸缘性通过确定扩孔率(表示为ac％)来评价。扩孔率测量钢在冷冲压期间扩张的能力，因此提供了对该变形方法的成形性的评估。

扩孔率可以如下来评价：在通过在金属板中切割孔来制造孔之后，使用锥形工具来扩张该孔的边缘。正是在该操作期间，可以在扩张期间在孔的边缘附近观察到早期损伤，该损伤在第二相颗粒上或在钢的多种显微组织组成之间的界面处开始。

根据文献us2012/0312433a1和us2012/132327a1，知晓机械强度rm大于1180mpa的钢。然而，该机械强度是以成形性和可焊性的代价而实现的。

此外，根据文献us2013/0209833a1、us2011/0048589a1、us2011/01683000a1和wo2013/144376a1，知晓具有超过1000mpa的高机械强度的钢，但是不同时具有令人满意的可成形性和可焊性。

在这些条件下，本发明的一个目的是提供一种这样的钢板，其具有高的机械强度，特别是1180mpa至1320mpa；以及高的屈服强度，特别750mpa至970mpa，该值是在对板进行任何光整冷轧操作之前确定的；良好的可成形性，特别是扩孔率ac％大于或等于20％，厚度为0.7mm至2mm的板的弯曲角大于或等于40°，并且断裂延伸率大于7％。

为此，本发明的目的是一种经冷轧并经退火的钢板，其厚度为0.7mm至2mm，机械强度为1180mpa至1320mpa，其中扩孔率ac％大于20％并且弯曲角大于或等于40°时，化学组成包含(含量以重量百分比表示)：0.09％≤c≤0.11％，2.6％≤mn≤2.8％，0.20％≤si≤0.55％，0.25％≤cr<0.5％，0.025％≤ti≤0.040％，0.0015％≤b≤0.0025％，0.005％≤al≤0.18％，0.08％≤mo≤0.15％，0.020％≤nb≤0.040％，0.002％≤n≤0.007％，0.0005％≤s≤0.005％，0.001％≤p≤0.020％，ca≤0.003％，剩余部分为铁和由加工产生的不可避免的杂质，所述板的显微组织包含马氏体和/或下贝氏体，所述马氏体包含新生马氏体和/或自回火马氏体，马氏体和下贝氏体的表面分数的总和为40％至70％；表面分数为15％至45％的低碳化物贝氏体；表面分数为5％至至少20％的铁素体，非再结晶铁素体相对总铁素体分数之比小于15％；以及至少5％的岛形状的残余奥氏体表面分数，尺寸小于至少1微米的原奥氏体晶粒的分数占所述原奥氏体晶粒的总量的40％至60％。

在一些实施方案中，根据本发明的板还包括以下特征中的一个或更多个：

-显微组织包含以表面分数计15％至45％的新生马氏体。

-显微组织包含以表面分数计5％至50％的自回火马氏体和下贝氏体的总和。

-自回火马氏体和所述下贝氏体包含沿马氏体和贝氏体板条的方向<111>取向的棒形状的碳化物。

-低碳化物贝氏体每100平方微米单位的表面积包含少于100个碳化物。

-钢板包含以小于10000个析出物/μm³的量存在的尺寸小于5纳米的(ti,nb,mo)(c,n)型的析出物。

-化学组成包含(含量以重量百分比表示)：2.6％≤mn≤2.7％。

-化学组成优选包含(含量以重量百分比表示)：0.30％≤si≤0.5％。

-根据一个优选实施方案，化学组成包含(含量以重量百分比表示)：0.005％≤al≤0.030％。

–板涂覆有锌或锌合金，通过浸渍实现。

-根据一个特定实施方案，锌或锌合金涂层是镀锌-合金化涂层，锌或锌合金涂层包含7重量％至12重量％的铁。

-钢板具有通过真空沉积获得的锌或锌合金涂层。

本发明的目的还在于一种根据上文所述的特征中的任一个的涂覆有锌或锌合金的经冷轧并经退火的板，其包括以下顺序步骤：

-提供半成品，其中化学组成包含(含量以重量百分比表示)：0.09％≤c≤0.11％，2.6％≤mn≤2.8％，0.20％≤si≤0.55％，0.25％≤cr<0.5％，0.025％≤ti≤0.040％，0.0015％≤b≤0.0025％，0.005％≤al≤0.18％，0.08％≤mo≤0.15％，0.020％≤nb≤0.040％，0.002％≤n≤0.007％，0.0005％≤s≤0.005％，0.001％≤p≤0.020％，ca≤0.003％，剩余部分为铁和由加工产生的不可避免的杂质，然后

-将半成品加热到大于或等于1250℃的温度tr，

–然后将半成品热轧以获得经热轧的板，终轧温度大于在冷却期间奥氏体转变开始的温度ar3，然后

-以大于30℃/秒的速率将经热轧的板冷却以防止形成铁素体和珠光体，然后

-在580℃至500℃的温度下卷取经热轧的板，然后

-将经热轧的板冷轧以获得经冷轧的板，然后

-在600℃至ac1之间以1℃/秒至20℃/秒的再加热速率vc将经冷轧的板再加热，ac1表示在加热期间奥氏体转变开始的温度，

-使经冷轧的板达到780℃至(ac3-25℃)的温度tm，并将经冷轧的板在温度tm下保持30秒至150秒的一段时间dm，ac3表示在加热期间奥氏体转变的结束温度，然后

-以10℃/秒至150℃/秒的速率vr1将板冷却到400℃至490℃的温度te，然后

-将板在温度te下保持5秒至150秒的一段时间de，然后

-通过在450℃至480℃的温度tzn下连续浸没在锌或锌合金浴中涂覆板，所述温度te和所述温度tzn使得0℃≤(te-tzn)≤10℃，以获得经涂覆的板，然后

-任选地，在10秒至40秒的时间段tg内将经涂覆的板再加热到490℃至550℃的温度tg。

本发明的目的还在于一种用于制造经冷轧并经退火的板的方法，其包括以下顺序步骤：

-提供半成品，其中化学组成包含(含量以重量百分比表示)：0.09％≤c≤0.11％，2.6％≤mn≤2.8％，0.20％≤si≤0.55％，0.25％≤cr<0.5％，0.025％≤ti≤0.040％，0.0015％≤b≤0.0025％，0.005％≤al≤0.18％，0.08％≤mo≤0.15％，0.020％≤nb≤0.040％，0.002％≤n≤0.007％，0.0005％≤s≤0.005％，0.001％≤p≤0.020％，ca≤0.003％，剩余部分为铁和由加工产生的不可避免的杂质，然后

–将半成品加热到大于或等于1250℃的温度tr，然后

-将半成品热轧以获得经热轧的板，轧制过程的结束温度大于ar3，然后

-以大于30℃/秒的速率将经热轧的板冷却以防止铁素体和珠光体的形成，然后

-在580℃至500℃的温度下卷取经热轧的板，然后

-将经热轧的板冷轧以获得经冷轧的板，然后

-在600℃至ac1之间以1℃/秒至20℃/秒的再加热速率vr将经冷轧的板再加热，ac1表示在加热期间奥氏体转变开始的温度，然后

-将经冷轧的板加热到780℃至(ac3-25℃)的温度tm，并将经冷轧的板在温度tm下保持30秒至150秒的一段时间dm，ac3表示在加热期间奥氏体转变的结束温度，然后

-以10℃/秒至100℃/秒的速率vr2将板冷却到400℃至490℃的温度te，然后

-在温度te下将板保持5秒至150秒的一段时间de，然后

–将板冷却到室温。

在一些特定实施方案中，该后者方法还包括以下特征中的一个或更多个：

-另外地，在冷却到室温的步骤后，通过真空沉积施加锌或锌合金涂层。

-通过物理气相沉积(pvd)进行真空沉积。

-通过射流气相沉积(jetvapordeposition，jvd)进行真空沉积。

在以下描述中将出现的本发明的其他特征和优点通过示例的方式给出并参考附图进行，其中：

-图1示出了根据本发明的钢板的通过第一类型的金相浸蚀证明的显微组织。

-图2示出了图1中的钢板的通过第二类型的金相浸蚀证明的显微组织。

-图3示出了在根据本发明的板中通过透射电子显微镜法观察到的(ti,nb,mo)(c,n)的碳氮化物析出的实施例。

-图4示出了不是根据本发明的通过透射电子显微镜法观察到的(ti,nb,mo)(c,n)的碳氮化物析出的实施例。

ac1还用于表示在钢的加热期间同素异形转变开始的温度。

ac3是指在加热期间奥氏体转变的结束温度。

ar3是指在冷却期间奥氏体转变开始的温度。

ms表示马氏体转变开始的温度。

根据本发明的板的显微组织包含马氏体。这是在冷却期间在低于马氏体转变的开始温度下奥氏体γ的无扩散转变的结果。

马氏体具有沿一个方向延伸的并且在奥氏体的每个初始晶粒内取向的薄板条形状。术语马氏体包括新生马氏体和自回火马氏体二者。自回火马氏体与新生马氏体之间存在区别，即，不回火的与不自回火的。

特别地，自回火马氏体具有薄板条形状，其包含分散在这些板条中的以沿板条的网格α'的<111>方向取向的棒形状的碳化铁。该自回火马氏体是通过当冷却不足够慢以产生新生马氏体时在低于马氏体转变温度ms下碳化铁析出而形成的。反之，新生马氏体不包含碳化物。

在从奥氏体温度范围冷却的、在高于马氏体转变的起始温度ms下形成的贝氏体形成为铁素体板条和渗碳体颗粒的聚集体。其形成涉及短距离扩散。

因此，下贝氏体与低碳化物贝氏体之间存在区别。下贝氏体是在冷却期间在刚高于马氏体转变温度ms的温度范围下形成的。其具有薄板条形状并且包含分散在这些板条内的碳化物。

此外，低碳化物贝氏体被定义为每100平方微米单位的表面积包含少于100个碳化物的贝氏体。低碳化物贝氏体是在冷却期间在550℃至450℃之间形成的。与低碳化物贝氏体不同，下贝氏体每100平方微米单位的表面积通常包含多于100个碳化物。

在本发明的钢的化学组成中，碳在显微组织的形成和机械性质上起作用。

以重量百分比计，碳含量为0.09％至0.11％。该碳含量范围有助于同时获得大于1180mpa的机械强度，大于7％的断裂延伸率以及大于或等于20％的令人满意的扩孔率ac％。特别地，小于0.09％的碳含量使得不能实现足够的机械强度。对于更高的碳含量，大于0.11％，可焊性趋于降低并且温度ms降低，使得显微组织中的新生马氏体的分数趋于增加，因此使扩孔率减小。

以重量百分比计，锰含量为2.6％至2.8％。锰是降低温度ac3和马氏体形成开始的温度ms的γ源(gammagenic)元素。钢的低碳含量可导致高于860℃的高温ac3。大于2.6％的锰含量通过降低温度ac3能够在840℃至855℃下在该温度下保持至少30秒后实现钢的完全奥氏体化。锰还促进自回火马氏体的形成，因此有助于扩孔率ac％大于或等于20％。为了限制带状组织的形成，以重量百分比计，锰含量限制到2.8％，并且优选2.6％至2.7％。

硅是固溶体硬化元素，以重量百分比计，其在钢中的含量为0.20重量％至0.55重量％，优选0.30％至0.5％。至少0.30％的含量使铁素体和/或贝氏体能够充分硬化。以重量百分比计，硅含量限制到0.55％以确保扩孔率ac％大于或等于20％，限制上贝氏体的形成。此外，硅含量的增加通过促进板表面上附着的氧化物的形成而使钢的可涂覆性降低。小于0.55％的硅含量还有助于好的可焊性。

硅是α源(alphagenic)元素并且有助于提高温度ac3，促进低碳化物贝氏体的形成。小于0.55％的硅含量帮助防止形成过量的低碳化物贝氏体。

钢板的组成还包含量大于或等于0.25重量％的铬，以改善钢的淬透性并且提高其硬度和机械强度。铬含量必须小于0.5％，以保持令人满意的断裂延伸率并且限制制造成本。

钛以0.025重量％至0.040重量％的量存在于钢中。在0.025％至0.040％的量下，钛结合氮和碳从而以氮化物和/或碳氮化物的形式析出。低于0.025％，存在无法实现1180mpa的机械强度的风险。

高于0.040％的钛含量，存在粗氮化钛可从液态中析出的风险，这趋于降低延性并在扩孔期间导致早期损伤。事实上，当存在大于6微米的氮化物时，发现这些氮化物中的大部分在切割和冲压步骤期间引起与基体的脱离(debonding)。钛还确保了氮以硬化析出的形式充分结合，使得硼以游离形式存在并且可以在淬透性上起到有效作用。相对于氮，钛是超化学计量的，因此ti/n比大于3.42。

以重量百分比计，硼含量为0.0015％至0.0025％。通过限制碳的活性，硼能够控制并限制扩散相转变(冷却期间的铁素体或珠光体转变)并形成获得高机械抗性特性所必须的硬化相(贝氏体或马氏体)。硼的添加还限制硬化元素(例如mn、mo和cr)的添加并且降低了钢种的分析成本。根据本发明，确保有效淬透性的最小硼含量为0.0015％。高于0.0025％，对淬透性的作用饱和，并且存在对可涂覆性和延性的不利影响。

钢板的组成还包含量为0.08重量％至0.15重量％的钼。与铬一样，在大于0.08％的含量下钼对淬透性起到有效作用。

大于0.15％的钼含量延迟铁素体的再结晶。因此机械强度rm太高，大于1320mpa，这二者都导致延性降低。

当退火温度低于(ac3-25℃)时，在本发明的条件下的钼的添加使得可以与钛和铌组合而获得钼、钛和铌碳氮化物(ti,nb,mo)(c,n)的纳米级析出，其有助于硬化并且使得可以在退火后获得大于或等于1180mpa的机械强度rm。

然而，小尺寸化合物的过度致密析出导致过度硬化：当小于5纳米的析出物的密度超过10000个析出物/μm³时，机械强度rm可超过1320mpa并且冷可变形性变得不足。

以本发明中规定的量添加钼使得可以获得对在温度tm下退火后的步骤中的可能波动较不敏感的钢板。尽管在工业条件下根据限定的设定点连续控制冷却速率vr和温度te，但是有时可能短暂地发生这些参数的轻微波动。这些波动不应影响最终产物的特性。在本发明限定的范围内，vr或te的适度波动(例如7％)导致小于7％的机械强度rm变化。

经热轧的钢板的化学组成包含铌，以重量百分比计，含量为0.020％至0.040％。在量大于0.020％时，铌可以提高机械强度rm。高于0.040％的重量百分比计的含量，奥氏体的再结晶延迟。因此，组织包含显著分数的细长晶粒，这不再导致实现目标扩孔率ac％。

此外，以重量百分比计，氮含量为0.002％至0.007％。为了形成足够量的氮化物和碳氮化物，氮含量必须大于0.002％。氮含量应小于0.007％以防止氮化硼析出，这会减少游离硼的量。

0.005重量％至0.18重量％的铝含量用于在钢制造期间使钢脱氧。铝含量必须小于0.18％或甚至小于0.030％以防止温度ac3升高和在冷却期间形成铁素体。

硫含量必须小于0.005％。高于该含量，由于使可变形性降低(特别是扩孔率ac％)的硫化物(例如mns)过量存在，延性降低。然而，获得极低的硫含量(小于0.0005％)是非常昂贵的，就生产成本方面而言没有显著优势。从实践角度来看，可以选择至少0.0005％的硫含量。

磷含量必须小于0.020％。磷是在固溶体中赋予硬化但降低可点焊性和热延性的元素，特别是因为其在晶粒接合处偏析或与锰共偏析的倾向。

然而，实现小于0.001％的极低磷含量是非常昂贵的，就制造成本方面而言没有显著优势。从实践角度来看，可以选择至少0.001％的磷含量。

在小于0.003％的量下，钙防止了不利地影响延性的细长的夹杂物，特别是硫化物的出现。

在根据本发明的钢板的显微组织中，马氏体和下贝氏体的表面分数的总和为40％至70％。以表面分数计，显微组织还包含15％至45％的低碳化物贝氏体，5％至小于20％的铁素体和小于5％的岛形状的残余奥氏体。总铁素体分数中的非再结晶铁素体的表面分数小于15％，这使得可以同时获得1180mpa至1320mpa的机械强度rm，大于7％的延伸率和大于或等于20％的扩孔率。

如上所述，自回火马氏体与新生马氏体之间存在区别，即不回火与不自回火的。

根据一个实施方案，马氏体由自回火马氏体形成，自回火马氏体和下贝氏体的总和的表面百分比占总显微组织的至少5％，至多50％。

自回火马氏体和下贝氏体具有薄板条的形状并且包含分散在这些板条中的碳化物。特别地，自回火马氏体和下贝氏体包含沿马氏体和贝氏体板条的网格中的方向<111>取向的棒形状的fe2c和fe3c碳化铁。自回火马氏体和下马氏体的百分比一起规定，因为自回火马氏体和下马氏体二者对钢的使用特性具有基本上相同的作用。此外，在扫描电子显微术观察下，薄板条形状的这两种组成不能单独地彼此区分开。这两种组成只可以通过透射电子显微镜法检查来区分。

40％至70％的自回火马氏体和下贝氏体的总的表面百分比有利于钢的可成形性，特别是其可弯曲性和拉伸凸缘性。因此，自回火马氏体和下贝氏体的至少40％的百分比有助于令人满意的至少40°的弯曲角，特别是厚度为0.7mm至2mm的板的弯曲角，以及大于或等于20％的扩孔率ac％。

显微组织中自回火马氏体和下贝氏体的总和的百分比必须小于70％以保持足够百分比的低碳化物贝氏体，导致至少7％的断裂延伸率。

马氏体还可以以总显微组织的15％至45％的百分比包含新生马氏体，并且新生马氏体的百分比必须小于45％，特别是以防止降低钢的延性并且确保好的扩孔率。

以表面分数计，显微组织还包含15％至45％的低碳化物贝氏体。其是在温度tm下退火后的冷却期间以及在550℃至450℃下保持的期间形成的。低碳化物贝氏体的形成受益于硅的添加，其趋于延迟碳化物以及少量硬化元素(例如碳或锰)的析出。

低碳化物贝氏体提高断裂延伸率。特别地，低碳化物贝氏体的至少15％的表面百分比使得可以获得至少7％的断裂延伸率。具有低碳化物含量的贝氏体的表面百分比应限制到45％以确保大于或等于20％的扩孔率和大于或等于1180mpa的机械强度。

显微组织还包含每单位面积的5％至小于20％的铁素体。如果铁素体含量小于5％，则存在获得过量自回火马氏体以及屈服强度不足的风险。如果铁素体含量超过20％，则存在机械强度rm小于1320mpa的风险。

以表面分数计，显微组织还可以包含至多5％的岛形状的残余奥氏体，形成自回火马氏体与下贝氏体的板条之间的小板。

此外，本发明人还证明了在后续冷却前控制在经冷轧的板金属的退火期间产生的奥氏体晶粒(即，其在退火后的高温下存在)的尺寸的重要性。这些奥氏体晶粒被称为“原奥氏体晶粒”，因为这些晶粒在冷却期间在同素异形转变时被其他组成替代。如将解释的，在最终产物中，这些原奥氏体晶粒的尺寸仍然可以通过多种方法来证明。根据本发明，尺寸小于1微米的原奥氏体晶粒的分数占这些原奥氏体晶粒的总量的40％至60％。

尺寸小于1微米的原奥氏体晶粒的分数例如借助适当的试剂来确定，其蚀刻速率取决于在前接合处的某些局部偏析，例如béchet-beaujard试剂，本身是已知的。为此，通过适当的试剂(特别是包含添加有至少0.5％烷基磺酸钠的饱和苦味酸水溶液的试剂)蚀刻处于最终状态(即，在根据本发明的制造方法结束时)的钢的样品持续几分钟至一小时的一段时间。

在该蚀刻结束时，样品的显微检查可以使原奥氏体晶粒的接合处可视化并且产生这些原奥氏体晶粒的尺寸分布的直方图，特别是确定尺寸小于1微米的原奥氏体晶粒的分数。

或者，原奥氏体晶粒的尺寸可以在退火后借助冷却期间中断淬火来确定，这通过采用初始冷却条件以引起晶间铁素体成核，然后通过淬火使其中断。

本发明人已经证明了这些原奥氏体晶粒的尺寸影响在退火后冷却期间的相转变动力学。特别地，小于1微米的小奥氏体晶粒有助于降低温度ms的值，因此增加新生马氏体的形成。

反之，粗奥氏体晶粒的存在减少了低碳化物贝氏体的形成。

尺寸小于1微米的原奥氏体晶粒的这样的分数为总奥氏体晶粒数量的40％至60％有助于降低马氏体转变的温度ms，以防止形成过大比例的自回火马氏体和下贝氏体，这会降低断裂延伸率和屈服点。

上文所呈现的显微组织特征例如通过由使用场效应枪的扫描电子显微术(sem-feg技术)在大于1200x的放大率下并联合电子背散射衍射(ebsd)检测器观察显微组织来确定。然后板条和晶粒的形态通过使用已知软件(例如软件)的图像分析来确定。

根据本发明的经冷轧并经退火的钢板可以生产而不经处理，没有涂层，并且其也可以具有涂层。例如，这样的涂层可为锌或锌合金，特别是包含7重量％至12重量％的铁的镀锌-合金化涂层。

特别地，这样的钢板非常适用于沉积金属涂层，特别是通过根据常见方法的热浸镀锌。特别地，钢的组成和机械性能与在锌浴中连续浸入的涂覆方法的限制和热循环相容。

使用的涂覆方法取决于目的应用。特别地，涂层可以通过热浸、真空沉积技术(例如射流气相沉积(jvd))或阳离子电镀来获得。

本发明人已经证明了根据本发明的钢板的机械强度为1180mpa至1320mpa，以及屈服强度为750mpa至970mpa，在任何光整冷轧操作之前断裂延伸率为至少7％，特别地大于8％，并且扩孔率ac％为至少20％。

特别地，获得了800mpa至970mpa的屈服强度同时保持小于1320mpa的机械强度。此外，这样的板具有高的弯曲角。特别地，当板的厚度为0.7mm至2mm时，弯曲角为至少40°。

根据本发明的经轧制的板的制造方法的实施涉及以下步骤：

提供具有根据本发明的组成的钢，并由其铸造半成品。该铸造可以以铸锭进行或以厚度为约200mm的板坯连续进行。

首先将半成品铸件加热到大于1250℃的温度tr以使钢均质化并完全溶解析出物。

然后在其中钢组织是完全奥氏体的温度范围下(即，在大于冷却期间奥氏体转变开始的温度ar3的温度tfl下)将半成品热轧。如果温度tfl低于温度ar3，则铁素体晶粒通过轧制被加工硬化，并且延性降低。优选地，应选择大于875℃的轧制结束时的温度。

以大于30℃/秒的速率将经热轧的板冷却以防止形成铁素体和珠光体，然后在500℃至580℃的温度tbob下卷取经热轧的板。卷取温度必须低于580℃以防止卷取期间的氧化。如果卷取温度太低，即低于500℃，则钢的硬度增加，这增加了后续冷轧所需的应力。卷取温度范围还防止形成珠光体。

然后通过使用公知的方法中的一种酸洗板。

然后以例如40％至70％的压下率进行冷轧，以引入能够后续再结晶的变形量。

然后优选在连续退火设备中在600℃至ac1(加热期间奥氏体开始其同素异形转变的温度)之间以1℃/秒至20℃/秒的平均加热速率vc将经冷轧的板加热。

温度ac1可以通过膨胀法来测量，或者通过“darstellungderumwandlungenfürtechnischeanwendungenundihrerbeeinflussung”,h.p.hougardy,werkstoffkundestahlband1,198-231,verlagstahleisen,düsseldorf,1984”中公布的下式来评价：

ac1＝739-22^＊c-7^＊mn+2^＊si+14^＊cr+13^＊mo-13^＊ni。

在该式中，温度ac1以摄氏度表示，组成的元素含量以重量百分比表示。

当在600℃至ac1之间加热钢时，再结晶过程开始并且控制在ac1下开始形成的奥氏体晶粒的尺寸分布的(tinbmo)(cn)析出物形成。令人惊讶地是，本发明人已经证明了控制在600℃至ac1之间的平均加热速率vc并且由此控制在600℃至ac1之间的加热时间(其对应于在再结晶开始至相转变开始之间的时间)对后续相转变的动力学是决定性的，特别是在保持退火温度tm的步骤期间。因此，本发明人已经出乎意料地证明了在600℃至ac1之间的1℃/秒至20℃/秒的平均加热速率vc的选择使得可以在制造过程结束时获得以下钢：其中以表面分数计，显微组织由40％至70％的马氏体和下贝氏体的总和，15％至45％的低碳化物贝氏体，5％至小于20％的铁素体和小于5％的岛形状的残余奥氏体构成。

特别地，小于1℃/秒的平均加热速率vc导致在600℃至ac1之间的加热时间过长，这导致过量的铁素体形成和过低的机械阻力(mechanicalresistance)。

反之，大于20℃/秒的平均加热速率vc导致在600℃至ac1之间的加热时间不足，并且在600℃至ac1之间的加热期间铁素体晶粒的生长不足。

因此，本发明人已经证明了在600℃至ac1之间的加热后获得的铁素体晶粒的尺寸对奥氏体化后的奥氏体晶粒的尺寸具有影响。铁素体晶粒的生长不足导致形成过大分数的奥氏体晶粒，这导致退火后自回火马氏体的形成不足，即小于40％，这是由于温度ms值的降低。

然后将经冷轧的板从温度ac1加热到780℃至(ac3-25℃)的退火温度tm。

温度ac3可以通过膨胀法，或根据下式来计算：

ac3＝912-370-27，4mn+27，3si-6，35cr-32，7ni+95，2v+190ti+72al+64，5nb+5，57w+332s+276p+485n-900b+16，2cmn+32，3csi+15，4ccr+48cni+4，32sicr-17，3simo-18，6sini+4，8mnni+40，5mov+174c²+2，46mn²-6，86si²+0，322cr²+9，9mo²+1，24ni²-60，2v².。

在该式中，温度ac3以摄氏度表示，组成的元素含量以重量百分比表示。

当温度tm低于780℃时，析出物(ti，nb，mo)(cn)的密度使得硬化可以导致rm增加到高于1320mpa的值并且降低可成形性。

当温度tm大于(ac3-25℃)时，奥氏体晶粒尺寸过度增加，从而形成过量的下贝氏体和马氏体，不利于新生马氏体，因此不可能实现1180mpa的机械强度rm。

将经冷轧的板在温度tm下保持30秒至150秒的一段时间dm。

选择时间段dm使得尺寸小于1微米的奥氏体晶粒的分数占总奥氏体量的40％至60％。少于30秒的保持时间dm导致在过程结束时形成过大比例的铁素体。奥氏体晶粒的尺寸决定在退火后冷却期间的相转变动力学。特别地，小于1微米的小奥氏体晶粒有助于降低温度ms的值，因此减少自回火马氏体的形成。

以1℃/秒至20℃/秒的平均加热速率vc将经冷轧的板加热到600℃至温度ac1的温度，然后在ac1至tm之间将经冷轧的板加热并将经冷轧的板在温度tm下保持50秒至100秒的一段时间dm，因此使得可以控制形成的奥氏体晶粒的尺寸，并且更特别地，控制这些晶粒中尺寸小于至少1微米的晶粒的分数。

这些加热参数使得根据本发明的显微组织可以在退火结束时获得，因此有助于获得期望的机械性能。

在打算随后进行镀锌的板的情况下，然后以10℃/秒至150℃/秒的速率vr1将钢板冷却到400℃至490℃的温度te。冷却速率必须大于10℃/秒以形成小于5％的铁素体而不形成过量的低碳化物贝氏体。

在制造裸板的情况下，以10℃/秒至100℃/秒的速率vr2将钢板冷却到400℃至490℃的温度te。

冷却可以从温度tm开始以一个或更多个步骤进行，并且可以涉及多种冷却方法，例如冷水浴或沸水浴、水射流或气体射流。

然后将板在温度te下保持5秒至150秒的一段时间de。

奥氏体向低碳化物贝氏体的部分转变发生在该步骤中。在te下的保持必须小于150秒以限制贝氏体的表面分数，因此获得足够比例的马氏体。

根据是否制造连续镀锌钢板，特别是经镀锌-合金化的或未经涂覆的钢板，所述方法的以下步骤不同。

根据第一实施方案，对应于制造连续镀锌钢板，通过在450℃至480℃的温度tzn下连续浸没在锌或锌合金浴中数秒来涂覆板。温度te和温度tzn使得0℃≤(te-tzn)≤10℃。

然后将经镀锌的产物冷却到室温，在此期间剩余奥氏体中的大部分转变为新生马氏体和/或下贝氏体。

如果待制造经冷轧的、经退火并经镀锌-合金化(“经镀锌退火的”)的钢板，则在离开锌或锌合金浴后立即在490℃至550℃的温度tg下将经镀锌的产物加热10秒至40秒的一段时间tg。这导致铁和在浸没过程期间沉积的锌或锌合金薄层的扩散，产生经镀锌-合金化的板。

然后将经镀锌-合金化的板冷却到室温，在此期间剩余奥氏体中的大部分转变为新生马氏体和/或下贝氏体。

在第二实施方案中，对应于制造未经涂覆的钢板，进行板从温度te到环境温度的冷却。

在第三实施方案中，对应于制造通过真空方法涂覆的钢板，如在第二实施方案中进行的过程，将板从温度te冷却到室温，然后通过真空沉积得到锌或锌合金涂层，例如通过物理气相沉积(pvd)或射流气相沉积(jvd)。

在上述所有实施方案中，获得了以下经冷轧并经退火的钢板：以表面分数计，其包含40％至70％的马氏体和下贝氏体的总和，15％至45％的低碳化物贝氏体，5％至小于20％的铁素体和小于5％的岛形状的残余奥氏体。

本发明人已经证明了使用该方法可以获得机械强度为1180mpa至1320mpa以及屈服强度为750mpa至970mpa(在任何光整冷轧操作之前)，断裂延伸率为至少7％或甚至8％的钢板，其中扩孔率ac％大于或等于20％。

此外，使用该方法确保了在板的厚度为0.7mm至2mm时板可以弯曲至少40°。

所获得的板还适用于通过常规接合方法(例如电阻点焊)的焊接。

作为非穷尽的实例，以下结果示出了本发明赋予的有利特性。

提供了半成品钢产物，其中以重量百分比(％)表示的组成示于下表1中。

除了根据本发明的用于制造板的钢i1至i3之外，为了比较的目的，说明了用于制造参照板的钢r1至r5的组成。

通过膨胀法测量温度ac3，或者使用上式计算温度ac3，并记录在表1中。

表1-钢组成-温度ac3

加下划线的值：不是根据本发明的

将与上文所述的组成对应的半成品铸件加热到大于1250℃的温度tr，然后热轧，轧制结束时的温度为850℃，大于所有这些钢的ar3。

将经热轧的板冷却，在此期间防止形成铁素体和珠光体，然后在温度545℃下卷取。然后将板冷轧到1.4mm的厚度。

在第一测试组中，然后在600℃至ac1之间以加热速率vc将i1板加热，ac1表示在加热期间奥氏体转变开始的温度，然后再次从ac1加热到温度tm并在温度tm下保持一段时间dm。

以速率vr1将板冷却到温度te，然后在温度te下保持一段时间de。

在特定的测试(i1f)中，将板i1加热到810℃，在该温度下保持120秒，然后通过水淬火以大于100℃/秒的速率冷却到室温，即没有在温度te下保持的步骤。

在如表2所示的多种处理条件(a至h)下进行这些测试。在该表中，“n.a.”意指：不可用的。实际上，在处理f中，没有在温度te下的保持，因此不可能限定相关的保持时间de。

在第二测试组中，在表3中限定的条件下处理等级r1至r5。

然后通过在460℃下在锌浴中连续热浸渍用涂层涂覆在所有上文所述条件下制造的板，并立即加热到510℃以获得经镀锌-合金化的涂层。

表2：等级i1的测试条件

加下划线的值：不是根据本发明的

表3：等级i2、i3和r1至r5的测试条件

确定由此获得的板的机械性能，其由钢组成和热处理产生。按照惯例，通过将化学组成与热处理的名称组合对板进行命名：因此，i1a是指使用热处理a条件的由组成i1获得的板。

使用拉伸强度测试确定通过这些多种制造方法获得的板的屈服强度re、拉伸强度rm和总延伸率at。还通过确定断裂前的最大角度确定这些板的弯曲能力。

该角度是通过向板施加冲头(punch)以使他们弯曲而确定的。增加施加的以实现弯曲的力，直到断裂发生。因此，在弯曲期间施加的力的测量使得可以检测板断裂的开始并且可以测量在该断裂发生时的最大弯曲角。

还通过采用切割穿过板在板中制造10mm直径孔，然后使用锥形工具以扩张孔的边缘确定了每个板的扩孔率ac％。如在iso16630:2009中所述，测量冲压前孔的初始直径di并在孔的边缘处在板的厚度中开始出现裂纹时测量冲压后孔的最终直径df。孔的扩张能力ac％根据下式确定：

还确定了钢的显微组织特征。在经过亚硫酸氢钠蚀刻的磨片上量化马氏体(包括自回火马氏体和新生马氏体)和下贝氏体的表面分数(共同地)、自回火马氏体和下贝氏体的表面分数(共同地)和低碳化物贝氏体的表面分数。在通过naoh-nano3试剂的蚀刻后量化新生马氏体的表面分数。

还使用鉴定铁素体相的光学和扫描电子显微术观察确定了铁素体的表面分数。

还通过透射电子显微镜法观察了薄膜析出物的性质、尺寸和密度。

与板的显微组织相关的细节示于下表4中。

表4-获得的板的显微组织特征

加下划线的值：不是根据本发明的

n.d.：未确定的

板的机械性能示于下表5中。

表5-获得的板的机械性能

n.d.：未确定的

因此证明了钢的组成、其显微组织与其机械性能之间的关系。

根据本发明的钢板具有可以获得满足目标值的机械强度、屈服强度、断裂延伸率、弯曲角和扩孔率的组成和显微组织。

图1和图2示出了实施例i1a的显微组织。图1示出了使用亚硫酸氢钠蚀刻板的结果，而图2示出了使用naoh-nano3蚀刻板的结果。图1示出了自回火马氏体和下贝氏体(m+bi)以及低碳化物贝氏体(bfc)。图2以较暗区域的形式示出了新生马氏体(mf)。

在测试i1a中，tem观察(图3)表明了平均尺寸为7nm的(ti,nb,mo)(cn)的碳氮化物以小于10000个析出物/μm³的量的存在，使得得到期望的机械性能。这些观察还表明沿自回火马氏体和下贝氏体的板条的方向<111>取向的棒形状的碳化物的存在。低碳化物贝氏体每100平方微米单位的表面积包含少于100个碳化物。

在测试i1b中，退火温度tm太接近ac3，这导致奥氏体中碳的量低。在冷却和在温度te下保持期间形成过量的低碳化物贝氏体。这导致机械强度不足。

在测试i1d和i1e中，加热速率vc太低。因此，观察到过度的铁素体晶粒生长。这使钢中铁素体过量，存在不足的马氏体或下贝氏体。因此，甚至对于如实施例i1e的情况的60秒的保持时间dm，也未达到机械强度rm。

在测试i1f中，冷却速率vr太高。这导致过量的马氏体和下贝氏体以及不足的低碳化物贝氏体和新生马氏体。因此，机械强度和屈服强度远超出目标值，而断裂延伸率不足。

对于处理g，在温度tm下的保持时间dm太短，使得根据条件i1g生产的板具有小于15％的铁素体再结晶率。这产生带状组织，其导致太低的扩孔率。

在测试i1h中，退火温度太低，导致小析出物的密度过高：tem观察(图4)示出了5nm平均尺寸的量大于10000个析出物/μm³，使得机械抗性超过1320mpa。此外，低退火温度tm不可能达到大于15％的铁素体再结晶率，这导致扩孔率太低。

在测试i1g和i1h中，尺寸小于1μm的奥氏体晶粒的分数太高，导致温度ms太低，因此形成贝氏体加自回火马氏体的量太低。这有助于降低扩孔率，这两个测试的扩孔率太小。

根据实施例r1b的板具有太高的c、cr、ti和b含量，使得尽管mo量低，但其机械强度rm太高。因此，尽管获得令人满意的屈服强度re，但是获得其还结合了太高的机械强度rm。

测试板r2b、r3b和r3c包含不足水平的c和mn和mo，因此尽管b和cr的量非常高，但是不具有令人满意的机械强度。

实施例r5的mn含量不足，这导致在处理b和c中过量形成低碳化物贝氏体。

根据本发明的钢板可有利地用于制造汽车工业中的结构或安全部件。