用于制造具有改善的可成形性的高强度钢板的方法及所获得的板本发明涉及在可成形性和强度方面优异的高强度钢板，并且涉及用于制造高强度
钢材的方法。
为了制造诸如机动车部件、拖车、卡车等的各种设备，使用由诸如DP(双相)或TRIP
(相变诱导塑性)钢的钢制成的高强度钢板。
为了减少设备的重量(这是非常期望的以减少能耗)非常期望的是使钢具有更好
的机械性能，如屈服强度或拉伸强度。但是，这种钢应该具有良好的可成形性。
为此，建议使用包含约0.2％C、2.5％Mn、1.5％Si且具有由马氏体和残留奥氏体组
成的组织的钢。通过由退火、分级淬火和过时效组成的热处理，在连续退火线上生产板。过
时效的目的是通过从马氏体转变来产生残留奥氏体的碳富集，以便增加残留奥氏体的稳定
性。在这些钢中，Mn含量总是保持小于3.5％。尽管通过这种钢可以获得令人感兴趣的性能，
但是仍然期望获得具有更好稳定性的残留奥氏体，以便获得更好的特性。但是，具有良好成
形性所需的延展性应保持良好，并且特别地，期望的是良好的延伸凸缘性(stretch
flangeability)。
出于这些原因，仍需要具有一种钢以及一种在连续热处理生产线上容易地制造高
强度钢板的方法。
为此，本发明涉及一种用于容易地制造具有改善的可成形性的高强度板的方法，
根据该方法，钢的化学组成以重量百分比计包含：
0.1％≤C≤0.4％
4.2％≤Mn≤8.0％
1％≤Si≤3％
0.2％≤Mo≤0.5％
剩余部分为Fe和不可避免的杂质，该方法包括以下步骤：
-通过在高于钢的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，以对该轧制板进行退火，
-通过将该板冷却至钢的Ms转变点与Mf转变点之间的淬火温度QT来对该板进行淬
火，以获得包含至少50％的马氏体和至少10％的残余奥氏体，铁素体加贝氏体之和小于
10％的组织，
-将板加热至300℃与500℃之间的过时效温度PT并将该板保持在所述温度下大于
10秒的时间Pt，以及
-将板冷却至室温。
优选地，钢的化学组成包含4.5％≤Mn≤5.5％。
优选地，钢的化学组成使得：
0.15％≤C≤0.25％
1.4％≤Si≤1.8％
0.2％≤Mo≤0.35％。
优选地，钢的化学组成包含：
0.15％≤C≤0.25％
4.5％≤Mn≤5.5％
1.4％≤Si≤1.8％
0.2％≤Mo≤0.35％，
并且退火温度AT大于780℃且小于950℃，淬火温度在130℃与180℃之间，并且过
时效时间在100秒与600秒之间。
任选地，该板可以例如在发生合金化或没有发生合金化的情况下通过热浸镀被进
一步涂覆，该涂覆可以在将板冷却至室温之前进行。
本发明还涉及由钢制成的高强度(high-tensile)钢板，该钢的化学组成以重量百
分比计包含：
0.1％≤C≤0.4％
4.2％≤Mn≤8％
1％≤Si≤3％
0.2％≤Mo≤0.5％
剩余部分为Fe和不可避免的杂质，该钢具有包含至少50％的马氏体、至少10％的
残留奥氏体、小于10％的铁素体加贝氏体之和的组织，并且当用光学显微镜观察时，不存在
中心偏析。
特别地，钢的化学组成使得4.2％≤Mn≤8.0％。
优选地，钢的化学组成使得4.5％≤Mn≤5.5％。
优选地，钢的化学组成包含：
0.15％≤C≤0.25％
4.5％≤Mn≤5.5％
1.4％≤Si≤1.8％
0.2％≤Mo≤0.35％。
屈服强度YS可以大于或等于1000MPa，拉伸强度大于或等于1300MPa，均匀延伸率
UE大于或等于10％，总延伸率大于或等于13％，并且根据标准ISO 16630:2009测量的扩孔
率HER大于或等于15％。
任选地，板的至少一个面例如通过金属热浸镀而涂覆。
现在将通过示例详细地描述并说明本发明，而不引入限制。
根据本发明的钢的组成以重量百分比计包含：
-0.1％≤C≤0.4％，并且优选地为0.15％≤C和/或C≤0.25％，以便获得令人满意
的强度并提高残留奥氏体的稳定性。如果碳含量过高，则可焊接性降低。
-4.2％≤Mn≤8.0％。Mn含量高于4.2％，以通过奥氏体中Mn的更高富集以及通过
减小奥氏体晶粒尺寸来改善残留奥氏体的稳定性。奥氏体晶粒尺寸的减小具有下述优势：
使将碳和锰从马氏体转变成奥氏体所需的扩散距离减小，因此在过时效步骤期间确保
(fasten)这些元素的扩散。此外，锰含量高于4.2％使Ms、Ac1和Ac3转变点降低，这使得更容
易实现热处理。优选地，Mn含量高于4.5％。但是，为了不过度地降低延展性，锰含量必须保
持小于8％，并且优选小于5.5％。
-Si≥1％并且优选地为Si≥1.4％，并且Si≤3％并且优选Si≤1.8％。硅可用于使
奥氏体稳定化，以提供固溶体强化并且在从马氏体至奥氏体的碳再分布期间减慢碳化物的
形成。但是，在过高的硅含量下，在板的表面处将形成氧化硅，这对于可涂覆性和延展性是
有害的。
-0.2％≤Mo≤0.5％，Mo应当高于0.2％以减少中心偏析，这种中心偏析可能是由
高的锰含量所导致的并且对延伸凸缘性(stretch flangeability)有害。高于0.5％，钼可
能形成过多的碳化物，这可能对延展性是有害的。优选地，Mo含量低于或等于0.35％。
剩余部分是Fe和由熔炼产生的杂质。这些杂质包括N、S、P和如Cr、Ni、B和Al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％，Cu含量小于0.2％，B含量小于0.0005％，并且Al含量小于
0.001％。然而，必须指出的是，可以添加Al以使钢脱氧。在这种情况下，Al含量可以达到
0.04％。此外，Al可形成AlN的小的析出物，该析出物能够用于在退火期间限制奥氏体晶粒
生长。
根据本发明的钢中没有微合金化，如Ti、V和Nb。这些元素含量各自限制到
0.050％，优选地，Nb、Ti、V的总和限制到0.1％。
具有在2mm与5mm之间的厚度的热轧板可以利用这种钢以已知的方式制造。在热轧
之后，可以在400℃与600℃之间的温度下对板进行分批退火并持续300秒至10小时。热轧板
可以被酸洗和冷轧，以获得具有在0.5mm与2mm之间的厚度的冷轧板。
随后，在连续退火线上对板进行热处理。
在热处理之前，确定最佳淬火温度QTop。该最佳淬火温度是淬火必须被停止以获
得最佳残留奥氏体含量的温度。该最佳淬火温度可以通过如下计算：使用Andrews和
Koistinen Marburger关系：
Ms＝539-423×C-30.4×Mn-12.1×Cr-7.5×Mo-7.5×Si
和
fα’＝1-exp{-0.011×(Ms-T)}
fα’为在淬火期间在温度T下马氏体的比例，
并且通过下述假设：在淬火至温度QT之后，钢在高于QT的温度下被过时效化，并且
由于过时效，完全实现了马氏体与剩余奥氏体之间的碳的配分(partitioning)。
本领域技术人员知道如何进行该计算。
热处理的目的是获得由至少50％并且优选地至少65％的马氏体、至少10％并且优
选至少20％的残留奥氏体以及尽可能少的铁素体或贝氏体组成的组织。铁素体加贝氏体表
面分数之和小于10％并且优选地小于5％。
对于本领域技术人员而言清楚的是，该组织是最终组织：即，在完成处理之后的组
织。在刚淬火之后，该组织仅含有马氏体和奥氏体。
马氏体、铁素体和贝氏体的比例是这些成分的面积分数。残余奥氏体的比例是通
过RX衍射进行测量的。本领域技术人员知道如何确定这些比例。
为此，为了不使奥氏体晶粒粗化太多，在高于钢的Ac3转变点但优选地小于950℃
的退火温度AT下对板进行退火。
随后，通过以大于0.1℃/秒的冷却速度冷却至低于钢的Ms转变点且优选地在QTOP-
20℃与QTOP+20℃之间的淬火温度QT，对板进行淬火。这是本发明的重要特征，原因在于根据
本发明的钢的淬硬性较高。因此，即使在以如3℃/秒的低冷却速率下进行冷却之后，也不会
形成铁素体，因此不需要进行加速冷却。优选地，冷却速率在0.1℃/秒与70℃/秒之间。
在淬火之后，将该板加热至300℃与500℃之间的过时效温度，并保持在该温度或
大约该温度下至少10秒并且优选地保持100秒与600秒的时间，以将碳从马氏体转移至奥氏
体而不形成碳化物。
对于组成包含0.15％至0.25％C、4.5％至5.5％Mn、1.4％至1.8％Si和0.2％至
0.35％Mo的钢而言，退火温度可以在780℃与950℃之间，并且淬火温度在130℃与180℃之
间。
在过时效之后，将板冷却至室温。使用该钢和该方法，可以获得这样的板：该板具
有大于1000MPa的屈服强度YS、大于1300MPa的拉伸强度TS、大于或等于10％的均匀延伸率
UE以及大于或等于13％的总延伸率TE，而在用光学显微镜观察时没有中心偏析。
作为实施例(Ex)和比较例(Comp)，制备了钢，所述钢的以重量％计的组成、转变点
和最佳淬火温度QTop在表1中给出。对于化学组成而言，仅给出了C、Si、Mn和Mo含量，剩余部
分为Fe和杂质。测量了Ac1值和Ac3值。使用Andrews和Koistinen Marburger关系计算了Ms值
和Mf值。
表1
制备了厚度为2.4mm的热轧板。在600℃下对板材进行分批退火5小时，随后酸洗，
随后冷轧，以得到厚度为1.2mm的冷轧板。通过改变淬火温度QT对三个冷轧钢板样品进行热
处理。
热处理条件和由热处理得到的机械性能记录在表2中。
表2
在该表2中，AT是退火温度，QT是淬火温度，PT是过时效温度，Pt是过时效时间，YS
是屈服强度，TS是拉伸强度，UE是均匀延伸率，TE是总延伸率，HER是扩孔率，α是通过弯曲试
验测量的折叠角，并且RA是显微组织中的残留奥氏体的量。作为延伸凸缘性的量度的扩孔
率是使用根据标准ISO 16630:2009的方法进行测量的。由于测量的方法之间的差异，根据
ISO标准的比率HER的值相对于根据JFS T 1001标准(日本钢铁联盟标准)的比率λ的值非常
不同，并且不能相比。折叠角是使用本领域技术人员已知的任何方法进行测量的。
可以看出，对于类似的QT温度，与不含钼的钢“comp”相比，使用根据本发明的钢，
可以同时获得高屈服强度、高拉伸强度、非常好的延伸率和显著更好的扩孔率。
实施例1和2与实施例3和4的比较表明：当高于钢的Ac3转变点的退火温度AT升高
时，奥氏体晶粒尺寸增大，这通常导致更好的延伸性能。
实施例4和5的比较表明：当淬火温度升高时，屈服强度减小，而拉伸强度增大，这
是由于在显微组织中的回火马氏体的含量较低。
实施例6的钢在低于Mf的淬火温度下淬火，这导致这样的组织：该组织含有过低的
残留奥氏体含量并且因此具有不令人满意的延伸性能。
实施例7和8的淬火温度在钢的钢点的Ms转变点与Mf转变点之间，但不会使得获得
含有至少10％的残余奥氏体的最终组织。特别地，实施例7的淬火温度过低，从而不能确保
残余奥氏体含量为至少10％。实施例8的淬火温度过高，因此当钢达到淬火温度时，马氏体
的量过低，从而在板保持在过时效温度时不能确保奥氏体的充分稳定化。因此，实施例6、7
和8的均匀延伸率和总延伸率不足。
此外，显微镜检查显示：在根据本发明的钢中，当用光学显微镜观察钢的显微组织
时，不存在中心偏析。这是可成形性得以改善的原因，原因在于中心偏析对使用性能是有害
的。
上述板未被涂覆。但是清楚的是，板可以通过任何方式(即，通过热浸镀、通过电
镀、通过诸如JVD或PVD等的真空镀)涂覆。当板被热浸镀时，所述涂覆可以是在发生合金化
或没有发生合金化的情况下被镀锌(镀锌扩散退火)处理。在这些情况下，必须考虑在将板
冷却至环境温度之前进行与热浸镀对应并且最终与合金化对应的热处理。本领域技术人员
知道如何进行热处理(例如通过试验)以使过时效温度和时间最佳化。在这种情况下，板的
至少一个面可以被涂覆，并且更具体地被金属涂覆。