一种用于制造在进一步加工过程中具有改进性能的高强度钢
带的方法以及这种钢带
[0001] 本
发明涉及一种用于制造在进一步加工过程中具有改进性能的超高强度钢带的方法，以及相应的钢带。
[0002] 特别地，本发明涉及由含锰TRIP(转变诱导塑性)和/或TWIP(孪生诱导塑性)钢制成的钢带的制造，该钢具有优异的冷可成形性和温可成形性，对氢致延迟裂纹形成(延迟断裂)、氢脆化和
焊接过程中液态金属脆化的增加的耐受性。
[0003] 欧洲
专利申请EP 2 383 353 A2公开了一种含锰钢、由这种钢制成的扁钢产品和制造这种扁钢产品的方法。该钢的
抗拉强度为900-1500MPa，断裂伸长率A80至少为4％。所描述的最高断裂伸长率A80为8％。此外，钢由以下元素组成(含量以重量百分比计并与钢熔体有关)：C：至0.5；Mn：4至12.0；Si：高达1.0；Al：高达3.0；Cr：0.1至4.0；
铜：高达4.0；Ni：高达2.0；N：高达0.05；P：高达0.05；S：高达0.01，其余为
铁和不可避免的杂质。可选地，提供来自“V，Nb，Ti”组的一种或多种元素，其中这些元素的含量之和至多等于0.5。针对Mn含量为5且Al含量为2时，总量为7。该扁钢产品的组织结构由30至100％
马氏体、回火马氏体或
贝氏体组成，其余为奥氏体。这种钢的特征在于它可以比含有高锰含量的钢更具成本效益的方式制造，同时具有高的断裂伸长率，并且与此相关的具有显著改善的可
变形性。由上述高强度含锰钢制造扁钢产品的方法包括以下工作步骤：-
熔化前述钢熔体，-制造用于随后
热轧的起始产品，其方式是钢熔体被
铸造成钢条(从所述钢条中分离出至少一
块板坯或薄板坯作为热轧的起始产品)或者铸造成铸造钢带作为起始产品提供给热轧工艺，-
热处理所述起始产品以使起始产品达到1150℃-1000℃的热轧起始
温度，-将所述起始产品热轧以形成厚度至多2.5mm的热轧带材，其中热轧终止于1050℃至800℃的热轧终点温度，-在卷取温度≤700℃时卷取热轧带材以形成线圈。可选地，热轧带材可以在250℃至950℃下
退火，随后
冷轧，然后在450℃至950℃下退火。此外，在扁钢产品的冷轧或热轧之后，给所述产品设置金属防
腐蚀涂层或
有机涂层。
[0004] 此外，德国公开文献DE 10 2012 013 113 A1已经描述了所谓的TRIP钢，其具有主要为铁素体的基本微观组织，其中具有可在变形期间转变成马氏体的残余奥氏体(TRIP效应)。钢带的锰含量为1.00至2.25重量％。将钢带在熔浴中涂覆并进行平整。由于其强烈的冷硬化，TRIP钢达到了均匀伸长率和抗拉强度的高值。TRIP钢尤其用于车辆的结构部件、底盘部件和碰撞相关部件，作为金属板坯以及作为焊接板坯。
[0005] 欧洲专利EP 1 067 203 B1公开了一种制造钢带的方法。在这种情况下，厚度为1.5mm至10mm的薄带至少由以下元素组成的钢熔体铸造(重量百分比含量)C：0.001至1.6；
Mn：6至30；Al：至6；P：至0.2；S：至0.5；N：至0.3，其余为铁和不可避免的杂质。薄带以在10％到60％之间的还原度被热轧，被
酸洗，以在10％到90％之间的还原度被冷轧，以及在800℃至850℃下再结晶退火1至2分钟。
[0006] 日本专利JP 3 317 303 B2公开了一种高强度钢带，其成分重量百分比如下：C：0.05-0.3；Si：<0.2，Mn：0.5-4.0；P：≤0.1；S：≤0.1；Ni：0-5.0；Al：0.1-2.0且N≤0.01。在这种情况下，满足以下等式：Si+Al＝0.5；Mn+1/3Ni≥1.0。微观组织含有≥5体积％的残余奥氏体。在
真空实验室炉中，熔化前述钢的熔体。通
过热锻，制造出厚度为25mm的试块。然后将其在电炉中加热至1250℃保持1小时。随后，在930℃至1150℃下进行热轧，以获得5mm的钢带厚度。针对卷取模拟，钢带立即冷却至500℃并在电炉中在该温度下退火1小时。
[0007] 由此出发，本发明的目的是提供一种制造超高强度钢带的方法，该钢带由含锰的TRIP和/或
TWIP钢组成，其强度在1100和2200MPa之间，其是有成本效益的并且其中钢带在进一步加工过程中具有改进的性能，特别是强度和成形性能的良好结合，对氢致延迟裂缝形成、对氢脆化和对液态金属脆化的增加的耐受性。此外，提供一种超高强度且成本有效的钢带，其在进一步加工过程中具有改进的性能。
[0008] 该目的通过具有
权利要求1特征的、用于特别是使用上述钢制造扁钢产品的方法和具有权利要求10特征的超高强度钢带来实现。本发明的有利扩展方案在
从属权利要求中描述。
[0009] 根据本发明，提出了一种用于制造超高强度钢带的方法，包括以下步骤：-熔化钢熔体，该钢熔体含有(以重量％计)：C：0.1至<0.3；Mn：4至<8；Al：>1至2.9；P：<0.05；S：<0.05；N：<0.02；其余为铁，包括不可避免的钢相关元素，其中经由
高炉-钢厂或
电弧炉工艺的工艺路线(每个都可选择真空处理熔体)可选地通过
合金化添加一种或多种下列元素(以重量％计)：Si：0.05至0.7；Cr：0.1至3；Mo：0.01至0.9；Ti：0.005至0.3；B：0.0005至0.01；-借助
水平或垂直的最终尺寸带材铸造工艺将钢熔体铸造成预制带材，或借助水平或垂直板坯或薄板坯铸造工艺将钢熔体铸造成板坯或薄板坯，-加热至1050℃至1250℃的
轧制温度或从铸造热中在线轧制，-在1050℃至800℃的最终轧制温度下，将所述预制带材或板坯或薄板坯热轧成厚度为12至0.8mm的热轧带材，-在高于200℃至800℃的温度下卷取热轧带材，-对热轧带材进行酸洗，-在连续或不连续的退火设备中对热轧带材进行退火，退火时间为1分钟至48小时，温度为540℃至840℃，-在室温或升高的温度下在一个或多个轧制道次中冷轧所述热轧带材，-可选择地对钢带进行
电解镀锌或热镀锌，提供了具成本效益制造的钢带，强度为1100至2200MPa，具有强度、伸长率和成形性能的良好结合，以及具有对延迟的裂纹形成、氢脆化和液态金属脆化的增加的耐受性，其在机械应
力下还具有TRIP和/或TWIP效应。
[0010] 预制带材的典型厚度范围为1mm至35mm，对于板坯和薄板坯，其厚度范围为35mm至450mm。优选地规定，将板坯或薄板坯热轧成厚度为12mm至0.8mm的热轧带材，或者将铸造成大约最终尺寸的预制带材热轧成厚度为8mm至0.8mm的热轧带材。根据本发明的冷轧钢带的厚度至多为3mm，优选为0.1至1.4mm。
[0011] 在根据本发明的上述方法的背景下，使用双辊最终尺寸铸造工艺制造的并且具有小于或等于3mm的厚度(优选地为1mm至3mm)的预制带材已被理解为热轧带材。这样作为热轧带材制造的预制带材由于两个辊子在相反方向上运行引入的变形而不具有100％的铸造结构。因此，在双辊铸造工艺中已经在线进行热轧，从而可以可选地取消单独的加热和热轧。
[0012] 热轧带材的冷轧可以在一个或多个轧制道次中在第一轧制道次之前在室温下或有利地在升高的温度下进行。
[0013] 在升高的温度下进行冷轧是有利的，以便减小轧制力并有助于形成变形孪晶(TWIP效应)。在第一轧制道次之前，轧制材料的有利温度为60℃至450℃。
[0014] 如果在多个轧制道次中进行冷轧，则有利的是在轧制道次之间将钢带中间加热或冷却至60℃至450℃的温度，因为在该区域中以特别有利的方式产生TWIP效应。根据轧制速度和变形程度，可以进行中间加热，例如，在非常低的变形程度和轧制速度下，以及还可以进行附加地冷却，由于快速轧制和高变形程度使材料加热。
[0015] 在室温下冷轧该热轧带材后，钢带应有利地在连续的退火设备中、特别是在连续式退火设备中退火，有利的是退火时间为1至15分钟，温度为720℃至840℃，以恢复足够的成形性能。可选地，可以借助不连续的退火设备在550℃至820℃的温度和30分钟至48小时的退火时间下进行退火。如果需要获得特定的材料特性，在升高的温度下轧制钢带的情况下也可以采用该退火过程。
[0016] 退火处理后，钢带有利地冷却至250℃至室温的温度，然后，如果需要，为了调节所需的机械性能，在时效处理过程中，再加热至300℃至450℃的温度，并在该温度下保持直至5分钟，然后冷却至室温。时效处理可以有利地在连续式退火设备中进行。
[0017] 如果需要，可以在冷轧后对钢带进行平整，从而调整最终应用所需的表面结构。可以例如通过 方法进行平整。
[0018] 在一个有利的改进方案中，以这种方式制造的钢带在电解镀锌或热镀锌之后或者代替电解镀锌或热镀锌而获得基于有机或无机的另外的涂层。它们可以是例如有机涂层、合成材料涂层或漆或其它无机涂层例如
氧化铁层。
[0019] 根据本发明制造的钢带既可以用作金属板、金属板区段或板坯，或者可以进一步加工成纵向或螺旋形缝焊管。
[0020] 此外，钢板或钢带以特别有利的方式适合于借助冷成形或半热成形进一步加工以形成部件，如在
汽车工业、
基础设施建设和工程领域中。
[0021] 在进一步加工过程中具有改进性能的钢带具有TRIP/TWIP效应，具有(以体积％计)由10至80％奥氏体、10至90％马氏体组成的微观组织，其余为具有合计份额不到20％的铁素体和贝氏体。在这种情况下，至少20％份额的马氏体作为退火的马氏体存在，并且可选地，>10％份额的奥氏体以退火或变形孪晶的形式存在。
[0022] 由于根据本发明的退火处理，钢带具有特别细的晶粒，其相组分的平均晶粒尺寸：
[0023] -奥氏体：小于500纳米
[0024] -马氏体、铁素体、贝氏体：小于650纳米。
[0025] 由于在室温或升高的温度下制造的冷轧带材的最终退火，奥氏体以亚稳态存在，并且可选地具有变形孪晶，因此在通过TRIP效应的机械力作用(如成形)时它会部分转变成马氏体。
[0026] 当施加机械
应力时，根据本发明的钢的奥氏体部分可以部分或完全转变成马氏体(TRIP效应)。
[0027] 当经受相应的机械应力时，根据本发明的合金在塑性变形期间也具有孪晶形成(TWIP效应)。由于TRIP和/或TWIP效应引起的强烈的冷硬化，钢在断裂伸长率特别是均匀伸长率和抗拉强度方面达到高值。
[0028] 然后可以通过在60℃至450℃下的半热成形以特别有利的方式成形根据本发明的钢，因为在这些温度下的奥氏体
稳定性至少部分地抑制奥氏体转变成马氏体(TRIP效应)，其中50至100％的起始奥氏体被保留并可选地部分转化为变形孪晶(TWIP效应)。变形孪晶可以在室温下转
化成马氏体，其中消耗进一步的
能量(TRIP效应，例如在发生碰撞时增加的能量吸收力)。与冷成形相比，在半热成形期间，保持直至部件失效的残余伸长显著增加。此外，针对不希望的由氢导致的影响(延迟裂纹形成、氢脆化)，在半热成形期间防止TRIP效应带来了相当大的改进。而且，半热成形有利地引起提高已成形材料的0.2％屈服点，从而例如可以有利地减小板厚度。
[0029] 根据本发明的方法可用于制造非常具有成本效益的具有合金概念的钢带，其中除了铁之外，仅需要
碳、锰和
铝元素。所需的退火处理可以有利地通过连续退火进行，这比间歇式退火更加经济得多。
[0030] 根据本发明方法制造的钢带有利地具有300至1550MPa的屈服点Rp0.2，1100至2200MPa的抗拉强度Rm和大于4至41％的断裂伸长率A80，其中高强度倾向于与较低的断裂伸长率相关联，反之亦然：
[0031] -超过1100至1200Mpa的Rm：Rm×A80≥25000直到45000MPa％
[0032] -超过1200至1400Mpa的Rm：Rm×A80≥20000直到42000MPa％
[0033] -超过1400至1800Mpa的Rm：Rm×A80≥10000直到40000MPa％
[0034] -超过1800Mpa的Rm：Rm×A80≥7200直到20000MPa％
[0035] 根据DIN 50 125，将试样体A80用于断裂伸长检测。
[0036] 通过根据本发明的合金的TRIP和/或TWIP效应的发生，有利地改善了伸长特性和韧性。
[0037] 根据本发明制造的钢带提供了强度、伸长率和变形性能的良好结合。此外，根据本发明的基于
合金元素C、Mn、Al的具有中等锰含量(中锰钢)的锰钢的制造是非常经济的。
[0038] 由于Al含量增加，与其他含有少量Al并具有中等锰含量的合金化锰钢相比，该钢具有较低的相对
密度。根据本发明的锰钢的特征还在于对延迟裂纹形成(延迟断裂)和对氢脆化和焊接过程中的液态金属脆化的增加的耐受性。
[0039] 在内容范围的定义中使用术语“至”，例如，0.01至1重量％，意味着还包括极限值——该例中的0.01和1。
[0040] 通常将合金元素添加到钢中以便以目标方式影响特定性能。合金元素从而可以影响不同钢的不同性质。作用和相互作用通常很大程度上取决于其他合金元素的存在、数量、以及材料中的溶解状态。相关性是变化和复杂的。在下文中将更详细地讨论合金元素在根据本发明的合金中的作用。下面将描述根据本发明使用的合金元素的积极效应：
[0041] 碳C：需要它来形成碳化物，稳定奥氏体并增加强度。较高的C含量会损害
焊接性能并导致伸长率和韧性的损害，因此确定最大含量小于0.3重量％。为了获得足够的材料强度，需要最少添加0.1重量％。
[0042] 锰Mn：稳定奥氏体，提高强度和韧性，并使得在根据本发明的合金中变形诱发的马氏体形成和/或孪晶形成成为可能。小于4重量％的含量不足以稳定奥氏体，从而损害伸长特性，而含量为8重量％及以上的奥氏体稳定性太高，因此强度性能(特别是0.2％的屈服点)被降低。对于具有中等锰含量的根据本发明的锰钢，优选4至<8重量％的范围。
[0043] 铝Al：大于1重量％的Al含量改善了强度和伸长特性，降低了相对密度并影响了根据本发明的合金的转化特性。Al的含量超过2.9重量％会损害伸长特性。较高的Al含量也显著损害连续铸造工艺中的铸造特性。这会在铸造时产生增加的花费。超过1重量％的Al含量延迟了根据本发明的合金中碳化物的沉淀。因此，确定最大含量为2.9重量％，最小含量为大于1重量％。
[0044] 此外，对于Mn和Al的总和，应保持大于6.5且小于10的最小含量(以重量％计)，以便能够确保所需的转化特性。Mn+Al的含量为10重量％及以上会损害可铸造性，从而降低产量并因此增加成本。在Mn+Al含量为6.5重量％或更低的情况下，不能确保足够的奥氏体稳定性来获得所需的转化特性。
[0045]
硅Si：可选地添加含量大于0.05重量％的Si会阻碍碳的扩散，降低相对密度并提高强度和伸长特性以及韧性。此外，通过合金化添加Si可以看到冷轧性的改善。超过0.7重量％的含量导致材料脆化并对可热轧性和可冷轧性以及可涂层性(如通过镀锌)产生负面影响。因此，确定最大含量为0.7重量％，最小含量为0.05重量％。
[0046] 铬Cr：可选地添加Cr可提高强度并降低腐蚀速率，延迟铁素体和珠光体的形成并形成碳化物。最大含量确定为3重量％，因为较高含量导致伸长特性受损。有功效的最小Cr含量确定为0.1重量％。
[0047] 钼Mo：可选地添加Mo作为碳化物形成剂，增加强度并增加对延迟裂纹形成和氢脆化的耐受性。超过0.9重量％的Mo含量会损害伸长特性，因此确定了足够功效所需的最大含量为0.9重量％和最小含量为0.01重量％。
[0048] 磷P：是来自铁
矿石的微量元素，并作为取代
原子溶解在铁晶格中。磷通过固溶强化提高硬度并改善淬透性。然而，通常尝试尽可能地降低磷含量，因为它尤其由于其低扩散速率而表现出强烈的熔析倾向并且大大降低了韧性水平。磷附着到
晶界可能在热轧过程中导致沿晶界的裂缝。此外，磷使从韧性变为脆性的转变温度增加了高达300℃。由于上述原因，磷含量限制为小于0.05重量％的值。
[0049] 硫S：像磷一样，在铁矿石中被束缚为微量元素。在钢中通常是不希望的，因为它表现出广泛熔析的倾向并且具有极大的脆化效应，由此损害了伸长特性和韧性。因此，试图在熔体中实现尽可能低的硫含量(例如通过深度
脱硫)。由于上述原因，硫含量限制为小于0.05重量％的值。
[0050] 氮N：同样是钢制造中的相关元素。在溶解状态下，它改善了含有大于或等于4重量％的Mn的较高锰含量的钢的强度和韧性。具有游离氮低于4重量％的较低Mn
合金钢倾向于具有强烈的老化效应。氮即使在低温下也会扩散到位错并阻塞位错。因此，它产生与韧性的快速丧失相关联的强度增加。以氮化物形式结合氮是可能的，例如通过合金化添加铝或
钛，其中特别是氮化铝对根据本发明的合金的成形性能具有负面影响。由于上述原因，氮含量限制为小于0.02重量％。
[0051] 钛Ti：作为碳化物形成剂以晶粒细化方式起作用，由此同时改善强度、韧性和伸长特性，并减少
晶间腐蚀。超过0.3重量％的Ti含量会损害伸长特性，因此确定最大Ti含量为0.3重量％。可选地，确定最小含量为0.005以结合氮并有利地沉淀Ti。
[0052]
硼B：延迟奥氏体转化，改善钢的热成形性能并提高
环境温度下的强度。即使合金含量很低，它也能达到效果。高于0.01重量％的含量极大地损害了伸长特性和韧性，因此最大含量确定为0.01重量％。可选地，确定最小含量为0.0005重量％以有利地利用硼的增加强度的效果。
[0053] 进行试验以研究根据本发明制造的并且由示例性合金1组成的钢带的机械性能。除了铁和熔化引起的杂质之外，合金1主要包含以下元素，其含量以重量％表示：
[0054]合金 C Mn Al Si
合金1 0.2 7.0 1.1 0.5
[0055] 为了比较的目的，将由上述合金1制成的钢带冷轧(即在室温下并因此低于50℃)，并且根据本发明在250℃下进行轧制。测得的轧制力如下：
[0056]
[0057] 累积轧制力应理解为各个道次轧制力的累加，以便获得对于力消耗量的可比较的度量。将轧制力标准化为带宽1000mm。变形度e定义为所研究的钢带的厚度变化Δd与所研究的钢带的初始厚度d0的商。轧制力的减少是计算出的、与冷轧时的轧制力相比、在250℃下的轧制力的降低。
[0058] 还测定了断裂伸长率A80：
[0059]
[0060] 伸长特性值表示轧制方向上的伸长率。很明显，屈服点有相当大的增加，而断裂伸长率保持不变。
