本發(fā)明涉及專利權(quán)利要求1的一種具有優(yōu)異加工性能的空氣可硬化的超高強(qiáng)度多相鋼。有利的擴(kuò)展方案涉及從屬權(quán)利要求2-22。

此外，本發(fā)明還涉及根據(jù)專利權(quán)利要求23-30的由這種鋼制備熱軋帶材和/或冷軋帶材的方法和其借助于空氣硬化和任選后續(xù)的退火所進(jìn)行的調(diào)質(zhì)，以及根據(jù)權(quán)利要求31-37的按該方法所制備的鋼帶。

本發(fā)明特別涉及用于制備構(gòu)件的在未調(diào)質(zhì)狀態(tài)下其抗拉強(qiáng)度至少為950mpa范圍的鋼，這類鋼具有改進(jìn)的可變形性(例如增加的孔擴(kuò)展和增加的彎曲角度)和改進(jìn)的焊接性能。

通過對這種鋼進(jìn)行本發(fā)明的調(diào)質(zhì)處理，例如通過空氣硬化和任選后續(xù)的退火可實(shí)現(xiàn)屈服點(diǎn)和抗拉強(qiáng)度的提高。

激烈競爭的汽車市場迫使制造商要在保留盡可能的舒適和保護(hù)乘客的情況下不斷尋找降低行駛消耗和co2-廢氣排放的解決辦法。在此，一方面所有汽車組件的減重起到?jīng)Q定性的作用，但另一方面在使用期間和在事故時(shí)的高的靜態(tài)和動(dòng)態(tài)應(yīng)力下該各個(gè)構(gòu)件的盡可能有利的性能也極為重要。

通過提供高強(qiáng)度至超高強(qiáng)度的鋼和減小鋼板厚度可降低汽車的重量，同時(shí)改進(jìn)在制造和運(yùn)行中的變形性能和構(gòu)件性能。

因此，高強(qiáng)度至超高強(qiáng)度的鋼在其強(qiáng)度和延展性、能量吸收方面以及在其加工如沖壓、熱變形和冷變形、在熱調(diào)質(zhì)(如空氣硬化、加壓硬化)、焊接和/或表面處理如金屬表面修飾、有機(jī)涂覆或上漆時(shí)均需滿足較高的要求。

因此，新研制的鋼除了通過減小鋼板厚度達(dá)到所要求的減重外，還必需在良好的加工性能如可變形性和可焊接性方面對屈服點(diǎn)、抗拉強(qiáng)度、硬化性能和斷裂伸長率提出越來越多的材料要求。

因此，為減小鋼板厚度，必需使用具有單相或多相結(jié)構(gòu)的高強(qiáng)度至超高強(qiáng)度的鋼，以確保該汽車構(gòu)件的足夠強(qiáng)度，并滿足在韌性、邊緣裂紋非敏感性、改進(jìn)的彎曲角度和彎曲半徑、能量吸收以及硬化能力和熱處理淬硬效應(yīng)方面的高的構(gòu)件要求。

還越來越要求以通常更好的可焊接性的形式，如在接觸點(diǎn)焊中的更大的可利用焊接區(qū)域的改進(jìn)的接合適宜性和在機(jī)械應(yīng)力下改進(jìn)的焊縫失效性能(斷裂圖)、以及足夠的抗延遲氫脆性(即無延遲斷裂)。在例如借助于高頻-感應(yīng)焊接法(hfi)制備管材時(shí)的超高強(qiáng)度鋼的焊接適宜性，也同樣適用。

孔擴(kuò)展能力是一種材料性能，其表明在近邊緣區(qū)域中變形操作如凸緣拉伸時(shí)該材料的抗裂紋引入和裂紋擴(kuò)展性。

該孔擴(kuò)展試驗(yàn)例如按iso16630標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行。隨后用沖頭擴(kuò)展預(yù)制的例如沖壓入鋼板中的孔。該測量值是在該孔邊緣處出現(xiàn)穿過該鋼板的第一裂紋時(shí)該孔直徑相對于起始直徑的變化。

改進(jìn)的邊緣裂紋非敏感性意指該鋼板邊緣的提高的變形能力，并可通過提高的孔擴(kuò)展能力表明。這種事實(shí)情況基于同義詞“低邊緣斷裂(lowedgecrack)”(lec)或“高孔擴(kuò)展(highholeexpansion)”(hhe)以及xpand?已知。

該彎曲角度表明一種材料性能，即其給出在用主要彎曲組件進(jìn)行變形操作(如折邊)時(shí)或在猛擊負(fù)載時(shí)該材料性能的結(jié)論。由此，放大的彎曲角度提高了乘客艙安全。該彎曲角度(α)的測定例如按vda238-100標(biāo)準(zhǔn)通過小板-彎曲試驗(yàn)進(jìn)行。

該上述性能對那些構(gòu)件是重要的，即其在調(diào)質(zhì)前例如要通過空氣硬化和任選的退火以變形成非常復(fù)雜的構(gòu)件。

改進(jìn)的可焊接性己知特別是通過降低的碳當(dāng)量來實(shí)現(xiàn)。對此列出同義詞如“亞包晶(unterperitektiscd)”(up)或己知的“低碳當(dāng)量(lowcarbonequivalent)”(lce)。在此，碳含量通常小于0.120重量%。此外，失效性能或焊縫的斷裂圖可通過加入微合金元素得以改進(jìn)。

高強(qiáng)度的構(gòu)件必需對氫具有足夠的抗材料脆化性。汽車制造用的先進(jìn)的高強(qiáng)度鋼(advancedhighstrengthsteels，ahss)對由制造引起的氫誘導(dǎo)脆性斷裂的抗性試驗(yàn)按sep1970標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行，并通過弓形架試樣(bügelprobe)和孔拉伸試樣測試。在汽車制造中越來越多地使用二階段鋼，其由鐵素體基礎(chǔ)結(jié)構(gòu)組成，其中嵌入馬氏體雙相。結(jié)果表明，在貧碳的微合金鋼情況下，另外的相如貝氏體和殘余奧氏體的含量例如對孔擴(kuò)展性能、彎曲性能和氫誘導(dǎo)脆性斷裂性能產(chǎn)生有利的作用。在此，該貝氏體可呈不同的外表形態(tài)存在，如上貝氏體和下貝氏體。

該雙相鋼的特定材料性能如在同時(shí)非常高的抗拉強(qiáng)度下的低的屈強(qiáng)比、強(qiáng)的冷作硬化和良好的可冷變形性己為所熟知，但在日益復(fù)雜的構(gòu)件幾何形狀下常常不再足夠。

通常越來越多地使用多相鋼群組。該多相鋼包括例如復(fù)合相鋼、鐵素體-貝氏體鋼、trip-鋼，以及前述的雙相鋼，其特征在于不同的結(jié)構(gòu)組成。

復(fù)合相鋼按en10346是一類鋼，其在鐵素體/貝氏體基礎(chǔ)結(jié)構(gòu)中含有少量馬氏體、殘余奧氏體和/或珠光體，其中通過延遲的再結(jié)晶或通過微合金元素的析出產(chǎn)生了很強(qiáng)的晶粒細(xì)化(kornfeinung)作用。

與雙相鋼相比，這類復(fù)合相鋼具有更高的屈服點(diǎn)、更大的屈強(qiáng)比、更小的冷作硬化和更高的孔擴(kuò)展能力。

鐵素體-貝氏體鋼按en10346是一類鋼，其在由鐵素體和/或硬化的鐵素體組成的基質(zhì)中含有貝氏體或硬化的貝氏體。該基質(zhì)的強(qiáng)度通過高的位錯(cuò)密度，通過晶粒細(xì)化和微合金元素的析出所導(dǎo)致。

雙相鋼按en10346是具有鐵素體基礎(chǔ)結(jié)構(gòu)的一類鋼，其中馬氏體第二相島狀嵌入，偶爾也具有貝氏體部分作為第二相。在高的抗拉強(qiáng)度時(shí)，雙相鋼顯示出低的屈強(qiáng)比和強(qiáng)的冷作硬化。

trip-鋼按en10346是具有主要地為鐵素體基礎(chǔ)結(jié)構(gòu)的一類鋼，其中嵌入貝氏體和殘余奧氏體，其在變形時(shí)可轉(zhuǎn)變成馬氏體(trip-效應(yīng))。由于其強(qiáng)的冷作硬化，該鋼實(shí)現(xiàn)了高的均勻伸長率和抗拉強(qiáng)度值。與熱處理淬硬效應(yīng)相結(jié)合可實(shí)現(xiàn)高的構(gòu)件強(qiáng)度。這種鋼不僅適于拉伸，還適于深沖壓。但在該材料變形時(shí)，需要更高的鋼板夾持力和壓制力。應(yīng)考慮到相對強(qiáng)的彈性回復(fù)。

具有單相結(jié)構(gòu)的高強(qiáng)度鋼包括例如貝氏體鋼和馬氏體鋼。

貝氏體鋼按en10346是一類鋼，其特征在于，在冷變形過程的足夠高的伸長率時(shí)的非常高的屈服點(diǎn)和抗拉強(qiáng)度。由于化學(xué)組成而具有良好的可焊接性。該結(jié)構(gòu)通常由貝氏體組成。在該結(jié)構(gòu)中，個(gè)別情況下可含少量的其它相如馬氏體和鐵素體。

馬氏體鋼按en10346是一類鋼，其通過熱機(jī)械軋制，在馬氏體基礎(chǔ)結(jié)構(gòu)中含有少量鐵素體和/或貝氏體。這類鋼品種的特征在于，其在冷變形過程的足夠高的伸長率時(shí)的非常高的屈服點(diǎn)和抗拉強(qiáng)度。在多相鋼的群組中，該馬氏體鋼具有最高的抗拉強(qiáng)度值。該深沖壓的適合性是受限的。該馬氏體鋼主要適于彎曲變形法如輥成形(rollformen)。

調(diào)質(zhì)鋼按en10083是一類鋼，其通過調(diào)質(zhì)(=硬化和退火)獲得高的抗拉強(qiáng)度和疲勞強(qiáng)度。如果在空氣中硬化時(shí)，冷卻導(dǎo)致貝氏體或馬氏體，則該方法稱為“空氣硬化”。經(jīng)硬化后發(fā)生的退火可有針對性地影響強(qiáng)度/韌性比。

應(yīng)用領(lǐng)域和制造方法

尤其是在結(jié)構(gòu)相關(guān)的構(gòu)件、底架(fahrwerk)相關(guān)的構(gòu)件和碰撞相關(guān)的構(gòu)件中使用高強(qiáng)度和超高強(qiáng)度的多相鋼作為鋼板坯、定制的坯件(經(jīng)焊接的板坯)以及作為撓性冷軋制帶材即所謂的trb^?或定制的帶材。

定制輥坯件輕量化-工藝(trb^?)可通過負(fù)載適配的鋼板厚度經(jīng)由構(gòu)件長度和/或鋼品種來實(shí)現(xiàn)明顯減重。

在連續(xù)的退火裝置中進(jìn)行特定熱處理用以設(shè)定所定義的結(jié)構(gòu)，在此例如通過較軟的組分如鐵素體或貝氏體鐵素體，該鋼獲得其低的屈服點(diǎn)，并通過其硬的組分如馬氏體或富碳貝氏體獲得其強(qiáng)度。

通常出于經(jīng)濟(jì)原因，高強(qiáng)度至超高強(qiáng)度的冷軋鋼帶在連續(xù)退火方法中經(jīng)再結(jié)晶而退火成可良好變形的薄鋼板。依據(jù)合金組成和帶材模截面，根據(jù)所要求的機(jī)械工藝性能及對此所需的結(jié)構(gòu)來設(shè)定工藝參數(shù)如通過速度、退火溫度和冷卻速度(冷卻梯度)。

為設(shè)定雙相結(jié)構(gòu)，將典型厚度介于1.50-4.00mm之間的經(jīng)酸洗的熱軋帶材或典型厚度為0.50-3.00mm的冷軋帶材在連續(xù)退火爐中加熱到這樣的溫度，以在再結(jié)晶和冷卻期間形成所要求的結(jié)構(gòu)。

在不同厚度下，從一種帶材向另一種帶材的轉(zhuǎn)變范圍中難以正好達(dá)到溫度恒定。在具有太小工藝窗口的合金組成情況下，連續(xù)退火時(shí)可導(dǎo)致例如該較薄的帶材太慢地行駛通過爐子，由此降低生產(chǎn)率，或該較厚的帶材太快地行駛通過爐子，且不能實(shí)現(xiàn)為達(dá)希望的結(jié)構(gòu)所需的退火溫度和冷卻梯度。結(jié)果是增多廢品和高的故障(fehlleistung)成本。

擴(kuò)展的工藝窗口是必需的，以此，在相同的工藝參數(shù)情況下即使在該待退火的帶材的較大的橫截面變化情況下，所需的帶材性能也是可能的。

如果最優(yōu)化負(fù)載的構(gòu)件應(yīng)由熱軋帶材或冷軋帶材制備，其沿帶材長度和帶材寬度(例如通過撓性軋制)具有變化的帶材厚度，則在退火處理時(shí)，非常窄的工藝窗口問題將變得特別嚴(yán)重。

具有多相結(jié)構(gòu)的trb^?的制備通過現(xiàn)今已知的合金，和可供變化大的帶材厚度的連續(xù)退火裝置，然而需額外花費(fèi)，如冷軋制前的額外的熱處理(熱軋帶材軟化退火)是可行的。在不同的帶材厚度范圍內(nèi)，即在存在不同的冷軋程度下，由于在可用的合金特定的窄的工藝窗口情況下所出現(xiàn)的溫度差別，在冷軋制的以及在熱軋制的鋼帶中不能設(shè)定勻質(zhì)的多相結(jié)構(gòu)。

例如在de10037867a1中描述了一種沿帶材長度具有不同厚度的鋼帶的制備方法。

如果由于高的防腐蝕要求，該熱軋帶材或冷軋帶材的表面應(yīng)進(jìn)行熱浸鍍，則該退火處理通常在前置于熱浸池的連續(xù)退火爐中進(jìn)行。

在熱軋帶材情況下，有時(shí)按照合金方案，所需的結(jié)構(gòu)在該連續(xù)退火爐中進(jìn)行退火處理時(shí)才設(shè)定，以實(shí)現(xiàn)該所需的機(jī)械性能。

因此，決定性的工藝參數(shù)是在連續(xù)退火時(shí)設(shè)定該退火溫度和速度如冷卻速度(冷卻梯度)，因?yàn)橄嘧円暅囟群蜁r(shí)間而定。在連續(xù)退火時(shí)的溫度變化過程和時(shí)間變化過程的改變下，該鋼在涉及機(jī)械性能的均勻性方面越不敏感，則工藝窗口就越大。

在不同厚度的熱軋鋼帶或冷軋鋼帶的連續(xù)退火中，對雙相鋼采用例如由公開文件ep2028282a1、wo2013/113304a2或ep2031081a1已知的合金方案存在問題，即用這些合金組成盡管滿足了所需的機(jī)械性能，但對該退火參數(shù)僅存在窄的工藝窗口，以便在橫截面突變?nèi)缭趯挾茸兓蚝穸茸兓瘯r(shí)，在不調(diào)整工藝參數(shù)的情況下可設(shè)定沿帶材長度的均勻機(jī)械性能。

在應(yīng)用己知的合金方案時(shí)，由于窄的工藝窗口，在不同厚度的帶材的連續(xù)退火中已難以在整個(gè)帶材長度和帶材寬度上實(shí)現(xiàn)均勻的機(jī)械性能。

在由已知的鋼合金組成的撓性軋制的冷軋帶材情況下，由于太小的工藝窗口，具有較小帶材厚度的區(qū)域基于冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)化過程由于太多的馬氏體含量而具有太高的強(qiáng)度，或具有較大帶材厚度的區(qū)域由于太少的馬氏體含量而實(shí)現(xiàn)太低的強(qiáng)度。在連續(xù)退火中采用已知的合金方案，實(shí)踐時(shí)不能在帶材長度或帶材寬度上實(shí)現(xiàn)均勻的機(jī)械-工藝性能。

最優(yōu)先的目的是通過受控設(shè)定該結(jié)構(gòu)成分的體積含量來實(shí)現(xiàn)在帶材寬度和帶材長度的窄區(qū)域中所得的機(jī)械-工藝性能，并且僅通過擴(kuò)大的工藝窗口才是可能的。己知的合金方案的特征在于太窄的工藝窗口，因此不適于解決現(xiàn)存在的特別是在撓性軋制帶材中的問題。采用已知的合金方案，目前僅可制造具有所定義的橫截面范圍(帶材厚度和帶材寬度)的強(qiáng)度等級的鋼，以致對于不同的強(qiáng)度等級和/或橫截面范圍，則需要改變合金方案。

在煉鋼中出現(xiàn)了一種降低碳當(dāng)量的趨勢，以實(shí)現(xiàn)改進(jìn)的冷加工(冷軋制、冷變形)以及更好的使用性能。

然而尤其是由碳當(dāng)量表征的焊接適宜性也是一個(gè)重要的評價(jià)參數(shù)。

例如在下列的碳當(dāng)量中考慮有代表性的標(biāo)準(zhǔn)元素，如碳和錳以及鉻或鉬和釩(含量以重量%表示)：

?cev(iiw)=c+mn/6+(cu+ni)/15+(cr+mo+v)/5

?cet=c+(mn+mo)/10+(cr+cu)/20+ni/40

?pcm=c+(mn+cu+cr)/20+ni/60+mo/15+v/10+5b

在計(jì)算碳當(dāng)量時(shí)，硅僅起次要作用。涉及本發(fā)明時(shí)其有決定性的意義。由于較低的碳以及錳的含量引起的碳當(dāng)量下降應(yīng)通過增加硅-含量來補(bǔ)償。因此，在相同強(qiáng)度下，改進(jìn)了邊緣裂紋非敏感性以及焊接適宜性。

在起始狀態(tài)下超過950mpa的強(qiáng)度范圍內(nèi)的低的屈強(qiáng)比(re/rm)對于雙相鋼是典型的，并在拉伸過程和深沖壓過程中尤其有助于可變形性。對設(shè)計(jì)人員而言，是給出在準(zhǔn)靜態(tài)應(yīng)力下關(guān)于起始的塑性變形和材料失效之間的間隔的信息。所以，較低的屈強(qiáng)比表示離構(gòu)件失效有較大的安全間隔。

如對于復(fù)合相鋼典型的較高的屈強(qiáng)比(re/rm)的特征也在于針對邊緣裂紋的高阻力。這可歸因于各個(gè)結(jié)構(gòu)成分在強(qiáng)度和硬度上的較小的差別和更細(xì)化的結(jié)構(gòu)，這有利于在截面邊緣區(qū)域中的均勻成形。

關(guān)于屈服點(diǎn)，在標(biāo)準(zhǔn)中存在重疊區(qū)域，如也在屈強(qiáng)比(re/rm)的情況中，其中歸入復(fù)合相鋼和歸入雙相鋼均是可能的，并且導(dǎo)致改進(jìn)的材料性能。

為實(shí)現(xiàn)具有950mpa最小強(qiáng)度的多相鋼的分析圖是極其多樣的，并在強(qiáng)度提高的元素碳、硅、錳、磷、氮、鋁以及鉻和/或鉬的情況中以及在加入微合金如鈦、鈮、釩和硼時(shí)顯示出非常大的合金范圍。

在該強(qiáng)度范圍內(nèi)的測量譜是寬的，并且對規(guī)定進(jìn)行連續(xù)退火的帶材，其位于約0.50至約4.00mm的厚度范圍內(nèi)。作為原材料可使用熱軋帶材、經(jīng)冷精軋的熱軋帶材和冷軋帶材。主要使用直到約1600mm寬度的帶材，但也可使用通過帶材的縱向劃分所形成的分隔式帶材規(guī)格(spaltbandabmessungen)。鋼板或薄板通過帶材的橫向劃分制成。

例如由文件ep1807544b1、wo2011/000351和ep2227574b1已知的呈熱軋或冷軋形式的最小抗拉強(qiáng)度為800mpa(lh?800)或900mpa(lh?900)可空氣硬化的鋼品種的特征特別在于其在軟狀態(tài)下的非常良好的可變形性(深沖壓性能)和其在熱處理(調(diào)質(zhì))后的高強(qiáng)度。

在硬化時(shí)，該鋼的結(jié)構(gòu)通過加熱轉(zhuǎn)化為奧氏體區(qū)域，優(yōu)選在保護(hù)氣氛下加熱到高于950℃的溫度。接著在空氣中或保護(hù)氣體中冷卻時(shí)，形成高強(qiáng)度構(gòu)件的馬氏體結(jié)構(gòu)組織。

接著的退火可在硬化的構(gòu)件中消除內(nèi)應(yīng)力。同時(shí)降低構(gòu)件的硬度，以便實(shí)現(xiàn)所需的韌性值。

因此，本發(fā)明的目的在于提供一種成本有利的新型合金方案，其適于可空氣硬化的超高強(qiáng)度的多相鋼，該多相鋼具有優(yōu)異的加工性能和具有在未經(jīng)調(diào)質(zhì)狀態(tài)下縱向于軋制方向和橫向于軋制方向的950mpa的最小抗拉強(qiáng)度，優(yōu)選具有雙相結(jié)構(gòu)，由此加寬了熱軋帶材或冷軋帶材的連續(xù)退火的工藝窗口，以便除具有不同橫截面的帶材外，還可生產(chǎn)在帶材長度和任選帶材寬度上具有變化厚度，和由此相應(yīng)變化的冷軋度的鋼帶，其具有盡可能均勻的機(jī)械-工藝性能。

此外，還應(yīng)確保該鋼的熱浸鍍和提供一種由這種鋼制備帶材的方法。

還應(yīng)確保足夠的變形能力、hfi-可焊接性、優(yōu)異的一般可焊接性以及熱浸穩(wěn)定性和退火穩(wěn)定性。

按本發(fā)明的教導(dǎo)，該目的是通過具有下列化學(xué)組成(用重量%表示)的鋼實(shí)現(xiàn)的：

c≥0.075至≤0.115

si≥0.400至≤0.500

mn≥1.900至≤2.350

cr≥0.200至≤0.500

al≥0.005至≤0.060

n≥0.0020至≤0.0120

s≤0.0030

nb≥0.005至≤0.060

ti≥0.005至≤0.060

b≥0.0005至≤0.0030

mo≥0.200至≤0.300

ca≥0.0005至≤0.0060

cu≤0.050

ni≤0.050

其余為鐵，并包括通常鋼所伴生的由熔煉所致的雜質(zhì)，其中鑒于在由這種鋼制成的熱軋帶材或冷軋帶材的連續(xù)退火時(shí)的盡可能寬的工藝窗口，依據(jù)所生產(chǎn)的帶材厚度，mn+si+cr的總含量按如下設(shè)定：

直至1.00mm：mn+si+cr總和≥2.800且≤3.000%

超過1.00至2.00mm：mn+si+cr總和≥2.850且≤3.100%

超過2.00mm：mn+si+cr總和≥2.900且≤3.200%

通過在方法權(quán)利要求24和25中所述的對由具有達(dá)0.500%高的硅含量的本發(fā)明的鋼制成的鋼帶進(jìn)行熱浸鍍(例如熱鍍鋅)的可能性，可略去加釩來確保退火穩(wěn)定性。

按本發(fā)明，該結(jié)構(gòu)由主相即鐵素體和馬氏體和對該鋼的改進(jìn)的機(jī)械性能起決定作用的副相貝氏體組成。

本發(fā)明鋼的特征在于低的碳當(dāng)量，在碳當(dāng)量cev(iiw)的情況下，依鋼板厚度將加入量限制在最大0.66%，由此可實(shí)現(xiàn)優(yōu)異的可焊接性和下面所述的其它的特定性能。在直至1.00mm的鋼板厚度下，cev(iiw)-值最大為0.62%、在直至2.00mm的鋼板厚度下，cev(iiw)-值最大為0.64%和在2.00mm以上，cev(iiw)-值最大為0.66%均證實(shí)是有利的。

借助于其化學(xué)組成可以在寬的熱軋參數(shù)譜內(nèi)制備本發(fā)明的鋼，例如使用高于貝氏體起點(diǎn)溫度的卷軸溫度(方案a)。此外，通過有針對性的工藝控制可設(shè)定結(jié)構(gòu)，其允許隨后冷軋本發(fā)明的鋼而無需預(yù)先的軟退火，其中可使用每冷軋行程介于10至40%之間的冷軋度。

本發(fā)明的鋼非常適合用作熱浸鍍的原材料，并且與已知的鋼相比，通過按本發(fā)明依據(jù)待生產(chǎn)的帶材厚度加入的mn、si和cr的總和量而具有明顯增大的工藝窗口。

在試驗(yàn)時(shí)已意料之外地表明，如果依據(jù)鋼板厚度設(shè)定mn+si+cr的總含量，則可保持具有所需機(jī)械性能的寬的工藝窗口。

在具有雙相結(jié)構(gòu)或多相結(jié)構(gòu)的冷軋帶材和熱軋帶材的連續(xù)退火時(shí)，由此導(dǎo)致提高的工藝安全性。因此，對連續(xù)退火的冷軋帶材和熱軋帶材，也可在不同的橫截面和其它相同的工藝參數(shù)情況下，設(shè)定該帶材中的更均勻的機(jī)械-工藝性能。

這適用于具有不同帶材橫截面的相繼帶材的連續(xù)退火，如也適用于在帶材長度或帶材寬度上具有不同帶材厚度的帶材。例如由此可以在所選定的厚度范圍內(nèi)進(jìn)行加工(如低于1.00mm的帶材厚度、1.00mm至2.00mm的帶材厚度和超過2.00mm的帶材厚度)。

如果按本發(fā)明在連續(xù)退火方法中產(chǎn)生由具有變化帶材厚度的多相鋼制成的較高強(qiáng)度的熱軋帶材或冷軋帶材，則由此可有利地制備負(fù)載最優(yōu)化的構(gòu)件。

本發(fā)明的鋼帶可在光軋狀態(tài)和未光軋狀態(tài)、在拉伸彎曲取向狀態(tài)和非拉伸彎曲取向狀態(tài)和還在經(jīng)熱處理的(過老化)狀態(tài)下，借助于熱鍍鋅作業(yè)線或純粹的連續(xù)退火裝置作為冷軋帶材和熱軋帶材以及作為經(jīng)冷精軋的熱軋帶材產(chǎn)生。

借助于本發(fā)明的合金組成，通過ac1和ac3之間的臨界間(interkritische)退火或在具有最終受控冷卻的經(jīng)ac3的奧氏體化退火時(shí)可產(chǎn)生鋼帶，該退火導(dǎo)致雙相結(jié)構(gòu)或多相結(jié)構(gòu)。

約700-950℃的退火溫度表明是有利的。依據(jù)整個(gè)過程(僅連續(xù)退火或額外的熱浸鍍)存在有不同的熱處理方法。

在無隨后的熱浸鍍的連續(xù)退火裝置情況下，該帶材從退火溫度開始，以

約15-100℃/s的冷卻速度冷卻到約160-250℃的中間溫度。任選可預(yù)先以約15-100℃/s的冷卻速度冷卻到300-500℃的在前的中間溫度。最后以約2-30℃/s的冷卻速度冷卻直至室溫(參閱方法1，圖6a)。

在熱浸鍍范圍內(nèi)的熱處理中有兩種溫度引導(dǎo)的可能性。如上所述，在進(jìn)入熔池前保持冷卻，并且在從熔池出來后才繼續(xù)冷卻直到達(dá)約200-250℃的中間溫度。依據(jù)熔池溫度，在此熔池中的保持溫度為約400-470℃。再以約2-30℃/s的冷卻速度冷卻直至室溫(參閱方法2，圖6b)。

在熱浸鍍時(shí)的溫度引導(dǎo)的第二方案包含在約200-350℃的中間溫度下保持溫度約1-20s，和隨后再次加熱到熱浸鍍所需的約400-470℃的溫度。經(jīng)表面修飾后，該帶材再冷卻到約200-250℃。再以約2-30℃/s的冷卻速度冷卻至室溫(參閱方法3，圖6c)。

在已知的雙相鋼的情況下，除碳外，還有錳、鉻和硅也對由奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變起作用。正是以所給定的限值加入合金元素碳、硅、錳、氮、鉬和鉻以及鈮、鈦和硼的本發(fā)明的組合，一方面確保了所需的機(jī)械性能如950mpa的最小抗拉強(qiáng)度，同時(shí)具有在連續(xù)退火時(shí)的明顯變寬的工藝窗口。

也是表示材料特征的是，通過加入增加的重量%的錳，在冷卻時(shí)使該鐵素體區(qū)向更長的時(shí)間和更低的溫度偏移。在此，通過增加的貝氏體的含量，該鐵素體的含量按工藝參數(shù)或多或少地明顯降低。

通過設(shè)定≤0.115重量%的低碳含量可降低該碳當(dāng)量，由此改進(jìn)了焊接適宜性和避免在焊接時(shí)過高的硬化。在接觸點(diǎn)焊時(shí)可此外明顯延長電極的使用壽命。

下面將詳述在本發(fā)明合金中的各元素的作用。伴生元素是不可避免的，如需要，就其作用而言在分析方案中被考慮。

伴生元素是在鐵礦石中已存在，或由制備所致引入鋼中的元素。由于這些伴生元素的主要的不利影響，通常是不希望的。要盡力將其去除直到可容許的含量或?qū)⑵滢D(zhuǎn)變成較無害的形態(tài)。

氫(h)可作為唯一元素通過鐵晶格擴(kuò)散而不產(chǎn)生晶格過大張力。這導(dǎo)致氫在鐵晶格中是相對移動(dòng)的，并在該鋼加工期間可較易吸納。在此，氫僅可以原子(離子)形式納入鐵晶格中。

氫起到強(qiáng)的脆化作用，并優(yōu)選擴(kuò)散到能量上有利的位點(diǎn)(缺陷、晶界等)。在此，缺陷起氫陷阱(wasserstofffallen)的作用，并且氫在材料中的停留時(shí)間可顯著增加。

通過再結(jié)合成分子氫可產(chǎn)生冷裂紋。這種行為在氫脆或在氫誘導(dǎo)的應(yīng)力裂紋侵蝕時(shí)發(fā)生。還在無外部應(yīng)力下出現(xiàn)的延遲裂紋即所謂的延遲裂縫情況下，氫常被認(rèn)為是觸發(fā)原因。因此，在該鋼中的氫含量應(yīng)盡可能低。

在本發(fā)明鋼的情況下，特別是通過其擴(kuò)展的工藝窗口實(shí)現(xiàn)的更均勻的結(jié)構(gòu)此外降低了對氫脆的易感性。

氧(o)：在熔融狀態(tài)下該鋼對氣體有較高的吸收能力。但在室溫下氧僅以非常少的量可溶。與氫類似，氧僅以原子形式擴(kuò)散進(jìn)材料中。由于強(qiáng)脆化作用以及對耐老化性的不利影響，在制備時(shí)盡可能力求降低氧含量。

為減少氧，一方面存在工藝技術(shù)方法如真空處理，另一方面存在分析方法。通過加入某些合金元素可使氧轉(zhuǎn)變成較不危險(xiǎn)的狀態(tài)。因此，在鋼的脫氧過程中，氧與錳、硅和/或鋁的結(jié)合(abbinden)通常是常發(fā)生的。但由此形成的氧化物作為材料中的缺陷可引起不利的性能。

由于前述原因，因此在鋼中的氧含量應(yīng)盡可能低。

磷(p)是一種源自鐵礦石的痕量元素，并作為取代原子溶于鐵晶格中。磷通過混合晶體硬化提高硬度和改進(jìn)可硬化性。但通常力求盡可能降低磷含量，因?yàn)榱滋貏e是通過其在凝固性介質(zhì)中的低溶解度強(qiáng)烈傾向于熔析作用，并以很大程度降低韌性。通過磷在晶界上的沉積發(fā)生晶界斷裂。此外，磷還將從韌性特性到脆性特性的轉(zhuǎn)變溫度提高到直至300℃。在熱軋制時(shí)，在晶界處的近表面的氧化磷可導(dǎo)致斷裂開。

但在一些鋼中，由于磷的低成本和高的強(qiáng)度提升，所以磷以小量(＜0.1重量%)作為微合金元素例如用于較高強(qiáng)度的if-鋼(無間隙原子鋼)、熱處理淬硬鋼中或在雙相鋼的一些合金方案中。本發(fā)明鋼與已知的使用磷作為混合晶體組分的分析方案的區(qū)別尤其在于，不加入合金元素磷而是盡可能低地設(shè)定。

基于前述原因，在本發(fā)明的鋼中，該磷含量限制為在煉鋼時(shí)不可避免的量。

硫(s)與磷一樣以痕量元素結(jié)合在鐵礦石中。硫在鋼中是不希望的(除自動(dòng)生產(chǎn)用鋼外)，因?yàn)槠鋸?qiáng)烈傾向于熔析作用，并起強(qiáng)的脆化作用。因此力求在熔體中例如通過真空處理實(shí)現(xiàn)盡可能低的硫含量。此外，該所存在的硫通過加入錳轉(zhuǎn)變?yōu)檩^不危險(xiǎn)的化合物硫化錳(mns)。在軋制過程中，硫化錳常呈條狀軋出，并對轉(zhuǎn)變起晶核位點(diǎn)(keimstellen)作用。這尤其在擴(kuò)散受控的轉(zhuǎn)變時(shí)導(dǎo)致條狀明顯的結(jié)構(gòu)，并可在很明顯的條狀組織(zeiligkeit)情況下導(dǎo)致惡化的機(jī)械性能(如明顯的馬氏體條狀組織替代分散的馬氏體島狀組織、各向異性的材料特性、減小的斷裂伸長率)。

基于前述原因，在本發(fā)明的鋼中，該硫含量限制為≤0.0030重量%，優(yōu)選為≤0.0025重量%，或最佳為≤0.0020重量%或限制到在煉鋼時(shí)不可避免的量。

合金元素通常被加入鋼中，用以有針對性地影響某些性能。在此，合金元素可在各種鋼中影響不同的性能。該作用通常強(qiáng)烈依賴于在材料中的量和溶解狀態(tài)。

因此，該關(guān)聯(lián)性一定是多方面的和復(fù)雜的。下面詳細(xì)論述這些合金元素的作用。

碳(c)在鋼中被認(rèn)為是最重要的合金元素。通過其有針對性地引入直至2.06重量%，鐵才變成鋼。在煉鋼時(shí)碳含量常劇烈降低。在連續(xù)熱浸鍍的雙相鋼的情況下，其按en10346或vda239-100的含量最大為0.230重量%，未規(guī)定最低值。

碳由于其較小的原子半徑，其間隙地溶于鐵晶格中。在此，α-鐵中的溶解度最大為0.02%，在γ-鐵中最大為2.06%。碳以溶解的形狀顯著提高了可硬化性，由此這對形成足夠量的馬氏體是絕對必要的。但太高的碳含量增大了鐵素體和馬氏體之間的硬度差別，并限制了可焊接性。

為滿足例如對高的孔擴(kuò)展性和彎曲角度的要求，本發(fā)明鋼的碳含量小于等于0.115重量%。

通過碳在各相中的不同溶解度，在相轉(zhuǎn)變時(shí)明顯的擴(kuò)散過程是必要的，其可導(dǎo)致非常不同的動(dòng)力學(xué)條件。此外，碳提高了奧氏體的熱力學(xué)穩(wěn)定性，其在相圖中以奧氏體區(qū)向更低溫度擴(kuò)展示出。隨馬氏體中增加的強(qiáng)制溶解的碳含量增加了點(diǎn)陣變形，并與此相關(guān)提高了無擴(kuò)散形成的相的強(qiáng)度。

此外，碳形成碳化物。幾乎存在于所有鋼中的結(jié)構(gòu)相均是滲碳體(fe3c)。但也可與其它金屬如鉻、鈦、鈮、釩形成明顯更硬的特種碳化物。在此，不僅該析出物的種類而且析出物的分布和大小對所得的強(qiáng)度提高均有決定性意義。為了確保一方面足夠的強(qiáng)度和另一方面良好的可焊接性、改進(jìn)的孔擴(kuò)展性、改進(jìn)的彎曲角度和足夠的抗氫誘導(dǎo)的裂紋形成(即無延遲裂縫)，因此最小的c-含量確定為0.075重量%和最大的c-含量確定為0.115重量%，具有橫截面依賴性的微分(differenzierung)的含量是有利的，如：

材料厚度低于1.00mm(c≤0.100重量%)

材料厚度介于1.00-2.00mm之間(c≤0.105重量%)

材料厚度高于2.00mm(c≤0.115重量%)。

硅(si)在澆注時(shí)結(jié)合氧，并因此在鋼的脫氧過程中用于脫氧(beruhigung)。熔析系數(shù)明顯小于例如錳的熔析系數(shù)(與0.87相比為0.16)對以后的鋼性能是重要的。熔析通常導(dǎo)致結(jié)構(gòu)成分的條狀排列，這惡化了變形性能如孔擴(kuò)展性和可彎曲性。

硅的加入在材料特性方面引起強(qiáng)的混合晶體硬化。加入0.1%的硅估計(jì)使抗拉強(qiáng)度提高約10mpa，其中在加入直至2.2%硅時(shí)，伸長率僅有微小的惡化。這曾對不同的鋼板厚度和退火溫度作過研究。硅由0.2%增到0.5%，引起在屈服點(diǎn)的強(qiáng)度增加約20mpa，并在抗拉強(qiáng)度上增加約70mpa。在此，斷裂伸長率減小約2%。該斷裂伸長率減小的原因特別是在于，硅降低了碳在鐵素體中的溶解度，并提高了碳在鐵素體中的活性，因此阻止碳化物的形成，該碳化物作為脆性相降低了延展性，這又改進(jìn)了可變形性。通過在本發(fā)明鋼的跨度內(nèi)硅的小的提高強(qiáng)度的作用為寬的工藝窗口提供了基礎(chǔ)。

另一重要的效應(yīng)是，硅將鐵素體的形成向更短的時(shí)間和溫度偏移，因此在驟冷前可形成足夠的鐵素體。由此，在熱軋時(shí)為改進(jìn)的可冷軋性提供基礎(chǔ)。在熱浸鍍時(shí)，通過加速的鐵素體形成使奧氏體富集碳，并因此使其穩(wěn)定。因?yàn)楣枳柚固蓟镄纬桑允乖搳W氏體額外地得以穩(wěn)定。因此在加速冷卻時(shí)可抑制貝氏體形成，而有利于馬氏體。

在本發(fā)明的跨度內(nèi)加入硅導(dǎo)致了下述的另外的出乎意料的效應(yīng)。上述的碳化物形成的延遲例如也可通過鋁引起。但鋁形成穩(wěn)定的氮化物，以致無足夠的氮供形成微合金元素的碳氮化物。通過含硅合金就不存在該問題，因?yàn)楣杓炔恍纬商蓟镆膊恍纬傻铩Ｒ虼斯鑼τ晌⒑辖鸬奈龀鲂纬砷g接產(chǎn)生有利的作用，這對該材料的強(qiáng)度又產(chǎn)生有利的作用。因?yàn)橥ㄟ^硅提高轉(zhuǎn)變溫度傾向于對晶粒粗化有利，所以含鈮、鈦和硼的微合金是特別合適的，有針對性地設(shè)定本發(fā)明鋼中的氮含量也是一樣。

在熱軋制時(shí)已知，在較高硅合金鋼中應(yīng)出現(xiàn)紅色強(qiáng)粘性氧化皮的形成，和增加危險(xiǎn)的氧化皮輥入，這可對隨后的酸洗結(jié)果和酸洗生產(chǎn)率產(chǎn)生影響。如果有利地用鹽酸代替用硫酸進(jìn)行酸洗，則在本發(fā)明的含0.400-0.500%硅的鋼中未能發(fā)現(xiàn)該影響。

關(guān)于含硅鋼的可鍍鋅性，特別在de19610675c1中提到，含至最多0.800重量%硅或至最多2.000重量%硅的鋼，由于該鋼表面用液態(tài)鋅的非常差的可潤濕性，所以是不可熱鍍鋅的。

除冷軋成的帶材的再結(jié)晶外，在連續(xù)熱浸涂覆裝置中的退火處理時(shí)，氣氛條件引起氧化鐵的還原，例如在冷軋制中或由于在室溫下的貯存可在表面上形成氧化鐵。但對親氧合金成分如硅、錳、鉻、硼，該氣氛是氧化性的，結(jié)果可發(fā)生這些元素的偏析和選擇性氧化。該選擇性氧化可在外部即在基材表面上發(fā)生，也可在內(nèi)部即該金屬基質(zhì)內(nèi)發(fā)生。

已知，特別地在退火時(shí)硅在表面上擴(kuò)散，并單獨(dú)或與錳一起在鋼表面上形成氧化物。這種氧化物可抑制基材和熔融金屬之間的接觸，并阻止或明顯惡化潤濕反應(yīng)。由此可出現(xiàn)未鍍鋅部位，即所謂的“裸斑”，或甚至出現(xiàn)無涂層的大面積區(qū)域。此外，由于惡化的潤濕反應(yīng)并造成不充分的阻擋層形成，降低了該鋅層或鋅合金層在鋼基材上的粘附。該上述機(jī)理也可適用經(jīng)酸洗的熱帶材或經(jīng)冷精軋的熱帶材的情況。

與這種一般的專業(yè)知識相反，在試驗(yàn)的范圍內(nèi)意外之外地發(fā)現(xiàn)，在再結(jié)晶退火時(shí)或在通過熱浸池時(shí)，僅通過合適的爐操作模式可實(shí)現(xiàn)該鋼帶良好的熱浸鍍和涂覆層的良好的附著。

對此，首先要確保，通過化學(xué)-機(jī)械的或熱-液壓動(dòng)力的預(yù)凈化以使帶材表面不含氧化皮殘余物、酸洗油或軋制油或其它污物顆粒。為阻止氧化硅接觸帶材表面，要進(jìn)一步采取方法，以促進(jìn)該合金元素在材料表面以下的內(nèi)部氧化。在此依據(jù)裝置構(gòu)型可采取不同的措施。

在一種裝置構(gòu)型情況中，即退火工藝步驟僅在鋼管爐(輻射管爐(radianttubefurnace)：rtf)中進(jìn)行(見圖6c中的方法3)，合金元素的內(nèi)部氧化可通過設(shè)定該爐氣氛(n2-h2-保護(hù)氣氛)中的氧分壓被有針對性地影響。在此，設(shè)定的氧分壓必需滿足下列方程，其中爐溫介于700-950℃之間。

-12＞logpo2≥-5*si^-0.25-3*mn^-0.5-0.1*cr^-0.5-7*(-lnb)^0.5

其中，si、mn、cr、b是指以重量%表示的鋼中相應(yīng)的合金含量，po2是指以mbar表示的氧分壓。

在一種裝置構(gòu)型情況中，在其中該爐區(qū)由直接點(diǎn)火爐(直接點(diǎn)火爐(directfiredfurnace)：dff或非氧化性爐(non-oxidizingfurnace)：nof)和后續(xù)的鋼管爐的組合組成(見圖6b中的方法2)，該合金元素的選擇性氧化也可被該爐區(qū)的氣氛影響。

通過在nof中的燃燒反應(yīng)可設(shè)定氧分壓和由此可設(shè)定鐵和合金元素的氧化勢。這應(yīng)經(jīng)如此設(shè)定，以使合金元素的氧化在鋼表面以下的內(nèi)部發(fā)生，并任選在通過nof-區(qū)后在鋼表面上形成薄的氧化鐵層。這例如通過將co-值降低至4體積%以下來實(shí)現(xiàn)。

在后續(xù)的鋼管爐中，在n2-h2-保護(hù)氣氛下還原該任選形成的氧化鐵層，并同樣地進(jìn)一步內(nèi)部氧化合金元素。在此，在該爐區(qū)中所設(shè)定的氧分壓必需滿足下列方程，其中爐溫介于700-950℃之間。

-18＞logpo2≥-5*si^-0.3-2.2*mn^-0.45-0.1*cr^-0.4-12.5*(-lnb)^0.25

其中，si、mn、cr、b是指以重量%表示的鋼中相應(yīng)的合金含量，和po2是指以mbar表示的氧分壓。

在爐→鋅罐(ruessel)之間的過渡區(qū)域中，要如此設(shè)定該氣氛（n2-h2-保護(hù)氣氛）的露點(diǎn)和由此該氧分壓，以使在浸入熔池前避免該帶材的氧化。己表明-30至-40℃范圍內(nèi)的露點(diǎn)是有利的。

通過在連續(xù)熱浸涂覆裝置的爐區(qū)中的上述措施，阻止了氧化物的表面形成，并且實(shí)現(xiàn)了該帶材表面對液態(tài)熔融金屬的均勻良好的可潤濕性。

如果代替熱浸鍍(在此例如是熱鍍鋅)而選用具有后續(xù)電解鍍鋅的連續(xù)退火的工藝程序(見圖6a中的方法1)，則無需特別的防護(hù)措施來確?？慑冧\性。已知，對較高合金鋼的鍍鋅，通過電解淀積比通過連續(xù)熱浸法可明顯更易實(shí)現(xiàn)。在電解鍍鋅時(shí)，純鋅直接淀積在帶材表面上。為不阻止在鋼帶和鋅-離子之間的電子流和由此不阻止鍍鋅，則必需確保在帶材表面上不存在覆蓋表面的氧化物層。通常借助于退火時(shí)的標(biāo)準(zhǔn)還原氣氛和電解前的預(yù)凈化確保這種條件。

為確保退火時(shí)盡可能寬的工藝窗口和足夠的可鍍鋅性，最小硅-含量規(guī)定為0.400重量%和最大硅-含量規(guī)定為0.500重量%。

錳(mn)幾乎加到所有的鋼中用于脫硫，以將有害的硫轉(zhuǎn)化成硫化錳。此外，錳通過混合晶體硬化提高鐵素體的強(qiáng)度，并將該α-/γ-轉(zhuǎn)變向更低的溫度偏移。

在多相鋼如雙相鋼的情況下，加合金元素錳的主要原因是明顯改進(jìn)可硬化性。由于擴(kuò)散受阻，使珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變向更長的時(shí)間偏移，并且降低了馬氏體起始溫度。

但同時(shí)通過加入錳提高了馬氏體和鐵素體之間的硬化比。此外，增強(qiáng)了該結(jié)構(gòu)的條狀組織。相之間的大的硬化差和形成馬氏體條狀組織導(dǎo)致較低的孔擴(kuò)展能力，這與增加的邊緣裂紋敏感性意義相同。

在退火處理時(shí)，錳與硅一樣傾向于在鋼表面上形成氧化物。依據(jù)退火參數(shù)和其它合金元素(特別是硅和鋁)的含量，可產(chǎn)生氧化錳(如mno)和/或mn-混合氧化物(如mn2sio4)。但在低的si/mn比或al/mn比的情況下，錳可認(rèn)為是較不重要的，因?yàn)槠湫纬汕驙铙w氧化物而不是氧化物膜。但高的錳含量還是可對鋅層的表型和鋅附著產(chǎn)生不利影響。通過在連續(xù)熱浸涂覆時(shí)用于設(shè)定爐區(qū)的上述措施降低了mn-氧化物或mn-混合氧化物在退火后的鋼表面上的形成。

由于該所述原因，錳-含量確定為1.900-2.350重量%。

為達(dá)到所需的最低強(qiáng)度，保持該錳含量的帶材厚度依賴性微分是有利的。

在帶材厚度低于1.00mm時(shí)，該錳-含量優(yōu)選在介于≥1.900和≤2.200重量%之間的范圍內(nèi)，在帶材厚度為1.00-2.00mm時(shí)，介于≥2.050和≤2.250重量%之間，和在帶材厚度高于2.00mm時(shí)，介于≥2.100和≤2.350重量%之間。

本發(fā)明的另一特點(diǎn)是，錳-含量的變化可通過同時(shí)改變硅-含量得以補(bǔ)償。通過錳和硅引起的強(qiáng)度提高(這里指屈服點(diǎn)，英文為yieldstrength,ys)通常用pickering-等式加以滿意描述：

ys(mpa)=53.9+32.34[重量%mn]+83.16[重量%si]+354.2[重量%n]+17.402d^(-1/2)

但這主要基于混合晶體硬化的效應(yīng)，按該等式錳的效應(yīng)弱于硅的效應(yīng)。但如上所述，錳同時(shí)顯著提高了可硬化性，由此，在多相鋼情況下，提高強(qiáng)度的第二相的含量明顯增加。因此，在提高強(qiáng)度意義上加入0.1%硅與加入0.1%錳是近似等同的。對本發(fā)明組成的和包括本發(fā)明的時(shí)間-溫度-參數(shù)的退火的鋼，依據(jù)經(jīng)驗(yàn)可得出屈服點(diǎn)和抗拉強(qiáng)度(英文tensilstrength,ts)的下列關(guān)系：

ys(mpa)=160.7+147.9[重量%si]+161.1[重量%mn]

ts(mpa)=324.8+189.4[重量%si]+174.1[重量%mn]

與pickering-等式相比，錳和硅的系數(shù)對屈服點(diǎn)和對抗拉強(qiáng)度而言是近似相等的，由此給出了用硅取代錳的可能性。

鉻(cr)一方面呈溶解形態(tài)以少量已可顯著提高鋼的可硬化性。另一方面在相應(yīng)溫度引導(dǎo)情況下，鉻以碳化鉻形式引起粒子硬化。與此相關(guān)的晶核位點(diǎn)數(shù)目的增加在同時(shí)降低碳含量時(shí)導(dǎo)致可硬化性下降。

在雙相鋼中，通過加入鉻主要改進(jìn)可硬化性。鉻在溶解狀態(tài)下使珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變向更長的時(shí)間偏移，并在此同時(shí)降低馬氏體起始溫度。

另外的重要效應(yīng)是，鉻顯著提高了退火穩(wěn)定性，以致在熱浸池中幾乎不發(fā)生強(qiáng)度損失。

此外，鉻也是碳化物組分。如果應(yīng)存在鉻-鐵-混合碳化物，則在硬化前該奧氏體化溫度需選得足夠高，以溶解碳化鉻。否則，由于增加的晶核數(shù)可發(fā)生可硬化性的惡化。

在退火處理時(shí)，鉻也傾向于在鋼表面上形成氧化物，由此該熱浸品質(zhì)會(huì)惡化。通過在連續(xù)熱浸涂覆時(shí)用于設(shè)定爐區(qū)的上述措施，減少了在退火后鋼表面上的cr-氧化物或cr-混合氧化物的形成。

因此，鉻-含量確定為0.200-0.500重量%的含量。

鉬(mo)：類似于鉻和錳，加入鉬導(dǎo)致改進(jìn)可硬化性。該珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變向更長的時(shí)間偏移，并且該馬氏體起始溫度下降。同時(shí)鉬是一種強(qiáng)的碳化物組分，其特別是也可與鈦一起形成細(xì)分散的混合碳化物。此外，鉬還顯著提高了退火穩(wěn)定性，以致在熱浸池中不會(huì)發(fā)生強(qiáng)度損失。此外，鉬還通過混合晶體硬化起作用，但在此比錳和硅較不有效。

因此，鉬的含量設(shè)定為0.200-0.300重量%之間。在0.200和0.250重量%之間的范圍是有利的。

作為在所需的機(jī)械性能和可熱浸性之間的折衷，mo+cr的總含量≤0.725重量%對本發(fā)明的合金方案表明是有利的。

銅(cu)：加銅可提高抗拉強(qiáng)度以及可硬化性。與鎳、鉻和磷結(jié)合，銅可在表面上形成保護(hù)性氧化物層，該層可顯著降低腐蝕速率。

與氧結(jié)合，銅可在晶界上形成有害的氧化物，該氧化物特別可對熱變形過程產(chǎn)生不利影響。因此銅的含量確定為≤0.050重量%，并因此限制為至多煉鋼時(shí)的不可避免的量。

鎳(ni)：與氧結(jié)合，鎳可在晶界上形成有害的氧化物，該氧化物特別可對熱變形過程產(chǎn)生不利影響。因此鎳的含量確定為≤0.050重量%，并因此限制為至多煉鋼時(shí)的不可避免的量。

釩(v)：因?yàn)樵诋?dāng)前的合金方案中，加釩是不必要的，所以釩的含量限制為至多不可避免的鋼伴生的量。

鋁(al)通常作為合金元素加入鋼中，用以結(jié)合在鐵中溶解的氧和氮。氧和氮由此轉(zhuǎn)化成氧化鋁和氮化鋁。這種析出可通過增加晶核位點(diǎn)引起晶粒細(xì)化，并因此提高了韌性性能以及強(qiáng)度值。

如果鈦以足夠量存在，則氮化鋁不析出。氮化鈦有較小的形成焓，并在較高溫度時(shí)形成。

在溶解狀態(tài)時(shí)，鋁如硅一樣使鐵素體形成向更短的時(shí)間偏移，并因此可使在雙相鋼中形成足夠的鐵素體。此外，其抑制了碳化物形成，并因此導(dǎo)致奧氏體延遲轉(zhuǎn)變。由于該原因，鋁也在殘余奧氏體鋼(trip-鋼)中用作合金元素，以取代一部分的硅。這種方法的原因在于，對鍍鋅反應(yīng)而言，鋁比硅較不重要一些。

因此鋁-含量限制在0.005至最大0.060重量%，并加入用于鋼的脫氧。

鈮(nb)：鈮在鋼中以不同的方式起作用。在精軋機(jī)列中熱軋制時(shí)，通過形成細(xì)分散的析出物延遲再結(jié)晶，由此增加了晶核位點(diǎn)密度，并在轉(zhuǎn)變后產(chǎn)生更細(xì)的晶粒。溶解的鈮部分也起阻止再結(jié)晶的作用。該析出物在最終產(chǎn)品中起提高強(qiáng)度的作用。這些可能是碳化物或氮化碳。其通常是鈦也嵌入其中的混合碳化物。該效應(yīng)從0.005重量%鈮開始，并從0.010重量%鈮起變成最明顯。此外，在熱鍍鋅中的(部分-)奧氏體化期間，該析出物還阻止晶粒生長。0.060重量%以上的鈮不會(huì)出現(xiàn)額外的效應(yīng)。含量為0.025-0.045重量%表明是有利的。

鈦(ti)：由于鈦對氮的高親和力，在凝固時(shí)鈦主要作為tin析出。此外，其還與鈮一起作為混合碳化物出現(xiàn)。在推進(jìn)式加熱爐中，tin對晶粒尺寸的穩(wěn)定性起重要作用。該析出物具有高的溫度穩(wěn)定性，以致與混合碳化物不同，這些析出物在1200℃下大部分呈阻止晶粒生長的顆粒存在。在熱軋制時(shí)，鈦對再結(jié)晶也起延遲作用，但在此其比鈮較不有效。鈦通過析出硬化起作用。在此，較大的tin-顆粒比細(xì)分散的混合碳化物較不有效。最佳的有效性在0.005-0.060重量%鈦的范圍內(nèi)實(shí)現(xiàn)，因此，這表示本發(fā)明的合金跨度。對此，0.025-0.045重量%的含量表明是有利的。

硼(b)：硼是一種特別有效的用于提高可硬化性的合金劑，其以非常少的量(從5ppm起)就已有效。在此，該馬氏體起始溫度保持不受影響。為變得有效，硼必需以固體溶液存在。因?yàn)榕饘Φ懈叩挠H和力，所以氮必定首先被結(jié)合，優(yōu)選通過鈦的化學(xué)計(jì)算所需量。由于硼在鐵中的小的溶解度，該溶解的硼優(yōu)選沉積在奧氏體晶界處。在那里硼部分形成fe-b-碳化物，該fe-b-碳化物是內(nèi)聚的，并降低了該晶界能。該兩種效應(yīng)對鐵素體形成和珠光體形成起延遲作用，并因此提高了該鋼的可硬化性。但硼的太高含量是有害的，因?yàn)榭尚纬膳鸹F，其對該材料的可硬化性、可變形性和韌性產(chǎn)生不利影響。此外，在連續(xù)熱浸涂覆期間的退火時(shí)硼傾向于形成氧化物或混合氧化物，這些氧化物使鍍鋅品質(zhì)惡化。通過在連續(xù)熱浸涂覆時(shí)用于設(shè)定爐區(qū)的上述措施減少了鋼表面上氧化物的形成。

由于前述原因，本發(fā)明合金方案的硼-含量確定為5-30ppm的值，優(yōu)選≤25ppm或最佳為≤20ppm。

氮(n)可以是合金元素，也可以是源自煉鋼的伴生元素。過高的氮含量引起強(qiáng)度增加，但隨之引起快速的韌性損失以及老化效應(yīng)。另一方面，通過有針對性地加入合金元素氮并結(jié)合以微合金元素鈦和鈮，可經(jīng)氮化鈦和氮化鈮碳實(shí)現(xiàn)細(xì)晶粒硬化。此外，在熱軋制前的再加熱時(shí)抑制了粗晶粒的形成。

因此，按本發(fā)明的n-含量確定為≥0.0020至≤0.0120重量%的值。

如果氮含量依賴于ti+nb+b的總和加入，則對保持所需的鋼性能表明是有利的。

在ti+nb+b總含量≥0.010至≤0.070重量%時(shí)，該氮含量保持為≥20至≤90ppm的值。對ti+nb+b總含量＞0.070重量%，氮的含量≥40至≤120ppm證明是有利的。

針對鈮和鈦的總含量，含量≤0.100重量%證明是有利的，并且由于鈮和鈦原則上的可替換性，直至10ppm的最小鈮含量以及出于成本原因≤0.090重量%證明是特別有利的。

在微合金元素鈮以及鈦與硼一起作用時(shí)，≤0.102重量%的總含量證明是有利的，并且≤0.092重量%證明是特別有利的。在本發(fā)明的意義上，更高的含量不再起改進(jìn)作用。

此外，由于上述原因，最大含量≤0.365重量%證明是ti+nb+v+mo+b的總含量。

鈣(ca)：在煉鋼時(shí)以鈣-硅-混合化合物的形式加入鈣引起熔融相的脫氧和脫硫。因此反應(yīng)產(chǎn)物轉(zhuǎn)化為熔渣，并實(shí)現(xiàn)鋼的凈化。增加的純度導(dǎo)致最終產(chǎn)品中本發(fā)明的更優(yōu)性能。

基于上述原因，ca-含量設(shè)定為≥0.005至≤0.0060重量%。

在用本發(fā)明鋼進(jìn)行的試驗(yàn)時(shí)發(fā)現(xiàn)，通過ac1和ac3之間的臨界間(interkritische)退火或具有最終的受控冷卻的經(jīng)ac3的奧氏體化退火可生產(chǎn)厚度為0.50-3.00mm(如對于冷軋帶材)且最小抗拉強(qiáng)度為950mpa的雙相鋼，該雙相鋼的特征在于對過程波動(dòng)有足夠的容差。

由此，與已知的合金方案相比，本發(fā)明的合金組成存在顯著擴(kuò)大的工藝窗口。

對本發(fā)明的鋼，待實(shí)現(xiàn)的雙相結(jié)構(gòu)的退火溫度在約700-950℃之間，由此，按溫度范圍實(shí)現(xiàn)了部分奧氏體結(jié)構(gòu)(雙相區(qū))或全奧氏體結(jié)構(gòu)(奧氏體區(qū))。

此外，該試驗(yàn)還表明，在ac1和ac3之間的臨界間(interkritische)退火或具有緊接的受控冷卻的經(jīng)ac3的奧氏體化退火后，甚至在400-470℃之間的溫度下的如用鋅或鋅-鎂的熱浸鍍的另一工藝步驟后，仍可保持設(shè)定的結(jié)構(gòu)成分。

該經(jīng)連續(xù)退火和有時(shí)經(jīng)熱浸鍍的材料，可在光軋(冷精軋)或非光軋狀態(tài)下和/或在拉伸彎曲取向狀態(tài)或非拉伸彎曲取向狀態(tài)下和也在經(jīng)熱處理的狀態(tài)(過老化)下制成熱軋帶材和冷精軋的熱軋帶材或冷軋帶材。這種狀態(tài)在下面稱為起始狀態(tài)。

此外，由本發(fā)明的合金組成制成的作為熱軋帶材、冷精軋的熱軋帶材或冷軋帶材存在的鋼帶在進(jìn)一步加工時(shí)的特征在于高的邊緣裂紋非敏感性。

該鋼帶縱向于其軋制方向和橫向于其軋制方向的非常小的特征參數(shù)差別在其后的材料使用時(shí)是有利的。因此可不依賴于軋制方向地從帶材切割板坯(如橫向、縱向和對角地或與軋制方向成某一角度)，并且使邊角料最少。

為了確保由本發(fā)明的鋼制成的熱軋帶材的可冷軋性，按本發(fā)明，該熱軋帶材以高于ar3的奧氏體區(qū)中的終軋溫度和在高于貝氏體起始溫度的卷軸溫度下生產(chǎn)(方案a)。

在熱軋帶材或例如以約10%冷軋度經(jīng)冷精軋的熱軋帶材情況下，按本發(fā)明，該熱軋帶材以高于ar3的奧氏體區(qū)中的終軋溫度和在低于貝氏體起始溫度的卷軸溫度下生產(chǎn)(方案b)。

本發(fā)明的其它特征、優(yōu)點(diǎn)和詳情由附圖所示的實(shí)施例的下列說明給出。

附圖簡介

圖1：由本發(fā)明的鋼制備帶材的工藝鏈(示意圖)

圖2：本發(fā)明鋼的工藝步驟熱軋制和冷軋制(任選)以及連續(xù)退火、構(gòu)件制造、調(diào)質(zhì)(空氣硬化)和退火(任選)的示例性的時(shí)間-溫度-曲線(示意圖)

圖3：所試驗(yàn)的鋼的化學(xué)組成

圖4a：作為目標(biāo)值的機(jī)械特性值(縱向于軋制方向)，經(jīng)空氣硬化和未退火

圖4b：所試驗(yàn)的鋼在起始狀態(tài)下的機(jī)械特性值(縱向于軋制方向)

圖4c：所試驗(yàn)的鋼在經(jīng)空氣硬化、未退火狀態(tài)下的機(jī)械特性值(縱向于軋制方向)

圖5：對本發(fā)明的鋼按iso16630的孔擴(kuò)展試驗(yàn)和按vda238-100的小板彎

曲試驗(yàn)的結(jié)果

圖6a：方法1，溫度-時(shí)間-曲線(退火方案，示意圖)

圖6b：方法2，溫度-時(shí)間-曲線(退火方案，示意圖)

圖6c：方法3，溫度-時(shí)間-曲線(退火方案，示意圖)

圖1示意性示出由本發(fā)明的鋼制備帶材的工藝鏈。示出涉及本發(fā)明的不同工藝路線。對所有本發(fā)明的鋼，該工藝路線直到熱軋制(終軋溫度)均是相同的，其后按所希望的結(jié)果進(jìn)行不一致的工藝路線。例如該經(jīng)酸洗的熱軋帶材可鍍鋅或以不同的軋制度進(jìn)行冷軋制和鍍鋅。也可對經(jīng)軟退火的熱軋帶材或經(jīng)軟退火的冷軋帶材進(jìn)行冷軋制和鍍鋅。

對任選未經(jīng)熱浸鍍的材料也可進(jìn)行加工，即僅在連續(xù)退火的范圍內(nèi)，其中包括隨后的電解鍍鋅和不包括隨后的電解鍍鋅。由任選經(jīng)涂覆的材料現(xiàn)可制備復(fù)雜的構(gòu)件。接著進(jìn)行按本發(fā)明在空氣中冷卻的硬化工藝。任選地，退火步驟結(jié)束該構(gòu)件的熱處理。

圖2示意性示出該工藝步驟由本發(fā)明的合金組成制成的帶材的熱軋制和連續(xù)退火的時(shí)間-溫度曲線。對熱軋制工藝和對冷軋制后的熱處理、構(gòu)件制造、調(diào)質(zhì)和任選的退火示出時(shí)間和溫度依賴性的轉(zhuǎn)變。

圖3在上一半表中示出所試驗(yàn)的鋼的化學(xué)組成。比較本發(fā)明的合金lh?1100與參考物料lh?800/lh?900。

相比于該參考物料，本發(fā)明的合金特別地具有明顯增加的si含量和較少的cr含量和不具有合金元素v。

在圖3的下一半表中列出各種合金組分的總含量(重量%)和各自計(jì)算出的碳當(dāng)量cev(iiw)。

圖4示出所試驗(yàn)的鋼的縱向于軋制方向的機(jī)械特性值，附有經(jīng)空氣硬化狀態(tài)的要達(dá)到的目標(biāo)特性值(圖4a)、未經(jīng)空氣硬化的起始狀態(tài)的計(jì)算出的值(圖4b)和經(jīng)空氣硬化狀態(tài)的計(jì)算出的值(圖4c)。該規(guī)定的要達(dá)到的值肯定實(shí)現(xiàn)。

圖5示出按iso16630的孔擴(kuò)展試驗(yàn)的結(jié)果(絕對值)。示出各對于方法2(圖6b，1.2mm)和方法3(圖6b，2.0mm)的方案a(高于貝氏體起始溫度的卷軸溫度)的孔擴(kuò)展試驗(yàn)結(jié)果。

所試驗(yàn)的材料的板厚度為1.2或2.0mm。該結(jié)果適用于按iso16630的測試。

該方法2相應(yīng)于與例如在具有組合的直接加熱爐和鋼管爐的熱鍍鋅處的退火，如在圖6b中所述。

該方法3相應(yīng)于例如在連續(xù)退火裝置中的工藝教導(dǎo)，如在圖6c中所述。此外，這里可借助于感應(yīng)爐任選地就在鋅池之前實(shí)現(xiàn)該鋼的再加熱。

通過在所述跨度內(nèi)的本發(fā)明的不同溫度引導(dǎo)，產(chǎn)生相互不同的特性值或不同的孔擴(kuò)展結(jié)果以及彎曲角度。因此主要的區(qū)別是在熱處理和其后續(xù)的冷卻時(shí)的溫度-時(shí)間-參數(shù)。

圖6示意性示出在退火處理和冷卻時(shí)的本發(fā)明的溫度-時(shí)間-曲線的三種方案和各不同的奧氏體化條件。

該方法1(圖6a)示出所生產(chǎn)的冷軋的或熱軋的或冷精軋的鋼帶在連續(xù)退火裝置中的退火和冷卻。首先將該帶材加熱到約700-950℃(ac1至ac3)的范圍內(nèi)的溫度。經(jīng)退火的鋼帶接著以約15-100℃/s之間的冷卻速度冷卻至約200-250℃的中間溫度(zt)。在該示意圖上棄去了第二中間溫度(約300-500℃)的圖示。

接著該鋼帶以約2-30℃/s之間的冷卻速度在空氣中冷卻直到達(dá)到室溫(rt)或保持以約15-100℃/s之間的冷卻速度冷卻直到室溫。

該方法2(圖6b)示出按方法1的工藝，但出于熱浸鍍的目的，該鋼帶的冷卻在通過熱浸容器時(shí)經(jīng)短時(shí)間中斷，接著以約15-100℃/s之間的冷卻速度繼續(xù)冷卻直至約200-250℃的中間溫度。然后該鋼帶在空氣中以約2-30℃/s之間的冷卻速度冷卻直到達(dá)到室溫。

該方法3(圖6c)也示出在熱浸鍍時(shí)的按方法1的工藝，但該鋼帶的冷卻在約200-400℃范圍內(nèi)的中間溫度時(shí)通過短的暫停(約1-20s)而中斷，并再加熱直到溫度(st)，這是用于熱浸鍍所需的溫度(約400-470℃)。接著將該鋼帶再冷卻直到約200-250℃的中間溫度。該鋼帶的最終冷卻在空氣中以約2-30℃/s的冷卻速度進(jìn)行，直到達(dá)到室溫。

下面的實(shí)施例代表按具有基于實(shí)驗(yàn)室的調(diào)質(zhì)工藝的圖6b的方法2和圖6c的方法3的熱鍍鋅的工業(yè)化制造。

實(shí)施例1(冷軋帶材)(以重量%表示的合金組成)

方案a/1.2mm/按圖6b的方法2

含0.099%c；0.461%si；2.179%mn；0.009%p；0.001%s；0.0048%n；0.040%al；0.312%cr；0.208%mo；0.0292%ti；0.0364%nb；0.0012%b；0.0015%ca的本發(fā)明的鋼按相應(yīng)于圖6b的方法2進(jìn)行熱浸鍍，該材料在910℃的終軋額定溫度下首先經(jīng)熱軋制，在650℃的卷軸額定溫度下以2.30mm厚度經(jīng)卷繞，并經(jīng)酸洗后在不經(jīng)額外的熱處理(如罩式退火)情況下以1.49mm中間厚度經(jīng)兩次冷軋制。

在退火模擬裝置中，對經(jīng)熱浸鍍的空氣硬化的鋼帶以下列參數(shù)進(jìn)行加工。

退火溫度870℃

保持時(shí)間120s

輸送時(shí)間最大5s(無能量供入)

接著在空氣中冷卻

本發(fā)明的鋼經(jīng)調(diào)質(zhì)后具有由馬氏體、貝氏體和殘余奧氏體組成的結(jié)構(gòu)。

這種鋼經(jīng)空氣硬化后顯示出下列的特性值(括號中為起始值，未調(diào)質(zhì)狀態(tài))：

-屈服點(diǎn)rp0.2921mpa(768mpa)

-抗拉強(qiáng)度(rm)1198mpa(984mpa)

-斷裂伸長率(a80)5.5%(10.7%)

-a5伸長率9.5%(-)

-熱處理淬硬指數(shù)(bh2)52mpa

-孔擴(kuò)展比，按iso16630-(49%)

-彎曲角度，按vda238-100(縱向、橫向)-(122o/112o)

縱向于軋制方向，并例如將符合lh?1100。在起始狀態(tài)下縱向的屈強(qiáng)比re/rm為78%。

實(shí)施例2(冷軋帶材)(以重量%表示的合金組成)

方案b/2.0mm/按圖6c的方法3

含0.100%c；0.456%si；2.139%mn；0.010%p；0.001%s；0.0050%n；0.058%al；0.313%cr；0.202%mo；0.0289%ti；0.0337%nb；0.0009%b；0.0021%ca的本發(fā)明的鋼按相應(yīng)于圖6c的方法3進(jìn)行熱浸鍍，該材料在910℃的終軋額定溫度下首先經(jīng)熱軋制，在650℃的卷軸額定溫度下以2.30mm厚度經(jīng)卷繞，并經(jīng)酸洗后在不經(jīng)額外的熱處理(如罩式退火)情況下經(jīng)冷軋制。

在退火模擬裝置中，類似于調(diào)質(zhì)工藝(空氣硬化)，對經(jīng)熱浸鍍的鋼以下列參數(shù)進(jìn)行加工。

退火溫度870℃

保持時(shí)間120s

輸送時(shí)間最大5s(無能量供入)

接著在空氣中冷卻

本發(fā)明的鋼經(jīng)調(diào)質(zhì)后具有由馬氏體、貝氏體和殘余奧氏體組成的結(jié)構(gòu)。

這種鋼經(jīng)空氣硬化后顯示出下列的特性值(括號中為起始值，未調(diào)質(zhì)狀態(tài))：

-屈服點(diǎn)(rp0.2)903mpa(708mpa)

-抗拉強(qiáng)度(rm)1186mpa(983mpa)

-斷裂伸長率(a80)7.1%(11.7%)

-a5伸長率9.1%(-)

-烘烤硬化指數(shù)(bh2)48mpa

-孔擴(kuò)展比，按iso16630-(32%)

-彎曲角度，按vda238-100(縱向、橫向)-(104o/88o)

縱向于軋制方向，并例如將符合lh?1100。在起始狀態(tài)下的縱向的屈強(qiáng)比re/rm為72%。