多相钢及其轧制产品的生产和用途 本发明涉及一种多相钢、一种由这种具有最多到(体积％)70％的多边形铁素体组织的钢生产轧制产品的方法，以及这种钢的用途，这种钢在最后的热变形阶段后，应具有高的强度、好的冷变形性能及改善了的表面质量。
已知组织由最多到(体积％)80％的多边形较软的铁素体和其余为富碳的马氏体组成的双相钢。少量存在的富碳第二相成岛状分布在先共析铁素体相中，这种钢具有好的力学性能和好的冷变形性能。
已知的组织中主要为多边形铁素体及在其中分布的马氏体的钢，由(质量％)0.03-0.12％C、最多到0.8％Si、0.8-1.7％Mn(DE 29 24340 C2)或者0.02-0.2％C、0.05-2.0％Si、0.5-2.0％Mn、0.3-1.5％Cr、以及最多到1％Cu、Ni和Mo(EP 0 072 867 B1)组成。这两种钢都是铝镇静的，并含有少于0.1％Al的可溶残余含量。硅在这些钢中促进铁素体转变，与锰配合、有时与铬配合阻止珠光体形成。由此确保碳在第二相中足够的富集，并达到比第二相多得多的多边形铁素体地形成。然而，这些已知的钢具有在热轧中形成不均匀的表面组织的缺点，它们通过红色氧化铁皮舌片成为可见的，酸洗之后在表面上留下不平整性。这种材料对许多使用情况是无销售能力的。到目前为止尚未能改善这些热轧钢的表面质量。因此，这些钢对一定的目的，如对冷变形的汽车轮盘或其它通过冷变形生产的产品如冷变形的结构型材和类似的产品，是不可用的。此外，在组织中大部分是较软的多边形铁素体的这类钢仅达到700N/mm2的抗拉强度。由此，与强度线性相关的减重受到很大限制。
由此导出研制一种钢的任务，它应具有至少与已知的钢同样好的各种力学性能，达到比已知的双相钢高的强度，同样好的冷变形性能，但在通过热变形生产之后比它们具有更好的表面结构。
为了解决这个任务，提出了一种多相钢，它含有(质量％)：
0.12-0.3％ 碳
1.2-3.5％ 锰
1.1-2.2％ 铝
＜0.2％ 硅
其余为铁及不可避免的杂质，如磷和硫，具有无珠光体的组织，它由最多到(体积％)70％的软的多边形铁素体和贝氏体型铁素体残余及多于(体积％)4％的、优选到(体积％)20％的富碳残余奥氏体以及有时附加有少量富碳马氏体组成。它含铝量为(质量％)：
Al＜7.6·Cagu-0.36
其中碳当量(Cagu)为：
0.2≤Cagu＝％C+1/20％Mn+1/20％Cr+1/15％Mo≤≤0.325这种钢超过已知硅合金化的双相钢的Rm·A5乘积，并在热变形结束后具有改善了的表面质量，例如具有通过热变形的钢的冷变形生产汽车轮盘所要求的表面质量。这种钢还可用最多到下面给出的量(质量％)的其它元素附加合金化：
≤0.05％ 钛
≤0.8％ 铬
≤0.5％ 钼
≤0.8％ 铜
≤0.5％ 镍用铝代替硅合金化的这种钢，达到乘积为Rm·A5＞18000N/mm2·％即在抗拉强度值Rm到900N/mm2时，断裂延伸率A5＞18000/Rm％。
按本发明的钢的特征是，与已知钢不同，含明显提高了的1.1-2.2％的铝量。为此，按本发明硅含量限制在0.2％以下。
已知的这类钢与此相反，需要超过0.5％的硅含量。按本发明的由铝合金化的钢具有上述带有残余奥氏体的多相组织，并有卓越的力学性能，特别是在最后的热变形阶段之后，热变形产品的表面质量比人们从硅合金化的钢到目前所知的表面质量好的多。珠光体形成比已知钢明显延缓，且在遵守要求的过程参数下，能可靠地阻止珠光体形成。
碳含量0.12-0.3％处于本类钢的一般范围。
锰在1.2-3.5％的范围加入是为了阻止珠光体形成。锰起固溶强化作用，提高强度水平。碳和锰含量从阻止珠光体形成和影响铁素体形成的观点上，可在由碳当量确定的范围内互换。碳当量计算为：
0.2≤Cagu＝％C+1/20％Mn+1/20％Cr+1/15％Mo≤0.325
碳当量值和与其相应的铝量值的交点，按本发明应位于图1中阴影线区域，以便在大生产条件下获得少于(体积％)70％的铁素体和多于(体积％)4％的残余奥氏体含量。
添加最多到0.05％的钛可保证固氮和阻止拉长的硫化锰的形成。
为了改善马氏体抗回火性和阻止珠光体形成，可添加最多到0.8％的铬。
钼最多到0.5％量可扩大要求的冷却速度的范围。
铜和镍在最多各到0.5％的量内，可降低转变温度和避免珠光体。
用钙-硅处理金属熔液对影响硫化物的形成有意义。
热轧终轧温度ET应位于以下范围中：
Ar3-50℃＜ET＜Ar3+100℃
应位于750-950℃范围的Ar3温度如下计算：
750℃≤Ar3＝900+100％Al-60％Mn-300％C≤950℃
从热轧终轧温度到位于从200℃至500℃之间的卷取温度的冷却，以15-70K/S的冷却速度加速进行。
在从热轧终轧温度的冷却中，可以在按本发明的方法中，在从Ar3到Ar3-200℃的范围插入一个2-30S的冷却速度低于15K/S的冷却间歇，以促进多边形铁素体形成。
图2表示一个按本发明的钢在热轧中和热轧后的热轧带钢生产连同冷却过程的示意图。
从图中可以看出，当遵守给定的热轧终轧温度、冷却速度和卷取温度条件时，能可靠地避免进入所不希望进入的珠光体区。
一个按本发明的根据表1成分的钢A，以热轧终轧温度855℃热轧到最终带钢厚3.7mm。
从这一温度起，以30K/S冷却到卷取温度(HT)415℃。这一按本发明的钢A的性能按DINEN10002在扁平拉伸试样上测得。
沿长度方向和垂直于轧向的屈服限、抗拉强度、延伸率和屈强比等值在表2中给出。
为了比较，在表2中列出了一个从EP0586704A1中已知的根据表1成分的钢B的相应力学性能。
按本发明的钢，由于其各力学性能，特别适用于生产冷变形的汽车结构部件，如底盘加固元件、横拉杆或车轮盘等。
表1 C％ Mn％ Al％ Si％ Cu％ Ni％ Cr％ P％ S％ N％A 0.216 1.38 1.83 0.06 0.57 0.27 0.52 0.010 ＜0.00 10.0024B* 0.21 1.50 0.057 1.48 ＜0.01 0.01 0.02 ＜0.005 0.0040.006*按EP 0 586 704 A1
表2 钢 ET ℃ HT ℃相对于轧制方向Reh/Rp02 N/mm2 Rm N/mm2 A5 ％ Rm·A5 N/mm2·％ 组织 A 855 415 L Q 610 657 725 726 32.5 27.4 23562.5 19892.4多边形铁素体/贝氏体/奥氏体50/40/10 B* 860 350 L 570 742 27.0 20034.0多边形铁素体/珠光体/贝氏体/6％奥氏体