高强度、可冷成形的钢和钢带或薄钢板， 钢带的制备方法以及所述钢的用途 本发明涉及具有良好冷成形性能和高强度的Fe-Mn-Al-Si轻质钢材和钢带或薄钢板。此外，本发明还涉及由所述钢制备带材的方法以及该钢特别适合的用途。
由德国专利197 27 759 C2已知一种用于制备车体部件和用于低温用途的轻质钢。该钢除Fe之外，还含有10-30％Mn，1-8％Al和1-6％Si，Al和Si含量之和不超过12％。在该已知钢中，碳含量，如果有，也只处于杂质范围。
与之相反，在德国专利申请199 00 199 A1公布的轻质结构钢中，碳作为一种任选合金元素存在。该已知轻质钢含有大于7％但最多27％的Mn，大于1％但最多10％的Al，大于0.7％但最多4％的Si，＜0.5％C，＜10％Cr，＜10％Ni，以及＜0.3％Cu。另外，该钢可以含有N，V，Nb，Ti和P，这些元素之和不超过2％。
欧洲专利申请1 067 203 A1公布的轻质钢也含有碳，其范围为0.001-1.6％。此外，除了铁，该钢还含有6-30％Mn，≤6％Al，≤2.5％Si，≤10％Cr，≤10％Ni和≤5％Cu。另外，该钢可以含有V，Ti，Nb，B，Zr和稀土元素，它们的含量之和不超过3％。该已知钢也可以含有P，Sn，Sb和As，这些元素的含量之和不高于0.2％。
已表明：虽然存在碳，但具有这类组成的钢只能进行热轧而难于冷轧。因此，经常在带材棱边处看到不稳定相或裂纹，这使得实际上难于由这类钢大规模生产带材或薄板。而且，这类钢具有极强的各向同性变形特性，该特性用高的Эr值表示。由于成形性差，更难于对根据已知方法制备的薄钢板进一步加工。具有更高强度的可深度成形的钢对于制造带有齿或相当形状地组件的部件也是必须的。这些部件典型地是带有内齿或外齿的齿轮部件。通过流动成形可以低成本、高尺寸精度地制备所述部件。
德国专利197 24 661 C2公开了一种通过流动成形制备齿轮部件的方法。根据该已知方法，由下屈服点至少500N/mm2的微合金化、高强度结构钢薄板制备出薄板坯。然后，通过流动成形将该板坯冷轧成齿轮。在形成齿的过程中，薄板材料重新变形最多至其成形能力的极限。随后，对带有齿的工件表面进行硬化，硬化时温度基本保持在不发生热变形的温度。
基于前述相关技术，本发明的目的是提供一种轻质钢和/或由其制备的具有良好成形性和良好强度、还容易工业规模生产的钢带或薄钢板。此外，还将涉及钢带或薄钢板的制备方法以及所述钢的优选用途。
上述目的由一种轻质钢实现，该钢具有下述组成(以重量百分数计)：
C： ≤1.00％
Mn： 7.00-30.00％
Al： 1.00-10.00％
Si： ＞2.50-8.00％
Al+Si： ＞3.50-12.00％
B： ＞0.00-＜0.01％
以及，任选地
Ni： ＜8.00％
Cu： ＜3.00％
N： ＜0.60％
Nb： ＜0.30％
Ti： ＜0.30％
V： ＜0.30％
P： ＜0.01％
余者为Fe和不可避免的杂质。这种情况下杂质包括硫和氧。
令人惊奇地，已发现：有目的地添加硼会显著改善本发明钢的性能和可生产性。结果，根据本发明钢中存在的硼含量使屈服点降低，从而显著改善了成形性。如果根据本发明的钢中碳含量为0.10-1.00wt.％，即：钢中可检测到的碳含量至少为0.10wt.％，则上述元素对本发明钢的机械-技术性能的有利影响甚至可以进一步增强。
在这种情况下，这些元素的存在可以获得特别良好的机械性能与技术性能的组合。因此，与由此处述及的相关技术了解的薄钢板相比，根据本发明的钢和/或由其制备的钢带或薄钢板具有显著降低的Эr值。
此外，具有根据本发明的组成的冷轧钢带和薄钢板的特征包括：较低的屈服点、高硬化指数(n值)下改善的拉伸成形性、较高的深拉拔质量(r值)和较低的平面各向异性(Эr值)以及较高的屈服点与延伸率之积。结果，根据本发明的钢带和薄钢板的抗拉强度至少680MPa，屈服点与延伸率之积至少41000MPa。根据本发明的薄钢板和钢带的屈服点不超过520MPa。同时，根据本发明的钢和/或由其制备的薄板和带材具有20％，最高超过45％的格外高的均匀延伸率。n值最高可达0.7。
结果，这样就获得了冷成形性特别良好的轻质钢带或薄钢板，由于其具有较高的强度和较低的密度，因此特别适于制备汽车车身部件。突出的强度与重量比也使得根据本发明制备的薄钢板适于制备车辆，尤其是汽车车辆的车轮，适于制备内部或外部液压成形的部件，适于制备高强度发动机部件如凸轮轴或活塞连杆，适于制备用来阻挡脉冲应力如爆炸的部件，例如装甲板，以及适于制备专门用于保护人类不受爆炸伤害的保护性部件。特别是在所述后面的应用中，根据本发明的薄钢板的较低重量和同时具有的较高强度效果很好。
根据本发明的薄钢板如果具有纯奥氏体组织结构，还尤其适于制备非磁性部件。
另外，已发现：根据本发明的钢甚至在极低温度下也能保持其强度。因此，它们特别适于制备用于低温工程的部件，例如用于低温工程的容器或管道。
如果硼含量为0.002-0.01wt.％，尤其是0.003-0.008wt.％，则能够特别可靠地获得硼在根据本发明的钢中的有利作用。
碳含量为0.1-1.0％，也能确保提高根据本发明的薄钢板和钢带的可生产性。在根据本发明的钢中，由于存在碳，金属间化合物的形成受到抑制。因此使在由已知钢制备的钢带中存在的带棱边区开裂和不稳定相显著减少，尤其是随着C含量的增加，所述不稳定相减少。添加硼可进一步改善带材棱边质量。结果，由于C和B的共同添加，带材棱边的不稳定相几乎可完全避免。
在对机械-技术性能的影响上硼可作为合金元素Mn的替代元素。结果，已证实：含有20％Mn和0.003％B的钢的性能分布与含25％Mn但不含B的钢相似。因此，根据本发明的轻质结构钢可以具有较低的Mn含量，但仍具有较高的强度。这会导致合金元素成本降低，而且，还能够使本发明使用的轻质钢的熔炼冶金制备更为容易。
此外，本发明提供的C和B的含量容许采用宽范围的热轧参量。结果，已表明：当所选择的热轧终了温度和卷取温度较高时获得的根据本发明的钢的特性与在热轧终了温度和卷取温度较较低时获得的特性基本一致。这种热轧带材期间的不敏感性也有利于容易制备根据本发明的薄钢板。
由于将Si含量限制在2.50wt.％以上，优选在2.70wt.％以上，因此，与Si含量较低的轻质钢带或薄板相比，根据本发明的钢带和薄钢板具有改善的冷成形性。较高的Si含量意味着更均匀的屈服点和抗拉强度值，还意味着更高的断裂时的延伸率和均匀延伸率。此外，根据本发明的钢中的Si导致更高的r和n值，还能够获得各向均匀的机械性能。Al与Si含量之和的上限为12％，原因是Al与Si含量之和超过此极限会产生脆化的危险。
根据本发明的钢带和薄板优选采用下述方法制备，该方法中：浇注出由具有上述组成的本发明的钢制备的进料毛坯，例如板坯、薄板坯或带材，将浇注的进料毛坯加热到1100℃或者在该温度下直接使用，将预热的进料毛坯热轧成热轧带材，其中热轧终了温度至少800℃，以及，在450-700℃的卷取温度下对所述终轧的热轧带材进行卷取。
由于所述热轧带材在至少800℃的热轧终了温度下热轧和在根据本发明的较低温度下进行卷取，因此，碳和，尤其是前述硼的有利作用得以充分发挥。结果，硼和碳使在该范围热轧的带材具有较高的抗拉强度和屈服点，而其断裂时的延伸率仍然可以接受。随着热轧终了温度的提高，抗拉强度和屈服点均下降，而延伸率增大。通过在本发明给定的范围内改变热轧终了温度，可以容易且有目的地影响所要求的钢带性能。
通过限制卷取温度至多700℃能够可靠地避免材料发生脆化。已表明：当卷取温度较高时形成脆性相，这例如可能使材料发生剥落，并且因此使进一步的加工变得更为困难或者甚至不可能。
根据本发明的热轧带材的特征甚至在于其良好的使用性能。如果制备较薄的薄板或带材，则可以在卷取之后将热轧带材冷轧成冷轧带材，冷轧优选以30-75％的压下量进行。随后优选对所获得的冷轧带材进行退火，退火温度为600-1100℃。这时退火可以在炉罩内，600-750℃下进行，或者在退火炉内，750-1100℃下连续进行。最后，在最后步骤对冷轧带材进行矫正(dressing)，这有利于冷成形性和表面结构的获得。
根据本发明的钢和/或由其制备的钢带和薄板的另一种特别有利的用途是通过流动成形制备冷成形部件。为此，由所述钢制备出板坯，然后，通过流动成形(flow forming)完成终加工。由于其特殊的性能分布，根据本发明的钢和/或由其制备的薄板坯特别适于此目的。
依据组成不同，根据本发明的钢的显微组织或者是纯奥氏体，或者是包含马氏体组元的铁素体与奥氏体的混合物。因此，根据本发明的钢的成形性能显著提高。与已知用于通过流动成形制备的高强度微合金化或多相钢相比，其可以在冷成形过程中进行更为强烈的压制。结果，依据冷成形条件，部件强度可以达1400-2200N/mm2。因此，可以省去对冷成形后获得的部件进行附加的硬化处理。如果轻元素如Si和Al含量较高，故根据本发明使用的钢密度较低，结果该钢对于特定目的，尤其是齿形齿轮部件的制备也很有利。
如果使用具有根据本发明组成并且根据本发明制备的钢，则可以免于对流动成形的部件进行热处理或表面硬化处理。如果根据本发明的钢用于制备使用期间受到强烈局部应力作用的齿形部件，那么，将不再存在现有技术中由上述附加处理步骤引起的变形和起鳞的危险。结果，根据本发明的钢能够通过冷成形，特别是流动成形低成本地制备轻质、重载且尺寸稳定的部件。
下面，参照示例性实施方案和对比实例对本发明进行更详细介绍。
表1中示出了四种钢A，B，C，D和E的组成，钢A，B和C对应的是根据本发明提供的合金，而钢D和E则是对比实例。
表1 钢 C Mn Al Si B Fe，杂质 A 0.5 15 3 3 0.003 余量 B 0.5 20 3 3 0.003 余量 C - 20 3 3 0.003 余量 D - 14 3 3 - 余量 E - 19 3 3 - 余量
将具有所述组成的钢A-E熔化并浇注成板坯。随后，将该板坯预热至1150℃。然后，对所述预热的板坯热轧并随后进行卷取。
表2中列出了各个热轧终了温度ET，卷取温度HT，以及获得的热轧带材的抗拉强度Rm、屈服点Re、A50延伸率、均匀延伸率Ag1和n值等各种性能。
表2 钢 ET[℃] HT[℃] Re [N/mm2] Rm [N/mm2]A50[％] Ag1 [％] n A 960 500 486 792 42 38 0.31 B 930 500 509 825 46 42 0.32 C 920 500 496 818 31 27 - D 820 500 610 920 26 - - E 840 500 430 700 30 - -
由不是根据本发明的钢D制备的带材不能进行冷轧，除此之外，对所获得的其他热轧带材随后在约65％的变形度下进行冷轧，并且在950℃下进行连续退火。表3中列出了以这种方式获得的冷轧薄钢板的机械性能。
表3 钢 Re [N/mm2] Rm [N/mm2] A50 [％] Ag1 [％] n r Эr A 408 775 64 64 0.33 1.02 -0.1 B 411 785 61.1 61.1 0.33 1.0 -0.06 C 284 714 58 56.8 0.39 1.05 -0.17 D 不能冷轧 E 382 744 52.5 50.3 0.32 0.82 -0.25
结果表明：根据本发明由钢A-C制备的钢带具有突出的冷成形性能。在这种情形下，在具有高的强度和高的断裂延伸率的同时，各钢带均具有显著的各向同性变形特性(r～1，Эr～0)。即使由根据本发明的钢C制备的带材中不含碳但含有硼，其仍然具有较低的屈服点、较高的断裂和均匀延伸率以及各向同性成形性能。
因此，根据本发明的薄钢板的所有变化均特别适于制备车身部件，尤其是车身的外面板，适于制备车辆，尤其是汽车车辆的车轮，适于制备非磁性部件，适于制备用于低温工程的容器，适于制备内部或外部液压成形的部件，适于制备专门用于制造高强度发动机部件如凸轮轴或活塞连杆的管件，适于制备用来阻挡脉冲应力如爆炸的部件、或保护性部件如装甲板，或者用于人或动物身体的身体用盔甲。也可以由根据本发明的薄钢板制备特征为重量轻且使用性能良好的重载齿轮部件，而不需要进行附加的热处理。