高强度钢带或薄钢板及其制造方法 本发明涉及一种主要包括铁素体-马氏体显微组织的高强度钢带或薄钢板，并涉及所述钢带或薄钢板的制造方法。
从上述类型钢带和薄钢板的应用角度来看，对其多功能性、使用性和耐用特性的要求越来越高。因而，要求不断地改进这种钢带和薄钢板的机械特性。这特别牵涉到这种材料的成形特性。
成形特性良好的钢带或薄钢板，其特征表现在代表良好深拉特性的高r值，代表良好拉伸成形特性的高n-值，和表示正平面应变特性的高应变值。计算屈服强度和拉伸强度之比所得的低屈服强度比也是良好拉伸成形特性的特征。
提高强度的总的要求包括在轻型结构方面大加努力。在这方面，使用降低厚度的薄板来节省重量。与轻量化设计相关联的强度损失，可藉增加薄板自身强度来补偿。然而，强度地丝毫提高，易导致成形特性变差。因此，进一步改进在此所探讨的这种类型材料的主要目的是，既提高强度，又使成形特性的变差尽可能少。
钢铁材料薄板093和094罗列了许多冷成形性良好的高强度微量合金钢或P-合金钢。这些钢中的一些具有烘焙-硬化特性。这些特征尤可应用连续退火处理来获得，所述连续退火处理必要时与热浸精炼过程一起进行。
此外，在实际应用中对提高钢的强度而又获得改进得多的成形特性，已借助于提高合金含量进行了成功的尝试。通过补充或可供选择的措施，已可能在热轧过程或连续退火过程中以较高的冷却速率提高这些特征。然而，伴随这种方法，会因提高合金元素含量和安装、运行所需冷却设备而产生增加成本的缺点。
常规的薄板连续退火装置包括一台置于退火、冷却构件之后的过时效炉。在这样的过时效区段中，由于所处理钢带或薄钢板保持在≤500℃温度范围之内，所述钢带或薄钢板就发生“过时效”。在低合金、软钢的情况下，这种将温度保持在至多500℃下，就引起溶解碳彻底沉淀成碳化物。作为碳化物沉淀的结果，钢带或薄钢板的机械/工艺特性受到良好影响。然而，在连续退火装置中制造双相钢的过程中，在通过过时效区段时，马氏体中会发生不良的回火效应。
因此，本发明的目的是，制造一种由双相钢制成的高强度钢带或薄钢板，所述钢带或薄钢板具有良好的机械/工艺特性，即使在经受包括过时效处理的退火处理之后亦然。此外，还应该公开一种制造这种带材或薄板的方法。
该目的借助一种高强度钢带或薄钢板来实现，该高强度钢带或薄钢板的显微组织主要包括铁素体-马氏体的显微组织，马氏体含量在4和20％之间，其中所述钢带或薄钢板除铁和熔炼所产生的杂质之外，还包括(以重量百分比计)0.05-0.2％碳、≤1.0％硅、0.8-2.0％锰、≤0.1％磷、≤0.015％硫、0.02-0.4％铝、≤0.005％氮、0.25 1.0％铬、0.002-0.01％硼。优选的是，在主要为马氏体-铁素体的显微组织中马氏体含量近似为5％至20％。
本发明所述钢带或薄钢板的特征是，强度至少高达500牛顿/米2，同时成形特性良好，又不需要特别高的特定合金元素含量。为提高强度起见，本发明利用元素硼的变形影响效应，这种效应就热轧带材和锻件所用钢而论，它原本就是已知。在这方面，由于按照本发明，将至少一种任选的氮化物形成物(优选铝)和一种用作添加物的钛添加到钢材中，故而保证了硼的强度提高效应。添加的钛和铝之所以能起作用，是它们能同存在于钢中的氮化合，从而硼可用来形成能提高硬度的碳化物。在必然存在的铬含量支持下，以此方式获得了比常规组成的对比钢更高的强度等级。
正如已提及的那样，现有技术中早已联系热轧带钢或锻件的制造，探讨过硼在钢中提高强度的效应。因此，举例来说，德国专利申请公开说明书DE 197 19 546 A1记叙了一种强度最高的热轧带钢，该热轧带钢借合金化选择性地添加了钛，其添加量足以按化学计算量固定钢中所存在的氮。以此方式，保持了也已添加的硼量，使其不固定氮。这样，硼就能毫无阻碍地有助于提高钢的强度和淬透性。另外，德国专利申请公开说明书DE 30 07 560 A1记叙了较高强度热轧双相钢的制造，对此钢添加了量为0.0005至0.01％(重量)的硼。在此情况下，添加硼以迟缓铁素体-珠光体转变。
事实业已出人意料地表明，就本发明高强度钢带或薄钢板而论，即使在冷轧之后，各别材料经受退火处理并随后冷却和过时效，或若各别材料经受热浸精炼过程，马氏体的量均保持不变。本发明带材或薄板的屈服强度介乎250N/mm2和350N/mm2之间。拉伸强度为500N/mm2至大于600N/mm2，尤其高达650N/mm2。表面处于非清理状态时，所述材料实际上没有屈服强度延伸率(ARE≤1.0)。因此，本发明钢带或薄钢板具有一些在低合金钢情况下迄今不可能获得的特性和特征。
本发明钢的另一个优点是它们的抗回火性效果。铬在本发明钢中的存在，防止了尤其在常规组成的双相钢情况下发生的难题，亦即，时效处理过程中马氏体含量被回火过、从而强度降低的难题。
本发明钢带或薄钢板优选还包括至少2.8×AN的钛，式中AN＝氮含量(以重量百分比计)。在此，铝含量可被限制在0.02-0.05％(重量)的范围内。在本发明的这个实施方案中，向钢中所含的氮提供用作氮化物形成物的铝，此外还存在其量足以按化学计算量固定氮的钛。相反，倘若钢中不存在钛，则所述钢带或薄钢板的铝含量应当介于0.1至0.4％(重量)之间。由于铝和/或钛的存在，冷却过程中首先形成较大晶粒的TiN和/或AlN。由于钛和铝对氮的亲合力比硼大，故而所存在的硼含量可用来形成碳化物。这比钛或铝的含量不足时譬如首先沉淀小晶粒BN的情况，对本发明钢的机械性能有着更为有利的影响。
制造本发明钢带或薄钢板的一种选择方案在于，借助于冷轧一种热轧带钢，来制造所述钢带或薄钢板。然而，作为一种选择，也可处理一种薄的热轧带钢，不另行冷轧来制造本发明的一种钢带，只要其厚度充分减小到可供进一步加工即可。这样一种热轧带钢例如可用连铸坯直接轧制机来制造，其中将铸钢线材直接轧成薄的热轧带钢。不论选择哪一种制造所述钢带或薄钢板的方法，实现上述关于生产方法的目的所用的措施在于，在连续作业炉中，对所述钢带或薄钢板进行退火处理，在该处理过程中退火温度介乎750℃和870℃之间，优选在750℃和850℃之间，还在于随后使所述退火钢带或薄钢板以至少20℃/秒和至多100℃/秒的冷却速率从所述退火温度冷却下来。
采用本发明方法，可以制造一种钢带，它以碳锰钢为基准，其中添加了硼和至少铝，而且必要时补加用作氮化物形成物的钛，这种钢带甚至在退火和冷却条件下也可控制，它含有大约5％至20％的所希望高的马氏体含量。与常规方法相反，在连续退火之后，不需要用高冷却速率冷却所述钢带或薄钢板，以便在显微组织中形成马氏体。作为替代，大量溶于晶格的硼保证了马氏体甚至在低冷却速率下形成，因此产生具有综合性能、典型双相的铁素体-马氏体占主导地位的显微组织。现已发现，此效应在硼含量为0.002至0.005％时就已明显。因此，本发明不需要昂贵的冷却装置或者不使用大量合金元素，就可制造高强度钢带或薄钢板。
此外，还已发现，按照本发明制造的钢在进行过时效时，不会因回火影响马氏体而发生丝毫特性下降，这是值得一提的。在那些不对所述钢带或薄钢板进行热浸精炼的情况下，过时效可在介于300℃和400℃之间的处理温度下至多持续300秒。相反，倘若进行热浸精炼，例如热浸镀锌，则在可能进行的过时效过程中，在镀锌期间应当至多持续80秒，同时处理温度介于420℃和480℃之间。另外，按照本发明所制造镀锌钢带或薄钢板的特性，可因镀锌后进行原本已知的镀锌层扩散退火处理而进一步得以改进。在这样的处理过程中，热镀锌薄板或带材在热浸之后予以退火。视特定应用场合而定，如果所述钢带或薄钢板随后进行表面清理，还可能是有利的。
下面参考实施方案更为详细地解释本发明。
表1示明本发明钢带A1-A4的合金含量和工艺/机械特征值ARE(屈服强度延伸率)、ReL(低屈服强度)、Rm(拉伸强度)、ReL/Rm(屈服强度比)和A80(至断裂的延伸率)。为比较起见，该表还示明对比钢带B1-B5、C1-C5、D1-D4和E1的各别情况。
就表1中所示的本发明所有钢带A1-E1而论，供对比而示出的钢带，其碳含量介于0.07和0.08％(重量)之间。就所示对比钢带B1-B5而论，1.5-2.4％(重量)的锰含量用来影响转变过程。就对比钢带C1-C5而论，为了同一目的，采用了硅(约0.4％，以重量计)和锰(1.5-2.4％(重量))的元素组配，就对比钢带D1-D4而论，采用了硅(至多0.7％(重量))、锰(1.2-1.6％(重量))和铬(0.5％(重量))的含量组配。就对比钢带E1而论，还添加了钼。
就本发明钢带A1-A4而论，除了也已采用硅(至多1.0％(重量))和锰(0.8-1.5％(重量))之外，还利用了硼的高度转变延迟性质。为防止氮化硼生成，以用作氮化物形成物的钛来固定氮。在氮含量为0.004至0.005％(重量)而硼含量近似0.003％(重量)情况下，为此目的而存在的钛含量约为0.03％(重量)。
经熔炼钢A1-A4并每次浇铸一块扁坯后，将各扁坯加热至1170℃。然后将各个加热后的扁坯轧成厚度为4.2mm的热轧带钢。终轧温度在845和860℃之间变化。接着，在620℃温度下，以0.5℃/分的平均盘卷冷却速率，将热轧带钢盘绕成卷。接着对热轧带钢进行酸洗，并冷轧到厚度为1.25mm。
对各冷轧带钢进行连续退火处理，该连续退火处理由附有低合金软钢过时效的标准炉操作来指导。连续退火过程中退火温度为800℃，以及连同最终通过过时效区段的二级冷却，是这种退火、过时效处理的基本特征。起初，以近似20℃/秒的冷却速率冷却到550-600℃。随后，以近似50℃/秒的冷却速率冷却至400℃。所述连续的过时效处理是，在400-300℃的温度范围内将带材保温150秒。
表1中所示按照本发明制造的钢带A1至A4的常规非表面清理状态连续退火后的机械/工艺特征值，当与另外所示的对比钢带的高强度合金化构思相比，证明了按照本发明制造的钢带或薄钢板的有利特性。在本发明钢带情况下，非表面清理状态没有屈服强度延伸率的事实，清楚显示有利的铁素体/马氏体显微组织形成。延伸率极限值低于300N/mm2，强度值介于530N/mm2和630N/mm2之间。因此，钢带A1-A4在塑性变形过程中呈现良好的淬硬性能。这也证明其本身屈服强度比(Re/Rm小于0.5)非常低。在强度为540-580N/mm2的情况下，破断延伸率介于27和30％之间；在近似630N/mm2的情况下，破断延伸率仍为良好的25％。从整体来看，机械性能是各向同性的。
多数情况下，所有与本发明钢带同一等级的对比钢带的强度均显现不太有利的应变值，尤其在屈服强度延伸率增加值明显的情况下。这表示淬硬性能更为不利。
在对比钢带情况下，只有用大于2.1％(重量)的很高锰含量才能实现屈服强度延伸率缺失(对比钢带B4、B5、C5)。此外，还发现强度值明显更高。但同时，又得到不太有利的屈服强度比和较小的延伸率。
表2示明本发明钢带F1的合金含量和工艺/机械特征值ARE(屈服强度延伸率)、RcL(低屈服强度)、Rm(拉伸强度)、RcL/Rm(屈服强度比)和A80(至断裂的延伸率)。为制造钢带F1起见，先将钛-硼合金化的碳-锰钢熔化，再以常规方法热轧并冷轧。接着对冷轧带钢F1进行退火，并将其输送经过热浸镀锌设备。
退火在870℃下进行。继此之后，在480℃下，相保持(holding phase)60秒。镀锌液温度为460℃。表3示明操作条件的详细说明。以此方式进行热浸精炼并接着进行表面清理后钢带F1的特性是在本发明带材特性范围之内，其值列于表1中。
表4示明本发明钢带G11-G14的合金元素含量和工艺/机械特征值ARE(屈服强度延伸率)、ReL(低屈服强度)、Rm(拉伸强度)、ReL/Rm(屈服强度比)和A80(至断裂的延伸率)。钢带G11-G14中的每一种，都以同一组成、经常规热轧和冷轧加工的钢为原料来制造。
冷轧带钢G11和G12经受过连续退火处理，而钢带G13和G14则经受过热浸镀锌处理。表5示明各操作条件。采用780-800℃的退火温度，钢带G11-G14的拉伸强度约为500N/mm2。蠕变的开始是很大程度上缺失屈服强度延伸率(ARE≤1.0％)。 C Si Mn P S Al N Cr Mo Ti B AReReL RmReL/R A80 钢带 ％(重量) [％][N/mm2] [N/mm2] [-] [％] A1 A2 A3 A4 0.08 0.08 0.08 0.08 0.01 0.39 0.79 0.78 1.48 1.23 1.24 1.46 0.01 0.01 0.009 0.009 0.012 0.012 0.012 0.013 0.04 0.03 0.03 0.04 0.004 0.004 0.005 0.004 0.5 0-5 0.51 0.51 - - - - 0.028 0.028 0.029 0.029 0.003 0.0032 0.0032 0.003 0 0 0 0 258 252 260 266 544 531 582 631 0.47 0.47 0.45 0.42 27 30 28 25 B1 B2 B3 B4 B5 0.07 0.07 0.07 0.08 0.08 0.01 0.03 0.01 0.02 0.03 1.53 1.87 1.95 2.14 2.4 0.012 0.011 0.011 0.012 0.011 0.01 0.013 0.01 0.009 0.011 0.03 0.02 0.03 0.03 0.04 0.005 0.004 0.004 0.003 0.004 - - - - - - - - - - - - - - - - - - - - 3.6 1.2 1.0 0 0 366 350 350 389 522 475 557 602 701 852 0.77 0.63 0.58 0.55 0.61 24 17 15 15 11 C1 C2 C3 C4 C5 0.08 0.07 0.08 0.07 0.08 0.42 0.38 0.35 0.32 0.40 1.53 1.63 1.93 2.11 2.38 0.019 0.011 0.012 0.011 0.011 0.012 0.011 0.013 0.011 0.009 0.03 0.03 0.03 0.03 0.03 0.005 0.003 0.004 0.004 0.004 - - - - - - - - - - - - - - - - - - - - 3.6 3.0 1.2 1.1 0 428 420 407 416 477 571 583 668 707 898 0.75 0.72 0.61 0.59 0.53 30 28 19 19 21 D1 D2 D3 D4 0.07 0.08 0.07 0.08 0.01 0.01 0.01 0.73 1.26 1.60 1.46 1.41 0.009 0.01 0.01 0.01 0.01 0.013 0.011 0.01 0.03 0.04 0.02 0.03 0.003 0.005 0.004 0.005 0.49 0.3 0.48 0.56 - - - - - - - - - - - - 5.0 3.0 2.1 1.7 370 358 311 327 455 486 468 570 0.81 0.74 0.66 0.57 26 28 26 25 E1 0.08 0.03 1.35 0.011 0.009 0.04 0.004 0.51 0.32 - - 2.5 341 471 0.73 27
表1 C Si Mn P S Al N Cr Mo Ti B AReReL RmReL/RA80钢带 (％重量) [％][N/mm2][N/mm2] [-] [％]F1 0.08 0.04 1.5 0.013 0.014 0.06 0.01 0.52 - 0.029 0.0031 0 278 521 0.53 24
表2 预热 退火炉 冷却区段 喷嘴 镀锌液 带速 钢带 [℃] [m/min] F1 830 870 480 325 460 70
表3 C Si Mn P S Al N Cr Mo Ti B ARe ReL Rm ReL/R A80钢带 (％重量) [％] [N/mm2] [N/mm2] [-] [％]G11G12G13G14 0.072 ″ ″ ″ 0.09 ″ ″ ″ 1.49 ″ ″ ″ ″ ″ ″ ″ 0.01 ″ ″ ″ 0.103 ″ ″ ″ 0.0047 ″ ″ ″ 0.5 ″ ″ ″ - ″ ″ ″ - ″ ″ ″ 0.0045 ″ ″ ″ 0 0 0.9 0 241 295 264 267 521 563 488 515 0.463 0.524 0.541 0.518 21.7 15.0 27.8 23.1
表4 钢 G11 G12 G13 G14 种类 连续退火 ″ 热浸镀 ″ 退火湿度 [℃] 780 800 780 800 保温时间 [S] 75 75 75 75 过时效 [℃] 350 350 460 460 保温时间 [S] 180 180 60 60
表5