CN101065503A - 具有twip性能的高强度钢带或薄钢板以及通过钢带连铸制备它的方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种制备具有TWIP性能的可冷成形性的高强度钢带或薄钢板的方法，其中在不间断地进行的连续加工步骤中，将如下组成的熔融材料施加到传送带上并在其上进行冷却，直至其凝固为预制带材：(重量％)C：0.003－1.50％，Mn：18.00－30.00％，Ni：≤10.00％，Si：≤8.00％，Al：≤10.00％，Cr：≤10.00％，N：≤0.60％，Cu：≤3.00％，P：≤0.40％，S：≤0.15％，任选的来自Se、Te、V、Ti、Nb、B、REM、Mo、W、Co、Ca和Mg中的一种或多种元素，条件是Se和Te的总含量≤0.25％，V、Ti、Nb、B和REM的总含量≤4.00％，Mo、W和Co的总含量≤1.50％以及Ca和Mg的总含量≤0.50％，其余为铁和熔炼条件下产生的杂质，其中总含量等于或小于0.30％的Sn、Sb、Zr、Ta和As的含量包括在所述杂质中，将所述预制带材从传送带上取下，如果需要可将取下的预制带材进行热处理，在至少为700℃的热轧终了温度下将预制带材热轧成具有完全再结晶化的热轧带材，并在最高为750℃的卷取温度下对热轧带材进行卷取。

Description

具有TWIP性能的高强度钢带或薄钢板以及通过钢带连铸制备它的方法
本发明涉及一种由Fe-C-Mn轻质结构钢制备具有TWIP性能的高强度、可冷成形的钢带或薄钢板的方法，以及一种制造部件的方法具有含TWIP性能的高强度钢带或薄钢板。
所谓的“哈德菲尔高锰钢”是一种长期以来已知的钢，其除了含有铁外，还含有作为主要合金化元素的11-14重量％的Mn和1.1-1.4重量％的C。具有如此高锰含量的钢在受到反复冲击或摩擦的影响时显著地具有非常高的抗拉强度和加工硬化性。
另外，具有甚至更高锰含量的奥氏体钢也是已知的，其具有所谓的“TWIP”性能(“TWIP”＝″孪生诱导塑性( Twinning  InducedPlasticity″))。由于在机械荷载过程中会出现结构晶粒的孪晶形成，因此当进行机械荷载时，有关钢在低重量和良好强度的同时具有高的延展性。这种孪晶形成直接促进了钢的变形。由于孪晶作用限制了离域的流动性，孪晶作用对于提高机械荷载时钢的流动应力也产生作用。通常伴有孪晶形成的马氏体γ/α相变也可能有助于改善TWIP钢的变形性。
从EP 1,067,203 B1中得知一种由上述类型的Fe-C-Mn合金制备钢带的方法。按照该已知方法，用常规双辊带材浇铸机将钢熔融材料浇铸成1.5mm-10mm厚的薄带材，所述钢熔融材料包含下述组分：0.001-1.6重量％的C，6-30重量％的Mn，最多10重量％的Ni，其中Mn和Ni的总含量为16重量％到30重量％，最多2.5重量％的Si，最多6重量％的Al，最多10重量％的Cr，以及总含量最多为0.2重量％的P、Sn、Sb和As元素，总含量为最多0.5重量％的S、Se和Te元素，总含量为最多3重量％的V、Ti、Nb、Zr和稀土金属(REM)元素，总含量为最多0.5重量％的Mo和W元素，其余为铁和熔炼条件下不可避免的杂质。然后将通过该方法获得的薄带材直接地、或者任选地在随即进行了卷取的中间热轧之后，以10-90％的变形度通过一步或多步冷轧成为冷轧带材，然后对其进行再结晶化退火。
除了使用在技术术语中也称作“两辊”或“双辊”的双辊浇铸机外，也可使用通常缩写为“DSC工艺”的“钢带连铸(Direct StripCasting)”工艺来进行铸造带材的制备。用该方法把要进行浇铸的熔融材料由浇包中注入到分配容器中，通过该分配容器将熔融材料加到连续旋转传送带上。在传送带区域中充分冷却熔融材料，以便使其在到达传送带的末端时被凝固成硬的预制带材。然后，在对预制带材进行热轧之前通常对其进行二次冷却步骤处理，所述热轧同样是在该冷却步骤之后不间断地进行的。可在一个或多个辊机架中进行热轧。热轧之后进行进一步的控制冷却，之后将热轧带材成品卷取成卷。
Renata 
Figure A20048004446100061
等人的短论“高锰TRIP合金的变形和机械性能(DEFORMATION AND MECHANICAL PROPERTIES OF HIGH MANGANESE TRIPALLOYS)”描述了通过DSC工艺由Fe-Mn-Al-Si合金制备钢带的可能性，该短论发表在IDDRG国际深冲压成形研究组2004年度会议的会议录中，2004年5月24-26日，Sindelfingen，Verlag Stahleisen GmbH，2004，ISBN 3-514 00708-X，第261-269页。除了对通过DSC工艺制备TWIP钢的可能性的一般性参考之外，该短论中给出了一种具有TRIP性能的钢，作为由该方法进行浇铸的Fe-Mn-Al-Si-合金的一个具体实例，这种具有TRIP性能的钢除了含有铁和不可避免的杂质外，还含有(以重量百分数)16.2％的Mn、2.36％的Al、2.47％的Si、0.084％的C、0.007％的S和0.0093％的N。
依据其组成，TRIP钢(“TRIP”＝“相变诱导塑性(TransformationInduced Plasticity)”)具有特别高的强度，其延伸率比得上常规双相钢的延伸率，或者具有高的拉伸能力，其强度可比得上常规双相钢的强度。相反，在部件成形过程中和骤加机械荷载下，TRIP钢具有更加均衡的性能组合，并具有最佳的变形行为。
尽管由所述类型的轻质结构钢制备的已知薄钢板的所有变化形式都具有高的强度，但其仍具有特征性缺点。例如，出现宽范围的脆-韧转变温度、性能对温度的严重依赖或更多各向异性变形行为。
另外，具有高Mn含量的钢由于其本身的高强度，所以仅能很困难地对其进行热轧和冷轧。对于本发明所述的高强度TWIP钢，这一表现特别严重。因此，对于该种钢，带材棱边经常出现不稳定性或裂纹，这使得实际上难以由该种钢大规模生产和加工带材或薄板。由于即使在热轧前正在进行的浇铸状态下具有18重量％或更高Mn含量的钢也具有的这种高硬度，生产工厂中必须投入大量的资金，以便由该种钢制备薄热轧带材，随后由所述薄热轧带材可以以合理的成本制备出低厚度冷轧带材。然而，在汽车车身结构领域中，对具有低重量、高强度以及良好的变形行为和在事故中的硬化行为的冷轧金属薄板的需求不断增加。
本发明的目的在于，在上述现有技术的基础上，开发一种制备具有TWIP性能并具有高锰含量的钢带和薄钢板的方法，该方法使得在降低了成本情况下能够获得具有最佳性能组合和同样的最佳实用价值的产品。此外，本发明还将指出一种由开始所述类型的钢制备高强度部件的方法。最后，还将开发一种具有特别好的变形行为的钢带或薄钢板。
关于制备可冷成形的、高强度的并具有TWIP性能的钢带或薄钢板的方法，通过根据本发明不间断地进行下述连续加工步骤来实现这一目的：
-将下述组成的熔融材料(重量％)加到传送带上并在上面进行冷却，直至其凝固为预制带材：
C：0.003-1.50％，
Mn：18.00-30.00％，
Ni：≤10.00％，
Si：≤8.00％，
Al：≤10.00％，
Cr：≤10.00％，
N：≤0.60％，
Cu：≤3.00％，
P：≤0.40％，
S：≤0.15％，
任选的来自Se、Te、V、Ti、Nb、B、REM、Mo、W、Co、Ca和Mg中的一种或多种元素，条件是：
Se和Te的总含量≤0.25％，
V、Ti、Nb、B、REM的总含量≤4.00％，
Mo、W、Co的总含量≤1.50％和
Ca和Mg的总含量≤0.50％，
其余为铁和熔炼条件下产生的杂质，其中总含量不超过0.30％的Sn、Sb、Zr、Ta和As的含量包括在所述杂质中，
-将该预制带材从传送带上取下，
-如果需要，可将取下的预制带材进行热处理，
-在至少为700℃的热轧终了温度下将预制带材热轧成具有完全再结晶化结构的热轧带材，
和
-在最高为750℃的卷取温度下对热轧带材进行卷取。
关于制备高强度部件的方法，本发明由以下方式实现上述目的，即通过使用根据本发明的方法制备热轧带材或冷轧带材，由该带材非必要地制备出预制产品，然后将该预制产品最终冷成形为部件。
由于制备钢带或薄钢板的特殊方法，通过根据本发明的方法制备的钢带或薄钢板包含了直到远远低于0℃的温度下非同寻常的最佳性能组合。相应地，根据本发明制备的钢带或薄钢板的特征在于其脆/韧转变温度Tue在-40℃以下。通常通过杯突试验或缺口条冲击试验来测定有关转变温度Tue。
因此，当使用根据本发明的钢带或薄钢板例如制备机动车辆车身板或相似应用时，可确保所述钢带或薄钢板的优越的变形能力在所述应用通常采用的整个温度范围内保持。
本发明基于这样一种认识，即，如果同时根据本发明的方法对热轧终了温度和卷取温度进行调节，则能够使用现有已知的DSC工艺以一种特别有利的方式来加工Mn含量为18重量％或更高的钢。由于热轧终了温度为至少700℃并典型为至少850℃这一事实，所以在热轧之后可获得完全再结晶化的热轧带材，该热轧带材特别适于随后进行冷成形。由于卷取温度为最高750℃，典型地最高550℃的温度，所以尽可能地避免了热轧带材成品的晶界氧化，并使在卷取之后获得的热轧带材上的表面缺陷仅以最低程度出现。因此，例如为了改善抗腐蚀性，使用金属覆层能够使根据本发明制备的热轧带材或由此制得的冷轧带材受到特别满意的保护。
根据本发明的方法的一个突出优点在于，在根据本发明使用的制备工艺的热态(hot phase)中，不需要将带材由竖直方向转为水平方向。而是，在传送带上的凝固过程和在随后的热轧过程中，以及在如果需要而在热轧之前进行的热处理中，由熔融材料浇铸的预制带材根据本发明都是仅仅以水平的输送方向进行的，因而在制备工艺的热态中能够避免任何严重的带材弯曲。这使得有可能由特别耐热的钢材料制备出钢带，而不会由于该材料仍然较差的变形能力产生问题。因此，与使用已知的带材浇铸机进行带材浇铸相比，当使用根据本发明的DSC工艺时，不存在由仅仅可变形不足的铸造带材的断裂引起的必须中断浇铸操作的风险。
根据本发明的方法的另一个优点在于能够浇铸出一定厚度的预制带材，该厚度远大于由常规带材浇铸方法所得到的预制带材的厚度。因此，根据本发明的方法，能够毫无困难地制备出厚度典型地大于10mm并尤其大于12mm的预制带材。例如，在随后的使用了高变形度的热轧中，可将这种例如厚度大于15mm或大于20mm的预制带材成形为厚度典型地低于3mm并尤其低于2mm的薄热轧带材。
热轧过程中的严重变形导致这样一种结果，即，与使用双辊浇铸机进行的常规带材浇铸相比，尽可能完全地消除了预制带材的原始浇铸结构，而产生了热轧带材的结构，由于该热轧带材的结构特别均一并完全再结晶化以及最大量地消除了空穴，所以其显著地具有特别好的变形性。相应地，优选通过根据本发明的方法对浇铸预制带材进行热成形，以便获得优选大于60％并尤其最大95％的高变形度。尽管根据本发明进行加工的钢合金本来具有高的抗热性，但是通过此方法可由高厚度的预制带材制备例如1mm厚的热轧带材，该热轧带材然后能够被低成本地冷轧成直接适用于汽车车辆车身结构的冷轧带材。
根据本发明的方法的又一实质性优点在于，在加工的熔融材料中，其实质上更能容许在常规工艺中可导致问题的合金化元素的存在。因此，对所述熔融材料也能成功地进行浇铸，该熔融材料除了含有大量的磷、硫和铜之外，还能够含有总量最多为0.30重量％的相对高含量的Sn、Sb、Zr、Ta和As杂质。这使得能够容许更高含量的伴生元素，其结果却不会降低制备出根据本发明的相应的合金化钢带的可能性。
因此本发明允许使用利用廉价的废铁的电弧炉工艺路线来经济地制备熔融材料。因而有可能放弃使用导致高CO2排放的鼓风炉。
其组成能够在高容限内变化的熔融材料的可以通过本发明进行的加工，使得有可能使用带有相应杂质的非最佳的合金化材料，并因此还降低了合金材料的成本。能够避免鼓风炉焦炭的高成本。
根据本发明对所述类型的钢进行加工时，极大的减少了对于常规垂直连续浇铸而言有问题的偏析分布。同样，使用根据本发明的方法时，常规连续浇铸所出现的不规则浇铸结构被均匀化。
根据本发明的方法，制备的钢带或薄钢板的强度和可延展性比使用常规连续浇铸方法加工类似材料的情形要高。
最终，生产线上可使用根据本发明的方法，其所需的资金投入比常规的连续浇铸工厂要少很多。相应地，资金费用比常规连续浇铸宽热轧带材工厂的资金费用低。而且，根据本发明的方法使得可以逐卷地调节宽度。根据本发明进行操作的生产线所获得的产出比得上常规连续浇铸工厂的产出。
根据本发明进行加工的合金的C含量可为0.003重量％-1.6重量％。优选地，该含量为0.2重量％-0.8重量％。如果碳含量至少为0.2重量％，熔融材料中碳损耗的风险被降至最低。大于0.8重量％的碳含量使得与实现有利的机械性能相关的其他合金化元素的含量的优化更加难以进行。
0.2-0.8％的优选碳含量确保提高了的制备出根据本发明的钢带和薄钢板的可能性。带材棱边区域的裂纹和不稳定性被基本消除，其中尤其是不稳定性随着碳含量的提高而下降。
另外，根据本发明提出的碳含量给热轧参数提供了宽的范围。因此，已经发现，当选择高热轧终了温度和卷取温度时获得的根据本发明的钢的特征值与热轧终了温度和卷取温度低时获得的特征值基本一致。这种不敏感性也有利于根据本发明的方法的简单和可靠的易行性。
根据本发明进行加工的合金的锰含量至少为18重量％并尤其至少为20重量％。这种根据本发明进行加工的类型的具有高锰含量的钢具有可靠的TWIP性能。
由于所述钢中Mn和Ni的总含量不应超过30重量％，所以镍含量应限定为最高10重量％，
根据本发明进行加工的熔融材料的硅含量可为最高8重量％，其中如要获得特别轻质的钢，则需要添加这种硅元素。此外，为了替代相应减少了的C含量和Mn含量而仍维持TWIP性能，可使用更高的硅含量。
出于同样的目的，可任选向根据本发明进行加工的熔融材料中添加最高10重量％含量的铝。
为了改善抗腐蚀性，可向根据本发明进行加工的钢合金中添加铬。将Cr的含量限定为最高10重量％对于成本指标是有利的，因为超过该限定值时，仅能观测到仍然微小的性能改善。
令人惊奇地显示，当施加到传送带上时，存在的硒和蹄使熔融材料的润湿行为得以改善，其中在传送带上面，熔融材料而后被凝固成预制带材。根据本发明的一个有利的实施方案相应提出，熔融材料中Te和Se的总含量最少为0.01重量％。
熔融材料可包含一定量的V、Ti、Nb和REM，以便利用这些与根据本发明进行加工的类型的钢的机械性能相关的微合金化元素本身已知的积极作用。因而，根据本发明的另一实施方案提出，浇铸成预制带材的熔融材料包含总量最少为0.01重量％的V、Ti、Nb和/或REM。如果B的存在量最少为0.001重量％，则B的改性作用(各向同性)已经显现。
为了利用钼、钨和钴元素已知的改性作用，这些元素的总含量可最多为1.5重量％。同样，如果Ca和Mg关于根据本发明进行加工的类型的钢中同样本身已知的作用被开发出，则这些元素的量可提出为0.5重量％。
为了利用氮在所述类型的钢中的强化强度和抗腐蚀作用，可添加的氮的量最多为0.6重量％。
结果，当使用根据本发明的方法并利用根据本发明的合金化概念的可能性时，获得冷成形性特别好的轻质结构钢带或薄钢板，由于其相对高的强度，所以特别适于制备机动车辆车身部件。同样，根据本发明制备的薄钢板适于制备车轮尤其是机动车辆的车轮，适于制备内部高压或外部高压成形的部件，适于制备高强度发动机部件例如凸轮轴或活塞连杆，适于制备用来阻挡脉冲压力如爆炸的部件，例如装甲板以及特别用来保护人不受爆炸伤害的保护性部件。
具有纯奥氏体结构的根据本发明的薄钢板也特别适于制备非磁性部件。
另外，已表明，根据本发明的钢带或薄钢板即使在极低的温度下也能维持其抗拉强度。因此，如同已经提及的那样，可确保根据本发明的钢带或薄钢板仅在低于-40℃的转变温度下才发生由韧性向脆性的转变。相应地，根据本发明制备的钢产品特别适用于在低温技术中使用的装配部件例如用于制冷目的的容器或管道。
根据本发明制备的钢带和薄钢板的各向同性变形行为特别突出。因此，通过本发明能够容易地获得其r平均值rm为1.0+/-0.15及Δr值为-0.2到0.2的钢带或薄钢板。
由于热轧带材根据本发明是在至少700℃的热轧终了温度下进行的热轧，所以除了已经提及的避免晶界氧化外，碳的有利作用也得以充分利用。因此，对于在该温度范围内进行热轧的带材，碳提供了更高的抗拉强度和屈服点值，而延伸度象以前一样仍可接受。随着热轧终了温度的提高，抗拉强度和屈服强度下降，而延伸度升高。因此，通过在本发明给定的范围内改变热轧终了温度，能够可控地和以简单的方式来改变生产的钢带的所需性能。
必要时在预制带材于传送带上进行的凝固和热轧之间进行的热处理，用于使预制带材的温度达到一定水平，根据该温度水平，可获得最佳热轧结果。相应地，用原本已知的方法进行的热处理可包括附加的控制冷却，其中使预制带材的温度达到热轧最佳的热轧开始温度。然而，当预制带材的结构受该热处理影响或需要将预制带材的温度升至最佳热轧开始温度时，通过加热预制带材来进行热处理应当是易于想到的。
根据本发明的热轧带材已经显著地具有良好的使用性能。如果制备更薄的薄板或带材，则可在卷取之后将热轧带材冷轧成冷轧带材，其中有利地使用10％-90％并优选30％-75％的冷轧应变度进行冷轧。
由于根据本发明的方法提供了通过采用高应变度由相对厚的预制带材制备薄的热轧带材的可能性，因此当冷轧时，可以无问题地制备出厚度为0.8mm或更低例如0.6mm的冷轧带材。所述金属薄板的厚度正好是机动车辆车身结构领域所要求的。
为了避免在热轧过程中损害表面质量受到与热轧带材相粘附的轧屑的损害，热轧带材在冷轧之前可进行酸洗。
优选地，可对在单步骤或多步骤冷轧之后获得的冷轧带材进行退火，其中退火温度应在600℃与1100℃之间。可在600℃-750℃的温度范围内的静态炉中进行退火处理，或者在700℃-1100℃的温度下的运行中进行退火处理。
如果带材在退火过程中起鳞(皮)，则为了改善最终冷轧带材的表面质量，对进行了退火处理的热轧带材也进行酸洗可能是有利的。这特别适合于使冷轧带材在形成最佳表面质量、尺寸精度以及最佳机械性能方面进行最终平整时。
根据本发明制备的钢带或薄钢板的第一个有利的使用在于通过强力旋压来制备冷成形部件。为此，由钢制成坯体，然后通过强力旋压将其最终成形。由于其特殊的性能分布，所以根据本发明制备的钢带或薄钢板、或者由此制得的薄板金属坯体特别适用于该目的。
根据本发明制备的类型的具有良好延展性和更高强度的钢，能够用于制造配置有齿形或类似成形的元件的部件。这些部件通常是配置有内齿或外齿的传动零件。通过强力旋压能够经济地、尺寸精确地制备这些部件。从DE 197 24 661中得知由强力旋压制备传动零件的方法。根据该已知方法，将薄钢板成形为坯体，其中薄钢板由具有至少为500N/mm2的屈服点下限的微合金化高强度结构钢构成。然后通过强力旋压将该坯体冷成形为传动装置。在制备齿的过程中，将薄钢板材料变形至其成形能力的极限。随后，对配有齿的工件表面进行硬化，硬化时基本保持温度并不造成热变形的发生。
依据其组成，在根据本发明制备的钢带或薄钢板中，能够获得纯奥氏体结构或者由包含一定马氏体组元的铁素体和奥氏体的混合物组成的结构。因此，根据本发明的钢能够实质更好地进行成形。与通过强力旋压用于制备部件的已知高强度微合金化钢或多相钢相比，其可在冷成形过程中凝固得更为强烈。因此，在每次冷成形之后，都可获得强度在1400N/mm2-2200N/mm2范围内的部件。从而可省去对冷成形后获得的部件进行附加的硬化处理。
当使用根据本发明组成并制备的钢时，则不再需要对强力旋压的部件进行热处理或表面硬化处理。根据本发明制备中不存在现有技术中由所述附加工艺步骤所引起的变形和起鳞的危险。这一问题尤其在用于制备在使用期间承受局部强烈应力作用的齿形部件时值得注意。因此，根据本发明的钢能够通过冷成形特别是强力旋压经济地制备轻质、可重载且尺寸精确的部件。
结果，根据本发明的方法有利于经济地制备轻质、可重载的钢带和薄钢板，这为通过冷成形并需要低资金投入来可能性地制备尺寸精确的部件奠定了基础产品。
同样，根据本发明的薄钢板的所有变化形式特别适于制备车辆车身部件，尤其是机动车辆车身的外面板或用于车辆车身的载重部件，车辆尤其是汽车车辆的车轮，适于制备非磁性部件、在低温工程中使用的容器、内部高压或外部高压成形的部件，适于制备特别用于制备高强度发动机部件例如凸轴或连杆的管件，适于制备用于阻挡脉冲冲击压力例如爆炸的部件、或者保护性部件例如装甲板、或者用于人或动物身体的盔甲。
也可以由根据本发明的薄钢板制备特征为重量轻且性能良好的重载传动部件，而不需要对此进行附加热处理。
下面在实例性实施方案的基础上对本发明进行详细说明。
表1示出了钢A、B、C、D、E和V1的组成，其中钢A-E使用根据本发明的方法进行加工，而钢V1仅用于对比目的。
表1
  钢   C[重量％]   Mn[重量％]   Al[重量％]   Si[重量％]   B[重量％]
  A   0.5   20   3   3   0.003
  B   0.6   20   -   -   -
  C   0.4   30   8   -   -
  D   0.05   20   3   3   -
  E   0.05   20   3   3   0.003
  V1   0.8   15   -   -   -
其余为铁和熔炼时不可避免的杂质。
将每种组成的钢进行熔融并通过DSC工艺浇铸成预制带材。在该情况下，通过分配喷口将熔融材料注入到旋转的、深度冷却的传送带上，在传送带上，另外使用自上部进行作用的液体冷却，将其充分冷却。将传送带上的凝固成为预制带材的熔融材料从传送带上取下，并立刻紧接着进行二次冷却。
通过二次冷却的钢带仍然具有十分高的温度，然后利用其中保留的热量将其直接进行再次热轧，热轧成2mm的厚度，其中热轧温度为900℃。
然后将通过该方法获得的热轧带材在500℃的卷取温度下卷取成卷。
卷取之后进行冷轧，其中在约62.5％的变形度下将热轧带材成形为厚度为0.75mm的冷轧带材。
接着将冷轧带材在950℃下进行再结晶退火。
通过该方法由钢A-E制备的冷轧带材KA-KE以及由对比钢V1制备的带材KV1的机械性能：屈服点Re、抗拉强度Rm、伸长度A80、均匀延伸率Ag、n、r和Δr值如表2所示。
表2
  冷轧带材   Re[N/mm2]   Rm[N/mm2]   A80[％]   Ag[％]   n   r   Δr   性能
  KA   492   864   59.3   58.0   0.301   0.90   -0.07   TWIP
  KB   444   1050   64.3   60.1   0.445   0.96   -0.03   TWIP
  KC   576   891   32.8   36.4   0.24   0.63   -0.15   TWIP弱
  KD   384   708   63.4   63.0   0.329   0.96   -0.14   TWIP
  KE   342   792   65.6   64.8   0.354   0.95   -0.17   TWIP
  KV1   512   1107   46.3   42.6   0.441   0.86   0.22   TWIP
结果表明，根据本发明的方法由钢A-E制备的钢带A-E具有突出的冷成形性，并同时具有高的强度和高的断裂延伸率。同时每种钢都包含显著的各向同性行为。因此，这些钢本身特别适于冷成形为在使用期间处于高应力状态的部件。表2所示的KC的性能分布比KV1差，这是由于仅仅弱形成的TWIP效应。与KV1相比，KC的优点在于由高A1含量引起的高的密度降低。
相反，具有TRIP性能的对比钢V1具有高的强度并具有相对低的特征值A80和Ag，这表明其变形能力极差。从与钢A-E相比非常差的r和Δr值也能明确该极差的变形行为。

Claims (19)

1.制备具有TWIP性能的可冷成形的高强度钢带或薄钢板的方法，其中在不间断地进行的连续加工步骤中
-将下述组成的熔融材料(重量％)施加到传送带上，并对其进行冷却，直至其凝固为预制带材：
C：    0.003-1.50％，
Mn：   18.00-30.00％，
Ni：   ≤10.00％，
Si：   ≤8.00％，
Al：   ≤10.00％，
Cr：   ≤10.00％，
N：    ≤0.60％，
Cu：   ≤3.00％，
P：    ≤0.40％，
S：    ≤0.15％，
任选的来自Se、Te、V、Ti、Nb、B、REM、Mo、W、Co、Ca和Mg中的一种或多种元素，条件是：
Se和Te的总含量≤0.25％，
V，Ti，Nb，B和REM的总含量≤4.00％，
Mo，W，Co的总含量≤1.50％和
Ca和Mg的总含量≤0.50％，
其余为铁和熔炼条件下产生的杂质，其中总含量不超过0.30％的Sn、Sb、Zr、Ta和As的含量包括在所述杂质中，
-将该预制带材从传送带上取下，
-如果需要，将取下的预制带材进行热处理，
-在至少为700℃的热轧终了温度下将预制带材热轧成具有完全再结晶化结构的热轧带材，
和
-在最高为750℃的卷取温度下对热轧带材进行卷取。
2.根据权利要求1的方法，其特征在于熔融材料的C含量为0.2-0.8重量％。
3.根据前述权利要求任一项的方法，其特征在于熔融材料的Mn含量至少为20重量％。
4.根据前述权利要求任一项的方法，其特征在于熔融材料的Se和Te的总含量至少为0.01重量％。
5.根据前述权利要求任一项的方法，其特征在于熔融材料的V、Ti、Nb和REM的总含量至少为0.01质量％。
6.根据前述权利要求任一项的方法，其特征在于熔融材料的B含量至少为0.001重量％。
7.根据前述权利要求任一项的方法，其特征在于Mo、W和Co的总含量至少为0.01重量％。
8.根据前述权利要求任一项的方法，其特征在于Ca和Mg的总含量至少为0.01重量％。
9.根据前述权利要求任一项的方法，其特征在于在如果需要而进行的热处理过程中对预制带材进行冷却。
10.根据前述权利要求任一项的方法，其特征在于在如果需要而进行的热处理过程中将预制带材加热至热轧开始温度。
11.根据前述权利要求任一项的方法，其特征在于获得的热轧带材的厚度≤3mm，尤其≤2mm。
12.根据前述权利要求任一项的方法，其特征在于卷取温度至少为450℃。
13.根据前述权利要求任一项的方法，其特征在于热轧带材在卷取之后进行冷轧。
14.根据权利要求13的方法，其特征在于获得的冷轧带材的厚度≤0.8mm，尤其≤0.6mm。
15.根据权利要求13或14的方法，其特征在于冷轧带材在600℃-1100℃的退火温度下进行退火。
16.制备部件的方法，其中使用根据权利要求1-15中任一项的方法来制备热轧或冷轧带材，其中由获得的热轧或冷轧带材制备预制产品，然后将该预制产品最终冷成形为部件。
17.根据权利要求16的方法，其特征在于坯体通过强力旋压进行冷成形。
18.具有TWIP性能的钢带或薄钢板，其由通过根据权利要求1-15任一项的方法制备并具有≤-40℃的脆/韧转变温度Tue。
19.根据权利要求18的钢带或薄钢板，其特征在于其平均r值rm为1.0+/-0.15以及其Δr值为-0.20到+0.20。
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