CN102985578A - 可冷成型的高强度钢以及由这种钢制成的扁钢制品 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种高强度、可冷成型的钢以及由这种钢制成的扁钢制品，该扁钢制品在保证良好的强度、热成型性和冷成型性的前提下，实现可焊接性和较小裂缝产生易发性的理想结合。为了达到该目的，根据本发明的钢含有（重量%）C：0.1-1.0%，Mn：10-25%,Si：最多0.5%，Al：0.3-2%，Cr：1.5-3.5%，S：＜0.03%，P：＜0.08%，N：＜0.1%，Mo：＜2%，B：＜0.01%，Ni：＜8%，Cu：＜5%，Ca：最多0.015%，“V、Nb”族中的至少一个元素，并且这些元素的含量为：Nb：0.01-0.5%，V：0.01-0.5%，以及可选的Ti：0.01-0.5%以及余量的铁和不可避免的、由制备条件限定的杂质。

Description

可冷成型的高强度钢以及由这种钢制成的扁钢制品

技术领域

本发明涉及一种可冷成型的高强度钢，该钢含有高的锰含量并且具有很好的针对由氢诱导引起的延迟的裂缝生成的抵抗力和非常好的可焊接性。此外本发明涉及由这种钢制成的扁钢制品。

背景技术

由氢诱导的“延迟的裂缝生成”是由从外部侵入钢材的氢导致的。与此相对，“Delayed Fracture（延迟断裂）”指的是，由于生产条件导致的在材料内部存在的氢所引起的钢材缺陷。

开篇所述的复合特性对于用于生产机动车车身组件的钢特别重要。用来制成此处的组件的板材需要在理想的轻的质量前提下不仅易成型而且具有足够的强度，这些要求实现了以较小的板材厚度保证各个车身的稳定性。

此外指定用于机动车车身组件和类似应用的钢必须保证，该钢是易焊接的而不易生成由于焊接在各个焊接位置生成的裂缝（焊缝）。

“焊缝”指的是由于渗入晶界的介质（例如用于涂层的锌、作为焊接补充材料的铜）导致晶界的脆弱性，由于冷缩该脆弱性可以导致裂缝。对镀锌的板材进行焊接时，作为抗腐蚀涂层的锌由于较高的焊接温度而熔化并且渗入钢板的晶界。在接下来的冷却过程中在晶界处产生应力，该应力可导致结晶间的裂缝。

最后，用于机动车车身组件的钢尽管由于成型为各个组件可能需要的多次冷成型但还是要在相当长的使用寿命中、在实际应用中存在负载的情况下，不能够轻易产生氢诱导的裂缝，所谓的“延迟的裂缝生成”，这种裂缝会导致组件的强度和稳定性的不安全因素以及以该组件制成的车身不安全因素。

已知大量的关于生产用于车身制造和相关应用领域的钢的试验，这种钢具有较好的可成型性和对于所需用途优化的机械特性。

这类轻型钢材的第一个例子在WO2007/075006A1中有所描述。这里所介绍的钢除了铁和不可避免的杂质以外还含有（重量%）0.2-1.5%的C，10-25%的Mn，0.01-3.0%的Al，0.005-2.0%的Si，最多0.03%的P，最多0.03%的S和最多0.040%的N以及可选的0.1-2.0%的Cr，0.0005-0.01%的Ca，0.01-0.1%的Ti，0.001-0.020%的B。这样合成的钢应该在较高的刚性、强度和较小的裂缝生成可能下具有最优的成型性。此外该钢应该非常容易涂覆抗腐蚀的涂层。

另一种具有优化的成型性、强度和可焊接性的钢由WO93/13233A1已知。这种钢除了铁和不可避免的杂质以外还含有（重量%）最多1.5%的C，15-35%的Mn，0.1-6.0%的Al，以及可选的最多0.6%的Si，最多5%的Cu，最多1%的Nb，最多0.5%的V，最多0.5%的Ti，最多9%的Cr，少于4.0%的Ni和少于0.2%的N。在WO93/13233A1中的奥氏体-稳定化和强度增加的作用归功于可选的添加物，即最多9重量%的Cr。在已知钢中的Ni、Ti和V含量应该具有同样的作用。在WO93/13233A1中的实施例（其中具有与Nb、Ti或V的含量组合的显著的Cr-含量）同时含有多于3重量%的Al含量。在WO93/13233A1中的从0.1-6.0重量%的Al含量在奥氏体-稳定化、冷处理性和挤压成型性方面作用特别重要。

在WO2007/074994A1中同样描述了一种用于汽车制造领域的钢，其具有高的刚性和强度。这种钢除了铁和不可避免的杂质以外还含有（重量%）0.1-1.5%的C，5-35%的Mn，0.01-3%的Al，以及可选的少于3%的Si，少于9%的Cr，少于5%的Cu，少于4%的Ni，少于1%的Mo，少于1%的Nb，少于0.5%的V和少于0.04%的N。此外钢中可以可选地存在分别为0.005-0.05%的Sn、Sb、As和Te，0.0005-0.040%的B、La和Ce，0.0005-0.1%的Zr和Ti以及0.0005-0.03%的Ca。通过含量为0.01-3.0重量%的Al的存在可以改善钢的刚性，其中Al使钢中的铁素体稳定并且抑制了ε-马氏体的产生。在已知的钢中存在最多3重量%的Si，以改善钢的抗拉强度。其中将Si的含量限定在最大为3重量%，以避免表面缺陷且保证良好的可焊接性。在已知的钢中可以存在Cr，以改善钢的抗腐蚀性并且保证钢的良好的成型性。Nb和V可以在钢中存在以优化强度。然而在WO2007/074994A1中介绍的实施例中没有含有与显著的Al、Nb或者V含量组合的Cr含量。

由WO95/26423A1同样已知一种含有高Mn含量的钢，该钢具有改善的可处理性。这种钢除了铁和不可避免的杂质以外还含有（重量%）少于1.5%的C，15-35%的Mn，0.1-6.0%的Al，以及Si、Cu、Nb、V、Cr、Ni、N、B、Ti、Zr、La、Ce或者Ca中的至少一种元素，并且这些元素的含量为：最多0.6%的Si，最多5%的Cu，最多1%的Nb，最多0.5%的V、最多9.0%的Cr、最多4.0%的Ni、最多0.2%的N以及0.0005-0.04%的B，分别为0.0005-0.050%的Ti和Zr，0.005-0.040%的La和Ce以及0.0005-0.030%的Ca。WO95/26423A1中描述的各个合金元素的作用对应于前述文献所阐述的元素的作用。

由EP2090668A1同样已知一种钢的合金配方，其与前述钢类似，除了铁和不可避免的杂质以外还含有（重量%）0.05-0.78%的C，11-23%的Mn和分别最多5%的Al和Cr，最多2.5%的Ni，最多5%的Si和最多0.5%的V。根据EP2090668A1中的实施例，或者是高含量的Al与低含量的Cr相组合或者是高含量的Cr与低含量的Al相组合。虽然在EP2090668A1中提到了V的提高强度的作用，但是实施例中没有含有该元素或者其它微量的合金元素。

最后在WO2009/084792A1中阐述了一种具有高的Mn含量的钢，该钢除了铁和不可避免的杂质以外还含有（重量%）0.3-0.9%的C，15-25%的Mn,0.01-2.0%的Si，0.01-4.0%的Al，最多0.05%的S，最多0.1%的P和Nb、V、Ti、W、Mo、Cr族中的至少一种元素，并且这些元素的含量为：少于0.2%的Nb，少于0.5%的V，少于0.3%的Ti，分别少于1%的W、Mo和Cr。Ti的存在改善了已知钢的可焊接性。与此相对，Cr的含量限定在最大1%，因为更高的含量的Cr对提高强度没有作用而只能导致合金成本的提高。

发明内容

在前述总结的现有技术的背景下，本发明的目的在于，提供一种钢和由此钢制成的扁钢制品，这种钢在良好的强度和热成型性能以及冷成型性能的前提下保证了可焊接性和较弱的延迟裂缝生成倾向的理想结合。

就钢而言，本发明的目的通过具有根据权利要求1的组成的钢实现。

就扁钢制品而言，本发明的目的根据权利要求13的原理实现。

本发明有利的设计方案在从属权利要求中给出并且下面以一般性发明思想详细阐述。

根据本发明的高强度、可冷成型的钢除了铁和不可避免的、由制备条件限制的杂质以外还含有（重量%）0.1-1.0%的C，10-25%的Mn,最多0.5%的Si，0.3-2%的Al，1.5-3.5%的Cr，＜0.03%的S，＜0.08%的P，＜0.1%的N，＜2%的Mo，＜0.01%的B，＜8%的Ni，＜5%的Cu，最多0.015%的Ca，和“V、Nb”族中的至少一个元素，并且这些元素的含量为：0.01-0.5%的Nb和0.01-0.5%的V，以及可选的0.01-0.5%的Ti。

根据本发明的钢和相应的由根据本发明的钢制成的扁钢制品，例如钢板或者钢带具有奥氏体结构并且具有孪生诱发塑性钢（TWIP钢）性能和相变诱导塑性钢（TRIP钢）性能。

为了使根据本发明的钢的奥氏体结构稳定，其C含量为至少0.1重量%，特别是至少0.3重量%。还可以通过各个C含量对TWIP性能和TRIP性能进行有目的地影响，这是因为碳提高了堆垛层错能量。此外根据本发明的C的存在提高了强度却没有破坏韧性。当C含量高于1重量%时，根据本发明的钢的可成型性降低。因此将C含量限定为0.1-1重量%。当C含量限定在0.1-0.5重量%，特别是0.3-0.5重量%时，在根据本发明的钢中的碳含量所要达到的作用特别能得到保证。

根据本发明的钢中，锰以已知方式导致所需的高强度和高堆垛层错能量。根据本发明的钢的TWIP性能和TRIP性能通过Mn含量进行调节。此外高锰含量保证了，根据本发明的钢具有所需的奥氏体结构。通过使Mn含量至少为10重量%，该作用特别得到保证。当Mn含量高于25重量%时，这里所追求的性能将不再能够得到改善。反而存在这样的风险，即，在更高的Mn含量时最大的抗拉强度回落。

经证明，鉴于对延迟的裂缝产生的易发生性，较少的Mn含量与根据本发明的Al和Si含量组合是特别有利的。例如小于23重量%的Mn含量，特别是不超过22重量%的Mn含量引起腐蚀倾向的明显降低并且抵抗氢的吸收。因为由此产生的钢的可制造性能和可处理性能的恶化，Mn含量的降低具有一个下限。因此根据本发明的钢的Mn含量限定在区域10-25重量%内，特别是17-25重量%内，其中当Mn少于22重量%时，能够特别保险地调整出本发明所用到的效果。

在本发明给出的Al和Si含量提高抗腐蚀能力并且降低产生延迟的裂缝的倾向。焊接试验进一步表明，根据本发明的钢的焊接裂缝和热裂缝的风险相对于已知的合金配方由此降低，即，将Al和/或Si含量控制在根据本发明给出的范围内。通过将根据本发明的Al含量控制在0.3-2重量%内并且Si含量最大可以达到0.5重量%，可以保证根据本发明的钢的可焊接性，该钢优于具有更高的Al和Si含量的高锰含量钢。在此对Al和Si含量这样进行限定，从而应对在高Al和Si含量下存在的、电阻点焊的工作区域太小的风险。当Al含量在0.5-1.5重量%内，特别是0.5-1.3重量%内，并且Si含量在0.2-0.5重量%内时，通过根据本发明的Si和Al的结合存在形式达到的效果可以特别安全地得到利用。

根据本发明的钢内的Cr含量在1.5-3.5重量%具有特别的意义。通过Cr可以将腐蚀倾向保持在一个低的水平，因此根据本发明的钢具有相对于延迟裂缝生成的高的抵抗力。此外Cr和钢里存在的碳和氮形成析出物，该沉淀物通过氢的积聚阻止了延迟的裂缝的产生。出于该目的，根据本发明的钢优选具有至少1.7重量%的Cr含量，特别是至少1.8重量%。在此，Cr含量的上限限定为2.5重量%，特别是最高2.2重量%。通过本发明的Cr含量的上限一方面保证了，不会产生大量的Cr-碳化物，该Cr-碳化物使机械性能（强度-断裂延伸率-关系）变差。另一方面对于位于根据本发明给出的下限以下位置的Cr含量，Cr不再导致降低生成延迟的裂缝的倾向。

根据本发明的钢含有至少一种微量合金元素钒和铌，由此达到由根据本发明的钢制成的扁钢制品（钢板，钢带）的结构的理想的精细粒度的前提条件。V和Nb允许具有高密度的V和Nb的析出物（VC、VN、VCN、NbC、NbN、NbCN、VNbC、VNbN、VNbCN）和对焊缝产生大的抵抗力的超精细结晶结构的产生。根据本发明的钢的、以这种方式获得的晶粒尺寸明显小于当前市场上的奥氏体高锰含量钢。由此对于由根据本发明的钢冷轧出的扁钢制品可以保证结构至少相当于ASTM13的精细度，通常比ASTM14要小。其中根据实验可以表明，根据本发明的扁钢制品的精细晶粒通常至少相当于ASTM14，其中大部分情况下还能获得更精细的结构，能够满足ASTM15的要求。

然而根据本发明的钢不仅能够在冷轧状态进行进一步处理，还适用于作为热轧扁钢制品的进一步处理。因为这类热轧制品（钢板、钢带）的厚度通常大于冷轧扁钢制品的厚度，所以在焊接位置区域出现的焊接裂缝对热轧扁钢制品的削弱的程度小于对冷轧带。此处起决定作用的是裂缝长度与材料强度的比值关系。因此在很多时候，只要热轧的、没有额外的对于部件的冷轧处理导致的根据本发明的扁钢制品的晶粒不像冷轧的、根据本发明的钢板或钢带的晶粒那么小就足够了。对于根据本发明的热轧制品足够的晶粒尺寸是ASTM11或者更小，这里当然可以设置更小的、ASTM12或者更多相应的结构。

由根据本发明的合金实现的特别精细的结构获得所追求的可焊接性和较小延迟裂缝生成倾向的理想结合，该较小延迟裂缝生成倾向指的是在良好的强度、冷成型性和热成型性前提下。这同样适用于由根据本发明的钢制成的冷轧带材和热轧带材。特别突出的是该精细结构使焊接裂缝最小化的作用，该精细结构可以用根据本发明的方法以理想的操作安全性进行重复生产。

当钒或铌单独或者共同存在于根据本发明的钢中的时候，可以利用Nb和V的对根据本发明的钢的精细晶粒结构的有利作用。

根据本发明的钢的第一个变化形式含有至少0.01重量%至0.5重量%的铌，和多数情况下算作杂质的、因此在合金技术上被看作无效的钒。

与此相对，根据本发明的合金的第二个变化形式具有多数情况下属于杂质范围的Nb含量，而根据本发明的精细晶粒结构通过至少0.01重量%、最多0.5重量%的钒含量保证。

本发明的第三个变化形式中，钒和铌以结合的形式存在于根据本发明的钢中，其中这两种元素的总含量分别为最少0.01重量%，然而不超过0.5重量%。

当根据本发明的合金钢中的Nb和V的总含量为0.03-0.3重量%，特别是高于0.05重量%时，通过Nb和/或V的存在特别能保证根据本发明所要达到的效果的产生。

钛在根据本发明的钢中作为微量合金元素同样形成析出物，该析出物对精细晶粒有帮助并且能够对钢的机械性能起到有利影响。然而涉及到调节精细晶粒结构，钛没有根据本发明用于该目的的合金元素铌或钒效果明显。根据本发明的钢中的钛的促进这些元素的作用的效果在Ti含量最少0.01重量%时实现。当Ti含量过高时可能生成大的TiC颗粒，在由根据本发明的钢制成的扁钢制品在冷轧和冷成型过程中，该颗粒可能引起裂缝。此外在冷轧和冷成型过程中，TiC颗粒可能被破坏掉。其中在被损坏的颗粒之间产生空洞，该空洞又可以作为裂缝生成的起始点。最后靠近表面的、大的TiC颗粒可能在冷轧和冷成型过程中导致表面的缺陷。因此本发明中，将存在的Ti的含量控制在上限0.5重量%之下。要制造根据本发明的具有最优化的综合性能的钢，可以这样实现，根据本发明的钢的Ti含量减少到一个值，含量为该值的Ti不再具有任何作用并且还存在的Ti含量属于不可避免的杂质。

根据本发明的钢中还可能有的Nb和Ti含量导致在热轧过程中的Nb析出和Ti析出并且提高热轧和冷轧过程中的轧制阻力。这在热轧中被证明是特别不利的，因为根据本发明的前述的可比的较高的Al和Si含量就已经意味着较高的热轧阻力。与此相反，较少的钒析出在完成轧制的钢板的最终退火阶段才生成，并因此不阻碍热轧和冷轧。经证明在根据本发明的钢进行热轧或者冷轧较困难的情况下，由于该原因将钢的钒含量相对于Nb含量提高或者为了产生高的钒含量而放弃添加铌和钛是有利的。

Nb、V和Ti都能影响延迟裂缝生成。如已知的，这三种元素形成析出物，氢“被困”（即固定）在这些析出物上并且变成无害的。

然而通过根据本发明的添加Nb和/或V可以在高锰含量的钢内实现非常精细的晶粒结构（ASTM13，特别是ASTM14和更小的）。

硫和磷在熔炼过程中不可避免的存在于根据本发明的钢中，然而可导致晶界的脆化。特别是鉴于足够的热成型性，根据本发明的钢中的S含量限定在少于0.03重量%并且P含量限定在少于0.08重量%内。

最多0.1重量%的氮含量对于碳氮化物的形成必不可少。当氮缺乏时形成的是富含碳但是缺乏氮的碳氮化物。然而应该将N含量设定为较低。Al和N形成为机械性能特别是延伸率明显变差的析出物。通过后续的热处理也可以使AlN析出物不再能够溶解。由于该原因，根据本发明的钢中的最大N含量控制在小于0.1重量%，其中当N含量控制在0.0030-0.0250重量%，特别是0.005-0.0170重量%时，根据本发明的钢中的氮发挥理想的作用。

在2重量%以下的有效含量的Mo同样作用为改善抗腐蚀能力和由此导致的进一步避免延迟裂缝生成的风险。Mo和Cr一样与钢中存在的碳和氮形成析出物，该析出物通过对氢的积聚阻止延迟裂缝生成。

硼以其在机械性质方面的作用替代了合金元素Mn。已经确认，含有20重量%的Mn和0.003%的硼的钢具有与含有25重量%的Mn而不含有硼的钢相似的性质。因此在根据本发明的钢合金中添加至多0.01重量%的硼允许在不改变高强度的前提下减少Mn的含量，Mn含量在避免延迟的裂缝生成和焊接裂缝方面是有利的。此外，较少含量的硼有利于根据本发明的钢制成的热轧钢带的带边质量。和已知的Al和Si合金的高锰含量的钢一样，带边区域的裂缝和不稳定性将以这种方式得到抑制。

可以在根据本发明的钢中可选地添加Ni。镍有助于高的断裂延伸率并且提升钢的刚性。当钢含有多于8重量%的镍的时候，镍在根据本发明的钢中却没有发挥这个作用。因此根据本发明的可选的添加镍含量的上限为8重量%，特别是5重量%。

通过添加少于5重量%，特别是少于3重量%的铜含量可以通过形成析出物来提升根据本发明的钢的硬度。超过5重量%的Cu含量导致表面缺陷，使得由根据本发明的钢制成的扁钢制品（钢带，钢板）不能被使用。

最终本发明提供一种钢，其不仅具有至少800MPa或者更高的高强度，还非常抗延迟裂缝生成并且非常抗“焊接裂缝”生成。

根据本发明的钢很突出地适用于对扁钢制品（如钢板或者钢带）的处理，该扁钢制品接下来通过热成型或者冷成型成型为零部件。

为了保护根据本发明的扁钢制品不受表面腐蚀，实际应用中可以至少在其暴露于腐蚀材料中的表面以金属保护层进行涂层。这种保护层可以是已知的基于Al或者Zn的涂层，例如通过电镀锌、热浸镀锌、再退火或者热镀锌涂层、ZnNi涂层或者通过热浸镀铝涂覆于根据本发明的扁钢制品上，其中通过电镀锌可以达到特别好的涂层效果。

根据本发明的方法制成的扁钢制品的优势在于，在突然出现应力时的特别好的能量吸收能力。

由于其特别的性能组成，根据本发明的方法制成的扁钢制品特别适用于制造车身组件。由于其特别高的强度和可伸缩性，根据本发明制造的材料特别适用于机动车车身的支撑或者与撞击相关的部件。需要具有高承载能力的具有高保护性并且同时具有低质量的结构部件可以由根据本发明的扁钢制品制成。

由于其高的能量吸收能力，根据本发明的扁钢制品还适用于制造装甲或者人身防护的部分。特别是可以由根据本发明的扁钢制品制造直接穿戴在人身体上的、用于保护人身不受枪击或者类似的冲击形式的攻击的部分。

由于其同时具有较小的质量和较好的成形性以及强度，根据本发明的扁钢制品还适用于加工成车辆，特别是机动车的轮子。

根据本发明的扁钢制品还可以制造用于低温作业领域的零部件。根据本发明的冷轧扁钢制品的优越特性即使在较低的、通常属于低温技术的温度下也能够得以保持。

此外可以考虑将根据本发明的钢板应用于制造管道，该管道特别应用于制造高强度的发动机零件，例如凸轮或者活塞杆。

根据本发明的扁钢制品可以以多种方式制造。可以考虑的是通过传统的转炉炼钢或者具有接下来在连续浇铸过程、薄带连铸过程或者DSC过程中的浇铸以及跟在浇铸后面的内嵌式或者外设式进行的热轧的ELO炉子进行生产。以这种方式获得的热轧钢板可以在必要时在串联式轧机、反向轧机或者森吉米尔式轧机中冷轧成冷轧带材。

Ca处理改善可浇铸性，特别是在高Al含量的根据本发明的分析中。Ca和氧化铝（Al₂O₃）共同形成铝酸钙，其被炉渣吸收因此使得氧化铝变得无害。由此降低了氧化铝导致堵塞（沉积于侵入管）的风险，该堵塞削弱可浇铸性。根据本发明的扁钢制品允许最多0.015重量%，特别是最多0.01重量%的Ca含量，其中非常典型地在Ca含量最多0.0015重量%时，最能表现出可选的Ca处理的有利效果。

根据本发明的钢制成的热轧钢板可以可选地进行酸洗并且同样可选地以已知方式进行表面涂层。在锌涂层已经涂覆之后进行额外的、分开的热处理也是可能的。

替代性地，可以在酸洗状态下对热轧钢板进行冷轧，通过在连续的步骤中完成的退火过程进行最终退火和接下来可选的表面涂层（Z、ZE、ZF、ZMg、ZN、ZA、AS、S、薄膜等等）。在锌涂层已经涂覆之后进行额外的、分开的热处理也是可能的。

接着可以以特殊的涂层涂覆根据本发明的热轧钢板或冷轧钢板，该涂层实现了热成型过程或者半热成型过程的应用。

可以通过后续的热处理进一步加强根据本发明的扁钢制品的高的阻止延迟裂缝生成的抵抗力。在该后续处理中对镀锌涂层材料这样进行处理，从而使用锌涂层与基板材料的合金。这样处理的材料只有在很长的观测时间后才产生延迟的裂缝或者根本不再生成裂缝。

适用于制造根据本发明的扁钢制品方法的一个典型的变形包含如下步骤：

-由根据本发明的钢浇铸出板坯或者薄板坯形状的初加工材料。

-特别对于应用板坯的情况，在接下来实施的热轧之前需要再次加热，因此再次加热的温度不能低于1100℃，特别是高于1150℃。当初加工材料在连续的处理步骤中在浇铸后直接进行热轧时（例如在一个连铸连轧设备中，该设备中薄板坯在连续的、彼此相继的工作步骤中浇铸并且处理成热轧带材），也可以不设置中间再加热而是直接利用浇铸的热量进行。在热轧过程中的轧制道次的减少应该为在每个道次至少10%，以保持在实际应用中的生产条件下的根据本发明的扁钢制品具有其结构的理想的状态。

-在必要时进行的加热之后，初加工材料在至少800℃的热轧温度下进行热轧并形成热轧带材。

-然后将得到的热处理板材在不高于700℃的绞盘温度下卷成卷。

通过在至少800℃的温度下完成热轧工序并且在相对低的温度进行卷起，能够获得在根据本发明的钢中存在的碳的、特别是在整个范围内的硼（如果存在该元素）的有利作用。在该区域内热轧制成的板材内的硼和碳导致在始终可接受的断裂延伸率下的较高的抗拉强度值和屈服极限值。随着热轧温度的提高，热加工板材的抗拉强度值和屈服极限值降低，而断裂延伸率增大。通过在本发明给出的范围内的轧制温度的变化可以有目的地并且以简单的方式地影响所得到的热轧扁钢制品的所需特性。

根据本发明制造出的热轧钢板中，以溶解的形式存在的V含量至少80%，特别是90%和更多，以溶解的形式存在的Nb含量至少50%，特别是60%和更多。其余的V或者Nb含量以析出物形式存在，其中以析出物形式存在的Nb和V含量应该尽量的少。通过热处理板材中的溶解的Nb和V的高份额可以在随后的冷轧中和额外实施的退火处理中可靠地产生所追求的非常精细的结构。与此相对地，在热轧之后的Ti含量的60-100%是TiC析出物。该碳化析出物不仅影响冷轧，而且在最终的退火中导致更粗糙的析出物生成。这在含有更大量Ti的合金钢的成型过程中形成裂缝的源头，该裂缝使各个零部件不能被使用。

当绞盘温度特别的低，特别是低至室温（大概20℃）的时候，则存在根据本发明制造的热轧钢板的有利的机械性能，特别是高的屈服极限。通过将绞盘温度限定在最大700℃，特别是低于700℃，特别是低于500℃或者室温，以已知方式将晶界氧化的风险降到最低。晶界氧化意味着材料脱落并且加大进一步处理的难度甚至使材料根本不能用。

经过卷起的热轧钢板可以直接冷成型或者热成型为零部件。

然而根据本发明的热轧钢板也特别适于进一步加工成冷轧钢板。为此，热轧钢板在卷起和必要时的以酸洗进行的表面清洁之后以已知方式冷轧成冷轧钢板。这种冷轧中优选的目标冷轧度为30%至75%，以实现根据本发明的扁钢制品的最优化的成型性能和强度性能。

在冷轧后接着进行最终退火，退火温度优选为最高880℃，特别是低于800℃。通过对退火温度的选择可以保证特别精细结构的形成，该精细结构的精细晶粒基本上至少是ASTM14和更小。本发明利用了，在热轧钢板中到目前为止大部分还是处于溶解状态的Nb和V含量在最终退火阶段形成精细的析出物（VCN、NbCN等等），该精细析出避免了在最终的退火过程中的晶粒增长。特别精细的结构通过尽可能低的退火温度实现。在最终退火之后得到的钢板可靠地具有所追求的精细颗粒结构。其中最终退火可以在过程中在连续退火炉中进行。

在冷轧和最终退火之后获得的冷轧钢板还可以进行平整轧制，以进一步改善其尺寸精确性和机械性能。

如上所述，作为热成型钢板或冷成型钢板为进一步成型为零部件准备的根据本发明的扁钢制品可以进行抗表面腐蚀的金属保护层涂层。在将热处理板材直接成型为零件的情况下可以将所得到的或者在对热轧钢板进行冷轧后得到的冷轧钢板进行热浸镀铝、热浸镀锌或者电镀进行镀锌处理。

首先在有必要时通过酸洗对钢板表面进行清洁和准备工作。

如果扁钢制品以空白的形式运输，那么为了暂时防止表面腐蚀可以在金属涂层的位置涂油。

具体实施方式

在表格1中给出了8个根据本发明的钢的合金E1-E8和14个对比钢板V1-V14。

由根据本发明的钢E1-E8和对比钢板V1-V14制成的浇铸钢锭分别在约1250℃的预热温度中加热然后在约950℃的热轧温度中热轧成厚度约为3mm的热轧钢板。

得到的热轧钢板在约20℃（室温）的绞盘温度中卷成卷材。

在卷起之后，热轧钢板以约66%的冷轧度冷轧成厚度为1mm的冷轧带材。

这样得到的冷轧带材在连续的处理步骤的最后进行最终退火，在退火过程中钢板在温度T_退火中加热大约140秒，该温度低于890℃。根据本发明的方法制成的钢E1-E8和对比钢板V1-V14的机械特性、分别设定的最终退火温度T_退火以及结构的晶粒尺寸在表格2中给出。

由扁钢制品拉伸成具有圆形毛坯/小盆直径-比例关系β=2.0（拉伸系数）的小盆。小盆经过抗腐蚀测试，该测试中将没有抗腐蚀涂层的小盆暴露在5%的NaCl溶液中。此处直到四个小盆的共同体的其中一个小盆上生成第一个延迟的裂缝所经历的天数在表格2的“小盆保持时间”这一列中给出。

用由根据本发明的钢E1-E8和对比钢板V1-V14制成的钢板样品进行接下来的接合试验，在该试验中将这些钢板样品重叠地点焊到传统的镀锌深冲钢（“异质焊接”）上。各个目标工作区域（以千安kA给出）以及在焊接区域内的最长裂缝和生成焊接裂缝的倾向同样在表格2中给出。

此处的点焊的“工作区域”理解为制造焊接核心所需的最小电流强度Imin和最大电流强度Imax之间的差值，当逾越过该区域时存在于待焊接的基板的材料在焊接过程中表面被喷溅的风险（工作区域A=Imax-Imin）。应该避免这类喷溅，因为其导致较差的焊接连接。工作区域越小，焊接工艺越要精准。工作区域越大，越能够简单地并且可靠地在实践条件下进行焊接。为了保证实用的加工处理，例如在汽车制造领域内对钢材料的焊接要求工作区域A最少是0.8kA，特别是最少1.0kA。

此外在实验室条件下模拟出根据本发明的合金E9的可操作制造，该合金除了铁和不可避免的杂质外含有（重量%）19%的Mn、0.4%的C、1.4%的Al、0.45%的Si、2%的Cr和0.12%的V。由这种钢制成的、经过冷轧的并且经过锌涂层的钢板样品在连续退火工艺中以小于800℃的最终退火温度T_退火进行最终退火。在最终退火之后的钢板样品具有非常小的晶粒尺寸。该晶粒尺寸对小盆测试中的由氢诱导的裂缝的产生具有非常高的抵抗力。钢板样品具有560MPa的屈服极限RP，900MPa的抗拉强度R_M，45%的断裂延伸率A和0.35的n值。由钢板样品拉伸出的镀锌的小盆（β=2.0）在5%的NaCl溶液中保持三个月没有裂缝。

接下来同样在实验室条件下将根据本发明的合金E10熔化，其如前述的合金E9一样含有（重量%）19%的Mn、0.4%的C、1.4%的Al、0.45%的Si、2%的Cr和0.12%的V。此外合金E10还添加0.003重量%的硼。以同样的制造过程制造出的钢板样品具有相似的屈服极限，但是断裂延伸率较高。

在另一个试验中，将合金E8的钢水进行Ca处理。Ca处理使钢虽然具有较高的Al含量还是具有好的可浇铸性和相当于不含Ca的钢的性能。

为了证明由根据本发明的合金制成的镀锌的扁钢制品的阻止延迟的裂缝生成的高抵抗力可以通过后续热处理进一步改善，由根据本发明的合金E2冷轧成具有镀锌保护层的钢板样品。然后将样品进行后续热处理，在该处理过程中这样加热镀锌涂层的材料，在具有基本材料的镀锌涂层产生合金。由这样处理的材料深冲成的小盆在非常长的观测时间后才具有明显的延迟的裂缝生成或者说裂缝生成完全消失。该试验的结果示于表格3中。

试验表明，当根据本发明进行混合并且镀锌的样品在100至450℃的温度中进行罩式退火1至200小时，优选24-48小时或者在流动退火设备中以400-600℃的温度热处理1至500秒，优选5-300秒后，可以实现延迟的裂缝生成的易发性大幅降低。

在焊接过程中的根据本发明的钢的阻止焊接裂缝生成的抵抗力由于通过添加V和/或Nb而实现的非常精细的微结构和以根据本发明给出的界线以Cr部分替代Al或Si而相对现有技术显著得到改善。在以根据本发明进行混合的钢板样品进行的焊接试验中，在电阻点焊中没有出现宏观裂缝。

表1

表2

表3

Claims (15)

1.一种高强度、可冷成型的钢，其具有（重量%）

C：0.1-1.0%，

Mn：10-25%,

Si：最多0.5%，

Al：0.3-2%，

Cr：1.5-3.5%，

S：       ＜0.03%，

P：       ＜0.08%，

N：       ＜0.1%，

Mo：      ＜2%，

B：       ＜0.01%，

Ni：      ＜8%，

Cu：      ＜5%，

Ca：最多0.015%，

“V、Nb”族中的至少一个元素，并且这些元素的含量为：

Nb：0.01-0.5%，

V：0.01-0.5%，

以及可选的

Ti：0.01-0.5%

以及余量的铁和不可避免的、由制备条件限定的杂质。

2.根据权利要求1所述的钢，其特征在于，所述钢的C含量为0.3-0.5重量%。

3.根据前述权利要求的任意一项所述的钢，其特征在于，所述钢的Mn含量为17-22重量%。

4.根据前述权利要求的任意一项所述的钢，其特征在于，所述钢含有至少0.2重量%的Si。

5.根据前述权利要求的任意一项所述的钢，其特征在于，所述钢的Al含量为0.5-1.5重量%，特别是0.5-1.3重量%。

6.根据前述权利要求的任意一项所述的钢，其特征在于，所述钢的Cr含量至少为1.7重量%，特别是至少1.8重量%。

7.根据前述权利要求的任意一项所述的钢，其特征在于，所述钢的Cr含量至多为2.5重量%，特别是至多2.2重量%。

8.根据前述权利要求的任意一项所述的钢，其特征在于，所述钢的N含量为0.0030-0.0250重量%。

9.根据前述权利要求的任意一项所述的钢，其特征在于，所述钢的Ni含量为少于5重量%。

10.根据前述权利要求的任意一项所述的钢，其特征在于，所述钢的Cu含量为少于3重量%。

11.根据前述权利要求的任意一项所述的钢，其特征在于，所述钢的Ca含量至少为0.0015重量%。

12.根据前述权利要求的任意一项所述的钢，其特征在于，所述钢的抗拉强度至少为800MPa。

13.由根据权利要求1至12所述的钢制成的扁钢制品。

14.根据权利要求13所述的扁钢制品，其特征在于，为保护表面不受腐蚀，以金属保护层对所述扁钢制品进行涂层。

15.根据权利要求14所述的扁钢制品，其特征在于，所述金属保护层通过电镀锌、热浸镀锌、再退火或者热镀锌涂层、ZnNi涂层或者通过热浸镀铝形成。