CN107208232B

CN107208232B - 具有优异加工性能的空气硬化的超高强度多相钢以及由其制备带材的方法

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Publication number: CN107208232B
Application number: CN201580073755.7A
Authority: CN
Inventors: T.舒尔茨; J.舍特勒; S.克卢格
Original assignee: Salzgitter Flachstahl GmbH
Current assignee: Salzgitter Flachstahl GmbH
Priority date: 2014-11-18
Filing date: 2015-11-06
Publication date: 2019-02-26
Anticipated expiration: 2035-11-06
Also published as: MX2017006374A; EP3221483A1; RU2017120860A3; KR20170084210A; EP3221483B1; RU2017120860A; DE102014017274A1; US10626478B2; WO2016078644A1; RU2721767C2; US20190316222A1; CN107208232A

Abstract

本发明涉及一种超高强度的可空气硬化的多相钢，其具有优异的加工性能，并由权利要求1中限定的组成所构成，其中鉴于在由这种钢制成的热轧带材或冷轧带材的连续退火时的尽可能宽的工艺窗口，依据所生产的带材厚度，Mn+Si+Cr的总含量按如下设定：直至1.00mm：Mn+Si+Cr总和≥2.800且≤3.000重量%；超过1.00至2.00mm：Mn+Si+Cr总和≥2.850且≤3.100重量%；超过2.00mm：Mn+Si+Cr总和≥2.900且≤3.200重量%。

Description

具有优异加工性能的空气硬化的超高强度多相钢以及由其制备带材的方法

本发明涉及专利权利要求1的一种具有优异加工性能的空气可硬化的超高强度多相钢。有利的扩展方案涉及从属权利要求2-22。

此外，本发明还涉及根据专利权利要求23-30的由这种钢制备热轧带材和/或冷轧带材的方法和其借助于空气硬化和任选后续的退火所进行的调质，以及根据权利要求31-37的按该方法所制备的钢带。

本发明特别涉及用于制备构件的在未调质状态下其抗拉强度至少为950 MPa范围的钢，这类钢具有改进的可变形性 (例如增加的孔扩展和增加的弯曲角度) 和改进的焊接性能。

通过对这种钢进行本发明的调质处理，例如通过空气硬化和任选后续的退火可实现屈服点和抗拉强度的提高。

激烈竞争的汽车市场迫使制造商要在保留尽可能的舒适和保护乘客的情况下不断寻找降低行驶消耗和CO₂-废气排放的解决办法。在此，一方面所有汽车组件的减重起到决定性的作用，但另一方面在使用期间和在事故时的高的静态和动态应力下该各个构件的尽可能有利的性能也极为重要。

通过提供高强度至超高强度的钢和减小钢板厚度可降低汽车的重量，同时改进在制造和运行中的变形性能和构件性能。

因此，高强度至超高强度的钢在其强度和延展性、能量吸收方面以及在其加工如冲压、热变形和冷变形、在热调质 (如空气硬化、加压硬化) 、焊接和/或表面处理如金属表面修饰、有机涂覆或上漆时均需满足较高的要求。

因此，新研制的钢除了通过减小钢板厚度达到所要求的减重外，还必需在良好的加工性能如可变形性和可焊接性方面对屈服点、抗拉强度、硬化性能和断裂伸长率提出越来越多的材料要求。

因此，为减小钢板厚度，必需使用具有单相或多相结构的高强度至超高强度的钢，以确保该汽车构件的足够强度，并满足在韧性、边缘裂纹非敏感性、改进的弯曲角度和弯曲半径、能量吸收以及硬化能力和热处理淬硬效应方面的高的构件要求。

还越来越要求以通常更好的可焊接性的形式，如在接触点焊中的更大的可利用焊接区域的改进的接合适宜性和在机械应力下改进的焊缝失效性能 (断裂图)、以及足够的抗延迟氢脆性 (即无延迟断裂)。在例如借助于高频-感应焊接法 (HFI) 制备管材时的超高强度钢的焊接适宜性，也同样适用。

孔扩展能力是一种材料性能，其表明在近边缘区域中变形操作如凸缘拉伸时该材料的抗裂纹引入和裂纹扩展性。

该孔扩展试验例如按ISO 16630标准进行。随后用冲头扩展预制的例如冲压入钢板中的孔。该测量值是在该孔边缘处出现穿过该钢板的第一裂纹时该孔直径相对于起始直径的变化。

改进的边缘裂纹非敏感性意指该钢板边缘的提高的变形能力，并可通过提高的孔扩展能力表明。这种事实情况基于同义词“低边缘断裂(Low Edge Crack)”(LEC) 或“高孔扩展(High Hole Expansion)”(HHE) 以及xpand® 已知。

该弯曲角度表明一种材料性能，即其给出在用主要弯曲组件进行变形操作 (如折边) 时或在猛击负载时该材料性能的结论。由此，放大的弯曲角度提高了乘客舱安全。该弯曲角度 (α) 的测定例如按VDA 238-100标准通过小板-弯曲试验进行。

该上述性能对那些构件是重要的，即其在调质前例如要通过空气硬化和任选的退火以变形成非常复杂的构件。

改进的可焊接性己知特别是通过降低的碳当量来实现。对此列出同义词如“亚包晶(unterperitektiscd)”(UP) 或己知的“低碳当量(Low Carbon Equivalent)”(LCE)。在此，碳含量通常小于0.120重量%。此外，失效性能或焊缝的断裂图可通过加入微合金元素得以改进。

高强度的构件必需对氢具有足够的抗材料脆化性。汽车制造用的先进的高强度钢(Advanced High Strength Steels，AHSS) 对由制造引起的氢诱导脆性断裂的抗性试验按SEP 1970标准进行，并通过弓形架试样(Bügelprobe)和孔拉伸试样测试。在汽车制造中越来越多地使用二阶段钢，其由铁素体基础结构组成，其中嵌入马氏体双相。结果表明，在贫碳的微合金钢情况下，另外的相如贝氏体和残余奧氏体的含量例如对孔扩展性能、弯曲性能和氢诱导脆性断裂性能产生有利的作用。在此，该贝氏体可呈不同的外表形态存在，如上贝氏体和下贝氏体。

该双相钢的特定材料性能如在同时非常高的抗拉强度下的低的屈强比、强的冷作硬化和良好的可冷变形性己为所熟知，但在日益复杂的构件几何形状下常常不再足够。

通常越来越多地使用多相钢群组。该多相钢包括例如复合相钢、铁素体-贝氏体钢、TRIP-钢，以及前述的双相钢，其特征在于不同的结构组成。

复合相钢按EN 10346是一类钢，其在铁素体/贝氏体基础结构中含有少量马氏体、残余奥氏体和/或珠光体，其中通过延迟的再结晶或通过微合金元素的析出产生了很强的晶粒细化(Kornfeinung)作用。

与双相钢相比，这类复合相钢具有更高的屈服点、更大的屈强比、更小的冷作硬化和更高的孔扩展能力。

铁素体-贝氏体钢按EN 10346是一类钢，其在由铁素体和/或硬化的铁素体组成的基质中含有贝氏体或硬化的贝氏体。该基质的强度通过高的位错密度，通过晶粒细化和微合金元素的析出所导致。

双相钢按EN 10346是具有铁素体基础结构的一类钢，其中马氏体第二相岛状嵌入，偶尔也具有贝氏体部分作为第二相。在高的抗拉强度时，双相钢显示出低的屈强比和强的冷作硬化。

TRIP-钢按EN 10346是具有主要地为铁素体基础结构的一类钢，其中嵌入贝氏体和残余奥氏体，其在变形时可转变成马氏体 (TRIP-效应)。由于其强的冷作硬化，该钢实现了高的均匀伸长率和抗拉强度值。与热处理淬硬效应相结合可实现高的构件强度。这种钢不仅适于拉伸，还适于深冲压。但在该材料变形时，需要更高的钢板夹持力和压制力。应考虑到相对强的弹性回复。

具有单相结构的高强度钢包括例如贝氏体钢和马氏体钢。

贝氏体钢按EN 10346是一类钢，其特征在于，在冷变形过程的足够高的伸长率时的非常高的屈服点和抗拉强度。由于化学组成而具有良好的可焊接性。该结构通常由贝氏体组成。在该结构中，个别情况下可含少量的其它相如马氏体和铁素体。

马氏体钢按EN 10346是一类钢，其通过热机械轧制，在马氏体基础结构中含有少量铁素体和/或贝氏体。这类钢品种的特征在于，其在冷变形过程的足够高的伸长率时的非常高的屈服点和抗拉强度。在多相钢的群组中，该马氏体钢具有最高的抗拉强度值。该深冲压的适合性是受限的。该马氏体钢主要适于弯曲变形法如辊成形(Rollformen)。

调质钢按EN 10083是一类钢，其通过调质(=硬化和退火)获得高的抗拉强度和疲劳强度。如果在空气中硬化时，冷却导致贝氏体或马氏体，则该方法称为“空气硬化”。经硬化后发生的退火可有针对性地影响强度/韧性比。

应用领域和制造方法

尤其是在结构相关的构件、底架(Fahrwerk)相关的构件和碰撞相关的构件中使用高强度和超高强度的多相钢作为钢板坯、定制的坯件 (经焊接的板坯) 以及作为挠性冷轧制带材即所谓的TRB^®或定制的带材。

定制辊坯件轻量化-工艺 (TRB^®) 可通过负载适配的钢板厚度经由构件长度和/或钢品种来实现明显减重。

在连续的退火装置中进行特定热处理用以设定所定义的结构，在此例如通过较软的组分如铁素体或贝氏体铁素体，该钢获得其低的屈服点，并通过其硬的组分如马氏体或富碳贝氏体获得其强度。

通常出于经济原因，高强度至超高强度的冷轧钢带在连续退火方法中经再结晶而退火成可良好变形的薄钢板。依据合金组成和带材模截面，根据所要求的机械工艺性能及对此所需的结构来设定工艺参数如通过速度、退火温度和冷却速度 (冷却梯度)。

为设定双相结构，将典型厚度介于1.50-4.00 mm之间的经酸洗的热轧带材或典型厚度为0.50-3.00 mm的冷轧带材在连续退火炉中加热到这样的温度，以在再结晶和冷却期间形成所要求的结构。

在不同厚度下，从一种带材向另一种带材的转变范围中难以正好达到温度恒定。在具有太小工艺窗口的合金组成情况下，连续退火时可导致例如该较薄的带材太慢地行驶通过炉子，由此降低生产率，或该较厚的带材太快地行驶通过炉子，且不能实现为达希望的结构所需的退火温度和冷却梯度。结果是增多废品和高的故障(Fehlleistung)成本。

扩展的工艺窗口是必需的，以此，在相同的工艺参数情况下即使在该待退火的带材的较大的横截面变化情况下，所需的带材性能也是可能的。

如果最优化负载的构件应由热轧带材或冷轧带材制备，其沿带材长度和带材宽度(例如通过挠性轧制) 具有变化的带材厚度，则在退火处理时，非常窄的工艺窗口问题将变得特别严重。

具有多相结构的TRB^®的制备通过现今已知的合金，和可供变化大的带材厚度的连续退火装置，然而需额外花费，如冷轧制前的额外的热处理 (热轧带材软化退火)是可行的。在不同的带材厚度范围内，即在存在不同的冷轧程度下，由于在可用的合金特定的窄的工艺窗口情况下所出现的温度差别，在冷轧制的以及在热轧制的钢带中不能设定匀质的多相结构。

例如在DE 10037867 A1中描述了一种沿带材长度具有不同厚度的钢带的制备方法。

如果由于高的防腐蚀要求，该热轧带材或冷轧带材的表面应进行热浸镀，则该退火处理通常在前置于热浸池的连续退火炉中进行。

在热轧带材情况下，有时按照合金方案，所需的结构在该连续退火炉中进行退火处理时才设定，以实现该所需的机械性能。

因此，决定性的工艺参数是在连续退火时设定该退火温度和速度如冷却速度 (冷却梯度)，因为相变视温度和时间而定。在连续退火时的温度变化过程和时间变化过程的改变下，该钢在涉及机械性能的均匀性方面越不敏感，则工艺窗口就越大。

在不同厚度的热轧钢带或冷轧钢带的连续退火中，对双相钢采用例如由公开文件EP 2028282 A1、WO 2013/113304 A2或EP 2031081 A1已知的合金方案存在问题，即用这些合金组成尽管满足了所需的机械性能，但对该退火参数仅存在窄的工艺窗口，以便在横截面突变如在宽度变化或厚度变化时，在不调整工艺参数的情况下可设定沿带材长度的均匀机械性能。

在应用己知的合金方案时，由于窄的工艺窗口，在不同厚度的带材的连续退火中已难以在整个带材长度和带材宽度上实现均匀的机械性能。

在由已知的钢合金组成的挠性轧制的冷轧带材情况下，由于太小的工艺窗口，具有较小带材厚度的区域基于冷却时的转化过程由于太多的马氏体含量而具有太高的强度，或具有较大带材厚度的区域由于太少的马氏体含量而实现太低的强度。在连续退火中采用已知的合金方案，实践时不能在带材长度或带材宽度上实现均匀的机械-工艺性能。

最优先的目的是通过受控设定该结构成分的体积含量来实现在带材宽度和带材长度的窄区域中所得的机械-工艺性能，并且仅通过扩大的工艺窗口才是可能的。己知的合金方案的特征在于太窄的工艺窗口，因此不适于解决现存在的特别是在挠性轧制带材中的问题。采用已知的合金方案，目前仅可制造具有所定义的横截面范围 (带材厚度和带材宽度) 的强度等级的钢，以致对于不同的强度等级和/或横截面范围，则需要改变合金方案。

在炼钢中出现了一种降低碳当量的趋势，以实现改进的冷加工 (冷轧制、冷变形)以及更好的使用性能。

然而尤其是由碳当量表征的焊接适宜性也是一个重要的评价参数。

例如在下列的碳当量中考虑有代表性的标准元素，如碳和锰以及铬或钼和钒 (含量以重量% 表示)：

• CEV(IIW)= C + Mn/6 + (Cu + Ni) /15 + (Cr + Mo + V) /5

• CET=C + (Mn + Mo) /10 + (Cr + Cu) /20 + Ni/40

• PCM= C + (Mn + Cu + Cr) /20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5B

在计算碳当量时，硅仅起次要作用。涉及本发明时其有决定性的意义。由于较低的碳以及锰的含量引起的碳当量下降应通过增加硅-含量来补偿。因此，在相同强度下，改进了边缘裂纹非敏感性以及焊接适宜性。

在起始状态下超过950 MPa的强度范围内的低的屈强比 (Re/Rm) 对于双相钢是典型的，并在拉伸过程和深冲压过程中尤其有助于可变形性。对设计人员而言，是给出在准静态应力下关于起始的塑性变形和材料失效之间的间隔的信息。所以，较低的屈强比表示离构件失效有较大的安全间隔。

如对于复合相钢典型的较高的屈强比 (Re/Rm) 的特征也在于针对边缘裂纹的高阻力。这可归因于各个结构成分在强度和硬度上的较小的差别和更细化的结构，这有利于在截面边缘区域中的均匀成形。

关于屈服点，在标准中存在重叠区域，如也在屈强比 (Re/Rm) 的情况中，其中归入复合相钢和归入双相钢均是可能的，并且导致改进的材料性能。

为实现具有950 MPa最小强度的多相钢的分析图是极其多样的，并在强度提高的元素碳、硅、锰、磷、氮、铝以及铬和/或钼的情况中以及在加入微合金如钛、铌、钒和硼时显示出非常大的合金范围。

在该强度范围内的测量谱是宽的，并且对规定进行连续退火的带材，其位于约0.50至约4.00 mm的厚度范围内。作为原材料可使用热轧带材、经冷精轧的热轧带材和冷轧带材。主要使用直到约1600 mm宽度的带材，但也可使用通过带材的纵向划分所形成的分隔式带材规格(Spaltbandabmessungen)。钢板或薄板通过带材的横向划分制成。

例如由文件EP 1807544 B1、WO 2011/000351和EP 2227574 B1已知的呈热轧或冷轧形式的最小抗拉强度为800 MPa (LH®800) 或900 MPa (LH®900) 可空气硬化的钢品种的特征特别在于其在软状态下的非常良好的可变形性 (深冲压性能) 和其在热处理(调质) 后的高强度。

在硬化时，该钢的结构通过加热转化为奥氏体区域，优选在保护气氛下加热到高于950 ℃的温度。接着在空气中或保护气体中冷却时，形成高强度构件的马氏体结构组织。

接着的退火可在硬化的构件中消除内应力。同时降低构件的硬度，以便实现所需的韧性值。

因此，本发明的目的在于提供一种成本有利的新型合金方案，其适于可空气硬化的超高强度的多相钢，该多相钢具有优异的加工性能和具有在未经调质状态下纵向于轧制方向和横向于轧制方向的950 MPa的最小抗拉强度，优选具有双相结构，由此加宽了热轧带材或冷轧带材的连续退火的工艺窗口，以便除具有不同横截面的带材外，还可生产在带材长度和任选带材宽度上具有变化厚度，和由此相应变化的冷轧度的钢带，其具有尽可能均匀的机械-工艺性能。

此外，还应确保该钢的热浸镀和提供一种由这种钢制备带材的方法。

还应确保足够的变形能力、HFI-可焊接性、优异的一般可焊接性以及热浸稳定性和退火稳定性。

按本发明的教导，该目的是通过具有下列化学组成 (用重量%表示) 的钢实现的：

C ≥ 0.075至 ≤ 0.115

Si ≥ 0.400至 ≤ 0.500

Mn ≥ 1.900至 ≤ 2.350

Cr ≥ 0.200至 ≤ 0.500

Al ≥ 0.005至 ≤ 0.060

N ≥ 0.0020至 ≤ 0.0120

S ≤ 0.0030

Nb ≥ 0.005至 ≤ 0.060

Ti ≥ 0.005至 ≤ 0.060

B ≥ 0.0005至 ≤ 0.0030

Mo ≥ 0.200至 ≤ 0.300

Ca ≥ 0.0005至 ≤ 0.0060

Cu ≤ 0.050

Ni ≤ 0.050

其余为铁，并包括通常钢所伴生的由熔炼所致的杂质，其中鉴于在由这种钢制成的热轧带材或冷轧带材的连续退火时的尽可能宽的工艺窗口，依据所生产的带材厚度，Mn+Si+Cr的总含量按如下设定：

直至1.00 mm：Mn+Si+Cr总和 ≥ 2.800且 ≤ 3.000 %

超过1.00至2.00 mm：Mn+Si+Cr总和 ≥ 2.850且 ≤ 3.100 %

超过2.00 mm：Mn+Si+Cr总和 ≥ 2.900且 ≤ 3.200 %

通过在方法权利要求24和25中所述的对由具有达0.500 % 高的硅含量的本发明的钢制成的钢带进行热浸镀 (例如热镀锌) 的可能性，可略去加钒来确保退火稳定性。

按本发明，该结构由主相即铁素体和马氏体和对该钢的改进的机械性能起决定作用的副相贝氏体组成。

本发明钢的特征在于低的碳当量，在碳当量CEV(IIW) 的情况下，依钢板厚度将加入量限制在最大0.66%，由此可实现优异的可焊接性和下面所述的其它的特定性能。在直至1.00 mm的钢板厚度下，CEV(IIW)-值最大为0.62%、在直至2.00 mm的钢板厚度下，CEV(IIW)-值最大为0.64% 和在2.00 mm以上，CEV(IIW)-值最大为0.66% 均证实是有利的。

借助于其化学组成可以在宽的热轧参数谱内制备本发明的钢，例如使用高于贝氏体起点温度的卷轴温度(方案A)。此外，通过有针对性的工艺控制可设定结构，其允许随后冷轧本发明的钢而无需预先的软退火，其中可使用每冷轧行程介于10至40 %之间的冷轧度。

本发明的钢非常适合用作热浸镀的原材料，并且与已知的钢相比，通过按本发明依据待生产的带材厚度加入的Mn、Si和Cr的总和量而具有明显增大的工艺窗口。

在试验时已意料之外地表明，如果依据钢板厚度设定Mn+Si+Cr的总含量，则可保持具有所需机械性能的宽的工艺窗口。

在具有双相结构或多相结构的冷轧带材和热轧带材的连续退火时，由此导致提高的工艺安全性。因此，对连续退火的冷轧带材和热轧带材，也可在不同的横截面和其它相同的工艺参数情况下，设定该带材中的更均匀的机械-工艺性能。

这适用于具有不同带材横截面的相继带材的连续退火，如也适用于在带材长度或带材宽度上具有不同带材厚度的带材。例如由此可以在所选定的厚度范围内进行加工(如低于1.00 mm的带材厚度、1.00 mm至2.00 mm的带材厚度和超过2.00 mm的带材厚度)。

如果按本发明在连续退火方法中产生由具有变化带材厚度的多相钢制成的较高强度的热轧带材或冷轧带材，则由此可有利地制备负载最优化的构件。

本发明的钢带可在光轧状态和未光轧状态、在拉伸弯曲取向状态和非拉伸弯曲取向状态和还在经热处理的(过老化) 状态下，借助于热镀锌作业线或纯粹的连续退火装置作为冷轧带材和热轧带材以及作为经冷精轧的热轧带材产生。

借助于本发明的合金组成，通过A_c1和A_c3之间的临界间(interkritische)退火或在具有最终受控冷却的经A_c3的奧氏体化退火时可产生钢带，该退火导致双相结构或多相结构。

约700-950 ℃的退火温度表明是有利的。依据整个过程 (仅连续退火或额外的热浸镀) 存在有不同的热处理方法。

在无随后的热浸镀的连续退火装置情况下，该带材从退火温度开始，以

约15-100 ℃/s的冷却速度冷却到约160-250 ℃的中间温度。任选可预先以约15-100 ℃/s的冷却速度冷却到300-500 ℃的在前的中间温度。最后以约2-30 ℃/s的冷却速度冷却直至室温 (参阅方法1，图6a)。

在热浸镀范围内的热处理中有两种温度引导的可能性。如上所述，在进入熔池前保持冷却，并且在从熔池出来后才继续冷却直到达约200-250 ℃的中间温度。依据熔池温度，在此熔池中的保持温度为约400-470 ℃。再以约2-30 ℃/s的冷却速度冷却直至室温(参阅方法2，图6b)。

在热浸镀时的温度引导的第二方案包含在约200-350 ℃的中间温度下保持温度约1-20 s，和随后再次加热到热浸镀所需的约400-470 ℃的温度。经表面修饰后，该带材再冷却到约200-250 ℃。再以约2-30 ℃/s的冷却速度冷却至室温 (参阅方法3，图6c)。

在已知的双相钢的情况下，除碳外，还有锰、铬和硅也对由奥氏体向马氏体转变起作用。正是以所给定的限值加入合金元素碳、硅、锰、氮、钼和铬以及铌、钛和硼的本发明的组合，一方面确保了所需的机械性能如950 MPa的最小抗拉强度，同时具有在连续退火时的明显变宽的工艺窗口。

也是表示材料特征的是，通过加入增加的重量% 的锰，在冷却时使该铁素体区向更长的时间和更低的温度偏移。在此，通过增加的贝氏体的含量，该铁素体的含量按工艺参数或多或少地明显降低。

通过设定 ≤ 0.115重量% 的低碳含量可降低该碳当量，由此改进了焊接适宜性和避免在焊接时过高的硬化。在接触点焊时可此外明显延长电极的使用寿命。

下面将详述在本发明合金中的各元素的作用。伴生元素是不可避免的，如需要，就其作用而言在分析方案中被考虑。

伴生元素是在铁矿石中已存在，或由制备所致引入钢中的元素。由于这些伴生元素的主要的不利影响，通常是不希望的。要尽力将其去除直到可容许的含量或将其转变成较无害的形态。

氢 (H) 可作为唯一元素通过铁晶格扩散而不产生晶格过大张力。这导致氢在铁晶格中是相对移动的，并在该钢加工期间可较易吸纳。在此，氢仅可以原子 (离子) 形式纳入铁晶格中。

氢起到强的脆化作用，并优选扩散到能量上有利的位点 (缺陷、晶界等)。在此，缺陷起氢陷阱(Wasserstofffallen)的作用，并且氢在材料中的停留时间可显著增加。

通过再结合成分子氢可产生冷裂纹。这种行为在氢脆或在氢诱导的应力裂纹侵蚀时发生。还在无外部应力下出现的延迟裂纹即所谓的延迟裂缝情况下，氢常被认为是触发原因。因此，在该钢中的氢含量应尽可能低。

在本发明钢的情况下，特别是通过其扩展的工艺窗口实现的更均匀的结构此外降低了对氢脆的易感性。

氧 (O)：在熔融状态下该钢对气体有较高的吸收能力。但在室温下氧仅以非常少的量可溶。与氢类似，氧仅以原子形式扩散进材料中。由于强脆化作用以及对耐老化性的不利影响，在制备时尽可能力求降低氧含量。

为减少氧，一方面存在工艺技术方法如真空处理，另一方面存在分析方法。通过加入某些合金元素可使氧转变成较不危险的状态。因此，在钢的脱氧过程中，氧与锰、硅和/或铝的结合(abbinden)通常是常发生的。但由此形成的氧化物作为材料中的缺陷可引起不利的性能。

由于前述原因，因此在钢中的氧含量应尽可能低。

磷 (P) 是一种源自铁矿石的痕量元素，并作为取代原子溶于铁晶格中。磷通过混合晶体硬化提高硬度和改进可硬化性。但通常力求尽可能降低磷含量，因为磷特别是通过其在凝固性介质中的低溶解度强烈倾向于熔析作用，并以很大程度降低韧性。通过磷在晶界上的沉积发生晶界断裂。此外，磷还将从韧性特性到脆性特性的转变温度提高到直至300℃。在热轧制时，在晶界处的近表面的氧化磷可导致断裂开。

但在一些钢中，由于磷的低成本和高的强度提升，所以磷以小量 (＜0.1重量%)作为微合金元素例如用于较高强度的IF-钢 (无间隙原子钢)、热处理淬硬钢中或在双相钢的一些合金方案中。本发明钢与已知的使用磷作为混合晶体组分的分析方案的区别尤其在于，不加入合金元素磷而是尽可能低地设定。

基于前述原因，在本发明的钢中，该磷含量限制为在炼钢时不可避免的量。

硫 (S) 与磷一样以痕量元素结合在铁矿石中。硫在钢中是不希望的 (除自动生产用钢外)，因为其强烈倾向于熔析作用，并起强的脆化作用。因此力求在熔体中例如通过真空处理实现尽可能低的硫含量。此外，该所存在的硫通过加入锰转变为较不危险的化合物硫化锰 (MnS)。在轧制过程中，硫化锰常呈条状轧出，并对转变起晶核位点(Keimstellen)作用。这尤其在扩散受控的转变时导致条状明显的结构，并可在很明显的条状组织(Zeiligkeit)情况下导致恶化的机械性能 (如明显的马氏体条状组织替代分散的马氏体岛状组织、各向异性的材料特性、减小的断裂伸长率)。

基于前述原因，在本发明的钢中，该硫含量限制为≤ 0.0030重量%，优选为≤0.0025重量%，或最佳为≤ 0.0020重量% 或限制到在炼钢时不可避免的量。

合金元素通常被加入钢中，用以有针对性地影响某些性能。在此，合金元素可在各种钢中影响不同的性能。该作用通常强烈依赖于在材料中的量和溶解状态。

因此，该关联性一定是多方面的和复杂的。下面详细论述这些合金元素的作用。

碳 (C) 在钢中被认为是最重要的合金元素。通过其有针对性地引入直至2.06重量%，铁才变成钢。在炼钢时碳含量常剧烈降低。在连续热浸镀的双相钢的情况下，其按EN10346或VDA 239-100的含量最大为0.230重量%，未规定最低值。

碳由于其较小的原子半径，其间隙地溶于铁晶格中。在此，α-铁中的溶解度最大为0.02 %，在γ-铁中最大为2.06 %。碳以溶解的形状显著提高了可硬化性，由此这对形成足够量的马氏体是绝对必要的。但太高的碳含量增大了铁素体和马氏体之间的硬度差别，并限制了可焊接性。

为满足例如对高的孔扩展性和弯曲角度的要求，本发明钢的碳含量小于等于0.115重量%。

通过碳在各相中的不同溶解度，在相转变时明显的扩散过程是必要的，其可导致非常不同的动力学条件。此外，碳提高了奥氏体的热力学稳定性，其在相图中以奥氏体区向更低温度扩展示出。随马氏体中增加的强制溶解的碳含量增加了点阵变形，并与此相关提高了无扩散形成的相的强度。

此外，碳形成碳化物。几乎存在于所有钢中的结构相均是渗碳体 (Fe₃C)。但也可与其它金属如铬、钛、铌、钒形成明显更硬的特种碳化物。在此，不仅该析出物的种类而且析出物的分布和大小对所得的强度提高均有决定性意义。为了确保一方面足够的强度和另一方面良好的可焊接性、改进的孔扩展性、改进的弯曲角度和足够的抗氢诱导的裂纹形成(即无延迟裂缝)，因此最小的C-含量确定为0.075重量% 和最大的C-含量确定为0.115重量%，具有横截面依赖性的微分(Differenzierung)的含量是有利的，如：

材料厚度低于1.00mm(C ≤ 0.100重量%)

材料厚度介于1.00-2.00mm之间 (C ≤ 0.105重量%)

材料厚度高于2.00mm(C ≤ 0.115重量%)。

硅 (Si) 在浇注时结合氧，并因此在钢的脱氧过程中用于脱氧 (Beruhigung)。熔析系数明显小于例如锰的熔析系数 (与0.87相比为0.16) 对以后的钢性能是重要的。熔析通常导致结构成分的条状排列，这恶化了变形性能如孔扩展性和可弯曲性。

硅的加入在材料特性方面引起强的混合晶体硬化。加入0.1% 的硅估计使抗拉强度提高约10 MPa，其中在加入直至2.2%硅时，伸长率仅有微小的恶化。这曾对不同的钢板厚度和退火温度作过研究。硅由0.2% 增到0.5%，引起在屈服点的强度增加约20 MPa，并在抗拉强度上增加约70 MPa。在此，断裂伸长率减小约2 %。该断裂伸长率减小的原因特别是在于，硅降低了碳在铁素体中的溶解度，并提高了碳在铁素体中的活性，因此阻止碳化物的形成，该碳化物作为脆性相降低了延展性，这又改进了可变形性。通过在本发明钢的跨度内硅的小的提高强度的作用为宽的工艺窗口提供了基础。

另一重要的效应是，硅将铁素体的形成向更短的时间和温度偏移，因此在骤冷前可形成足够的铁素体。由此，在热轧时为改进的可冷轧性提供基础。在热浸镀时，通过加速的铁素体形成使奧氏体富集碳，并因此使其稳定。因为硅阻止碳化物形成，所以使该奥氏体额外地得以稳定。因此在加速冷却时可抑制贝氏体形成，而有利于马氏体。

在本发明的跨度内加入硅导致了下述的另外的出乎意料的效应。上述的碳化物形成的延迟例如也可通过铝引起。但铝形成稳定的氮化物，以致无足够的氮供形成微合金元素的碳氮化物。通过含硅合金就不存在该问题，因为硅既不形成碳化物也不形成氮化物。因此硅对由微合金的析出形成间接产生有利的作用，这对该材料的强度又产生有利的作用。因为通过硅提高转变温度倾向于对晶粒粗化有利，所以含铌、钛和硼的微合金是特别合适的，有针对性地设定本发明钢中的氮含量也是一样。

在热轧制时已知，在较高硅合金钢中应出现红色强粘性氧化皮的形成，和增加危险的氧化皮辊入，这可对随后的酸洗结果和酸洗生产率产生影响。如果有利地用盐酸代替用硫酸进行酸洗，则在本发明的含0.400-0.500 % 硅的钢中未能发现该影响。

关于含硅钢的可镀锌性，特别在DE 19610675 C1中提到，含至最多0.800 重量%硅或至最多2.000 重量% 硅的钢，由于该钢表面用液态锌的非常差的可润湿性，所以是不可热镀锌的。

除冷轧成的带材的再结晶外，在连续热浸涂覆装置中的退火处理时，气氛条件引起氧化铁的还原，例如在冷轧制中或由于在室温下的贮存可在表面上形成氧化铁。但对亲氧合金成分如硅、锰、铬、硼，该气氛是氧化性的，结果可发生这些元素的偏析和选择性氧化。该选择性氧化可在外部即在基材表面上发生，也可在内部即该金属基质内发生。

已知，特别地在退火时硅在表面上扩散，并单独或与锰一起在钢表面上形成氧化物。这种氧化物可抑制基材和熔融金属之间的接触，并阻止或明显恶化润湿反应。由此可出现未镀锌部位，即所谓的“裸斑”，或甚至出现无涂层的大面积区域。此外，由于恶化的润湿反应并造成不充分的阻挡层形成，降低了该锌层或锌合金层在钢基材上的粘附。该上述机理也可适用经酸洗的热带材或经冷精轧的热带材的情况。

与这种一般的专业知识相反，在试验的范围内意外之外地发现，在再结晶退火时或在通过热浸池时，仅通过合适的炉操作模式可实现该钢带良好的热浸镀和涂覆层的良好的附着。

对此，首先要确保，通过化学-机械的或热-液压动力的预净化以使带材表面不含氧化皮残余物、酸洗油或轧制油或其它污物颗粒。为阻止氧化硅接触带材表面，要进一步采取方法，以促进该合金元素在材料表面以下的内部氧化。在此依据装置构型可采取不同的措施。

在一种装置构型情况中，即退火工艺步骤仅在钢管炉(辐射管炉(radiant tubefurnace)：RTF) 中进行(见图6c中的方法3)，合金元素的内部氧化可通过设定该炉气氛(N₂-H₂-保护气氛) 中的氧分压被有针对性地影响。在此，设定的氧分压必需满足下列方程，其中炉温介于700-950 ℃之间。

-12 ＞ Log pO₂ ≥ -5*Si^-0.25-3*Mn^-0.5-0.1*Cr^-0.5-7*(-lnB)^0.5

其中，Si、Mn、Cr、B是指以重量%表示的钢中相应的合金含量，pO₂是指以mbar表示的氧分压。

在一种装置构型情况中，在其中该炉区由直接点火炉(直接点火炉(direct firedfurnace)：DFF或非氧化性炉(non-oxidizing furnace)：NOF) 和后续的钢管炉的组合组成(见图6b中的方法2)，该合金元素的选择性氧化也可被该炉区的气氛影响。

通过在NOF中的燃烧反应可设定氧分压和由此可设定铁和合金元素的氧化势。这应经如此设定，以使合金元素的氧化在钢表面以下的内部发生，并任选在通过NOF-区后在钢表面上形成薄的氧化铁层。这例如通过将CO-值降低至4体积%以下来实现。

在后续的钢管炉中，在N₂-H₂-保护气氛下还原该任选形成的氧化铁层，并同样地进一步内部氧化合金元素。在此，在该炉区中所设定的氧分压必需满足下列方程，其中炉温介于700-950 ℃之间。

-18 ＞ Log pO₂ ≥ -5*Si^-0.3-2.2*Mn^-0.45-0.1*Cr^-0.4-12.5*(-lnB)^0.25

其中，Si、Mn、Cr、B是指以重量%表示的钢中相应的合金含量，和pO₂是指以mbar表示的氧分压。

在炉 → 锌罐 (Ruessel) 之间的过渡区域中，要如此设定该气氛（N₂-H₂-保护气氛）的露点和由此该氧分压，以使在浸入熔池前避免该带材的氧化。己表明-30至-40 ℃范围内的露点是有利的。

通过在连续热浸涂覆装置的炉区中的上述措施，阻止了氧化物的表面形成，并且实现了该带材表面对液态熔融金属的均匀良好的可润湿性。

如果代替热浸镀 (在此例如是热镀锌) 而选用具有后续电解镀锌的连续退火的工艺程序 (见图6a中的方法1)，则无需特别的防护措施来确保可镀锌性。已知，对较高合金钢的镀锌，通过电解淀积比通过连续热浸法可明显更易实现。在电解镀锌时，纯锌直接淀积在带材表面上。为不阻止在钢带和锌-离子之间的电子流和由此不阻止镀锌，则必需确保在带材表面上不存在覆盖表面的氧化物层。通常借助于退火时的标准还原气氛和电解前的预净化确保这种条件。

为确保退火时尽可能宽的工艺窗口和足够的可镀锌性，最小硅-含量规定为0.400重量% 和最大硅-含量规定为0.500重量%。

锰 (Mn) 几乎加到所有的钢中用于脱硫，以将有害的硫转化成硫化锰。此外，锰通过混合晶体硬化提高铁素体的强度，并将该α-/γ-转变向更低的温度偏移。

在多相钢如双相钢的情况下，加合金元素锰的主要原因是明显改进可硬化性。由于扩散受阻，使珠光体转变和贝氏体转变向更长的时间偏移，并且降低了马氏体起始温度。

但同时通过加入锰提高了马氏体和铁素体之间的硬化比。此外，增强了该结构的条状组织。相之间的大的硬化差和形成马氏体条状组织导致较低的孔扩展能力，这与增加的边缘裂纹敏感性意义相同。

在退火处理时，锰与硅一样倾向于在钢表面上形成氧化物。依据退火参数和其它合金元素 (特别是硅和铝) 的含量，可产生氧化锰 (如MnO) 和/或Mn-混合氧化物 (如Mn₂SiO₄)。但在低的Si/Mn比或Al/Mn比的情况下，锰可认为是较不重要的，因为其形成球状体氧化物而不是氧化物膜。但高的锰含量还是可对锌层的表型和锌附着产生不利影响。通过在连续热浸涂覆时用于设定炉区的上述措施降低了Mn-氧化物或Mn-混合氧化物在退火后的钢表面上的形成。

由于该所述原因，锰-含量确定为1.900-2.350重量%。

为达到所需的最低强度，保持该锰含量的带材厚度依赖性微分是有利的。

在带材厚度低于1.00 mm时，该锰-含量优选在介于 ≥ 1.900和 ≤ 2.200重量%之间的范围内，在带材厚度为1.00-2.00 mm时，介于≥ 2.050和 ≤ 2.250重量%之间，和在带材厚度高于2.00 mm时，介于≥ 2.100和 ≤ 2.350重量%之间。

本发明的另一特点是，锰-含量的变化可通过同时改变硅-含量得以补偿。通过锰和硅引起的强度提高 (这里指屈服点，英文为yield strength,YS) 通常用Pickering-等式加以满意描述：

YS(MPa) = 53.9+32.34 [重量%Mn]+83.16 [重量%Si]+354.2 [重量%N]+17.402d^(-1/2)

但这主要基于混合晶体硬化的效应，按该等式锰的效应弱于硅的效应。但如上所述，锰同时显著提高了可硬化性，由此，在多相钢情况下，提高强度的第二相的含量明显增加。因此，在提高强度意义上加入0.1%硅与加入0.1%锰是近似等同的。对本发明组成的和包括本发明的时间-温度-参数的退火的钢，依据经验可得出屈服点和抗拉强度(英文tensilstrength,TS) 的下列关系：

YS (MPa) =160.7 + 147.9 [重量%Si] + 161.1 [重量%Mn]

TS (MPa) =324.8 + 189.4 [重量%Si] + 174.1 [重量%Mn]

与Pickering-等式相比，锰和硅的系数对屈服点和对抗拉强度而言是近似相等的，由此给出了用硅取代锰的可能性。

铬 (Cr) 一方面呈溶解形态以少量已可显著提高钢的可硬化性。另一方面在相应温度引导情况下，铬以碳化铬形式引起粒子硬化。与此相关的晶核位点数目的增加在同时降低碳含量时导致可硬化性下降。

在双相钢中，通过加入铬主要改进可硬化性。铬在溶解状态下使珠光体转变和贝氏体转变向更长的时间偏移，并在此同时降低马氏体起始温度。

另外的重要效应是，铬显著提高了退火稳定性，以致在热浸池中几乎不发生强度损失。

此外，铬也是碳化物组分。如果应存在铬-铁-混合碳化物，则在硬化前该奧氏体化温度需选得足够高，以溶解碳化铬。否则，由于增加的晶核数可发生可硬化性的恶化。

在退火处理时，铬也倾向于在钢表面上形成氧化物，由此该热浸品质会恶化。通过在连续热浸涂覆时用于设定炉区的上述措施，减少了在退火后钢表面上的Cr-氧化物或Cr-混合氧化物的形成。

因此，铬-含量确定为0.200-0.500重量%的含量。

钼 (Mo)：类似于铬和锰，加入钼导致改进可硬化性。该珠光体转变和贝氏体转变向更长的时间偏移，并且该马氏体起始温度下降。同时钼是一种强的碳化物组分，其特别是也可与钛一起形成细分散的混合碳化物。此外，钼还显著提高了退火稳定性，以致在热浸池中不会发生强度损失。此外，钼还通过混合晶体硬化起作用，但在此比锰和硅较不有效。

因此，钼的含量设定为0.200-0.300重量%之间。在0.200和0.250重量%之间的范围是有利的。

作为在所需的机械性能和可热浸性之间的折衷，Mo + Cr的总含量 ≤ 0.725重量% 对本发明的合金方案表明是有利的。

铜 (Cu)：加铜可提高抗拉强度以及可硬化性。与镍、铬和磷结合，铜可在表面上形成保护性氧化物层，该层可显著降低腐蚀速率。

与氧结合，铜可在晶界上形成有害的氧化物，该氧化物特别可对热变形过程产生不利影响。因此铜的含量确定为 ≤ 0.050重量%，并因此限制为至多炼钢时的不可避免的量。

镍 (Ni)：与氧结合，镍可在晶界上形成有害的氧化物，该氧化物特别可对热变形过程产生不利影响。因此镍的含量确定为 ≤ 0.050重量%，并因此限制为至多炼钢时的不可避免的量。

钒 (V)：因为在当前的合金方案中，加钒是不必要的，所以钒的含量限制为至多不可避免的钢伴生的量。

铝 (Al) 通常作为合金元素加入钢中，用以结合在铁中溶解的氧和氮。氧和氮由此转化成氧化铝和氮化铝。这种析出可通过增加晶核位点引起晶粒细化，并因此提高了韧性性能以及强度值。

如果钛以足够量存在，则氮化铝不析出。氮化钛有较小的形成焓，并在较高温度时形成。

在溶解状态时，铝如硅一样使铁素体形成向更短的时间偏移，并因此可使在双相钢中形成足够的铁素体。此外，其抑制了碳化物形成，并因此导致奥氏体延迟转变。由于该原因，铝也在残余奥氏体钢 (TRIP-钢) 中用作合金元素，以取代一部分的硅。这种方法的原因在于，对镀锌反应而言，铝比硅较不重要一些。

因此铝-含量限制在0.005至最大0.060重量%，并加入用于钢的脱氧。

铌 (Nb)：铌在钢中以不同的方式起作用。在精轧机列中热轧制时，通过形成细分散的析出物延迟再结晶，由此增加了晶核位点密度，并在转变后产生更细的晶粒。溶解的铌部分也起阻止再结晶的作用。该析出物在最终产品中起提高强度的作用。这些可能是碳化物或氮化碳。其通常是钛也嵌入其中的混合碳化物。该效应从0.005重量%铌开始，并从0.010重量%铌起变成最明显。此外，在热镀锌中的(部分-)奥氏体化期间，该析出物还阻止晶粒生长。0.060重量%以上的铌不会出现额外的效应。含量为0.025-0.045重量% 表明是有利的。

钛 (Ti)：由于钛对氮的高亲和力，在凝固时钛主要作为TiN析出。此外，其还与铌一起作为混合碳化物出现。在推进式加热炉中，TiN对晶粒尺寸的稳定性起重要作用。该析出物具有高的温度稳定性，以致与混合碳化物不同，这些析出物在1200 ℃下大部分呈阻止晶粒生长的颗粒存在。在热轧制时，钛对再结晶也起延迟作用，但在此其比铌较不有效。钛通过析出硬化起作用。在此，较大的TiN-颗粒比细分散的混合碳化物较不有效。最佳的有效性在0.005-0.060重量%钛的范围内实现，因此，这表示本发明的合金跨度。对此，0.025-0.045重量% 的含量表明是有利的。

硼 (B)：硼是一种特别有效的用于提高可硬化性的合金剂，其以非常少的量 (从5ppm起) 就已有效。在此，该马氏体起始温度保持不受影响。为变得有效，硼必需以固体溶液存在。因为硼对氮有高的亲和力，所以氮必定首先被结合，优选通过钛的化学计算所需量。由于硼在铁中的小的溶解度，该溶解的硼优选沉积在奧氏体晶界处。在那里硼部分形成Fe-B-碳化物，该Fe-B-碳化物是内聚的，并降低了该晶界能。该两种效应对铁素体形成和珠光体形成起延迟作用，并因此提高了该钢的可硬化性。但硼的太高含量是有害的，因为可形成硼化铁，其对该材料的可硬化性、可变形性和韧性产生不利影响。此外，在连续热浸涂覆期间的退火时硼倾向于形成氧化物或混合氧化物，这些氧化物使镀锌品质恶化。通过在连续热浸涂覆时用于设定炉区的上述措施减少了钢表面上氧化物的形成。

由于前述原因，本发明合金方案的硼-含量确定为5-30 ppm的值，优选≤ 25 ppm或最佳为 ≤ 20 ppm。

氮 (N) 可以是合金元素，也可以是源自炼钢的伴生元素。过高的氮含量引起强度增加，但随之引起快速的韧性损失以及老化效应。另一方面，通过有针对性地加入合金元素氮并结合以微合金元素钛和铌，可经氮化钛和氮化铌碳实现细晶粒硬化。此外，在热轧制前的再加热时抑制了粗晶粒的形成。

因此，按本发明的N-含量确定为 ≥ 0.0020至 ≤ 0.0120重量%的值。

如果氮含量依赖于Ti+Nb+B的总和加入，则对保持所需的钢性能表明是有利的。

在Ti+Nb+B总含量 ≥ 0.010至 ≤ 0.070重量% 时，该氮含量保持为 ≥ 20至 ≤90 ppm的值。对Ti+Nb+B总含量＞ 0.070重量%，氮的含量 ≥ 40至 ≤ 120 ppm证明是有利的。

针对铌和钛的总含量，含量≤ 0.100重量% 证明是有利的，并且由于铌和钛原则上的可替换性，直至10 ppm的最小铌含量以及出于成本原因≤ 0.090重量% 证明是特别有利的。

在微合金元素铌以及钛与硼一起作用时，≤ 0.102重量%的总含量证明是有利的，并且≤ 0.092重量% 证明是特别有利的。在本发明的意义上，更高的含量不再起改进作用。

此外，由于上述原因，最大含量≤ 0.365重量%证明是Ti+Nb+V+Mo+B的总含量。

钙 (Ca)：在炼钢时以钙-硅-混合化合物的形式加入钙引起熔融相的脱氧和脱硫。因此反应产物转化为熔渣，并实现钢的净化。增加的纯度导致最终产品中本发明的更优性能。

基于上述原因，Ca-含量设定为 ≥ 0.005至 ≤ 0.0060重量%。

在用本发明钢进行的试验时发现，通过A_c1和A_c3之间的临界间 (interkritische)退火或具有最终的受控冷却的经A_c3的奧氏体化退火可生产厚度为0.50-3.00 mm(如对于冷轧带材) 且最小抗拉强度为950 MPa的双相钢，该双相钢的特征在于对过程波动有足够的容差。

由此，与已知的合金方案相比，本发明的合金组成存在显著扩大的工艺窗口。

对本发明的钢，待实现的双相结构的退火温度在约700-950 ℃之间，由此，按温度范围实现了部分奥氏体结构(双相区) 或全奥氏体结构 (奥氏体区)。

此外，该试验还表明，在A_c1和A_c3之间的临界间(interkritische)退火或具有紧接的受控冷却的经A_c3的奧氏体化退火后，甚至在400-470℃之间的温度下的如用锌或锌-镁的热浸镀的另一工艺步骤后，仍可保持设定的结构成分。

该经连续退火和有时经热浸镀的材料，可在光轧 (冷精轧) 或非光轧状态下和/或在拉伸弯曲取向状态或非拉伸弯曲取向状态下和也在经热处理的状态 (过老化) 下制成热轧带材和冷精轧的热轧带材或冷轧带材。这种状态在下面称为起始状态。

此外，由本发明的合金组成制成的作为热轧带材、冷精轧的热轧带材或冷轧带材存在的钢带在进一步加工时的特征在于高的边缘裂纹非敏感性。

该钢带纵向于其轧制方向和横向于其轧制方向的非常小的特征参数差别在其后的材料使用时是有利的。因此可不依赖于轧制方向地从带材切割板坯(如横向、纵向和对角地或与轧制方向成某一角度)，并且使边角料最少。

为了确保由本发明的钢制成的热轧带材的可冷轧性，按本发明，该热轧带材以高于A_r3的奥氏体区中的终轧温度和在高于贝氏体起始温度的卷轴温度下生产 (方案A)。

在热轧带材或例如以约10 % 冷轧度经冷精轧的热轧带材情况下，按本发明，该热轧带材以高于A_r3的奥氏体区中的终轧温度和在低于贝氏体起始温度的卷轴温度下生产(方案B)。

本发明的其它特征、优点和详情由附图所示的实施例的下列说明给出。

附图简介

图1：由本发明的钢制备带材的工艺链 (示意图)

图2：本发明钢的工艺步骤热轧制和冷轧制(任选) 以及连续退火、构件制造、调质(空气硬化) 和退火 (任选) 的示例性的时间-温度-曲线 (示意图)

图3：所试验的钢的化学组成

图4a：作为目标值的机械特性值 (纵向于轧制方向)，经空气硬化和未退火

图4b：所试验的钢在起始状态下的机械特性值 (纵向于轧制方向)

图4c：所试验的钢在经空气硬化、未退火状态下的机械特性值 (纵向于轧制方向)

图5：对本发明的钢按ISO 16630的孔扩展试验和按VDA 238-100的小板弯

曲试验的结果

图6a：方法1，温度-时间-曲线 (退火方案，示意图)

图6b：方法2，温度-时间-曲线 (退火方案，示意图)

图6c：方法3，温度-时间-曲线 (退火方案，示意图)

图1示意性示出由本发明的钢制备带材的工艺链。示出涉及本发明的不同工艺路线。对所有本发明的钢，该工艺路线直到热轧制(终轧温度) 均是相同的，其后按所希望的结果进行不一致的工艺路线。例如该经酸洗的热轧带材可镀锌或以不同的轧制度进行冷轧制和镀锌。也可对经软退火的热轧带材或经软退火的冷轧带材进行冷轧制和镀锌。

对任选未经热浸镀的材料也可进行加工，即仅在连续退火的范围内，其中包括随后的电解镀锌和不包括随后的电解镀锌。由任选经涂覆的材料现可制备复杂的构件。接着进行按本发明在空气中冷却的硬化工艺。任选地，退火步骤结束该构件的热处理。

图2示意性示出该工艺步骤由本发明的合金组成制成的带材的热轧制和连续退火的时间-温度曲线。对热轧制工艺和对冷轧制后的热处理、构件制造、调质和任选的退火示出时间和温度依赖性的转变。

图3在上一半表中示出所试验的钢的化学组成。比较本发明的合金LH®1100与参考物料LH®800/LH®900。

相比于该参考物料，本发明的合金特别地具有明显增加的Si含量和较少的Cr含量和不具有合金元素V。

在图3的下一半表中列出各种合金组分的总含量(重量%)和各自计算出的碳当量CEV(IIW)。

图4示出所试验的钢的纵向于轧制方向的机械特性值，附有经空气硬化状态的要达到的目标特性值 (图4a)、未经空气硬化的起始状态的计算出的值 (图4b) 和经空气硬化状态的计算出的值 (图4c)。该规定的要达到的值肯定实现。

图5示出按ISO 16630的孔扩展试验的结果(绝对值)。示出各对于方法2 (图6b，1.2 mm) 和方法3 (图6b，2.0 mm) 的方案A (高于贝氏体起始温度的卷轴温度) 的孔扩展试验结果。

所试验的材料的板厚度为1.2或2.0 mm。该结果适用于按ISO 16630的测试。

该方法2相应于与例如在具有组合的直接加热炉和钢管炉的热镀锌处的退火，如在图6b中所述。

该方法3相应于例如在连续退火装置中的工艺教导，如在图6c中所述。此外，这里可借助于感应炉任选地就在锌池之前实现该钢的再加热。

通过在所述跨度内的本发明的不同温度引导，产生相互不同的特性值或不同的孔扩展结果以及弯曲角度。因此主要的区别是在热处理和其后续的冷却时的温度-时间-参数。

图6示意性示出在退火处理和冷却时的本发明的温度-时间-曲线的三种方案和各不同的奥氏体化条件。

该方法1 (图6a) 示出所生产的冷轧的或热轧的或冷精轧的钢带在连续退火装置中的退火和冷却。首先将该带材加热到约700-950℃ (A_C1至A_C3)的范围内的温度。经退火的钢带接着以约15-100 ℃/s之间的冷却速度冷却至约200-250 ℃的中间温度(ZT)。在该示意图上弃去了第二中间温度 (约300-500 ℃) 的图示。

接着该钢带以约2-30 ℃/s之间的冷却速度在空气中冷却直到达到室温 (RT) 或保持以约15-100 ℃/s之间的冷却速度冷却直到室温。

该方法2 (图6b) 示出按方法1的工艺，但出于热浸镀的目的，该钢带的冷却在通过热浸容器时经短时间中断，接着以约15-100℃/s之间的冷却速度继续冷却直至约200-250 ℃的中间温度。然后该钢带在空气中以约2-30 ℃/s之间的冷却速度冷却直到达到室温。

该方法3 (图6c)也示出在热浸镀时的按方法1的工艺，但该钢带的冷却在约200-400 ℃ 范围内的中间温度时通过短的暂停 (约1-20 s) 而中断，并再加热直到温度(ST)，这是用于热浸镀所需的温度(约400-470 ℃)。接着将该钢带再冷却直到约200-250℃的中间温度。该钢带的最终冷却在空气中以约2-30 ℃/s的冷却速度进行，直到达到室温。

下面的实施例代表按具有基于实验室的调质工艺的图6b的方法2和图6c的方法3的热镀锌的工业化制造。

实施例1 (冷轧带材) (以重量% 表示的合金组成)

方案A/1.2 mm/按图6b的方法2

含0.099 % C；0.461 % Si；2.179 % Mn；0.009 % P；0.001 % S；0.0048 % N；0.040 % Al；0.312 % Cr；0.208 % Mo；0.0292 % Ti；0.0364 % Nb；0.0012 % B；0.0015 %Ca的本发明的钢按相应于图6b的方法2进行热浸镀，该材料在910 ℃ 的终轧额定温度下首先经热轧制，在650 ℃ 的卷轴额定温度下以2.30 mm厚度经卷绕，并经酸洗后在不经额外的热处理 (如罩式退火) 情况下以1.49 mm中间厚度经两次冷轧制。

在退火模拟装置中，对经热浸镀的空气硬化的钢带以下列参数进行加工。

退火温度 870 ℃

保持时间 120 s

输送时间最大5 s (无能量供入)

接着在空气中冷却

本发明的钢经调质后具有由马氏体、贝氏体和残余奥氏体组成的结构。

这种钢经空气硬化后显示出下列的特性值 (括号中为起始值，未调质状态)：

- 屈服点 Rp0.2 921 MPa (768 MPa)

- 抗拉强度 (Rm) 1198 MPa (984 MPa)

- 断裂伸长率 (A80) 5.5 % (10.7 %)

- A5 伸长率 9.5 % (-)

- 热处理淬硬指数 (BH2) 52 MPa

- 孔扩展比，按ISO 16630 - (49 %)

- 弯曲角度，按VDA 238-100 (纵向、横向) - (122º/112º)

纵向于轧制方向，并例如将符合LH®1100。在起始状态下纵向的屈强比Re/Rm为78%。

实施例2 (冷轧带材) (以重量% 表示的合金组成)

方案B/2.0 mm/按图6c的方法3

含0.100 % C；0.456 % Si；2.139 % Mn；0.010 % P；0.001 % S；0.0050 % N；0.058 % Al；0.313 % Cr；0.202 % Mo；0.0289 % Ti；0.0337 % Nb；0.0009 % B；0.0021 %Ca的本发明的钢按相应于图6c的方法3进行热浸镀，该材料在910 ℃ 的终轧额定温度下首先经热轧制，在650 ℃ 的卷轴额定温度下以2.30 mm厚度经卷绕，并经酸洗后在不经额外的热处理 (如罩式退火) 情况下经冷轧制。

在退火模拟装置中，类似于调质工艺 (空气硬化)，对经热浸镀的钢以下列参数进行加工。

退火温度 870 ℃

保持时间 120 s

输送时间最大5 s (无能量供入)

接着在空气中冷却

- 屈服点 (Rp0.2) 903 MPa (708 MPa)

- 抗拉强度 (Rm) 1186 MPa (983 MPa)

- 断裂伸长率 (A80) 7.1 % (11.7 %)

- A5 伸长率 9.1 % (-)

- 烘烤硬化指数 (BH2) 48 MPa

- 孔扩展比，按ISO 16630 - (32 %)

- 弯曲角度，按VDA 238-100 (纵向、横向) - (104º/88º)

纵向于轧制方向，并例如将符合LH®1100。在起始状态下的纵向的屈强比Re/Rm为72 %。

Claims

1.超高强度的可空气硬化的多相钢，其在未经空气硬化的状态下的最小抗拉强度为950 MPa，并具有优异的加工性能，该多相钢由下列元素组成 (含量以重量% 表示)：

C ≥ 0.075至 ≤ 0.115

Si ≥ 0.400至 ≤ 0.500

Mn ≥ 1.900至 ≤ 2.350

Cr ≥ 0.200至 ≤ 0.500

Al ≥ 0.005至 ≤ 0.060

N ≥ 0.0020至 ≤ 0.0120

S ≤ 0.0030

Nb ≥ 0.005至 ≤ 0.060

Ti ≥ 0.005至 ≤ 0.060

B ≥ 0.0005至 ≤ 0.0030

Mo ≥ 0.200至 ≤ 0.300

Ca ≥ 0.0005至 ≤ 0.0060

Cu ≤ 0.050

Ni ≤ 0.050

其余为铁并包括通常钢所伴生的由熔炼所致的杂质，其中鉴于在由这种钢制成的热轧带材或冷轧带材的连续退火时的尽可能宽的工艺窗口，依据所生产的带材厚度，Mn+Si+Cr的总含量按如下设定：

直至1.00 mm：Mn+Si+Cr总和 ≥ 2.800且 ≤ 3.000重量%

超过1.00至2.00 mm：Mn+Si+Cr总和 ≥ 2.850且 ≤ 3.100重量%

超过2.00 mm：Mn+Si+Cr总和 ≥ 2.900且 ≤ 3.200重量%。

2.权利要求1的钢，其特征在于，在带材厚度直至1.00 mm时，C含量 ≤ 0.100 % 和碳当量CEV(IIW) ≤ 0.62 %。

3.权利要求1的钢，其特征在于，在带材厚度超过1.00至2.00 mm时，C含量 ≤ 0.105 %和碳当量CEV(IIW) ≤ 0.64 %。

4.权利要求1的钢，其特征在于，在带材厚度超过2.00 mm时，C含量 ≤ 0.115 % 和碳当量CEV(IIW) ≤ 0.66 %。

5.权利要求1和2任一项的钢，其特征在于，在带材厚度直至1.00 mm时，Mn含量 ≥1.900 % 至 ≤ 2.200 %。

6.权利要求1和3任一项的钢，其特征在于，在带材厚度超过1.00至2.00 mm时，Mn含量≥ 2.050 % 至 ≤ 2.250 %。

7.权利要求1和4任一项的钢，其特征在于，在带材厚度超过2.00 mm时，Mn含量 ≥2.100 % 至 ≤ 2.350 %。

8.权利要求1-4中任一项的钢，其特征在于，在Ti+Nb+B总和 ≥ 0.010至 ≤ 0.070 %时，N含量为 ≥ 0.0020至 ≤ 0.0090 %。

9.权利要求8的钢，其特征在于，在Ti+Nb+B总和＞ 0.070 % 时，N含量 ≥ 0.0040至≤ 0.0120 %。

10.权利要求1-4中任一项的钢，其特征在于，S含量 ≤ 0.0025 %。

11.权利要求10的钢，其特征在于，S含量 ≤ 0.0020 %。

12.权利要求1-4中任一项的钢，其特征在于，Mo含量 ≤ 0.250 %。

13.权利要求1-4中任一项的钢，其特征在于，Ti含量 ≥ 0.025 % 至 ≤ 0.045 %。

14.权利要求1-4中任一项的钢，其特征在于，Nb含量 ≥ 0.025 % 至 ≤ 0.045 %。

15.权利要求1-4中任一项的钢，其特征在于，Nb+Ti总和 ≤ 0.100 %。

16.权利要求15的钢，其特征在于，Nb+Ti总和 ≤ 0.090 %。

17.权利要求1-4中任一项的钢，其特征在于，Cr+Mo总和 ≤ 0.725 %。

18.权利要求1-4中任一项的钢，其特征在于，Ti+Nb+B总和 ≤ 0.102 %。

19.权利要求18的钢，其特征在于，Ti+Nb+B总和 ≤ 0.092 %。

20.权利要求1-4中任一项的钢，其特征在于，Ti+Nb+B+Mo+V总和 ≤ 0.365 %。

21.权利要求1-4中任一项的钢，其特征在于，Ca含量 ≤ 0.0030 %。

22.权利要求1-4中任一项的钢，其特征在于，鉴于要达到的强度性能，硅和锰的加入按下列关系式替换：

YS (MPa) =160.7 + 147.9 [%Si] + 161.1 [%Mn]

TS (MPa) =324.8 + 189.4 [%Si] + 174.1 [%Mn]。

23.用于由权利要求1-22中任一项的可空气调质的多相钢制备冷轧钢带或热轧钢带的方法，该方法中，在连续退火期间产生所需的结构，其特征在于，在连续退火时，将冷轧钢带或热轧钢带加热到700-950 ℃的范围的温度和接着将经退火的钢带以15-100 ℃/s之间的冷却速度从退火温度冷却直至300-500 ℃的第一中间温度，接着以15-100 ℃/s之间的冷却速度冷却直至160-250 ℃的第二中间温度，然后该钢带在空气中以2-30 ℃/s的冷却速度冷却直至达到室温或以15-100 ℃/s之间的冷却速度从第一中间温度保持冷却直至室温。

24.用于由权利要求1-22中任一项的可空气调质的多相钢制备冷轧钢带或热轧钢带的方法，该方法中，在连续退火期间产生所需的结构，其特征在于，在热浸镀时，在加热和接着的冷却后，在进入熔池前保持该冷却，并在热浸镀后以15-100 ℃/s之间的冷却速度继续冷却直至200-250 ℃的中间温度，接着以2-30 ℃/s的冷却速度在空气中将该钢带冷却直至达到室温。

25.用于由权利要求1-22中任一项的可空气调质的多相钢制备冷轧钢带或热轧钢带的方法，该方法中，在连续退火期间产生所需的结构，其特征在于，在热浸镀时，在加热和接着的冷却至200-250 ℃的中间温度后，在进入熔池前保持该温度1-20 s，并接着将该钢带再加热到400-470 ℃的温度，完成热浸镀后，以15-100 ℃/s之间的冷却速度冷却直至200-250 ℃的中间温度，并接着以2-30 ℃/s的冷却速度在空气中冷却直至室温。

26.权利要求23-25中任一项的方法，其特征在于，在连续退火时，在用由直接点火炉区(NOF) 和钢管炉 (RTF) 组成的装置构型退火时，通过在NOF中的低于4体积% 的CO含量提高了氧化势，其中，RTF中的用于还原铁的炉气氛的氧分压按下列方程设定：

-18 ＞ Log pO₂ ≥ -5*Si^-0.3-2.2*Mn^-0.45-0.1*Cr^-0.4-12.5*(-lnB)^0.25

其中，Si、Mn、Cr、B是指以重量% 表示的钢中相应的合金含量，pO₂是指以mbar表示的氧分压，为避免就在浸入熔池前该带材的氧化，气氛的露点设定在-30℃或其以下。

27.权利要求23-25中任一项的方法，其特征在于，在仅用钢管炉退火时，炉气氛的氧分压满足下列方程：

-12 ＞ Log pO₂ ≥ -5*Si^-0.25-3*Mn^-0.5-0.1*Cr^-0.5-7*(-lnB)^0.5

28.权利要求23-25中任一项的方法，其特征在于，在不同厚度的带材情况下，在连续退火时通过调整在热处理过程中的装置通过速度来设定该带材的可比较的结构状态和机械特性值。

29.权利要求23-25中任一项的方法，其特征在于，该钢带在紧接热处理或热浸镀后经光轧。

30.权利要求23-25中任一项的方法，其特征在于，该钢带在紧接热处理或热浸镀后经拉伸弯曲定向。

31.通过权利要求23-30中任一项的方法制备的钢带，其在未经空气硬化状态下的按ISO 16630的最小孔扩展值为20 %。

32.通过权利要求23-30中任一项的方法制备的钢带，其在未经空气硬化状态下的按ISO 16630的最小孔扩展值为25 %。

33.通过权利要求23-30中任一项的方法制备的钢带，其在未经空气硬化状态下的按VDA 238-100的纵向或横向的最小弯曲角度为50º。

34.通过权利要求23-30中任一项的方法制备的钢带，其在未经空气硬化状态下的按VDA 238-100的纵向或横向的最小弯曲角度为65º。

35.通过权利要求23-30中任一项的方法制备的钢带，其在未经空气硬化状态下的最小乘积值Rm ×α为100000 MPaº，其中Rm ×α表示按VDA 238-100的抗拉强度×弯曲角度。

36.通过权利要求23-30中任一项的方法制备的钢带，其在未经空气硬化状态下的最小乘积值Rm ×α为120000 MPaº，其中Rm ×α表示按VDA 238-100的抗拉强度×弯曲角度。

37.通过权利要求23-30中任一项的方法制备的钢带，在满足按SEP 1970对孔拉伸试样和弓形架试样的要求下，其具有至少6个月的无延迟断裂-状态。