CN109715838B - 用于生产扁钢产品的方法和扁钢产品 - Google Patents

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Abstract

本发明实现了扁钢产品的生产,该扁钢产品在双轴变形后在其表面的一个上的Wsa(1‑5)值<0.35μm,平面各向异性Δr为‑0.5‑+0.5,并且由其表面出发直至<200μm的深度具有>0.1至<3.0GPa的纳米硬度。为此,将板坯加热至1200℃至1270℃的板坯拉出温度BZT,以80‑90%的厚度缩减进行预热轧并由此在850‑950℃的最终温度下以85‑90%的厚度缩减,以95‑99.5%的总成型度以及在最后热轧道次以1‑25%的厚度缩减最终热轧成3‑5mm厚的扁钢产品,然后将该扁钢产品以4‑30K/s冷却至620‑780℃的卷取温度并卷取,其中该板坯组成如下(以重量%为单位):0.0003‑0.050%的C,0.0001‑0.20%的Si,0.01‑1.5%的Mn,0.001‑0.10%的P,0.0005‑0.030%的S,0.001‑0.12%的Al,0.0001‑0.01%的N,分别选择性的0.0001‑0.15%的Ti,0.0001‑0.05%的Nb,≤0.005%的B,≤0.15%的Cu,≤0.15%的Cr,≤0.15%的Ni,≤0.10%的Mo,≤0.05%的Sn,其余为铁和杂质。在酸洗后以70‑90%的总成型度将其冷轧并且在650‑900℃下进行重结晶退火。这里,BZT,GLZ,ΔdF和HT在此满足下列条件:‑0.529653*Q+0.944372*HT_t+0.711559*ΔdF_t<‑0.1889459,其中Bzt单位为℃,GLZ单位为min,HT单位为℃并且ΔdF单位为%并且适用于Q=((Bzt/GLZ)‑5.553℃/min)/(1.777℃/min);HT_t=(HT‑728.13℃)/42.300℃以及ΔdF_t=(ΔdF12.43384%)/2.306328%。

Description

用于生产扁钢产品的方法和扁钢产品
技术领域
本发明涉及用于生产扁钢产品的方法和相应的扁钢产品。
当接下来提及扁钢产品时,由此是指轧制产品,例如钢带或者钢板,由其分割出用于生产例如车身构件的裁切段或者板坯。
如果接下来给出材料组成,只要没有特别说明,则各个单独的含量数据分别基于重量。与此相对,有关气氛组成的数据则基于体积。
背景技术
由于转移到例如用于车辆车身构造的构件的不含填料的漆层,在车身外皮构件中,“长波性”这一议题越来越多地成为焦点。
未经涂漆的构件或者板上的长波性通过Wsa值“Wsa(1-5)”来特征化,该值说明1至5mm波长的波纹中眼睛可见的高度差。
对于车身外皮来说,应在5%变形的Marciniak杯中保持至少75/cm的峰值记数以及最大0.35μm的Wsa值。为了将板材试样成型为“Marciniak杯”所需要的工具和为了制造这些试样所使用的处理方式在ISO 12004-2:2008中说明(参见4.3.4;成形极限曲线,FLC),其中测量在5%双轴变形的板材上进行。
以前用于制造具有优化的表面性能的薄板的措施最初仅集中于在完成制造过程的平整轧制期间要实现的改进。然而,显示出很难在5%变形的Marciniak杯上,特别是在较软的IF钢或具有烘烤硬化特性的钢的情况下可靠地保持最大0.35μm的Wsa值。相比之下,高强度钢的问题较少。
在WO 2016/055227A1中说明了这种现有技术的一个示例。其中描述的方法可得到具有铁素体组织结构的冷轧和再结晶退火的扁钢产品,其具有优化的可成形性和涂漆适应性。为此目的,它由具有下列组成的钢构成(以重量%计):C:0.0001-0.003%,Si:0.001-0.025%,Mn:0.05-0.20%,P:0.001-0.015%,Al:0.02-0.055%,Ti:0.01-0.1%,以及分别任选的Cr:0.001-0.05%,V:至多0.005%,Mo:至多0.015%,N:0.001-0.004%。因此,扁钢产品具有以下机械性能:Rp0.2≤180MPa,Rm≤340MPa,A80≤40%,n值≤0.23。另外,在其至少一个表面上,其算术平均粗糙度Ra为0.8-1.6μm,峰值计数RPc为75/cm。为了生产,该扁钢产品在N2-H2退火气氛下在连续的过程中进行重结晶退火并老化。然后以0.4-0.7%的平整度用平整轧辊平整轧制扁钢产品,该平整轧辊的圆周表面的平均粗糙度Ra为1.0-2.5μm,峰值计数≥100/cm,其中形成在平整轧辊表面中的凹陷和峰随机分布。该处理方式的目的是在仍处于未变形状态时保持Wsa1-5-0%值尽可能低,以便在后期成形期间,其不会由于出现的应力而劣化到不可接受的值。由于使用光滑的平整轧辊,因此会将较少的波纹转移到金属带上。然而,这种方法受到限制,因为非常光滑的平整轧辊往往会在扁钢产品上留下印记,并且通常或出于其他技术原因,对平整轧辊的表面纹理有一定的最低要求。
除了该现有技术之外,由EP 2 700 731 A1中还已知一种制造冷轧扁钢产品的方法,其中,钢含有(重量%为单位)0.0005-0.0035%的C,最大0.05%的Si,0.1-0.6%的Mn,最大0.02%的P,小于0.02%的S,0.01%-0.10%的Al,最大0.0030%的N和至少0.0010%B,其中B含量和N含量满足条件B/N≤3.0,其中B/N=(B(质量%)/10.81)/(N(质量%)/14.01),并且其中钢合金的其余部分由Fe和不可避免的杂质组成。冷轧扁钢产品的结构的特征在于在以一定距离平行于扁钢产品表面的平面中的(111)[1-10]至(111)[-1-12]取向的、至少为7.0的平均积分强度f,与扁钢产品表面的距离相当于扁钢产品厚度的四分之一。同时,横截面中轧制方向上的铁素体晶粒的平均直径为至少6.0-10.0μm。另外,对于杨氏模量“E”,满足EAVE≥215GPa,E0≥210GPa,E45≥210GPa,E90≥210GPa和-0.4≤Δr≤0.4的条件。在一个实施例中,这样制造这种板材,即,将板坯加热至1200℃,然后在880-890℃的热轧终止温度下热轧。将得到的热轧带材在560-650℃下卷取,然后在酸洗处理后冷轧。由此通过冷轧获得的变形程度为86-93.5%,因此所获得的冷轧带材的厚度为0.225-0.26mm。然后将冷轧带材在660-730℃下在30秒的连续过程中退火。最后,使退火的冷轧带材经过平整轧制,变形程度为2.0%。该处理方式的目的是生产具有较高的杨氏模量值的扁钢产品,其保证了由该板材形成的部件的高度刚性。然而,在此没有考虑在以这种方式生产的冷轧扁钢产品中出现的表面波纹或表面性质的其他方面的问题。
最后,由DE 196 22164 C1中已知一种生产冷轧钢板或带材的方法,该冷轧钢板或带材具有良好的可成形性,特别是拉伸成形能力,其用于制造具有高抗凹痕性的压制部件,其由具有以下组成的钢(质量%为单位)制成:0.01-0.08%的C,0.10-0.80%的Mn,最大0.60%的Si,0.015-0.08%的Al,最大0.005%的N,分别0.01-0.04%的Ti和/或Nb,最大0.15%的Cu和/或V和/或Ni,其余为铁,在该方法中将铸造板坯预热至1050℃以上的温度,然后在最终温度下进行热轧,该温度高于Ar3温度并且最高可达950℃。然后将获得的热轧带材在550至750℃的温度下卷绕,然后以40至85%的总变形度冷轧。在冷轧之后,在连续炉中在至少720℃的温度下对冷轧带材进行重结晶退火。最后,在以5至70K/s冷却后,对所得冷轧带进行平整轧制。使用这种方法,重点也不在于优化表面性能,而在于在所生产的扁钢产品中塑造特定的机械性能。
发明内容
在上述现有技术的背景下,本发明的目的在于提供具有典型的软IF钢或烘烤硬化钢的组成和优化的表面性能的扁钢产品,并且提出了运行可靠地生产这种扁钢产品的方法。
在方法方面,本发明这样解决该目的,即,在扁钢产品的生产过程中进行本发明中所给出的工作步骤。
根据本发明生产并具有相应性能的扁钢产品具有本发明中所列的特征。
本发明的有利设计方案在本发明中给出,并且与本发明的一般概念一样,在下面详细说明。
根据本发明的扁钢产品在5%的双轴变形之后,在其至少一个表面上显示出小于0.35μm的Wsa(1-5)值,平面各向异性Δr为-0.5至+0.5,并且在从相应扁钢产品的表面延伸至小于200μm的深度的区域中,纳米硬度H的变化ΔH大于0.1GPa并且小于3.0GPa,根据本发明的用于制造这样的扁钢产品的方法包括以下工作步骤:
a)提供板坯,其由具有以下组成的钢制成(按重量%计)
C:0.0003-0.050%
Si:0.0001-0.20%
Mn:0.01-1.5%
P:0.001-0.10%
S:0.0005-0.030%
Al:0.001-0.12%
N:0.0001-0.01%
以及分别任选地包括来自“Ti,Nb,B,Cu,Cr,Ni,Mo,Sn”组的一种或多种元素,其含量为
Ti:0.0001-0.15%
Nb:0.0001-0.05%
B:≤0.005%
Cu:≤0.15%
Cr:≤0.15%
Ni:≤0.15%
Mo:≤0.10%
Sn:≤0.05%
剩余为铁和不可避免的杂质;
b)将板坯在炉中加热至1200-1270℃的板坯拉出温度Bzt,在该温度下将板坯拉出炉子;
c)将板坯热轧成3-5mm厚的热轧扁钢产品,其中热轧包括厚度缩减80-90%的预轧和厚度缩减85-95%的终轧,其中在热轧过程中获得的总体变形程度为95-99.5%,其中在最后一次轧制道次中实现厚度缩减ΔdF为1-25%,并且其中热轧终止温度为850-950℃;
d)将得到的热轧扁钢产品冷却至620-780℃的卷取温度,其中冷却速度为4-30K/s;
e)将热轧扁钢产品卷成卷材;
f)酸洗热轧带钢以除去氧化皮;
g)将热轧扁钢产品冷轧成冷轧扁钢产品,其中通过冷轧获得的总变形度为70-90%;
h)将冷轧扁钢产品在650-900℃的退火温度下进行重结晶退火,其中退火选择性地在脱碳退火气氛下进行;
i)以0.3-2.0%的平整度选择性平整轧制冷轧扁钢产品;
其中,板坯拉出温度Bzt,板坯在退火炉中在推入和拉出之间所花费的总停留时间GLZ,最后热轧道次的厚度缩减Δ dF和卷取温度HT满足以下条件:
-0.529653*Q+0.944372*HT_t+0.711559*ΔdF_t<-0.1889459
其中Q=((Bzt/GLZ)-5.55281℃/min)/(1.777359℃/min)
Bzt:板坯拉出温度,单位为℃
GLZ:以分钟计的总停留时间
HT_t=(HT-728.13030℃)/42.300114℃
HT:卷取温度,单位为℃
ΔdF_t=(ΔdF-12.43384%)/2.306328%
ΔdF:最后一次热轧道次中%为单位的厚度缩减。
因此,根据本发明的扁钢产品是由具有以下(重量%为单位)组成的钢制成的冷轧扁钢产品:
C:0.0003-0.050%,
Si:0.0001-0.20%,
Mn:0.01-1.5%,
P:0.001-0.10%,
S:0.0005-0.030%,
Al:0.001-0.12%,
N:0.0001-0.01%,
以及分别选择性地包括来自“Ti,Nb,B,Cu,Cr,Ni,Mo,Sn”组的一种或多种元素,其含量为
Ti:0.0001-0.15%,
Nb:0.0001-0.05%,
B:≤0.005%,
Cu:≤0.15%,
Cr:≤0.15%,
Ni:≤0.15%,
Mo:≤0.10%,
Sn:≤0.05%,
其余为Fe和不可避免的杂质,
并且
该扁钢产品在百分之五的双轴变形下在其至少一个表面上具有低的波纹性,其特征在于Wsa(1-5)值小于0.35μm,其中该扁钢产品的平面各向异性Δr为-0.5至+0.5,并且在从相应的扁钢产品的相关表面延伸至小于200μm的深度的区域中具有大于0.1GPa且小于3.0GPa的纳米硬度H。
开头所评估的现有技术基本上基于特殊的退火工艺和随后同样特别进行了协调的平整轧制,不同于该现有技术,本发明基于这样的认知,即从根本上说,生产方法的每个工作步骤都影响可以在成品冷轧扁钢产品上确定的Wsa(1-5)值。通过对在整个工艺过程中在基板内发生的材料科学过程的整体考虑,本发明由此开发了用于根据本发明的方法的各个工作步骤的规范,通过这些规范基本上排除各工作步骤对Wsa(1-5)值的负面影响。在此,以下列公式条件表达在根据本发明的各个工作步骤中要遵守的工艺参数的相互依赖性
-0.529653*Q+0.944372*HT_t+0.711559*ΔdF_t<-0.1889459
该条件通过具有板坯拉出温度Bzt和总停留时间GLZ的因数Q=((Bzt/GLZ)-5.55281℃/min)/(1.777359℃/min)而包括了板坯加热的相关参数,以及在板坯加热后进行的热轧过程中对Wsa(1-5)值的关键影响变量,即卷取温度HT_t,并通过参数ΔdF_t=(ΔdF-12.43384%)/2.306328%包括了热轧过程的最后道次中实现的厚度缩减ΔdF。
在此,如上面结合开头所述现有技术所解释的,根据本发明制造并具有相应性能的扁钢产品的波纹性参数Wsa(1-5)在5%变形的Marciniak杯上确定。波度参数Wsa(1-5)的测量根据钢铁试验规范(Stahl-Eisen-Prüfblatt)SEP 1941(2012年5月第1版)进行。然而,这里与SEP 1941的规格不同,Wsa(1-5)值不是横向于、而是纵向沿轧制方向测量的。
作为本发明的目标值规定,在百分之五双轴变形时,Wsa(1-5)值仅允许增加最大0.05μm,即在5%变形前后的Wsa(1-5)值之间的差值ΔWsa最大值允许为0.05μm。作为对通过变形引起Wsa(1-5)值的变化具有决定性影响的材料特性确定热轧带材晶粒尺寸,根据Wassermann,G.(1970),H.-J.Bunge,学会出版社,柏林,1969年,330页Geb.M 68.-.Krist.Techn.,5:K23.doi:10.1002/crat.19700050319的纹理分析的数学方法,以本身已知的方式确定的纹理{111}<110>的峰值,析出大小,平面各向异性Δr,HTL软化以及纳米压痕测量的硬度曲线,并且为了这些特征值确定了以下规定,当满足这些规定时,分别得到了根据本发明的冷轧扁钢产品,其具有特别优化的表面波纹性:
-根据DIN EN ISO 643测定的在根据本发明的方法中作为中间产物获得的热轧扁钢产品的结构中的平均晶粒大小应优选为10-18μm。板坯拉出温度Bzt越高,后面的热轧带材具有更粗糙的晶粒大小的可能性越大。因此,热轧带材粒度是板坯拉出温度Bzt过高的标志。高的板坯拉出温度Bzt导致更多的源自钢厂中的钢生产过程的沉淀物,优选碳化物,碳氮化物和硫化物,被溶解。由于它们被溶解,其不再能够阻碍板坯和热轧带钢结构的晶粒生长。因此,晶粒可以无障碍地生长。较粗的热轧带钢晶粒比较小的热轧带钢晶粒更不易重结晶,并将该特性传递到冷轧带钢的结构中。较粗的热轧带钢晶粒在吸收冷轧过程中诱发的、对随后的再结晶退火所需要的能量方面明显比较小的热轧带钢晶粒更差。这使得退火期间的再结晶显著更缓慢,这又导致高Δr值。晶粒尺寸不应小于10μm,因为随着晶粒尺寸的减小,扁钢产品具有更高的强度,这导致其可成形性变差。晶粒尺寸不应大于18μm,因为较大的晶粒会损害通过冷轧过程对能量的吸收。这导致后续再结晶的较低驱动力,其对纹理具有负面影响,由此Δr值又变得太高。
-在{111}<110>的γ纤维取向下,冷轧带材的纹理峰值应优选为8.5-10.5。如果保持该范围,则实现最小化的Δr值。表示平面各向异性的Δr值计算如下:
Δr=(r_纵+r_横-2*r_对角)/2
因此,r_纵是沿轧制方向纵向确定的r值,r_横是横向于轧制方向确定的r值,r_对角是与轧制方向成45°角确定的r值。研究表明,相对于轧制方向的r_纵,r_横和r_对角这些r值彼此相差很大,如果纹理峰值小于8.5或大于10.5时,则Δr值不能可靠地调整至-0.5和+0.5之间。
没有用于确定纹理的标准化测量方法可用。然而,纹理可以通过用X射线衍射仪测量极图,然后通过根据Bunge的系列扩展方法进行数学计算来确定(H.-J.Bunge:“数学方法纹理分析”,柏林学院出版社,1969和H.-J.Bunge:“材料科学中的纹理分析”,伦敦,巴特沃斯,1983)。
-根据DIN EN ISO 10247测定的冷轧带材中沉淀物的平均尺寸应优选为60-150nm。在重结晶退火之前存在的沉淀物越细,它们将阻碍利用退火所追求的重结晶的风险就越大。因此,沉淀物不应小于60nm。然而,大于150nm的沉淀物对表面外观具有负面影响。为了获得最大0.35μm的Wsa值,沉淀物不应超过150nm的平均尺寸。
-根据DIN EN ISO 6892-1:2009测定的扁钢产品的平面各向异性应优选为-0.5至0.5。
-纳米压痕,即从扁钢产品表面开始到25μm深度的区域的纳米硬度与远离表面,距离扁钢产品表面25μm以上的区域的纳米硬度之间的差ΔH在根据本发明的扁钢产品中最佳应为-0.3MPa至0.4MPa。正常各向异性是在沿着板厚或在板厚方向上的各向异性。
对于正常各向异性的一种度量是在板厚上确定的硬度曲线中的局部差异。在本申请中,区分出两个区域:1)近表面区域,其在钢基板表面上开始并且从表面往板厚度中延伸0至25μm;2)远离表面的区域,其从距表面大于25μm的距离延伸至板厚的中间并且包括板厚度的其余部分。这个远离表面的区域也被称为主体(Bulk)。
“H”应理解为是指以GPa为单位测量的绝对纳米硬度。这里,根据DIN EN ISO14577-1/-2/-4确定纳米压痕。在近表面区域内,测量至少一个纳米硬度值H。然而,通常在板厚上以等距间隔测量至少三个纳米硬度值并进行算术平均,其中所有测量值都在晶内取得。在远离表面的区域内同样测量至少一个纳米硬度值。这里,通常在板厚上以等距间隔取至少五个晶内纳米硬度值并且算术平均。当在本发明中单独提及“纳米硬度”,由此指至少一个测量值,但通常是来自几个单独测量值的平均值。
在从相应扁钢产品的表面延伸至小于200μm的深度的区域中,纳米硬度H应具有大于0.1GPa且小于3.0GPa的值,优选1.0GPa至2.5GPa。在该区域中纳米硬度不应大于3.0GPa,以确保足够好的流动性和可成形性,以避免局部的材料颈缩,并因此减少表面波纹性。
“ΔH”表示由近表面区域的纳米硬度H_25μm和远离表面区域的纳米硬度H_bulk计算的差异,其也被称为主体硬度()。如果表面硬度大于主体硬度,则ΔH为正。如果主体硬度大于表面硬度,则ΔH为负。ΔH应该不小于-0.3MPa且不大于0.4MPa,以避免冷轧带材在变形期间的不规则流动行为并避免产生波纹。在硬度差异较大的情况下,可以观察到在成形期间近表面(深度:0-25μm)和远离表面(深度:>25μm)区域的流动行为的差异。与硬度较大的区域相比,硬度较小的区域变形更强烈,由此会在表面上产生波纹形式的不平整性。
-在2000s和650℃下测定的HTL软化应优选为86-100%。“HTL软化”应理解为在重结晶过程中材料的软化。HTL软化是钢的重结晶行为的量度。样品重结晶越差或越慢,材料越可能表现出各向异性。随着各向异性的增加,出现明显波纹的风险增加。
HTL软化是通过在轧后自然冷却冷轧带材上进行的高温电导率测量(HTL测量)来确定的。该测量方法不属于任何标准。为了进行HTL测量,通过金属线腐蚀将幅宽为1mm的U形样品从板材上分离。通过点焊方法在样品的每一端连接金属线。在规定的温度和氩气保护气氛下的退火过程中,通过这些测量金属线测量样品的电压,并由此计算电导率。在重结晶期间,电导率增加,这代表软化的量度。以这种方式在2000s和650℃下测定的HTL软化应该达到至少86%,以保证Δr值在-0.5和+0.5之间,因此保证了低波纹性。
根据本发明的方法特别适用于生产具有优化波纹性的、具有特别是基于Zn的防腐蚀涂层的冷轧扁钢产品。
除非另有明确说明,否则本说明书中说明的认知和规定既适用于未涂层的扁钢产品,也适用于具有Zn基保护涂层的扁钢产品。
Zn涂层可以为基本上仅由Zn组成,以常规方式涂覆的涂层(涂层类型“Z”),或由Zn合金,特别是ZnMg合金组成(涂层类型“ZM”)。涂层可以通过热浸镀涂覆或电解涂覆来施加。另外,在相应的组成的情况下,可以对涂层进行镀锌层退火处理(涂层类型“ZF”)。可以使用根据本发明提供的Zn涂层热浸镀涂覆根据本发明生产的扁钢产品的热浸镀浴的可能组成的实例包括(含量以重量%给出,其中,对于内容物在本文中,分别给出参考值,实际应用中的典型公差适用于该参考值):
a)0.2%的Al,痕量的Fe和Pb,其余为Zn和不可避免的杂质(涂层类型“Z”),
b)1%的Al,1%Mg,痕量的Fe和Pb,其余为Zn和可避免的杂质(涂层类型为“ZM”),
c)0.1%的Al,痕量的Fe和Pb,其余为Zn和不可避免的杂质,用于镀锌层退火的板(涂层类型“ZF”)。
当在本申请中提及Wsa值时,是指根据SEP 1941的未涂层或涂层的板材在5%双轴变形状态下测量的Wsa(1-5)值。如果在本申请的示例性实施例中给出“Wsa 0%”和“Wsa5%”,那么“Wsa 5%”表示根据SEP 1941在5%双轴变形状态下的Wsa(1-5)值。类似地,“Wsa0%”是根据SEP 1941在0%双轴变形状态下,即在未变形状态下的Wsa(1-5)值。
Wsa1-5值是一种波纹性参数,其基本上类似于算术平均粗糙度值(相同的计算),然而,与后者的不同之处在于,没有最大0.8mm的极短波长,而是1至5mm的波长。与确定平均粗糙度值时类似,为了确定Wsa1-5值,从轮廓中心线开始,将轮廓中心线上方的波峰以及轮廓中心线下方的波谷通过积分叠加然后将以这种方式确定的总面积除以测量长度。由此以μm为单位给出了一维值,其对应于1mm至5mm的波长范围内的平均波高。Wsa 1-5值既可以在平坦的,未变形的板材(Wsa 1-5-0%值)上测量,也可以在5%双轴变形的板材(Wsa 1-5-5%值)上测量。
当在本申请中提及Wsamod值时,这仅指腐蚀保护层,即涂层板的涂层的固有波纹性。与未涂层或涂层板的Wsa(1-5)值不同,Wsamod值由根据DIN EN ISO 3497在20 x 20mm的表面上通过空间分辨扫描X射线荧光分析(Fischerscope X-Ray)对腐蚀保护层的涂层分布的测量中导出。因此,Wsamod值体现了纯涂层的Wsa1-5值,而不是涂有涂层的整个扁钢产品。因此,可以通过确定Wsamod值来推断不受钢基材影响的纯涂层的影响。然后,通过X射线荧光分析在整个表面上的每次扫描确定的涂层厚度可以使用市场上现有的已知图像处理软件换算成涂层的Wsa1-5值。
用于确定Wsa值和Wsamod值的边界波长是λc=1mm和λf=5mm。边界波长是轮廓滤波器将正弦波幅度减小到50%的波长。其可以理解为粗糙度和波纹性之间的边界的度量。边界波长λf将波纹性与较长波长区分开来。
本发明基于以下认识:由软IF钢或烘烤硬化钢制成的扁钢产品在变形过程中出现的Wsa值的劣化可归因于不均匀的材料特性。为了解决这个问题,本发明提出了一些措施,以优化这种扁钢产品的各向异性和表面上可测量的波纹性。
平面各向异性Δr主要用于评价材料在板材平面中从厚度出发在相对于轧制方向的不同方向中的不同塑性流动行为。平面各向异性Δr根据DIN EN ISO 6892-1:2009测定。这里,在相对于辊轧方向的“纵向”,“横向”和“对角”的三个方向上对机械抗拉能力进行测试,然后根据公式Δr=(r0°+r90°-2xr45°)/2确定平面各向异性。该值越接近0,成型期间的材料行为越各向同性。由此可以表明,以这种方式确定的Δr值与根据本发明需限制的ΔWsa值相关。
此外还考虑“正常各向异性”。可以将纳米硬度曲线用作该特征值的量度。为此需要知道材料在板材厚度上的机械性能变化,因为认为由成形引起的Wsa值的劣化(=ΔWsa)可归因于局限硬化的或相对于材料内部更坚固的近表面区域。因此,近表面层可以比远离表面的层更软,例如在表面层脱碳的情况下。然而,其也可以表现出比较远离表面的层更大的硬度,例如使用表面层硬化材料的情况。
近表面区域中的硬度差ΔH越大,并且存在硬度最大值的近表面区域越薄(=硬度曲线的陡峭“浴缸轮廓”),由于成形而产生的Wsa值劣化的趋势就越大。其原因是多种多样的,并且可归因于近表面区域中的位错密度较高,其例如由于经过平整处理,不完全再结晶的第一晶粒层,特别是在软的,Ti稳定的IF钢中,由于表面上氧化的和诸如此类的沉淀物而引起的混晶强化,以及在BH钢的情况下,表面上的碳富集而引起。
特别是在根据本发明的扁钢产品涂覆有金属防腐蚀涂层,特别是Zn涂层的情况下,除了考虑基材之外,还必须考虑涂层对长波纹的影响,以便能够判断基板-涂层整体系统。用于此目的的合适方法是根据DIN EN ISO 3497的x射线荧光(Fischerscope X-Ray),其中扫描特定表面区域上的锌层分布并通过合适的滤波器滤除基板的影响。以这种方式,仅考虑涂层的长波纹比例,其直接受喷嘴参数和平整过程的影响。通过一种特殊的数学算法将肉眼可见的波纹度转换为客观特征值(见SEP 1941)以进行评估。
板坯拉出温度Bzt最大为1270℃,下限为至少1200℃。在这样限制在1200-1270℃的范围内的板坯拉出温度Bzt下,板坯钢中含有的Mn硫化物不溶解。如果板坯拉出温度Bzt低于1250℃,则尤其可以防止MnS沉淀物的溶解。板坯拉出温度的下限为1200℃,因为如果低于该温度,由于缺少温度缓冲,在这种情况下,在热轧的完成阶段中存在铁素体转化的风险。这是不希望的,因为这会对机械性能产生负面影响。而且,炉子中轴承座的磨损会显着增加。炉中板坯的总停留时间GLZ取决于板坯的长度。总停留时间小于180分钟时不能实现充分的加热,这反过来又会在完成阶段产生铁素体转变的风险。相比之下,在总停留时间超过400分钟的情况下,板坯中来自钢厂中板坯生产的太多沉淀物将被溶解。
通过设定相对较低的板坯拉出温度,因此实现了在板坯炉中未溶解的沉淀物,特别是硫化锰,碳化钛,氮化钛,碳氮化钛,硫化铜和硫化锰等在随后的热轧过程中也不会溶解,然后在随后的热轧带材中形成精细的沉淀物。应避免产生这种精细的沉淀物。沉淀物的大小及其分布对于本发明的成功是决定性的,因为重结晶过程可以通过精细的沉淀物的存在而受到损害。热轧带材中沉淀物越小且分布越精细,则重结晶被更强烈地阻止,并且由此扁钢产品的r值,Δr值以及最终还有直接取决于Δr值的ΔWsa值恶化。
这里,本发明一方面考虑了在根据本发明的范围内设定的板坯拉出温度Bzt与板坯在推入和拉出之间在退火炉中花费的总停留时间GLZ以及另一方面最后一次热轧道次的厚度缩减ΔdF和卷取温度HT之间的复杂相互作用的影响对根据本发明获得的最终产品的质量,特别是其纳米硬度(主体和表面)的影响,通过以下根据本发明必须满足的条件:
-0.529653*Q+0.944372*HT_t+0.711559*ΔdF_t<-0.1889459
其中Q=((Bzt/GLZ)-5.55281℃/min)/(1.777359℃/min)
Bzt:板坯拉出温度,单位为℃
GLZ:以分钟计的总停留时间
HT_t=(HT-728.13030℃)/42.300114℃
HT:卷取温度,单位为℃
ΔdF_t=(ΔdF-12.43384%)/2.306328%
ΔdF:%为单位的最后一次热轧道次中的厚度缩减
该条件的制定基于以下认识:一方面,对于在热轧之前进行的所谓粗轧机列中的板坯加工的关键影响参数,即板坯拉出温度Bzt和总停留时间GLZ,以及另一方面,热轧和冷却过程参数,是在成品扁钢产品中形成特定纹理的原因,该纹理以特定的Δr值来表示。
通过板坯拉伸温度Bzt和总停留时间GLZ的组合来影响板坯中沉淀物的溶解和形成,因为这里有非常高的温度,以及与实际的热轧过程相比几个小时的非常长的加工时间。由此,之前在熔体凝固成板坯期间产生的沉淀物在板坯退火过程中溶解,会形成其它新的沉淀物,并且另外的沉淀物仍然存在,即它们不溶解。沉淀物的这种溶解,形成和不溶解直接与热轧参数和冷却部分参数相互作用,并由此对热轧带材的结构具有决定性的影响。
这样选择根据本发明规定的炉中停留时间GLZ和板坯拉出温度Bzt的条件,使得板坯中的粗沉淀物不溶解。相反,在板坯拉出温度过高或退火时间过长的情况下,来自凝固过程的、板坯中的相对粗大的析出物会溶解。由此,热轧带钢颗粒最初能够在轧制过程中无障碍地生长。在将板坯拉出炉子之后,首先是板坯的温度,然后由其轧出的热轧带材的温度持续地降低。由此,在加工的钢材料中形成沉淀物的压力增加,结果是先前在炉子中的板坯中溶解的沉淀物再次形成,但不再是粗糙的,而是比钢水凝固后更精细。这种精细化可归因于这样的事实,即在热轧过程中的温度显著低于熔体浇铸为板坯时的温度。
相反,目的性地选择根据本发明的板坯拉出温度Bzt和总停留时间GLZ,从而防止粗沉淀物的溶解并因此防止形成细小的沉淀物,因为细小的沉淀物,即平均尺寸例如小于60nm的沉淀物会阻碍重结晶。
纳米硬度(主体和表面)也倾向于通过预轧参数,即板坯拉出温度Bzt和总停留时间GLZ来影响。再加热炉中板坯的退火在高温下在通常由65-75体积%的氮气组成的气氛下进行。基于阿伦尼乌斯定律,在这些条件下,N扩散至Γ-Fe中,并因此在板坯的表面中发生氮化,即氮富集。受氮化影响的厚度区域从板的暴露表面开始延伸到大约3mm的深度。在该区域中发生的氮富集导致表面的硬化。从典型的255mm的板坯厚度出发,在通过根据本发明的方法获得的0.65mm厚的扁钢产品中,在富氮区域的厚度为3mm时,出现了与扁钢产品的表面临接的约8μm的硬化层。
另外,退火处理期间对符合本发明的规定的遵守对通过含氮炉气氛最小化板坯表面的氮化具有积极作用。典型的炉气氛含有65-75体积%的氮气,5-15体积%的CO2,15-25体积%的H2O和1-2体积%的氧气。过度富含氮的板坯表面将导致冷轧带材中的近表面硬化层,其中“近表面”也指从暴露表面开始通常延伸0-25μm的深度的层。通过本发明的规定,不可避免地出现的氮化被限制到这样的程度,即对根据本发明生产的成品的破坏作用减少到最小程度。
根据本发明,热轧可以以传统方式份几个热轧阶段进行。例如,在实践中为此使用热轧机,其中热轧带材的热轧在五个或七个热轧阶段中完成。
根据分别可用的热轧技术,热轧可以以传统方式划分为预热轧和完成热轧。在此,在完成辊轧之前的预轧可以在此以传统方式往复进行,以便由板坯制造出具有适于完成热轧的厚度的预轧带材。在预轧期间,预轧带材离开预轧机组时的输出温度不应低于1050℃,以防止过早的铁素体转变。
根据本发明提供的钢板坯的合金包括所谓的“软IF钢”以及具有超低C含量的钢(“ULC钢”),其具有烘烤硬化特性。
在表1中,分别给出了软IF钢“软IF”,具有烘烤硬化特性的ULC钢“ULC-BH”(“ULC”=超低碳)和具有显着的烘烤硬化性能的ELC钢“ELC”(“ELC”=特低碳)的典型合金规格,其由本发明规定的、用于根据本发明加工的板坯和根据本发明获得的扁钢产品的合金规格所包括。
根据本发明提供的合金组分具有以下效果:
碳(C):
在这里所讨论类型的IF钢的情况下,碳和氮通过诸如钛和/或铌的微合金元素完全结合。由此实现了低屈服强度并且保证了流变图形的自由度。就此而言,C含量可最高达0.05重量%,其中在C含量为至少0.0003重量%时,可以特别可靠地实现碳的存在对IF钢的有利影响。优选地,这里调整得到至少0.005重量%或最大0.045重量%的C含量。
在具有烘烤硬化特性的ULC钢的情况下,除了控制成形性能之外,通过C含量(可能还有N含量)控制BH效应是非常重要的。变形之后,在KTL过程中,游离碳扩散至通过成形产生的位错处。在随后的流动过程(成型)中,碳阻碍位错运动并且屈服极限增高。以这种方式,在压机中进行加工时良好的成形性能与烤漆(“阴极电浸涂底漆,KTL”)之后部件中较高的屈服强度相结合。这里,根据本发明加工的ULC钢的C含量最佳地位于0.0025重量%的范围内,其中至少0.0015重量%或最大0.0035重量%的含量已经证明在实践中特别合适。
氮(N):
为了支持上述结合碳所说明的效果,在根据本发明分别加工的钢中氮的含量可高达0.01重量%。不应超过该上限,以保证钢的良好的成形性能和良好的老化行为。为了能够在实践中可靠地实现支持效果,至少0.0001重量%的N含量可以是有利的。在N含量为至少0.0008重量%时,根据本发明加工的钢中N的存在可以具有特别积极的影响。将N含量限制为最大0.008重量%可以特别可靠地避免N存在带来的不利影响。
硅:
根据本发明提供的板坯的钢中硅的含量为最高0.2重量%。Si用作混晶硬化剂。它增加了钢的屈服强度和抗拉强度。然而,较高含量的硅会损害成形性能。当含量为至少0.0001重量%时,可以可靠地利用Si在根据本发明加工的钢中的积极效果。当Si含量为至少0.0005重量%时,在根据本发明处理的钢中存在Si具有特别积极的影响。将Si含量限制在最大0.15重量%可以特别可靠地避免Si存在带来的不利影响。
锰:
锰与硫形成MnS,因此减少了可能存在的硫的负面影响。同时,Mn也起到混晶硬化剂的作用,并且在这方面具有与Si相同的效果。当Mn含量为至少0.01重量%,特别是至少0.03重量%时可以特别可靠地利用Mn对根据本发明加工的钢的性能的积极影响。当其含量最高为1.5重量%,特别是最高为0.8重量%时可以有效地利用Mn的存在的积极影响。
磷:
磷也增加了这里所讨论类型的铁合金的屈服强度和抗拉强度。然而,磷倾向于在熔体凝固期间导致初级偏析,并且通过γ区域的强烈收缩导致固态中的二次偏析。由于α混晶以及γ混晶中的扩散速度相对较慢,任何偏析都只能十分困难地再次补偿,因此将根据本发明处理的钢的P含量限在0.1重量%,尤其最大0.08重量%。当P含量为至少0.001重量%,尤其至少0.002重量%时可以特别可靠地利用P对根据本发明加工的钢的性能的积极影响。
硫:
硫是钢的一种伴随元素,其在很大程度上导致在此所讨论的种类的钢中的偏析。同时,硫是导致钢中红脆性的原因。为了避免这些负面后果,S含量限制在最大0.03重量%,尤其最大0.025重量%,其中,对于根据本发明的钢的性质来说,至少0.0005重量%,尤其至少0.001重量%的S含量,由于生产过程所限是典型的。
铝:
铝在钢生产中用作强力脱氧剂,用于钢的镇静。此外,铝也与氮形成氮化物。因此,还有利于钢的老化敏感性。在少量添加时,其还支持精细晶粒的形成。因此,根据本发明处理的钢含有0.001-0.12重量%的Al。当Al含量为至少0.005重量%时可以特别可靠地利用Al对根据本发明加工的钢的性能的积极影响。将根据本发明处理的钢的Al含量限制在最大0.09重量%可以可靠地避免Al存在所带来的负面影响。
钛和铌(任选添加):
含量最高0.15重量%,尤其最高0.13重量%的钛,或含量最高0.05重量%,尤其最高0.01重量%的铌,可单独或彼此组合地存在于根据本发明处理的板坯的钢中。其用于部分或完全结合C和N,从而减小材料的老化潜力。此外,钛和铌通过形成沉淀物以及通过混晶强化来影响材料的强度。根据本发明加工的钢中Ti的存在在Ti含量为至少0.0001重量%时具有特别积极的效果。至少为0.0005重量%的Nb含量在实践中也证明是特别有利的。
硼(选择性添加):
硼的含量限制在0.005重量%,尤其0.004重量%,因为在这里所讨论类型的钢中,B会损害本发明钢的成形性能,特别是r值。然而,少量添加B可有助于防止脆性断裂的易感性。为此目的,可以在根据本发明的钢中提供至少0.0002重量%的B。
铜,铬,镍,钼和锡(任选添加):
在根据本发明处理的板坯的钢中,Cu,Cr,Ni,Mo或Sn可以归类为在生产过程中进入钢中的技术上不可避免的杂质。它们的含量,如其它杂质的含量,必须在技术上有利和可行的范围内保持如此之低,以至于其对根据本发明加工的钢的性能没有不利影响。为此,本发明规定了分别最大0.15重量%,尤其最大的0.12重量%的Cu,Cr和Ni含量的上限、最大0.10重量%,尤其最大0.08重量%的Mo含量上限以及最大0.05重量%,尤其最大0.03重量%的Sn含量的上限。
以根据本发明的方式预热的板坯的热轧可以以本身已知的方式进行。在热轧过程中,板坯可以进行预轧制,其中实现80-90%的第一厚度缩减。通常以220-280mm的初始厚度进入预轧制的板坯同样通常也预轧制至30-50mm的预轧带材厚度。
分别经过预轧制的板坯可以以本身已知的方式在常规配备的完成热轧机组中在多个道次(通常为五次或七次)中完成热轧成具有通常为3-5毫米的所需最终厚度的热轧带材。这里,在完成热轧机组中实现的变形程度通常为85-95%。
在热轧的最后轧制道次中这样调整轧制参数,使得在最后的热轧道次上实现ΔdF为1-25%,特别是5-20%的厚度缩减,其中8-17%的厚度缩减ΔdF证明是特别有利的。这里,最后完成机架中的厚度减小ΔdF是变形程度的直接指标,并且体现了铁素体转变之前的最后动态重结晶步骤。该变形程度越低,紧接在通过冷却进行铁素体转变之前进行重结晶的驱动力越低,即避免了冷冻强制状态。此外,低变形程度导致更多的趋于球状的奥氏体晶粒。然后在转变后将该几何形状传递给铁素体晶粒。球状颗粒往往更具各向同性。
通过热轧(预轧制+完成轧制)总共实现的变形程度在通常为850-950℃,特别是910-950℃的热轧结束温度下通常达到95-99.5%。热轧结束温度影响热轧带材的晶粒尺寸。晶粒尺寸由成核和晶粒生长控制。在热轧带材中存在的沉淀物形式的晶核越多,晶粒尺寸越小,因为这些晶核在生长时起到制动作用。热轧结束温度越低,形成越多的沉淀物形式的转变晶核,并且热轧带材晶粒尺寸越小。因此,根据本发明,热轧结束温度限制在950℃。
在热轧结束后,从热轧机组的最后一个机架出来的热轧带材以4-30K/s的冷却速率冷却。对于根据本发明要实现的待生产的扁钢产品的性能组合来说,这里证明10-22K/s的冷却速率是特别有利的。这里倾向于这样的情况:冷却速率越快并由此越高,最终产品中可以实现的性能越好,因为热轧带材中的晶粒生长受到抑制,并且另外发生的氧化较少。较小的热轧带材晶粒在随后的冷轧过程中更好地吸收能量,因此也为随后的重结晶过程显示出更大的驱动力,这改善了各向同性并因此降低了Δr值。此外,近表面区域中的干扰氧化物较少。相应地,在该区域中在冷轧过程之后进行的重结晶几乎不会被妨碍。这在近表面区域中产生更多的倾向于球状的颗粒,并因此在板材厚度上产生均匀的纳米硬度。在>30K/s过高的冷却速率时,材料变得更硬,在<4K/s过低的冷却速率下更软,这将对机械性能产生负面影响。
热轧后的冷却优选“靠前”进行,即尽可能在热轧后立即进行,例如在热轧结束后的0-4秒内进行。然而,也可以“靠后”进行冷却,即在热轧后以一定的时间间隔进行冷却,例如在超过4秒的暂停时间之后开始冷却。
在冷却过程中,将热轧带材冷却至通常为620-780℃的卷取温度。该温度范围也是考虑到热轧带材中的晶粒生长而选择的。因为卷取温度也影响热轧带材的晶粒尺寸。在过高的卷取温度下,刺激晶粒生长。因此证明700-750℃的卷取温度范围为对于根据本发明的目的特别有利。也在考虑到通过本发明中使用的和根据本发明调整出的板坯拉出温度BZT与总停留时间GLZ之间的关系实现的沉淀条件的情况下选择了根据本发明规定的卷取温度的范围。此外,通过高卷取温度促进在近表面区域中形成非常精细分布的Ti沉淀物。这些沉淀物主要由Ti氧化物组成,其在冷轧过程后保留在原位。在随后的重结晶退火过程中,其在重结晶过程中阻碍了近表面晶粒层,因此只有恢复的,具有高位错密度的相对细长的晶粒存在于此处,其提高了强度,因此也提高了近表面区域中的硬度。
在冷轧之前,热轧带材通常去除氧化皮和粘附在其上的其它残余物,为此目的,例如使用传统的酸洗处理。
随后的冷轧可以以同样常见的方式进行。由此实现的总变形程度在70-90%的范围内。
在根据本发明进行的重结晶退火期间,保持650至900℃,特别是720和880℃的退火温度。
可以通过使退火在具有高于-15℃的相对高的露点的退火气氛下进行来特别有效地防止在成形期间Wsa值的增加,因为在10-50μm的深度上延伸的近表面区域中去除了10ppm的碳。为此目的,重结晶退火可以在650至870℃的退火温度下、以70-180m/min的通过速度、在露点为+15℃至-50℃的退火气氛中进行。
如果板坯由例如对于具有最小C含量的烘烤硬化钢或ULC钢典型的组成构成,减少表面处的游离C含量,以使近表面区域中的强度性质与片材的体积相匹配,在优化Wsa值方面是有利的,即使这会对烘烤硬化性能产生不利影响。这可以通过最优情况下在连续过程中结合重结晶退火进行的脱碳退火来进行,在该脱碳退火中,冷轧扁钢产品在650℃-870℃范围内,尤其至少800℃的退火温度下,以70-180m/min的通过速度,在露点为+15℃至-50℃的范围内,例如-15℃至-50℃的退火气氛下退火。由此,在870℃的退火温度,70m/min的通过速度和0℃的露点下可以实现>60%的脱碳。相比之下,退火温度为830℃,通过速度为90m/min,退火气氛的露点为-50℃时可提供30%的脱碳。
如果板坯由对于IF钢典型的组成构成,则在650-870℃的退火温度下,退火气氛的露点通常可选择为-10℃和-50℃。在IF钢中,碳以沉淀物的形式结合。因此,IF钢不含游离碳,因此不会发生脱碳。因此,可以自由选择退火气氛的露点。
为了改善尺寸精确性并优化表面特性,将根据本发明生产的扁钢产品以本身已知的方式进行平整轧制,其中通常以至少0.3%,尤其至少0.5%,并且最大2.0%的平整度进行平整辊轧。如果加工具有典型的烘烤硬化钢组成的钢,那么可以以更高的平整度,例如以大于0.75%,尤其大于1%的平整度进行平整轧制。如果加工具有典型的软IF钢组成的钢,则平整度通常可以设定为0.5-1%,尤其最大0.7%。
为了通过平整度为至少0.5%的、根据本发明所设定的平整过程可靠地获得根据本发明的表面质量,可以使用具有通过电气放电纹理(“EDT”)产生的、特征在于Ra值小于2.7μm,峰值计数大于70l/cm的粗糙度的工作轧辊。
在锌基、锌镁基或者用于镀锌退火处理而设置的热浸涂层情况下,涂层可以在冷轧过程之后和平整过程之前施加。在待电解涂覆的扁钢产品中,涂层可以在平整过程之后进行,其中还是在退火处理之后进行平整处理。退火处理可以在钟罩炉中进行或作为连续退火进行。具有相应涂覆的涂层的、根据本发明的扁钢产品通常具有小于0.30μm,特别是小于0.25μm的Wsamod值。
根据本发明,目的是使相应的Wsa值“Wsa1-5”或“Wsa_mod”保持得尽可能低。根据本发明生产的具有相应性能的扁钢产品的相应Wsa(1-5)总小于0.35μm,由此可靠地满足了在实践中适用于扁钢产品的规定,这些规定为了车身外皮构件的生产而确定。该规定特别适用于Wsa(1-5)值,该值以上述5%变形的Marciniak杯的方式确定。根据本发明的扁钢产品的Wsa(1-5)值越低,在由根据本发明的扁钢产品通过成型制造的部件中发生超过允许程度的波纹的可能性越低。因此,尽可能接近0μm的Wsa1-5值被认为是最佳的。因此,根据本发明允许的Wsa(1-5)值的数值在0μm-<0.35μm的范围内,并且对于值Wsamod来说,在0μm-<0.3μm的范围内。如同说明范围限制时一样,对于本领域技术人员来说显而易见的是,例如,根据本发明为相应的Wsa值所设定的范围的下限值“0μm”应在技术意义上理解,也就是说,它还包括在给出相关极限值的准确度范围内的公差决定的偏差。通常,在实际中,针对相应Wsa值确定的值的下限为约0.2μm,尤其0.22μm。
具体实施方式
为了证明本发明的效果,对于试验1-8,10-25和27-30,将具有表2中所述组成的熔体熔化并浇铸成板坯。
这里,在表2中,钢类型“A”是指用于表1中所给出的钢合金下的软IF钢的组成,钢类型“B”是指属于表1中所述的ULC-BH钢合金的组成,钢种“C”是指属于表1中所列的ELC钢合金的组成。
将板坯在炉子中分别在表3中给出的总停留时间GLZ下加热到同样在表3中给出的板坯拉出温度Bzt。随后,使其进行常规的热轧程序以将其分别热轧为热轧带材。在热轧的最后轧制道次中,即在热轧完成机组的最后轧辊机架中实现的变形度ΔdF也在表3中给出。
然后,将分别由此获得的热轧带材“WB”再次以本身常规的方式冷却至所述类型的钢典型的、分别在表3中给出的卷取温度HT,其中冷却在热轧结束后0-4秒内进行(冷却策略“V”),或者在热轧结束后超过4秒至15秒内进行(冷却策略“H”)。相应的冷却策略也显示在表3中。
然后,将由此获得的热轧带材连续冷轧成冷轧带材KB。冷轧度为70-90%。所得冷轧带材的厚度为0.5-1.1mm。
在冷轧之后,将获得的冷轧带材在火焰涂层设备中进行热浸镀。为此目的,首先清洁带材以从其表面除去污垢,油脂,辊轧粉尘和乳液残留物。然后将冷轧带材在连续炉中进行重结晶退火,然后在含有0.2%重量的Al,痕量的Fe和Pb,剩余为Zn和不可避免的杂质的锌浴中进行涂层。通过传统的气刀工艺将涂层厚度调节至1至15μm之间的值。
在经过冷轧和涂层的带材KB上分别测得的、在5%的变形后对波纹性有着本质影响的控制和特征值,即热轧带材晶粒大小“WB晶粒大小”,冷轧带材纹理{111}<110>“KB纹理{111}<110>”,冷轧带材中沉淀物的平均尺寸“KB中沉淀物的平均大小[nm]”,冷轧带材的平均Δr值“平均Δr KB”,未变形扁钢产品的Wsa(1-5)值“Wsa 0%”;扁钢产品以5%变形变形为Marciniak杯的Wsa(1-5-5%)值“Wsa 5%”,Wsa-0%和Wsa-5%之间的差异“ΔWsa”,涂层的Wsa值“Wsamod”,远离表面的区域的纳米硬度H_bulk“纳米硬度H_bulk”;“纳米凹陷ΔH”,以及通过HTC测量的、在650℃下2000秒后发生的软化“在650℃下2000秒后发生软化的HTC测量”在表4中给出。表中在评估各个试验时没有测定值的位置用“\”标记。
表1
软IF钢 ULC-BH ELC
C 0.0003-0.02 0.0004-0.010 0.009-0.05
Si 0.0005-0.20 0.0005-0.20 0.0001-0.12
Mn 0.01-0.35 0.05-1.5 0.05-0.5
P 0.001-0.025 0.001-0.10 0.001-0.04
S 0.005-0.03 0.0005-0.03 0.0005-0.03
Al 0.001-0.10 0.005-0.12 0.001-0.1
N 0.0001-0.01 0.0001-0.01 0.0001-0.01
Ti 0.01-0.15 0.0001-0.015 最大0.015
Nb 最大0.05 0.0001-0.03 最大0.015
B 最大0.0015 最大0.0015 最大0.005
Cu 最大0.15 最大0.15 最大0.15
Cr 最大0.15 最大0.15 最大0.15
Ni 最大0.15 最大0.15 最大0.15
MO 最大0.10 最大0.10 最大0.1
Sn 最大0.05 最大0.05 最大0.05
数据以重量%给出,其余为Fe和不可避免的杂质
表2
试验 熔体 钢种 C Si Mn P S Al N Nb Ti
1 1 A 0.0033 0.007 0.15 0.012 0.006 0.047 0.0024 0.002 0.076
2 2 A 0.0023 0.005 0.13 0.009 0.006 0.028 0.0024 0.001 0.074
3 3 A 0.002 0.006 0.12 0.008 0.007 0.023 0.0027 0.002 0.076
4 4 A 0.0022 0.005 0.12 0.008 0.007 0.023 0.003 0.002 0.075
5 5 A 0.0018 0.006 0.12 0.008 0.007 0.023 0.0026 0.002 0.075
6 3 A 0.0021 0.005 0.13 0.009 0.007 0.025 0.0031 0.002 0.076
7 6 A 0.0024 0.006 0.14 0.012 0.008 0.028 0.002 0.002 0.07
8 7 A 0.0024 0.005 0.15 0.008 0.01 0.033 0.0027 0.002 0.077
10 9 A 0.0025 0.005 0.16 0.009 0.008 0.029 0.0023 0.002 0.072
11 11 B 0.0018 0.005 0.28 0.02 0.008 0.05 0.0015 0.0015 0.0005
12 12 B 0.0019 0.005 0.28 0.02 0.009 0.05 0.0014 0.0018 0.0006
13 13 C 0.0203 0.005 0.21 0.01 0.006 0.046 0.0016 0 0.0003
14 14 C 0.02 0.005 0.17 0.009 0.006 0.047 0.0017 0 0.0003
15 15 C 0.0188 0.005 0.19 0.008 0.006 0.043 0.0015 0 0.0005
16 16 C 0.0204 0.005 0.2 0.008 0.004 0.042 0.0018 0 0.0006
17 17 A 0.0018 0.005 0.15 0.01 0.009 0.027 0.0024 0.002 0.079
18 18 A 0.002 0.004 0.16 0.011 0.008 0.04 0.0024 0.002 0.078
19 19 A 0.0021 0.005 0.15 0.007 0.009 0.03 0.0025 0.002 0.074
20 20 A 0.0023 0.004 0.13 0.006 0.005 0.04 0.0025 0.002 0.077
21 21 A 0.0022 0.005 0.13 0.008 0.007 0.023 0.0026 0.002 0.075
22 22 A 0.0028 0.018 0.12 0.009 0.01 0.025 0.0023 0.001 0.073
23 22 A 0.0021 0.081 0.11 0.008 0.007 0.019 0.0021 0.002 0.056
24 23 A 0.0025 0.081 0.11 0.008 0.007 0.019 0.0021 0.002 0.056
25 24 A 0.0025 0.007 0.14 0.008 0.007 0.035 0.0024 0.002 0.079
27 28 B 0.0014 0.004 0.26 0.02 0.006 0.056 0.0027 0.0012 0.0003
28 29 C 0.0223 0.006 0.18 0.007 0.007 0.048 0.0022 0 0.0004
29 30 C 0.0208 0.005 0.2 0.008 0.004 0.044 0.0018 0 0.0006
30 31 C 0.0199 0.004 0.19 0.009 0.007 0.058 0.0018 0 0.0004
数据以重量%给出,其余为铁和包括CU、Cr、Ni、Mo、Sn含量的不可避免的杂质
表3
表4

Claims (14)

1.用于制造扁钢产品的方法,所述扁钢产品在5%的双轴变形之后,在其至少一个表面上显示出小于0.35μm的Wsa(1-5)值,平面各向异性Δr为-0.5至+0.5,并且在从相应扁钢产品的表面延伸至小于200μm深度的区域中的纳米硬度H大于0.1GPa并且小于3.0GPa,所述方法包括以下工作步骤:
a)提供板坯,所述板坯由具有以下组成的钢制成,按重量%计
C:0.0003-0.050%
Si:0.0001-0.20%
Mn:0.01-1.5%
P:0.001-0.10%
S:0.0005-0.030%
Al:0.001-0.12%
N:0.0001-0.01%
以及分别任选地包括来自“Ti,Nb,B,Cu,Cr,Ni,Mo,Sn”组的一种或多种元素,其含量为
Ti:0.0001-0.15%
Nb:0.0001-0.05%
B:≤0.005%
Cu:≤0.15%
Cr:≤0.15%
Ni:≤0.15%
Mo:≤0.10%
Sn:≤0.05%
剩余为铁和不可避免的杂质;
b)将板坯在炉中加热至1200-1270℃的板坯拉出温度Bzt,在该温度下将板坯拉出炉子;
c)将板坯热轧成3-5mm厚的热轧扁钢产品,其中热轧包括厚度缩减80-90%的预轧和厚度缩减85-95%的终轧,其中在热轧过程中获得的总体变形程度为95-99.5%,其中在最后一次轧制道次中实现厚度缩减ΔdF为1-25%,并且其中热轧终止温度为850-950℃;
d)将得到的热轧扁钢产品冷却至620-780℃的卷取温度,其中冷却速度为4-30K/s;
e)将热轧扁钢产品卷成卷材;
f)酸洗热轧带钢以除去氧化皮;
g)将热轧扁钢产品冷轧成冷轧扁钢产品,其中通过冷轧获得的总变形度为70-90%;
h)将冷轧扁钢产品在650-900℃的退火温度下进行重结晶退火,其中退火选择性地在脱碳退火气氛下进行;
i)以0.3-2.0%的平整度选择性平整轧制冷轧扁钢产品;
其中,板坯拉出温度Bzt,板坯在退火炉中在推入和拉出之间所花费的总停留时间GLZ,最后热轧道次的厚度缩减ΔdF和卷取温度HT满足以下条件:
-0.529653*Q+0.944372*HT_t+0.711559*ΔdF_t<-0.1889459
其中Q=((Bzt/GLZ)-5.55281℃/min)/(1.777359℃/min)
Bzt:板坯拉出温度,单位为℃
GLZ:以分钟计的总停留时间
HT_t=(HT-728.13030℃)/42.300114℃
HT:卷取温度,单位为℃
ΔdF_t=(ΔdF-12.43384%)/2.306328%
ΔdF:最后一次热轧道次中%为单位的厚度缩减。
2.根据权利要求1所述的方法,其特征在于,所述板坯拉出温度Bzt为小于1250℃。
3.根据权利要求1所述的方法,其特征在于,所述板坯在热轧过程中首先进行预热轧然后进行完成热轧。
4.根据权利要求1所述的方法,其特征在于,重结晶退火在650℃-870℃的退火温度下,以70-180m/min的通过速度,在露点为+15℃至-50℃的退火气氛下连续进行。
5.根据权利要求1所述的方法,其特征在于,在平整辊轧中达到的变形度为0.5-2%。
6.根据前述权利要求中任意一项所述的方法,其特征在于,所述扁钢产品涂覆有保护涂层。
7.根据权利要求6所述的方法,其特征在于,所述涂层为Zn基涂层。
8.冷轧扁钢产品,所述扁钢产品是由具有以下组成的钢制成,重量%为单位:
C:0.0003-0.050%,
Si:0.0001-0.20%,
Mn:0.01-1.5%,
P:0.001-0.10%,
S:0.0005-0.030%,
Al:0.001-0.12%,
N:0.0001-0.01%,
以及分别选择性地包括来自“Ti,Nb,B,Cu,Cr,Ni,Mo,Sn”组的一种或多种元素,其含量为
Ti:0.0001-0.15%,
Nb:0.0001-0.05%,
B:≤0.005%,
Cu:≤0.15%,
Cr:≤0.15%,
Ni:≤0.15%,
Mo:≤0.10%,
Sn:≤0.05%,
其余为Fe和不可避免的杂质,
并且
所述扁钢产品在百分之五的双轴变形下在其至少一个表面上具有低的波纹性,其特征在于Wsa(1-5)值小于0.35μm,其中该扁钢产品的平面各向异性Δr为-0.5至+0.5,并且在从相应的扁钢产品的相关表面延伸至小于200μm的深度的区域中具有大于0.1GPa且小于3.0GPa的纳米硬度H。
9.根据权利要求8所述的扁钢产品,其特征在于,在所述扁钢产品的表面上在百分之五双轴变形后所测得的Wsa(1-5)值比所述表面未变形时的Wsa(1-5)值高最大0.05μm。
10.根据权利要求8所述的扁钢产品,其特征在于,其以保护涂层涂覆,并且所述保护涂层的Wsamod值小于0.30μm。
11.根据权利要求8所述的扁钢产品,其特征在于,在{111}<110>的γ纤维取向下,所述冷轧扁钢产品的纹理峰值为8.5-10.5。
12.根据权利要求8所述的扁钢产品,其特征在于,冷轧带材中沉淀物的平均大小为60-150nm。
13.根据权利要求8所述的扁钢产品,其特征在于,在2000s和650℃下其HTL软化为86-100%。
14.根据权利要求8所述的扁钢产品,其特征在于,从所述扁钢产品表面开始到25μm深度的区域的纳米硬度与远离表面距离扁钢产品表面25μm以上的区域的纳米硬度之间的差ΔH为-0.3MPa至0.4MPa。
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