CN110088326B - 热轧扁钢产品及其生产方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种热轧扁钢产品，其具有较大板厚和优化性能组合。为此扁钢产品由以下(以重量％计的)组成的钢组成，C：0.1‑0.3％，Mn：1.5‑3.0％，Si：0.5‑1.8％，Al：≤1.5％，P：≤0.1％，S≤0.03％，N：≤0.008％，选择性“Cr，Mo，Ni，Nb，Ti，V，B”组别中一种或多种元素，其含量为：Cr：0.1‑0.3％，Mo：0.05‑0.25％，Ni：0.05‑2.0％，Nb：0.01‑0.06％，Ti：0.02‑0.07％，V：0.1‑0.3％，B：0.0008‑0.0020％，余量为铁和生产所限不可避免的杂质。该扁钢产品的抗拉强度Rm为800‑1500MPa，屈服强度Rp大于700MPa，断裂延伸率A为7‑25％，孔扩张率大于20％。此外，扁钢产品的组织结构至少85面积％由马氏体组成，其中至少一半是回火马氏体，其余的组织结构由≤15体积％的残余奥氏体，≤15面积％贝氏体，≤15面积％多边形铁素体，≤5面积％渗碳体和/或≤5面积％非多边铁素体组成，其中该扁钢产品的组织结构具有至少1.50°的内核平均取向差“KAM”。本发明还涉及一种用于生产根据本发明的扁钢产品的方法，其中根据本发明的扁钢产品的组织结构特征通过适当的热处理来调整。

Description

热轧扁钢产品及其生产方法

技术领域

本发明涉及一科热轧扁钢产品，其具有最优地彼此协调的机械性能，例如高抗拉强度Rm，高屈服强度Rp和高断裂延伸率A，以及良好的成形性，该成形性的特征在于高的孔扩张率值，对此引入“λ”(“lambda”)作为孔扩张率值的缩写。此外，本发明的热轧扁钢产品具有良好的长期强度和耐磨性。

本发明还涉及生产这种扁钢产品的方法。

当在此提及扁钢产品时，这些是指轧制产品，例如条带、薄板，或从其上分割出的板坯和裁切件，其宽度和长度显著大于其厚度。

当这里给出合金含量的数据时，其基于重量或质量，除非另有明确说明。除非另有说明，否则结构成分含量的数据，通常基于在抛光部分中观察到的面积，以体积百分比给出的残余奥氏体含量的数据是个例外。相反，除非另有明确说明，否则气氛成分的数据基于分别所考虑的体积。

背景技术

所谓“淬火配分(Quench&Partitioning)扁钢产品”的特征在于高强度和同时高伸长率以及优化的可变形性。在实践中，这种扁钢产品迄今已用作具有低板厚的冷轧产品。

然而，从W02013/004910A1(EP2 726 637)中已知一种生产高强度建筑钢的方法，以及由其制成的产品，在该方法中，首先，将由适当选择的钢合金组成的板坯加热至950℃-1300℃并保持到板坯内的温度分布均匀。制造板坯的钢通常(以重量％计)组成为：0.17-0.23％的C；1.4-2.0％的Si，或如果存在Al，总计1.2-2.0％的Al和Si；1.4-2.3％的Mn；和0.4-2.0％的Cr；选择性最高0.7％的Mo；余量为铁和不可避免的杂质。在退火处理之后，板坯进行热轧，其中其在低于重结晶温度但高于A3温度的温度范围内轧制。在热轧结束后，将所得的热轧带材以至少20℃/s的淬火速率淬火至淬火停止温度，该温度在开始马氏体形成的温度Ms和完成马氏体形成的温度Mf之间的温度范围内。这里的淬火停止温度通常在大于200℃且小于400℃的范围。对如此淬火的热轧带材进行所谓的“配分处理”，以便将碳从马氏体转移到奥氏体组织结构组分。最后，将如此处理的热轧带冷却至室温。在此，淬火和配分处理的关键参数是开放性的。

发明内容

在上述现有技术的背景下，本发明的目的是提供一种具有较大板厚和优化的性能组合的扁钢产品。

同样给出一种经济且运行可靠地生产这种产品的方法。

关于产品，本发明通过权利要求1中所述的热轧扁钢产品实现了该目的。

关于方法，前述目的根据本发明的解决方案在于在生产本发明的扁钢产品时进行权利要求7中给出的工作步骤。

本发明的有利设计在从属权利要求中给出，并且与本发明的一般概念在下文中详细说明。

本发明提供一种热轧扁钢产品及其生产方法。

根据本发明获得和根据本发明生产的热轧扁钢产品因此由具有下列组成(以重量％计)的钢组成：

C：0.1-0.3％

Mn：1.5-3.0％

Si：0.5-1.8％

Al：最高1.5％

P：最高0.1％

S：最高0.03％

N：最高0.008％，

选择性“Cr，Mo，Ni，Nb，Ti，V，B”组别中的一种或多种元素，其含量为：

Cr：0.1-0.3％

Mo：0.05-0.25％

Ni：0.05-2.0％

Nb：0.01-0.06％

Ti：0.02-0.07％

V：0.1-0.3％

B：0.0008-0.0020％，

其余为铁和生产所限的不可避免的杂质。

这里，本发明的热轧扁钢产品的特征在于，

-该扁钢产品的抗拉强度Rm为800-1500MPa，屈服强度Rp大于700MPa，断裂延伸率A为7-25％，孔扩展率λ大于20％，

-该扁钢产品的组织结构至少85面积％由马氏体组成，其中至少一半是回火马氏体，其结构的相应剩余部分由最高15体积％的残余奥氏体，最高15面积％的贝氏体，最高15面积％的多边形铁素体，最高5面积％的渗碳体和/或最高5面积％的非多边铁素体组成，以及

-该扁钢产品的结构具有至少1.50°的内核平均取向差KAM。

在根据本发明处理的钢水中，碳“C”的含量为0.1-0.3重量％。首先，C在奥氏体的形成中起主要作用。足够浓度的C实现了在最高930℃的温度下完全奥氏体化，该温度低于通常在这里所述类型的钢的热轧中选择的轧制结束温度。在淬火期间，部分残余奥氏体已经通过根据本发明设定的碳得以稳定。此外，在后面的配分步骤中进行额外的稳定化。在第一冷却步骤(θQ)期间或在最后的冷却步骤(θP2)期间形成的马氏体的强度同样强烈取决于根据本发明处理的钢组合物的C含量。然而，与此同时，随着C含量的增加，马氏体起始温度偏移到越来越低的温度。因此，过高的C含量会导致生产中的障碍，因为待达到的淬火温度将偏移至非常低的温度。此外，与其它合金元素相比，根据本发明加工的钢的C含量对更高的CE值产生最大贡献，从而对可焊性产生负面影响。CE值表明哪些合金元素对钢的可焊性产生不利影响。CE值的计算方法如下：

CE＝％C+[(％Si+％Mn)/6]+[(％Cr+％Mo+％V)/5]+[(％Cu+％Ni)/15]

其中(分别以重量％计)％C＝钢的C含量，％Si＝钢的Si含量，％Mn＝钢中的Mn含量，％Cr＝钢中的Cr含量，％Mo＝钢的Mo含量，％V＝钢的V含量，％Cu＝钢中的Cu含量，％Ni＝钢中的Ni含量。

利用根据本发明设定的C含量，可以对最终产品的强度水平施加有针对性的影响。

锰“Mn”是对于钢的可淬火性的重要元素。同时，锰降低了冷却过程中不希望的珠光体形成倾向。这些性质允许在根据本发明的方法的冷却速率＜100K/s的第一次淬火后建立合适的由马氏体和残余奥氏体构成的起始结构。过高的Mn浓度对伸长率和CE值，也就是焊接性有负面作用。因此，Mn含量限制在1.5-3.0重量％。通过使Mn含量为1.9-2.7重量％，可以实现强度性能的优化协调。

硅“Si”在抑制珠光体的形成和控制碳化物的形成中具有重要作用。通过渗碳体的形成将结合碳，因此不再可用于进一步稳定残余奥氏体。另一方面，太高的Si含量损害了断裂延伸率并由于红色氧化皮的加速形成而劣化了表面质量。通过添加Al可以触发相似的效果。为了调整出根据本发明设定的产品性能需要最少0.7重量％的Si。如果在本发明的扁钢产品中存在至少1.0重量％Si的含量，则可以特别可靠地设定所需的组织结构。由于目标的断裂延伸率，规定1.8重量％Si作为Si含量的上限，并且通过限制在最大1.6重量％的Si使扁钢产品具有优化的表面质量。根据符合本发明的扁钢产品的相应Al含量，根据下段中的说明，Si含量也可以设定为0.5-1.1重量％，尤其是0.7-1.0重量％。

铝“Al”用于脱氧和结合可能存在的氮。此外，如上所述，Al也可用于抑制渗碳体，但不如Si有效。然而，通过增加Al的添加量显著提高了奥氏体化温度，因此优选仅通过Si实现渗碳体的抑制。在这种情况下，如果同时Si以至少1.0重量％的含量存在，设定Al含量为0-0.03重量％，这在奥氏体化温度方面是有利的。另一方面，如果例如为了调整得到优化的表面质量而限制Si含量，即调整至0.5-1.1重量％，优选0.7-1.0重量％的值，则必须添加最少含量为0.5重量％的Al以抑制渗碳体。在一个优选的实施形式中，Al含量可以设定为至少0.01重量％的值，以特别可靠地产生脱氧熔体。将Al含量限制在最大1.5重量％，优选最大1.3重量％，以避免在铸造钢时出现问题。

磷“P”对焊接性有不利影响。因此，其在根据本发明的热轧带材或根据本发明加工的熔体中的含量最多为0.1重量％，其中最多为0.02重量％，尤其是小于0.02重量％的P含量可以是有利的。

较高浓度的硫“S”导致MnS或(Mn，Fe)S的形成，这对伸长率具有不利影响。为了避免这种影响，S含量限制在最大0.03重量％，并且将S含量限制在最大0.003重量％，尤其是小于0.003重量％可以是有利的。

氮“N”导致氮化物的形成，这对成形性产生负面影响。因此，N含量小于0.008重量％。通过采用高技术成本可以实现非常低的N含量，例如，小于0.0010重量％。为了降低技术成本，N含量可以优选设定为至少0.0010重量％，特别优选至少0.0015重量％。

在“Cr，Mo，Ni，Nb，Ti，V，B”组别中集合的合金元素可以根据下面说明的指示单独地，联合地或以各种组合选择性添加，以便设定本发明的扁钢产品的特定的性质。

铬(“Cr”)是珠光体的有效抑制剂，因此可降低所需的最低冷却速率。为此，将Cr加入到根据本发明加工的钢中或加入到本发明的热轧扁钢产品的钢中。为了有效地建立这种效果，需要0.10重量％的Cr，优选0.15重量％的Cr的最小比例。同时，通过添加Cr大大提高了强度，此外存在明显的晶界氧化的风险。此外，通过在钢的近表面区域中形成铬氧化物也使得可涂覆性更差，并且可能发生不希望的表面缺陷。在材料循环负载的情况下，这些表面缺陷可能导致长期强度的劣化，并因此导致材料的过早失效。此外，过高的Cr含量会损害钢的变形能力，尤其不能确保大于20％的良好的孔扩展率λ。因此，Cr含量限制为不大于0.30重量％，优选最大为0.25重量％。

钼“Mo”同样是抑制珠光体形成的非常有效的元素。为了实现这种效果，可以选择性地在钢中添加至少0.05重量％，尤其是至少0.1重量％。从有效性的观点来看，添加超过0.25重量％是没有意义的。

与Cr一样，镍“Ni”是珠光体的抑制剂，并且即使少量也是有效的。通过选择性地合金化添加至少0.05重量％，尤其是至少0.1重量％，至少0.2重量％或至少0.3重量％的Ni，可以实现这种支持性效果。在所追求的机械性能设定方面，同时将Ni含量限制在不大于2.0重量％是有利的，其中至多为1.0重量％，尤其是0.5重量％的Ni含量显示出特别符合实际的。

本发明的扁钢产品的钢还可选择性地包括微合金元素，例如钒“V”，钛“Ti”或铌“Nb”，其通过形成非常精细分布的碳化物(或同时存在氮“N”时的碳氮化物)而有助于提高强度。此外，Ti，V或Nb的存在导致在配分步骤期间的热轧操作之后晶界和相界的冻结，这通过晶粒细化促进了所追求的强度和可成形性的特性组合。显着效果开始明显可识别的最低含量对于Ti来说为0.02重量％，对于Nb为0.01重量％，对于V为0.1重量％。但是，微合金元素的过高浓度会导致形成过量和粗糙的碳化物并因此导致与碳的结合，然后碳不再可用于根据本发明稳定残余奥氏体。此外，过度粗大的碳化物的形成对所追求的高长期强度具有不利影响。因此，根据各个元素的作用方式，Ti的上限规定为0.07重量％，Nb的上限确定为0.06重量％，V的上限确定为0.3重量％。

同样，选择性添加的硼“B”偏析到相界并阻碍其移动。这导致细晶粒结构，这对于机械性能可以是有利的。因此，当使用该合金元素时，应遵守0.0008重量％的最小B含量。然而，在添加B时，必须有足够的Ti用于结合N。在约0.0020重量％的含量时B的效果变得饱和，这也作为上限给出。

这里，根据本发明热轧的扁钢产品的抗拉强度Rm为800-1500MPa，屈服强度Rp大于700MPa，断裂延伸率A为7-25％；其中，拉伸强度Rm，屈服强度Rp和断裂延伸率A根据DIN ENISO 6892-1-2009-12确定。

同时，本发明的热轧带材具有非常好的成形性，其体现在根据趴N ISO 16630测定的超过20％的孔扩展率λ。

根据本发明得到的热轧带材，尤其是根据本发明的方法制造的热轧带材具有由回火马氏体和非回火马氏体组成的组织结构，其具有残余奥氏体的部分，其中贝氏体，多边形铁素体，非多边形铁素体和渗碳体同样可以以低含量存在于组织结构中。该组织结构的马氏体比例为至少85面积％，优选至少90面积％，其中至少一半是回火马氏体。因此，根据本发明的热轧扁钢产品中的残余奥氏体的比例为至多15体积％。同样地，以残余奥氏体为代价，在组织结构中分别可存在最多15面积％的贝氏体，最多15面积％的多边形铁素体，最多5面积％的渗碳体和/或最多5面积％的非多边形铁素体。在一个优选的实施方案中，多边形铁素体的比例以及非多边形铁素体的比例达为0面积％，因为在这种情况下，由于硬度均匀的、主要是马氏体的组织结构中的延迟开裂，孔扩展率值特别高。

根据本发明的热轧带材的组织结构非常精细，因此几乎不可能通过常规的光学显微镜对其进行评估。因此，建议使用扫描电子显微镜(REM)进行至少5000倍放大率的评估。然而，即使在高放大率之后，也难以确定最大允许的残余奥氏体比例。因此建议根据ASTME975通过X射线衍射(XRD)定量测定残余奥氏体。

根据本发明的热轧扁钢产品的组织结构的特征在于晶格中定义的局部取向差。这尤其适用于所追求的组织结构中初级马氏体的比例，即在第一次冷却期间形成的马氏体比例。所述局部取向差通过所谓的“核平均取向差”来量化，简称KAM，其大于或等于1.50°，优选大于1.55°。KAM值应该至少为1.50°，因为在这种情况下，通过均匀的晶格畸变在晶粒中存在均匀的变形抗性。以这种方式，可以防止在变形开始时对多相组织结构的局部限制的损坏。如果KAM值低于1.50°，则出现过于强烈回火的组织结构，其导致根据本发明所追求的组合之外的强度特性。

因此，除了纯相比例之外，对于根据本发明得到和生产的钢产品的机械性能至关重要的因素尤其是晶格的畸变。该晶格畸变表示对塑性变形的初始阻力的量度，该阻力由于目标的强度范围是决定特性的。用于测量并因此量化晶格畸变的合适方法是电子背散射衍射(英文：“Electron Backscattered Diffraction”，EBSD)。利用EBSD，生成并组合了大量局部衍射测量值，以确定组织结构中小的差异和轮廓以及局部取向差。在实践中常见的一种EBSD评估方法是已经提到的内核平均取向差(KAM)，其中将一个测量点的取向与相邻点的取向进行比较。在通常为5°的阈值之下，将相邻点分配给相同的(畸变)晶粒。高于该阈值，相邻点被分配给不同的(子)晶粒。由于结构非常精细，建议EBSD评估方法的最大步长为100nm。为了评估本发明申请中描述的钢，分别在当前测量点与其第三近的相邻点之间评估KAM。然后，根据本发明的产品必须具有来自至少75μm×75μm的测量区域的≥1.50°的KAM平均值，优选＞1.55°。关于KAM值测定的更详细的描述见于Wright，S.I.，Nowell，M.M.，Fielda，D.A.，Review of Strain Analysis Using Electron Backscatter Diffraction，Microsc.Microanal.17，2011：316-329。

用于生产根据本发明得到的热轧扁钢产品的根据本发明的方法至少包括以下工作步骤：

a)熔化钢合金，其组成和变体已经在上面结合根据本发明的热轧扁钢产品进行了阐述，相应具有以下组成(以重量％计)：0.1-0.3％的C，1.5-3.0％的Mn，0.5-1.8％的Si，最多1.5％的Al，最多0.1％的P，最多0.03％的S，最多0.008％的N，选择性“Cr，Mo，Ni，Nb，Ti，V，B”的组别中的一种或多种元素，其含量为：0.1-0.3％的Cr，0.05-0.25％的Mo，0.05-2.0％的Ni，0.01-0.06％的Nb，0.02-0.07％的Ti，0.1-0.3％的V，0.0008-0.0020％的B，其余为铁和生产所限不可避免的杂质；

b)铸造熔体以得到半成品，例如板坯或薄板坯；

c)将半成品加热至1000-1300℃的加热温度TWE；

d)将加热的半成品热轧为厚度为1.0-20mm的热轧带钢，热轧在热轧结束温度TET结束，其中TET≥(A3-100℃)，其中“A3”表示钢的各自的A3温度；

e)将热轧带钢从热轧结束温度TET以大于30K/s的冷却速率θQ第一次淬火至淬火温度TQ，其中RT≤TQ≤(TMS+100℃)，其中“RT”表示室温，“TMS”表示钢的马氏体起始温度，马氏体起始温度TMS的确定如下：

TMS[℃]＝462-273％C-26％Mn-13％Cr-16％Ni-30％Mo

其中(分别以重量％计)％C＝钢的C含量，％Mn＝钢中的Mn含量，％Cr＝钢中的Cr含量，％Ni＝钢中的Ni含量，％Mo＝钢的Mo含量；

f)选择性地将淬火至淬火温度TQ的扁钢产品卷绕为卷材；

g)将冷却至淬火温度TQ的扁钢产品在TQ-80℃至TQ+80℃的温度范围内保持0.1-48小时的时间；

h)将扁钢产品加热至配分温度TP或在配分温度TP下保持该扁钢产品0.5-30小时的配分时间tPT，该配分温度至少等于在工作步骤g)之后出现的扁钢产品的温度TQ+/-80℃，并且最高为500℃；其中如果发生加热，加热速率θP1至多为1K/s；

i)将扁钢产品冷却至室温；

j)选择性地将扁钢产品去除氧化皮；

k)选择性地为扁钢产品涂层。

热轧带材的根据本发明的工艺技术生产示意性地示于图1中并在下面详细说明。

工作步骤a)：

对于根据本发明熔融的钢水的合金化及其变体可能方案当然使用与上面已经结合本发明产品的组成给出的相同指示。

工作步骤b)：

由根据本发明合金化的熔体铸造半成品，该半成品通常是板坯或薄板坯。

工作步骤c)：

将半成品加热至加热温度TWE，该温度在本发明钢中形成奥氏体的温度范围内。因此，在根据本发明的方法中，根据本发明的钢的加热温度TWE应该至少为1000℃，因为如果加热温度较低，在随后的热轧过程中出现的强度太高。同时，加热温度最多应为1300℃，以避免板坯表面部分熔化。

加热温度TWE优选为至少1150℃，因为以这种方式可以可靠地避免组织结构不均匀性，这例如可能由于锰偏析而产生。

通过将加热温度TWE限制在最大1250℃，可以经济地进行加热本身以及从该温度范围开始的进一步的工艺步骤。

此外，通过将加热温度TWE设定在1150-1250℃，达到了规定的结构状态，并实现沉淀物的目的性溶解。

至温度TWE的加热可以在传统的推进式炉或步进式炉中进行。如果在传统的薄板坯铸造设备中采用本发明的方法，在该设备中将具有根据本发明的组成的钢铸造成厚度通常为40-120mm的薄板坯(参见DE 4104001 A1)，那么加热也可以在铸造结束后所穿过的、直接连接到铸造设备上的炉子中进行。

工作步骤d)：

在加热后，将半成品热轧为最终厚度为1.0-20mm，优选1.5-10mm的热轧带材。根据可用的设备技术，热轧可以包括可能情况下在预轧机架中往复进行的预轧制，以及随后的在所谓的完成线中的完成轧制，该完成线由多个，通常五个或七个连续顺序经过的轧制机架组成。热轧时的最终轧制温度TET应根据条件TET≥(A3-100℃)进行设定。这里，如果最终轧制温度TET设定为至少等于所加工的特定钢组合物的A3温度或高于A3温度，则在实践中证明是有利的。因此，将最终轧制温度TET设定在850-950℃的范围内可以是有利的。然而，如果根据本发明的方法以确保在组织结构中形成一定比例的多边形铁素体的方式进行，则可以通过选择比钢的相应A3温度低最高100℃的最终轧制温度TET来实现这一点。相应处理的钢组合物的A3温度可以根据由Andrews，J.在钢铁协会(203)，第721-727页，1965年公开的等式(1)估算：

其中(分别以重量％计)％C-钢的C含量，％Ni＝钢的Ni含量，％Si＝钢的Si含量，％Mo＝钢中的Mo含量，％Mn＝钢的Mn含量，％Cr＝钢的Cr含量。

工作步骤e)：

在热轧之后，钢在第一淬火步骤中从热轧结束温度TET开始并以高的冷却速率淬火至淬火温度TQ。

这里，冷却速率θQ大于30K/s。

在冷却期间所追求的淬火温度TQ一方面不低于室温。另一方面，该温度比马氏体起始温度TMS高最多100℃，在马氏体起始温度下开始马氏体转变。

马氏体起始温度TMS可以使用van Bohemen开发的以下等式(2)来估算：

TMS[℃]＝462-273％C-26％Mn-13％Cr-16％Ni-30％Mo

其中％C＝钢的C含量，％Mn＝钢中的Mn含量，％Cr＝钢的Cr含量，％Ni＝钢的Ni含量，％Mo＝钢的Mo含量，分别以重量％给出；

在高于马氏体起始温度TMS的淬火温度TQ下，将不会形成初级马氏体的所需比例。相反，将产生过大比例的铁素体，珠光体或贝氏体，其比例分别高于根据本发明对本发明的扁钢产品规定的比例。如果这些组织结构组分的比例过高，则会抑制在冷却后的配分处理过程中残留奥氏体的稳定化。此外，在进一步冷却期间，所形成的初级马氏体将通过自回火松弛到这种程度，即，不能实现根据本发明追求的KAM值。此外，在高于本发明所要求的TMS+100℃的极限的淬火温度TQ下，越来越可能出现不均匀性并因此发生单个元素的偏析，这又可能导致形成具有不希望的条带的组织结构。

因此，组织结构在最终产品的期望可成形性方面的最优特性尤其可以在淬火期间形成的初级马氏体方面这样实现，即，使淬火温度TQ与马氏体起始温度TMS相比高最多100℃，并且至少等于马氏体起始温度TMS-250℃，也就是说：

(TMS-250℃)≤TQ≤(TMS+100℃)。

这里证明特别有利的是在马氏体起始温度TMS和马氏体起始温度TMS-150℃之间的淬火温度TQ((TMS-150℃)≤TQ≤TMS)。

然而，如果需要在根据本发明的扁钢产品的组织结构中获得最大马氏体比例，则选择低淬火温度TQ，例如位于室温区域内的温度也是有利的。

工作步骤f)：

在工作步骤e)之后，淬火至淬火温度TQ的扁钢产品可选择性地卷绕成卷材，以确保整个材料内的温度的一致性和均匀性。

然而，在此应该注意，扁钢产品的温度允许降低至比淬火温度TQ低最多80℃。

工作步骤g)：

冷却后，将冷却至淬火温度TQ的热轧扁钢产品在TQ-80℃至TQ+80℃的温度范围内保持0.1-48小时，以确保目标性的转变，以及当使用微合金元素时，确保形成精细分布的碳化物。

该工作步骤的目的是形成马氏体组织结构，其可含有最高15体积％的残余奥氏体。这里的实际试验表明，在由根据本发明的钢构成的热轧带材中，这种结果通常在最多2.5小时的保持时间时就已经获得。因此，考虑到能源的利用，将保持时间限制在最多2.5小时可以是有利的，其中更长的保持时间不会造成伤害，因此如果考虑到设备技术或者其敷设是有意义的，也可以做出这样的选择。此外，已经证明有利的是保持至少一小时的时间，以便在材料中实现温度的完全均匀性并且与此同时实现在马氏体组织结构内部形成高达15体积％的残余奥氏体比例。

在TQ-80℃至TQ+80℃的温度范围内的保持可以等温地，换句话说在恒定温度下进行，或者非等温地，换句话说在温度下降或上升或振荡的情况下进行。

如果在保持过程中出现由于设备引起的冷却，则最大允许冷却速率为0.05K/s。

然而，在保持期间发生的再分布和转变过程也可以放热地进行，从而释放转变热，这导致扁钢产品的温度升高。在这种情况下，转化的热量抵消了可能的冷却。这种非等温结构发展的自加热速率最高为0.01K/s。

因此，从相应的淬火温度TQ开始，在保持期间发生温度变化的速率通常在-0.05K/s至+0.01K/s的范围内。

必须这样选择保持条件，以尽管出现温度变化，仍不离开TQ+/-80℃的设定温度窗口。

工作步骤h)：

该工作步骤、也被称为“配分”的目的是建立具有马氏体，回火马氏体和可能的残余奥氏体的组织结构。

在工作步骤h)中，使扁钢产品从其在操作步骤g)之后建立的温度开始达到配分温度TP，或者如果配分温度TP在淬火温度TQ+/-80℃的波动范围内，则保持在该温度下，以使残余奥氏体富集来自过饱和马氏体的碳。

配分温度TP应该有利地至少与淬火温度TQ一样高，但优选高至少50℃，尤其是高至少100℃。

如果配分温度TP低于工作步骤g)之后存在的温度(淬火温度TQ+/-80℃)，则碳迁移率太低而不能使残余奥氏体稳定。而且，初级马氏体的回火效果不会达到所希望的程度。

用于根据本发明的钢的配分温度TP为至多500℃，尤其是至多470℃，以实现最佳的回火状态。

配分时间tPT在30分钟至30小时之间，以允许碳的充分重新分布而不会使结构中存在的残余奥氏体分解。

这里的配分时间tPT由加热过程所需的时间tPR(加热斜坡)和用于等温保持的时间tPI组成；这里的tPI也可以为零。

只要根据本发明设定的总配分时间tPT得以遵循，则配分时间tPT内的时间tPR和tPI的比例是可变的。

当在工作步骤h)中的加热是在卷绕成卷材的扁钢产品中进行时，热轧带材的加热最优地以至多1K/s的加热速率θP1进行。低于0.005K/s的加热速率θP1并不实用。在加热速率θP1＞1K/s时，卷绕的热轧带材的外圈，中圈和内圈之间的温度可能存在不允许的差异。这些差异应该最大为85℃，以确保在根据本发明生产的热轧扁钢产品的整个长度上具有均匀的材料特性。

通过在规定温度下进行匹配的保持时间，有针对性地抑制珠光体的形成和残余奥氏体的崩解。

如果时间tPI为零，则在工艺技术方面证明是有利的。在这种情况下，仅在加热过程期间，即在时间tPR内建立所希望的组织结构。

如上所述，配分温度也可以与工作步骤g)后的扁钢产品所具有的温度(淬火温度TQ+/-80℃)相同，由此省去用于加热扁钢产品的时间tPR。

配分(工作步骤h))优选在分批退火炉中分批完成，这实现了在这种情况下必须卷绕成卷材的热轧带材的缓慢加热。

在分批退火炉中退火有以下优点：

在加热过程中，出现较小的温度梯度，因此材料的加热更均匀。最大加热速率一方面根据目标温度，另一方面根据分批退火炉中的相应输入重量调整。如果加热太快，则带材不能完全均匀地加热。这导致不均匀的组织结构，尤其导致不同的马氏体形态，这影响进一步的配分行为并因此影响最终组织结构。对于直接集成到热轧带材生产线中的加热装置来讲尤其如此(例如，在US2014/0299237中，连续退火或在线感应退火)。不均匀的组织结构导致差的变形性，尤其是导致较差的孔扩展率。

相反，缓慢加热导致碳从马氏体均匀重新分布到奥氏体中，因此一方面防止不希望的粗碳化物形成，另一方面可以调整最终组织结构中的碳富集奥氏体的比例。过快的加热导致碳在结晶缺陷(例如相界和位错)处积聚，因此促进过渡碳化物和/或渗碳体的沉淀。这导致在配分步骤期间可用于稳定奥氏体的碳的比例减少，并因此导致不均匀的组织结构。由此，在配分步骤期间调节匹配于碳再分配动力学的加热条件使得可以建立具有改善的成形性能的均匀组织结构，特别是具有改善的孔扩展率。

为了在扁钢产品的长度和宽度上均建立均匀的特性，在配分步骤期间的最大加热速率θP1为1K/s，优选为0.075K/s，因为否则会出现伴随着降低的成型特性，尤其劣化的孔扩张率的局部布局不均匀性。特别有利的是，加热以至多0.03K/s的加热速率θP1进行，以确保最终组织结构的最佳均匀性，从而获得理想的孔扩张率和长期强度性能。

出于经济原因，最小加热速率θP1为0.005K/s，优选0.01K/s。

使用分批退火炉的另一个优点是，与连续退火炉相比，可以更精确地设定特定的目标退火温度。此外，在保护气体混合物中进行退火，从而避免对热轧带材表面产生有害影响，例如氧化。使用氢气，氮气以及氢气和氮气的混合物作为保护气体。此外，在单独的分批退火炉中的配分允许与热轧生产线的生产节拍的解耦。这样可以更好地利用热轧能力。

在工作步骤h)中使用分批退火炉的情况下，在工作步骤g)中将扁钢产品输送到分批退火炉中应该在考虑上述涉及遵循温度TQ所说明的规定的情况下进行。

在工作步骤h)之后，将热轧扁钢产品冷却至室温。工作步骤i)中的冷却应该以至多1K/s的冷却速率θP2进行，以便能够控制扁钢产品中的应力。出于经济原因，可以应用0.01K/s的最小冷却速率。

不言而喻的是，如果扁钢产品是带状的并且在选择性的工作步骤f)中已经卷绕成卷材，则现在可以将其开卷，并且出于物流原因，将其分成所谓的带状板。

取决于分别设定的用途，使根据本发明所获得或制成的扁钢产品进行表面处理，例如除氧化皮，酸洗等，可以是有用的。

以本身已知的方式为扁钢产品设置用于防腐蚀保护的金属涂层也是有利的。例如，这可以通过电镀锌来完成。

根据本发明的或根据本发明生产的扁钢产品在热轧状态下加工。这允许扁钢产品的厚度为1mm或更大，其中通常厚度在1.5-10mm的范围内。

根据本发明的热轧扁钢产品特别适用于结构轻质构造，因为较高的强度允许减少材料的厚度。传统的高强度和超高强度等级不适用于更强烈成形的部件，因为其缺乏必要的可成形性。

此外，根据本发明得到的扁钢产品允许部件集成，因为尽管具有高强度，但良好的可成形性使得组件的多个部件能够由一个由根据本发明的热轧扁钢产品制成的部件代替。

此外，尤其对于机动车底盘部件，提高的孔扩张率是有利的，其极大简化了贯穿处的形成。在目前为止强度范围超过800MPa的品级中，过低的孔扩张率被认为是底盘部件应用的排除标准。底盘部件通常受到的循环载荷要求材料最优地具有良好的长期强度。

此外，由于轻质结构的原因，改进的可成形性与减少的材料厚度相结合允许新的部件几何形状。

本发明的扁钢产品的优点也可以在车辆中用于驱动链以及内部部件和传动部件领域。

在金属加工工业中，根据本发明的扁钢产品的机械特性可用于冲压件的轻质构造。部件的集成在此还实现了节省接合操作，因此同时提高了制造可靠性并产生了成本优势。

在建筑业中使用本发明的扁钢产品同样是有利的，因为其在改进的可成形性的同时具有高强度。此外，与相同强度水平的其他扁钢产品相比，其具有增加的屈服强度比。这些特性确保在不可预见的负载情况下，例如地震，冲击载荷或超出结构设想的最大载荷的情况下提高结构的稳定性。

具体实施方式

下面借助于实施例更详细地阐述本发明。

在下面解释的表格中，不是根据本发明的实施例用“*”标记，其中相关实施例在根据本发明的规定之外的值标有下划线。

为了测试本发明，将具有表1中所示组成的试验熔体A-0熔化。

表2中示出了对于钢A-O根据等式(1)确定的A3温度和根据等式(2)确定的马氏体起始温度TMS。

将熔体A-O浇铸成板坯以进行47次试验，其随后各自加热至再加热温度TWE。然后将如此加热的板坯以传统的方式轧制成厚度为2-3mm的热轧带材，其中热轧以同样本身已知的方式包括预轧制和最终轧制，并且分别都在热轧结束温度TET结束。

在热轧结束后的最多5秒内，即技术意义上直接在热轧后，将得到的热轧带材分别以冷却速率θQ淬火至相应的淬火温度TQ，随后将其保持持续时间tQ。随后进行了分批退火的热轧带材在淬火和保持之间卷绕成卷材。

在保持之后，将热轧带材以加热速率θP1在持续时间tPR内加热至相应的配分温度TP，并在此保持持续时间tPI。

最后，将在试验1-47中获得的热轧带材冷却至室温。

在表3中为试验1-47中每一个都给出如下参数：再加热温度“TWE”，热轧结束温度“TET”，冷却速度“θQ”，淬火温度“TQ”，保持时间“tQ”，加热速率“θP1”，保持时间“tPI”，配分温度“TP”和加热时间“tPR”。

另外，在表3中，对于每个试验，提到了用于配分处理(工作步骤h))的设备以及在淬火温度TQ和配分温度TP之间的相应差异。当使用分批退火炉时，此外还分别示出其是用于升高(“加热”)温度还是用于保持温度恒定(“保持”)。

在制造后，在试验1-47中得到的热轧钢带中存在的机械工艺特性“屈服强度RP0.2”，“抗拉强度Rm”，“RP0.2/Rm比”，“延伸率A”和“孔扩展率值λ”在表4中给出。

表5给出了组织结构中多边形铁素体“pF”，非多边形铁素体“npF”，回火马氏体“AM”，渗碳体“Z”，残余奥氏体“RA”，未回火马氏体“M”和贝氏体“B”的比例，以及在试验1-47中获得的热轧带材的KAM值。

在非根据本发明的试验7中，由于淬火在过高的温度下终止，因此未实现根据本发明的孔扩展率所需的值。

相反，相对于非根据本发明的对比试验7，试验3-6使孔扩张率增加了7％至38％，同时避免了过高比例的贝氏体。因此，在试验3-5中，仅存在痕量的贝氏体，并且在试验6中存在10面积％的贝氏体，而在试验7中，在组织结构中存在20面积％的贝氏体。

试验11-13表明需要在A3温度以上进行轧制并遵循足够长的保持时间t_Q。

利用熔体D和E实现了生产强度为1028-1500MPa，孔扩展率为22-87％的材料。

然而，非根据本发明试验的24中的制造参数导致形成太高比例的贝氏体。

利用非根据本发明的熔体F，尽管保持时间足够长(参见试验29)，但依旧不可能防止渗碳体的形成。

熔体M作为具有优化的表面质量的变体的实例，具有降低的Si含量同时具有增加的Al含量。在同时具有低TET的情况下(参见试验45)，在组织结构中形成5面积％的多边形铁素体的比例，从而实现低屈服强度和同时良好的孔扩展率。

熔体A-M和O是在常规操作条件下生产的，而熔体N在真空炉中作为实验室熔体生产。使用高纯度熔体N，实现了生成具有非常好的孔扩展率的材料(参见试验46)。

具有熔体分析组成O的试验47表明，当遵循所有制造参数时，可以制造具有在断裂延伸率和孔扩展方面仍然刚好足够的值的材料。

Claims (13)

1.由具有下列组成(以重量％计)的钢组成的热轧扁钢产品：

C：0.1-0.3％

Mn：1.5-3.0％

Si：0.5-1.8％

Al：最高1.5％

P：最高0.1％

S：最高0.03％

N：最高0.008％，

选择性“Cr，Mo，Ni，Nb，Ti，V，B”组别中一种或多种元素，其含量为：

Cr：0.1-0.3％

Mo：0.05-0.25％

Ni：0.05-2.0％

Nb：0.01-0.06％

Ti：0.02-0.07％

V：0.1-0.3％

B：0.0008-0.0020％，

其余为铁和生产所限的不可避免的杂质，

-其中所述扁钢产品的抗拉强度Rm为800-1500MPa，屈服强度Rp大于700MPa，断裂延伸率A为7-25％，孔扩展率λ大于20％，

-所述扁钢产品的组织结构至少85面积％由马氏体组成，其中至少一半是回火马氏体，其组织结构的相应剩余部分由最高15体积％的残余奥氏体，最高15面积％的贝氏体，最高15面积％的多边形铁素体，最高5面积％的渗碳体和/或最高5面积％的非多边铁素体组成，以及

-所述扁钢产品的组织结构具有至少1.50°的内核平均取向差KAM。

2.根据权利要求1所述的热轧扁钢产品，其特征在于，其Al含量最高为0.03重量％。

3.根据权利要求1所述的热轧扁钢产品，其特征在于，其Si含量至少为1.0重量％。

4.根据权利要求1所述的热轧扁钢产品，其特征在于，其Al含量至少为0.5重量％。

5.根据权利要求1所述的热轧扁钢产品，其特征在于，其Si含量最高为1.1重量％。

6.根据权利要求1所述的热轧扁钢产品，其特征在于，其至少1.0mm厚。

7.用于生产根据前述权利要求中任意一项得到的扁钢产品的方法，所述方法包括以下工作步骤：

a)熔化具有以下组成(以重量％计)的钢合金：

C：0.1-0.3％，

Mn：1.5-3.0％，

Si：0.5-1.8％，

Al：最多1.5％，

P：最多0.1％，

S：最多0.03％，

N：最多0.008％，

选择性“Cr，Mo，Ni，Nb，Ti，V，B”的组别中的一种或多种元素，其含量为：

Cr：0.1-0.3％，

Mo：0.05-0.25％，

Ni：0.05-2.0％，

Nb：0.01-0.06％，

Ti：0.02-0.07％，

V：0.1-0.3％，

B：0.0008-0.0020％，

其余为铁和生产所限不可避免的杂质；

b)铸造熔体以得到半成品，例如板坯或薄板坯；

c)将所述半成品加热至1000-1300℃的加热温度TWE；

d)将加热的半成品热轧为厚度为1.0-20mm的热轧带材，热轧在热轧结束温度TET结束，其中TET≥(A3-100℃)，其中“A3”表示钢的各自的A3温度；

e)将所述热轧带材从热轧结束温度TET以大于30K/s的冷却速率θQ第一次淬火至淬火温度TQ，其中(TMS-250℃)≤TQ≤TMS，其中“TMS”表示钢的马氏体起始温度，马氏体起始温度TMS的确定如下：

TMS[℃]＝462-273％C-26％Mn-13％Cr-16％Ni-30％Mo

其中分别以重量％计，％C＝钢的C含量，％Mn＝钢中的Mn含量，％Cr＝钢中的Cr含量，％Ni＝钢中的Ni含量，％Mo＝钢的Mo含量；

f)选择性地将淬火至淬火温度TQ的扁钢产品卷绕为卷材；

g)将冷却至淬火温度TQ的扁钢产品在TQ-80℃至TQ+80℃的温度范围内保持0.1-48小时的保持时间；

h)将扁钢产品加热至配分温度TP或在配分温度TP下保持该扁钢产品0.5-30小时的配分时间tPT，该配分温度至少等于在工作步骤g)之后出现的扁钢产品的温度TQ+/-80℃，并且最高为500℃；其中如果发生加热，加热速率θP1至多为0.08K/s；

i)将扁钢产品冷却至室温；

j)选择性地将扁钢产品去除氧化皮；

k)选择性地为扁钢产品涂层。

8.根据权利要求7所述的方法，其特征在于，工作步骤h)在分批退火炉中进行。

9.根据权利要求7或8所述的方法，其特征在于，加热速率θP1最大为0.03K/s。

10.根据权利要求7或8所述的方法，其特征在于，在工作步骤c)中加热温度TWE为1150-1250℃。

11.根据权利要求7或8所述的方法，其特征在于，淬火温度TQ在马氏体起始温度TMS和比马氏体起始温度TMS低最多150℃的温度之间。

12.根据权利要求7或8所述的方法，其特征在于，工作步骤g)中的保持时间最大为2.5小时。

13.根据权利要求7或8所述的方法，其特征在于，工作步骤h)中的配分温度TP比淬火温度TQ高至少50℃。

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