CN110291215B - 由具有大部分为贝氏体的组织结构的复相钢组成的热轧扁钢产品和用于生产这种扁钢产品的方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种热轧、经济的合金化扁钢产品，其具有特征在于孔扩展率至少为60％的最小边缘裂纹敏感性，良好的焊接适应性和至少为660MPa的屈服强度Rp0.2，至少760MPa的抗拉强度Rm，至少为10％的断裂延伸率A80。该扁钢产品由复相钢制成，该复相钢组成为(以重量％计)C：0.01‑0.1％，Si：0.1‑0.45％，Mn：1‑2.5％，Al：0.005‑0.05％，Cr：0.5‑1％，Mo：0.05‑0.15％，Nb：0.01‑0.1％，Ti：0.05‑0.2％，N：0.001‑0.009％，P：＜0.02％，S：＜0.005％，Cu：＜0.1％，Mg：＜0.0005％，O：＜0.01％，分别任选的一种或多种来自“Ni，B，V，Ca，Zr，Ta，W，稀土金属，Co”的元素，并规定Ni：＜1％，B：＜0.005％，V：＜0.3％，Ca：0.0005‑0.005％，Zr，Ta，W：总计＜2％，稀土金属：0.0005‑0.05％，Co：＜1％，并且其余为铁和不可避免的杂质，其中对于复相钢的Ti，Nb，N，C和S的含量％Ti，％Nb，％N，％C，％S有下式成立：(1)％Ti>(48/14)％N+(48/32)％S，(2)％Nb<(93/12)％C+(45/14)％N+(45/32)％S，并且其中该扁钢产品的组织结构由(面积％)≥80％的贝氏体，＜15％的铁素体，＜15％的马氏体，＜5％的渗碳体和＜5体积％残余奥氏体组成。此外，本发明还给出了制造这种扁钢产品的方法。

Description

由具有大部分为贝氏体的组织结构的复相钢组成的热轧扁钢 产品和用于生产这种扁钢产品的方法
技术领域
本发明涉及一种热轧扁钢产品，其由具有大部分为贝氏体的组织结构的复相钢组成，其具有优异的机械性能，优良的焊接适应性和良好的可成型性，这在优化的扩孔能力方面得到了体现。
本发明还涉及用于制造根据本发明的扁钢产品的方法。
如果在本文中给出关于根据本发明的钢中的各个元素的合金含量的信息，除非另有说明，否则其总是基于重量(数据以重量％给出)。相反，除非另有说明，在本文中给出的关于根据本发明的钢的组织结构的比例的数据基于相应的组织结构组成部分在由根据本发明的钢制成的产品的切割表面上具有的比例(数据以面积％给出)。
根据本发明的扁钢产品是轧制产品，例如钢带，钢板或由其获得的裁剪件和板坯，其厚度显著低于其宽度和长度。
背景技术
EP 1 636 392 B1公开了一种具有大部分为贝氏体或铁素体的组织结构的热轧高强度钢板，其具有优异的可成型性。在该现有技术的意义上，将具有至少440MPa的抗拉强度的钢板视作高强度的。除了铁和不可避免的杂质之外，相应获得的钢板可包含(以重量％计)C：0.01-0.2％，Si：0.001-2.5％，Mn：0.01-2.5％，P：最多0.2％，S：最多0.03％，Al：0.01-2％，N：最多0.01％，O：最多0.01％，其中该钢材还可任选地含有总量为0.001-0.8重量％的Nb，Ti或V，以及B：最多0.01％，Mo：最多1％，Cr：最多1％，Cu：最多2％，Ni：最多1％，Sn：最多0.2％，Co：最多2％，Ca：0.0005-0.005％，稀土金属：0.001-0.05％，Mg：0.0001-0.05％，Ta：0.0001-0.05％。
此外，从WO 2016/005780 A1中已知一种热轧扁钢产品，其屈服极限大于680MPa且最高为840MPa，抗拉强度为780-950MPa，断裂延伸率大于10％并且孔扩张率至少为45％。其中扁钢产品由具有以下组成(以重量％计)的钢组成，0.04-0.08％C，1.2-1.9％Mn，0.1-0.3％Si，0.07-0.125％Ti，0.05-0.35％Mo，0.15％-0.6％，如果Mo含量为0.05-0.11％，或0.10-0.6％Cr，如果Mo含量为0.11-0.35％，最高为0.045％，最高0.005-0.1％Al，0.002％-0.01％N，最高0.004％S，最高0.020％P和选择性的0.001-0.2％V，余量为铁和不可避免的杂质。扁钢产品的组织结构含有70面积％以上的粒状贝氏体和小于20面积％的铁素体，其余的组织结构由下贝氏体，马氏体和残余奥氏体组成，并且马氏体和残余奥氏体的总和低于5％。除了要求组织结构中包含的贝氏体是不同于所谓的上贝氏体和下贝氏体的粒状贝氏体之外，没有进一步有关贝氏体存在的类型和特性的数据，以确保优化的性能特征，特别是关于孔扩张行为。
钢的强度增加通常伴随着可成型性的降低，边缘裂纹敏感性是可成型性的标准。包箍凹槽，贯穿部或释放孔是在扁钢产品中或由其形成的部件中成型的、尤其是冲压或切割出的边缘的实例，其以不同的方式进一步成形并且在实际使用期间负载。如果在实际使用相应的扁钢产品或由其形成的部件期间，这些边缘经受高负荷，则裂纹可从边缘散发，最终导致部件失效。
其中边缘裂缝灵敏度特别重要的金属板部件的典型示例是车辆的车身或结构部件。通常将开口，缺口或类似结构切入这些部件中，以便实现为部件设定的相应功能或满足轻质结构要求。在驾驶时，部件经受高度动态变化的负载，例如在行驶于恶劣的道路上的车辆中，并因此经受大的冲击载荷。实践研究表明，总是出现由于从元件的切边发出的开裂造成的损坏。
由于由此处所讨论类型的钢制成的结构形状的复杂性增加并且对钢的强度的要求越来越高，因此需要钢材料不仅具有最大化的强度，而且还具有低的边缘裂缝倾向。根据ISO 16630：2009确定的孔扩张能力通常用作边缘裂纹倾向的度量。这里，为了接近实际的反映，在根据标准允许的宽范围内选择研究条件，以便其体现出对孔扩张能力的最高要求。
发明内容
在现有技术的背景下，目的是开发一种扁钢产品，其在宽的温度范围内具有最小化的边缘裂纹敏感性并且由钢材构成，该钢材由尽可能成本经济的合金元素组成，并且表现出适用于传统焊接方法的焊接。
此外还给出制造这种扁钢产品的方法。
关于扁钢产品，本发明通过形成根据权利要求1的扁钢产品来解决该目的。
在权利要求10中给出了根据本发明解决前述目的的方法。
本发明的有利实施例在从属权利要求中限定，并且与本发明的一般概念一样，在下面详细说明。
因此，根据本发明的热轧扁钢产品由复相钢制成，在技术术语中也称为“CP钢”，并且在根据本发明的状态下具有根据ISO 16630：2009确定至少60％的孔扩张率，以及分别根据DIN EN ISO 6892-1：2014测定的至少660MPa的屈服强度Rp0.2，至少为760MPa的拉伸强度Rm，和至少10％的断裂伸长率A80。
根据本发明，根据本发明的热轧扁钢产品的复相钢包括(以重量％计)
C：0.01-0.1％，
Si：0.1-0.45％，
Mn：1-2.5％，
Al：0.005-0.05％，
Cr：0.5-1％，
Mo：0.05-0.15％，
Nb：0.01-0.1％，
Ti：0.05-0.2％，
N：0.001-0.009％，
P：小于0.02％，
S：小于0.005％，
Cu：最多0.1％
Mg：最多0.0005％，
O：最多0.01％，
分别任选地具有一种或多种来自“Ni，B，V，Ca，Zr，Ta，W，稀土金属，Co”组的元素，具有以下规定
Ni：最多1％，
B：最多0.005％，
V：最多0.3％，
Ca：0.0005-0.005％，
Zr，Ta，W：总计最多2％，
稀土金属：0.0005-0.05％，
Co：最多1％，
其余的铁和生产所限不可避免的杂质，
其中复相钢的Ti，Nb，N，C和S含量满足下列条件：
(1)％Ti>(48/14)％N+(48/32)％S
(2)％Nb<(93/12)％C+(45/14)％N+(45/32)％S
其中％Ti：相应的Ti含量，
％Nb：相应的Nb含量，
％N：相应的N含量，
％C：相应的C含量，
％S：相应的S含量，其中％S也可以是“0”。
同时，根据本发明的热轧扁钢产品的组织结构由至少80面积％的贝氏体，小于15面积％的铁素体，小于15面积％的马氏体，小于5面积％的渗碳体和小于5的体积％残留奥氏体组成。组织结构的其余部分当然可以由这里未提及、但是在技术上不可避免地存在的相占据，并且以如此低的比例存在，使得其对根据本发明得到的扁钢产品的性能没有影响。
如上所述，以面积％表示的根据本发明的扁钢产品的组织结构的组分以本身已知的方式通过光学显微镜测定。为此，考虑横截面磨片。在实践中，该过程然后可以例如进行如下步骤以确定各个组织结构相“贝氏体”，“铁素体”，“马氏体”和“渗碳体”的面积百分比：
在扁钢产品相对于热轧方向的开始和结束处，在扁钢产品的宽度上分布的五个位置上取得横截面磨片，即在距离扁钢产品的左边缘10厘米处的边缘区域，从扁钢产品布置在距离左边缘一定距离处的区域，该距离对应于扁钢产品宽度的四分之一，从扁钢产品的中间(宽度的一半)区域，从扁钢产品布置在距离右边缘一定距离处的区域，该距离对应于扁钢产品宽度的四分之一，以及从距离扁钢产品的右边缘约10厘米处的边缘区域。在带材厚度上，在芯层，1/3金属板厚度处和两个表面上研究该磨片。将磨片抛光并用1％HNO3酸蚀刻以进行光学显微镜研究。在每层中拍摄具有1000倍放大率的三个图像。评估的图像节选例如为46μm×34.5μm。对在样品上测得的所有图像节选的结果进行算术平均。
以体积％表示的残余奥氏体的比例通过X射线衍射(XRD)根据DIN EN 13925测定。
根据本发明的扁钢产品的特征在于孔扩张率至少为60％，其中通常实现至少80％的孔扩张率。根据本发明的扁钢产品的孔扩张率在ISO 16630：2009设定的方法的框架内考虑以下规定确定：使用直径为50mm的测试冲头。测试冲头顶角为60°。测试阴模内径为40毫米。测试阴模半径为5毫米。压紧装置直径为55毫米。冲孔以4mm/s的冲压速度进行，无需额外的润滑剂。冲孔时的压紧装置力为50+/-5MPa。在孔扩张测试期间在压紧装置和测试阴模之间施加的压紧装置压力也是50+/-5MPa且没有额外的润滑剂。测试温度为20℃。冲头速度为1毫米/秒。研究热轧钢带的样品。样品分别来自带材的开始端和带材的末端。其从钢带的左边缘和右边缘区域，从距离钢带左侧边缘对应钢带宽度的四分之一的距离的区域中，从距离钢带右侧边缘对应钢带宽度的四分之一的距离的区域中，以及从带材中间区域中取得。对于每个试验，每个位置(左边缘，带材宽度的左侧四分之一处，带材中间，带材宽度的右侧四分之一处，右边缘区域)测试两个样品。所有带材样品的结果取算术平均值。
根据本发明组成的扁钢产品还具有至少660MPa，通常660-830MPa的屈服极限Rp0.2，至少760MPa的抗拉强度Rm和至少10％的断裂延伸率A80(分别根据DIN EN ISO6893-1：2014确定)，没有显示出显着的屈服极限。
根据本发明的扁钢产品的钢根据DIN EN ISO 148当前版本确定了对应于II型AK-T曲线的、测试温度低至-80℃的温度下的至少27J的高缺口冲击功，由此在低温下也保持了韧性和通过高孔扩张率值特征化的边缘裂纹敏感性。
根据本发明的扁钢产品的组织结构由至少80面积％的贝氏体组成，其中在技术意义上具有完全贝氏体的结构证明对于根据本发明的钢的所需性能组合是特别有利的。因此，其他组织结构组分的比例，特别是铁素体和马氏体的比例，最佳地尽可能低。
此外，随着铁素体含量的增加，会产生显著的屈服极限。因此，本发明设定，根据本发明的扁钢产品的组织结构中铁素体的比例应保持较低，在任何情况下应低于15面积％，尤其是低于10面积％或最佳低于5面积％。
以相同的方式，根据本发明的扁钢产品的组织结构中的马氏体的比例低于15面积％，尤其低于10面积％或者最佳地低于5面积％。
这里，本发明由以下认知出发，即，贝氏体在根据本发明的扁钢产品的组织结构中的总比例和贝氏体的特性在所追求的机械性能，尤其是根据本发明的扁钢产品所达到的高孔扩张率值方面具有特殊的意义。
贝氏体的微观结构的构造非常复杂。十分简化地说，贝氏体是富含位错的铁素体和碳化物组成的非层状组织结构混合物。此外，可存在其他相，例如残余奥氏体，马氏体或珠光体。贝氏体转变始于组织结构中的成核位置，例如，奥氏体晶界。片状铁素体，即所谓的“子单元”从起始点生长到奥氏体中，其由富含位错的、具有最大0.03重量％溶解C的铁素体贝氏体组成。其在奥氏体晶粒的取向上几乎彼此平行地继续形成，并因此形成所谓的“束(sheaves)”，即“捆束”或“束包”。子单元仅通过其上可存在碳化物的小角度晶界彼此分开，但是本身不包括任何碳化物。相反，束继续在奥氏体晶粒内生长，直到其遇到障碍或相互接触。因此，在先前奥氏体晶粒内部存在许多束，这些束具有许多彼此成＞45°角的大角度晶界。束之间尽可能大量的大角度晶粒边界有利于获得良好的抗边缘裂缝性，因为其成为微裂纹发展和扩散的障碍。
在实验室中进行等温转变的情况下，束主要形成明显长形的形状。相反，在对于实践很重要的卷材中进行的连续冷却期间形成所谓的“粒状”贝氏体。在这种贝氏体形式中，束是片状的。
由于这些组织结构的特殊性，根据本发明的类型的贝氏体组织结构的“精细结构”的定义特别困难。对此没有标准。确定贝氏体结构精细度的一种可能性可以是测量先前“薄饼化(pancaked)”奥氏体晶粒的厚度，这可以通过EBSD(“EBSD”＝电子背散射衍射，Electron BackScatter Diffraction)测定。通常，可以认为束的数量随着奥氏体晶界的减小而增加，即束更小，因此结构更精细。
由于其贝氏体结构，在根据本发明的扁钢产品中缺乏具有所谓的吕德丝(Lüders)伸长的显著屈服极限。由于根据本发明的扁钢产品的大部分为贝氏体的组织结构中大约两倍于束宽的低位错平均自由程(mean free path)，所以不能形成位错前沿形式的相互作用，在该相互作用中位错和外来原子通过形成所谓的“Cotrell云”相互动态地影响，并导致所提到的吕德丝(Lüders)伸长。
由于缺乏显著的屈服极限，在成型期间，例如在形成管或通道的情况下确保了根据本发明的扁钢产品的最佳性能。下面详细说明根据本发明组成的复相钢的合金组分的影响。在对其含量仅给出上限的合金元素中，相关合金元素的含量分别也可以等于“0”，即例如在检测限的范围内，或者位于其下，或者至少如此低，即在技术意义上，该合金元素对于根据本发明的钢的性质谱没有影响。
在根据本发明的复相钢中，碳“C”的含量为0.01-0.1重量％确保了在根据本发明的钢的组织结构中存在至少80面积％的贝氏体含量。同时，这些C含量确保了贝氏体的足够强度。在合适的碳化物和碳氮化物形成剂存在下的热机械轧制期间，为了形成碳化物和碳氮化物，需要至少0.01重量％的C。同样地，在根据本发明的钢中，利用C含量至少为0.01重量％，可以避免在热机械轧制过程中形成先共析铁素体。如果C含量为至少0.04重量％，则可以特别可靠地利用根据本发明的钢中C的存在的积极效果。然而，超过0.1重量％C的含量会导致延展性的急剧下降，并因此导致钢的可加工性变差。过高的C含量还会在组织结构中产生不希望的高比例的铁素体，并且还会产生不希望的大比例的残余奥氏体，并且还会形成不希望的粗大碳化物。因此，还会降低边缘裂缝抗性。此外，随着C含量的增加，焊接适应性会降低。因此，通过将根据本发明的复相钢的C含量限制在不大于0.06重量％，可以特别有效地防止根据本发明提供的C含量的可能的负面影响。
在根据本发明的复相钢中，硅“Si”的含量为0.1-0.45重量％，以延迟碳化物的形成。通过由于在根据本发明的复相钢中存在Si而实现的在较低温度下沉淀物的转移，实现了更细的碳化物。这有助于优化根据本发明的钢的可成型性。此外，根据本发明设定的Si含量也有助于通过混晶硬化而提高强度。为此，需要至少0.1重量％，最佳至少0.2重量％的Si含量。在Si含量高于0.45重量％的情况下，在表面附近会存在偏析的危险。这些偏析不仅会引起表面缺陷并降低焊接适应性，而且还会恶化由根据本发明的钢制成的产品，尤其是扁钢产品，例如金属板或带，针对例如通过热浸涂覆或电解涂覆金属保护层，尤其是基于Zn的保护层的适应性。为了特别可靠地避免在根据本发明的钢中存在Si的负面影响，Si含量可以限制在至多0.3重量％。
根据本发明的复相钢中锰“Mn”的含量为1-2.5重量％。Mn引起强烈混晶强化，作为奥氏体形成剂延迟从奥氏体向铁素体的转变动力学，并因此有助于降低贝氏体起始温度。低贝氏体起始温度有利地影响热力学轧制。此外，如果为此在根据本发明组成的相应钢合金中没有足够量的其他元素，例如Ti，用于结合S，通过形成MnS，Mn也有助于结合作为技术上不可避免的杂质存在的硫含量。通过S的结合，可以避免热开裂。Mn的这些积极效果可以用于根据本发明组成的钢中，尤其是如果Mn含量至少为1.7重量％。然而，过高的Mn含量会带来产生偏析的危险，这可能导致根据本发明的钢材料的性质分布的不均匀性。此外，在Mn含量过高的情况下，根据本发明的钢的生产和成型也将更加困难。通过将根据本发明的钢的Mn含量限制在至多1.9重量％，也可以特别可靠地避免这些负面影响。
含量为0.005-0.05重量％的铝“Al”在生产根据本发明的钢时用于脱氧。为此，至少0.02重量％的Al含量可以是有利的。但是，过高的Al含量会降低钢的可铸造性。
一方面，铬“Cr”在较高温度下以溶解形式延迟先共析铁素体形成(相变延迟)。此外，在根据本发明的合金组成中添加Cr，尤其是为了减少贝氏体转变期间C扩散到残余奥氏体中。Cr在相对低的温度下，即在贝氏体转变的温度范围内，才形成碳化物。残留在晶格中通常从转变的组织结构区域扩散到奥氏体区域中的溶解碳大部分通过Cr结合，只要局部出现＞0.03％C的碳含量(例如(Cr，Fe)4C，(Cr，Fe)7C3)。由此，奥氏体不能通过C富集稳定。由此避免了根据本发明的钢结构中较大比例的残余奥氏体。另一个积极效果是马氏体开始温度(Ms温度)下降。由此，在进一步冷却过程中残余奥氏体发生马氏体转化而不是贝氏体转化的可能性下降。因此，很大程度上避免了具有显着硬度差异的相，并且降低了边缘裂纹敏感性。为了实现这些效果，根据本发明的扁钢产品的钢含有0.5-1重量％的Cr。通过使根据本发明的钢的Cr含量为至少0.6重量％，特别是至少0.65重量％，因此可以特别可靠地利用Cr的积极效果。已经发现至少0.69重量％的Cr含量在这里是特别有利的。最多0.8重量％的Cr含量具有特别有效的作用。
含量为0.05-0.15重量％的钼“Mo”导致在根据本发明的钢中形成细的碳化物或碳氮化物。其延迟了热轧过程中奥氏体的再结晶，并且如下面详细解释的那样，通过提高非再结晶温度Tnr有助于结构细化。通过精细结构和精细碳化物实现了强度增加。根据本发明设定的在根据本发明的钢中同时存在的Nb额外增强了这种效果。此外，Mo还延迟了所有相变过程。该延迟可到达这样的程度，使得ZTU图(英文：TTT图)中出现铁素体-贝氏体相区域的空间分离。同时，Mo降低贝氏体起始温度，即贝氏体开始形成的温度。此外，Mo还抑制其他元素(例如磷)的晶界偏析。为了在根据本发明的钢中也利用这些效果，Mo含量为至少0.05重量％，尤其是至少0.1重量％。在现有技术中，利用Mo的积极效果来设定分别所需的高机械特性，例如优化的孔扩张能力。但是，由于与高Mo含量相关的高成本，根据本发明的钢的Mo含量从性价比的观点来看限制在最多0.15重量％。同时，这样设定根据本发明的钢的C，Nb和Cr含量，使得尽管根据本发明设定了相对低的Mo含量，但是实现了机械特性，特别是高孔扩张能力，该机械特性与现有技术中已知的并且基于高Mo含量的合金组成的特性至少是相同的。
在根据本发明的钢中，铌“Nb”具有与Mo相当的效果。这里，通过形成精细沉淀物，Nb是在高温范围中延迟再结晶的最有效元素之一。通过添加Nb，重结晶和热机械轧制的条件受到积极影响。为了实现这些效果，需要至少0.01重量％Nb的含量，其中已经证明含量至少为0.045重量％是特别有利的。相反，应避免Nb含量超过0.1重量％，因为高于此极限的Nb含量会导致形成较粗大的碳化物并导致焊接适应性降低。如果将Nb含量限制在最大0.06重量％，则可以特别有效地利用Nb在根据本发明的钢中的效果。这里，实际试验表明，在Nb含量为0.045-0.06重量％的情况下，并且在根据本发明的钢组织结构中同时存在0.03-0.09重量％的C的情况下，可以获得平均直径为4-5nm的、非常精细的Nb碳化物和Nb碳氮化物颗粒。
钛“Ti”也形成精细的碳化物或碳氮化物，这促使强度强烈增加。为此目的，根据本发明的钢含有0.05-0.2重量％的Ti，在Ti含量为至少0.1重量％的情况下，可特别可靠地利用Ti的积极作用。与此相反，在含量大于0.2重量％的情况下，颗粒硬化的效果基本饱和。通过将Ti含量限制在最高0.13重量％，可以实现在此方面的最佳效果。
根据本发明的钢的Ti含量和N含量是相互作用的。在高温下，最初形成TiN，其存在也可有助于改善机械特性。由于颗粒不溶解，最初形成的TiN抑制了板坯再加热过程中晶粒的生长。
对于所有常规焊接工艺，根据本发明的钢的良好焊接适应性已经通过在此方面最优的碳当量得以证明，与使用现有技术中已知的哪种方法来计算无关，该碳当量都是低的。计算碳当量的最常用方法之一在钢铁材料表SEW 088补充表1：1993-10中确定。对于根据本发明的扁钢产品，据此测定的碳当量CET通常为至多0.45％，优选至多0.30％。
通过由于Ti和N的存在包含在根据本发明的扁钢产品中的氮化钛，根据本发明的扁钢产品在焊缝区域和热影响区中的焊接时的机械特性值保持在与基材相似的水平，该氮化钛已经在钢生产的熔体中形成并且在焊接过程中不溶解。氮化钛有效地抵抗了显著的晶粒粗化，同时充当熔体内部晶体重整的核。
初始形成的TiN颗粒的尺寸尤其取决于Ti：N比。Ti/N比的值越大，在钢凝固期间，TiN颗粒将从大约1300℃的温度更精细分散地析出，因为所有N原子可以顺利与Ti原子形成化合物。由于TiN沉淀物的精细分布和低初始尺寸，防止了颗粒的过度生长，否则在板坯冷却和炉期期间由于奥斯特瓦尔德成熟在1300-1100℃之间而发生过度生长。为了支持这种效果，由Ti含量％Ti和N含量％N形成的％Ti/％N比例可以设定为％Ti/％N＞3.42。
根据本发明的钢中氮“N”的含量为0.001-0.009重量％，以便能够实现形成氮化物和碳氮化物。当N含量至少为0.003重量％时，可以特别可靠地实现这种效果。同时，在根据本发明的钢中将N含量限制在最大0.009重量％，使得很大程度上避免了粗大的Ti氮化物。为了特别可靠地实现这一点，可以将N含量限制在最大0.006重量％。
硫“S”和磷“P”属于根据本发明的钢的基本上不希望的杂质组分，但在熔化过程中技术上不可避免地进入钢中。然而，对于贝氏体组成中的低边缘裂纹敏感性而言重要的是将S含量设定得尽可能低。S与Mn形成延展性化合物MnS。该相在热轧期间在轧制方向中延伸，并且由于与其他相相比更低的强度而对边缘裂纹敏感性有强烈负面的影响。因此，在二次冶金过程中硫含量应尽可能低。在此方面，根据本发明设定的Ti含量也可用于结合S，因为Ti与S形成硫化钛(TiS)或与C一起形成碳硫化钛(Ti4C2S2)。这些硫化物具有明显高于MnS的硬度，并且在热轧过程中几乎不延伸，因此在轧制后没有有害的MnS线。为了避免对根据本发明的钢的特性的负面影响，其S含量因此限制在最多0.005重量％，尤其是最多0.001重量％并且其P含量限制在最多0.02重量％。
关于条件(1)
％Ti＞(48/14)％N+(48/32)％S
根据本发明的钢的Ti含量％Ti，N含量％N和S含量％S另外相对于彼此如此设定，使得确保通过TiN形成足够多的用于进行贝氏体转变的成核位点，和焊接后优化的晶粒细度。
同时，
根据本发明的钢的Nb含量％Nb，C含量％C，N含量％N和S含量％S彼此协调，使得通过形成足够数量的成核位点来实现优化的晶粒细度，并且考虑到先前发生的N与Ti的结合，通过形成Nb(C，N)来实现优化的强度。这可以通过下列关系式来表达
％Nb＜(93/12)％C+[(93/14)％N-(48/14)％N]+(45/32)％S
又给出条件(2)
％Nb＜(93/12)％C+(45/14)％N+(45/32)％S
在钢生产过程中，铜“Cu”也通常作为不可避免的伴随元素进入根据本发明的钢中。较高含量的Cu的存在仅在很小程度上有助于强度的增加，并且此外还可能会对钢的可成型性产生负面影响。因此，为了防止Cu主要为负面的影响，将根据本发明的钢中的Cu含量限制在最多0.1重量％，尤其是最多0.06重量％。
根据本发明的钢中的镁“Mg”也代表在钢生产过程中不可避免地进入钢中的伴随元素。在生产根据本发明的钢时，Mg可用于脱氧。这里，Mg与O和S形成精细的氧化物或硫化物，其通过减少晶粒生长而在焊接过程中在围绕相应焊接点的热影响区域中对钢的延展性产生有利影响。然而，在Mg含量较高的情况下，当在连续铸造中铸造钢时，由于过早的局部硬化(Clogging)而堵塞汲取管的危险增加。为了防止这种危险，将根据本发明的钢的Mg含量限制在最大0.0005重量％。
将根据本发明的钢的氧“O”含量限制在最大0.01重量％，以防止粗大氧化物的产生，这会带来钢脆化的危险。
来自“Ni，B，V，Ca，Zr，Ta，W，稀土金属，Co”组的一种或多种元素可选择性地加入到根据本发明的钢中以获得特定效果。这里，以下规定适用于该组中分别选择性存在的合金元素的含量：
镍“Ni”可以以最多1重量％的含量存在。Ni提高了钢的强度。同时，Ni有助于改善低温延展性(例如根据Charpy DIN EN ISO 148：2011的缺口冲击试验)。此外，Ni的存在改善了焊缝热影响区的韧性。然而，根据本发明的钢由于其极大程度上为贝氏体的组织结构而实现的基本韧性对于大多数应用已经足够。因此，当寻求进一步提升该性能时，仅根据需求添加Ni。从性价比的角度来看，在此方面已经证明最高0.3重量％的Ni含量是特别有利的。
硼“B”可选择性地添加到根据本发明的钢中，以便延迟贝氏体转变并促进根据本发明的钢的组织结构中的针状结构的产生。尤其结合Nb或V，B引起这种转变延迟(铁素体-贝氏体和贝氏体-马氏体)的增强。在同时存在V和B的情况下，根据本发明的钢在时间-温度转换图(“ZTU图(英文：TTT图)”)中具有非常明显的贝氏体区域，其可以在以相对较低且呈宽扇形的冷却速度，例如5-50℃/s冷却钢的情况下实现。然而，在B和Nb组合存在时，可能发生Nb(CN)析出物尺寸的显著增加，并且由此增加了贝氏体的包束尺寸和针长度。通过将B含量限制在最大0.005重量％，尤其是0.003重量％，可以避免B的存在的负面影响以及晶界偏析的危险，其中在B以至少为0.0015重量％的含量存在时，能够可靠地利用B的积极效果。
钒“V”也可选择性地加入到根据本发明的钢中，以便在钢的组织结构中获得精细的V碳化物或V碳氮化物，并且如上所述，为了与B结合来促进形成特别是在ZTU图中形成显著的裸露贝氏体区域。如果钢中含有至少0.06重量％的V，则可以可靠地利用这些积极效果。通过将根据本发明的合金钢中的V含量限制在最多0.3重量％，尤其是最多0.15重量％，防止了V的存在的负面影响，例如由V结合Nb颗粒组合而形成的粗大团簇。
作为另一种选择，钙“Ca”可以以0.0005-0.005重量％的含量目的性存在于根据本发明的钢中，以引起非金属夹杂物(主要是硫化物，例如MnS)的形成，如果存在的话，其可以提高边缘裂缝的灵敏度。同时，如果应设定特别低的氧含量以便可靠地防止例如在根据本发明的钢中产生有害的Al氧化物，Ca是用于脱氧的廉价元素。此外，Ca可以有助于结合钢中存在的S。Ca与Al一起形成球形钙铝氧化物并将硫结合到钙铝氧化物的表面。
锆“Zr”，钽“Ta”或钨“W”也可选择性地加入到根据本发明的钢中，以通过形成碳化物或碳氮化物来促进细粒结构的形成。为此，从性价比的观点来看以及在存在过大含量的可能负面的影响方面，例如根据本发明的钢的冷成型性的损害，Zr，Ta或W在根据本发明的钢中的含量设定为使得Zr，Ta和W的含量总和为至多2重量％。
稀土金属“REM”可以以0.0005-0.05重量％的含量添加到根据本发明的钢中，以形成非金属夹杂物(主要是硫化物，例如MnS)并在生产时促使钢的脱氧。同时，稀土金属可以促进晶粒细化。应避免稀土金属的含量高于0.05重量％，因为这样的高含量会带来堵塞的危险，并由此会损害钢的可铸性。
作为另外选择性添加的元素，钴“Co”可以存在于根据本发明的钢中，以通过抑制晶粒生长来促进在根据本发明的钢中形成精细结构。在Co含量高达1重量％的情况下实现该效果。
因此，在设计制成根据本发明的扁钢产品的钢时，本发明基于这样的思想，即应仅使用低含量的钼，但完全取代Mo是不利的。因此，根据本发明的钢含有0.05-0.1重量％Mo的强制组分。同时，在碳含量非常低的情况下，根据本发明的钢中存在Cr和Nb的含量，以代替现有技术中已知的较高Mo含量的有利效果。通过C，Mo，Cr和Nb的根据本发明的组合实现优化的析出行为。
对此的重要手段是根据本发明进行的对根据本发明的扁钢产品的钢中对元素Ti，Nb，Cr，Mo，C，N的含量的设定。将碳供应设定得如此之低以至于尽可能精细的颗粒的析出得以促进，但同时又高到促使形成足够多的析出物。这里，C与Mo，Nb和Cr的共同作用是决定性的。Mo和Nb具有相似的碳化物形成温度并且在碳化物形成方面相互增强其效果。通过根据本发明设定的碳化物形成剂，碳化物更精细，由此其在热机械轧制期间还要更强烈地延迟奥氏体的再结晶，并且由此特别强烈地促进在扁钢产品中获得的贝氏体的结构细度。
通过合金元素C，Si，Mn，Ni，Cr和Mo的含量的适当组合，可以目的性地影响根据本发明的扁钢产品组织结构中的硬度，同时考虑到对于设定硬度来说决定性的冷却速率。为了实现高孔扩张率，设定相位组分的硬度使得其不会彼此偏离太大是中心目标。这里，混晶强化和析出物的形成都起到作用。
如上所述，根据本发明，贝氏体的特性在所实现的根据本发明的扁钢产品的机械性能的优化方面有着特别的意义。这里，通过使根据本发明的扁钢产品的结构中包含的贝氏体的硬度与总硬度相协调，尤其实现了根据本发明的扁钢产品的优异的孔扩张能力。
因此可以确保根据本发明的扁钢产品的组织结构中的特别均匀的硬度分布以及由此得到的满足最高要求的孔扩张能力，方法是将根据本发明的扁钢产品的钢的合金含量彼此相协调，使得对于根据下式计算的根据本发明的扁钢产品的组织结构中包含的贝氏体的理论硬度HvB，
(3)HvB＝-323+185％C+330％Si+153％Mn+65％Ni+144％Cr+191％Mo+(89+53％C-55％Si-22％Mn-10％Ni-20％Cr-33％Mo)*ln dT/dt
和根据下式计算的扁钢产品的理论总硬度Hv
(4)Hv＝XM*HvM+XB*HvB+XF*HvF
有下式成立：
|(Hv-HvB)/Hv|≤5％
其中根据下式计算扁钢产品结构中可能包含的马氏体的理论硬度HvM
(5)HvM＝127+949％C+27％Si+11％Mn+8％Ni+16％Cr+21*ln dT/dt，
并且根据下式计算扁钢产品结构中可能包含的铁素体HvF的理论硬度HvF
(6)HvF＝42+223％C+53％Si+30％Mn+12.6％Ni+7％Cr+19％Mo+(10-19％Si+4％Ni+8％Cr-130％V)*ln dT/dt
并且其中“％C”表示复相钢相应的C含量，“％Si”表示相应的Si含量，“％Mn”表示相应的Mn含量，“％Ni”表示相应的Ni含量，“％Cr”表示相应的Cr含量，“％Mo”表示相应的Mo含量以及“％V”表示相应的V含量，其分别以重量％给出，“ln dT/dt”是所谓的“t 8/5冷却速率”，即经过800-500℃温度范围的冷却的冷却速率的自然对数，用K/s给出，“XM”表示扁钢产品组织结构中马氏体的比例，“XB”表示贝氏体的比例以及“XF”表示铁素体的比例，分别以面积％给出。
比值(Hv-HvB)/Hv描述了理论总硬度和作为主导相的贝氏体硬度之间的硬度差异，因此表示根据本发明的扁钢产品组织结构中硬度分布的均匀性。通过使计算出的理论总硬度Hv与根据本发明的扁钢产品的组织结构中的计算理论硬度HvB在数值上相差至多5％，因此确保了在组织结构中存在均匀的硬度分布。以这种方式避免了不同硬度的相作为内部缺口，其会引发孔扩张的失败。总组织结构的硬度Hv越接近在根据本发明的扁钢产品的组织结构中占主导地位的贝氏体相的硬度HvB，即，硬度Hv与硬度HvB之间的偏差越小，根据本发明的扁钢产品在孔扩张期间的行为越好。
如果在扁钢产品的组织结构中存在铁素体时，对于根据前面已经提到的公式计算的扁钢产品的组织结构中包含的贝氏体的理论硬度HvB，
(3)HvB＝-323+185％C+330％Si+153％Mn+65％Ni+144％Cr+191％Mo+(89+53％C-55％Si-22％Mn-10％Ni-20％Cr-33％Mo)*ln dT/dt
和根据下式计算的扁钢产品的组织结构中含有的铁素体的理论硬度HvF
(6)HvF＝42+223％C+53％Si+30％Mn+12.6％Ni+7％Cr+19％Mo+(10-19％Si+4％Ni+8％Cr-130％V)*ln dT/dt
有下式成立时：
|(HvB-HvF)/HvF|≤35％，也可以达到相同目的，
这里“％C”表示相应的复相钢的C含量，“％Si”表示相应的Si含量，“％Mn”表示相应的Mn含量，“％Ni”表示相应的Ni含量，“％Cr”表示相应的Cr含量，“％Mo”表示相应的Mo含量以及“％V”表示相应的V含量，其分别以重量％给出，并且“ln dT/dt”表示所谓的“t 8/5冷却速率”的自然对数率，其以K/s为单位给出。
比值(HvB-HvF)/HvF描述了根据本发明的扁钢产品的组织结构中占主导地位的贝氏体相的理论硬度HvB与也可能存在于该组织结构中的铁素体相的理论硬度HvF之间的差异，其中铁素体作为较软的相，可以对相界处的潜在微裂纹产生显著影响。通过使根据本发明的钢的合金组分彼此协调，使得根据公式(3)计算的扁钢产品组织结构中包含的贝氏体的理论硬度HvB在数量上与根据公式(6)计算出的可能包含在钢结构中的铁素体理论硬度偏离最高35％，使得微裂纹起源于组织结构中包含的具有较高的强度差异的相的风险可以最小化。通过适当地协调合金组分的含量，以本发明的方式限制理论硬度HvB和HvF的偏差，可以在根据本发明的扁钢产品中确保在孔扩张行为方面优化的性能分布。
根据本发明，根据本发明得到的扁钢产品可以通过完成至少根据本发明的以下工作步骤来制造：
a)熔化钢，其包括(以重量％计)C：0.01-0.1％，Si：0.1-0.45％，Mn：1-2.5％，Al：0.005-0.05％，Cr：0.5-1％，Mo：0.05-0.15％，Nb：0.01-0.1％，Ti：0.05-0.2％，N：0.001-0.009％，P：小于0.02％，S：小于0.005％，Cu：最多0.1％，Mg：最多0.0005％，O：最多0.01％，并且分别选择性的一种或多种来自“Ni，B，V，Ca，Zr，Ta，W，稀土金属，Co”的元素，其余为铁以及不可避免的杂质，其中对于“Ni，B，V，Ca，Zr，Ta，W，稀土金属，Co”组中选择性添加的元素的含量有以下规定，即Ni含量最高为1％，B含量最高为0.005％，V含量最高为0.3％，Ca含量最高为0.0005-0.005％，Zr，Ta和W含量总计最高为2％，稀土金属含量为0.0005-0.05％，Co的含量最高为1％，其中复相钢的Ti，Nb，N，C和S含量满足以下条件：
(1)％Ti>(48/14)％N+(48/32)％S
(2)％Nb<(93/12)％C+(45/14)％N+(45/32)％S
其中％Ti：相应的Ti含量，
％Nb：相应的Nb含量，
％N：相应的N含量，
％C：相应的C含量，
％S：相应的S含量，其中％S也可以是“0”；
b)浇铸熔体以形成预制产品；
c)将预制产品加热至1100-1300℃的预热温度；
d)热轧预制产品以形成热轧带材，
-其中，热轧开始时预制产品的轧制开始温度WAT为1000-1250℃，成品热轧带材的轧制最终温度WET为800-950℃，并且
-其中热轧在RLT-RST温度范围内进行，压下率d0/d1至少为1.5，
-其中d0表示在热轧带材在温度范围RLT-RST中的轧制开始之前的起始厚度d0，并且d1表示在RLT-RST温度范围内的轧制后的热轧带材的厚度，并且
-其中
如果压下率d0/d1≤2，则温度为RLT＝Tnr+50℃，
如果压下率d0/d1＞2，则温度为RLT＝Tnr+100℃，
如果压下率d0/d1≥2，则温度为RST＝Tnr-50℃，
如果压下率d0/d1＜2，则温度为RST＝Tnr-100℃，
非再结晶温度用Tnr表示，其计算如下：
(7)Tnr[℃]＝174*log{％Nb*(％C+12/14％N)}+1444
其中％Nb：相应的Nb含量，
％C：相应的C含量，
％N：相应的N含量；
e)以大于15K/s的冷却速率将完成热轧的热轧带材冷却至350-600℃的卷取温度HT；
f)将冷却到卷取温度HT的热轧带材卷绕成卷并冷卷材形式的热轧带材。
在其中发生相变的冷却阶段之前作为工作步骤d)进行的热机械热轧工艺对于根据本发明所追求的、在根据本发明生产的扁钢产品中形成贝氏体结构来说有特别的意义。这里热机械轧制的目的是在相变之前直接产生尽可能多的成核位点作为晶体重整的起始点。为此，必须抑制在钢的Ac3温度以上的轧制过程中奥氏体的重结晶。
在第一步中，板坯的铸造结构应在热轧过程中破碎并转变为重结晶奥氏体结构。取决于可用的热轧设备，该第一步可以考虑到这里提到的条件在传统预轧的意义上进行。这里，在需要的情况下，第一轧制步骤也可以具有多于一个的热轧道次。重要的是，在第一轧制步骤或预轧制过程中，仍然完全进行重结晶并且不会阻碍重结晶。
在热轧完成阶段中这样进行后续轧制道次，使得持续更强烈地抑制重结晶。这主要是通过添加的合金元素的析出而进行的，这对重结晶边界产生直接影响。为此，将RLT(重结晶极限温度)定义作为静态重结晶仍然可以达到最大95％，或者5％的组织结构不再能重结晶的最低温度，并将RST(重结晶停止温度)定义作为将静态重结晶抑制到至少95％的最高温度，即95％的组织结构不再能重结晶的最高温度。根据定义，RLT和RST总是高于钢的Ac3温度，其中RST是奥氏体晶粒薄饼化过程开始的最低温度。在组织结构约30％的重结晶能力下，所谓的非重结晶温度(Tnr)，在技术术语中也称为“薄饼化温度”，在RLT和RST温度之间。
这里，用“Tnr”表示完全静态重结晶受到很大抑制，只有30％的比例仍可重结晶的温度。这是调整得到薄饼结构所必需的。如果通过重结晶或复原不再发生这种“部分软化(fractional softening)”，则在热轧过程中晶粒仅被强烈拉伸。
在组织结构仅具有部分再结晶能力时，可以形成最多的潜在成核位点。通过在低于RST的温度下成型，虽然产生了非常多位错的奥氏体作为转变的基础，但是拉伸的晶粒的表面成比例地小并且仅有相对较少的晶界可用。相反，通过在尽可能接近Tnr温度的温度下成型，拉伸的晶粒被部分地展平并形成新的晶界，产生了所谓的薄饼结构。然而，许多位错仍然保留，使得更多数量的晶界和多位错的奥氏体可用作转化的成核位点。
这里，在Tnr的温度条件下的成型必须足够大以实现期望的效果。因此，本发明规定，定义为起始厚度d0和端部厚度d1的比例的压下率比率d0/d1在Tnr下应该至少为1.5。当在Tnr温度中的压下率d0/d1大致为2时，获得优化的薄饼结构。
如果在整个防止重结晶的温度范围RLT-RST中实现的厚度减小给出大于6的压下率d0/d1，则还有助于热机械轧制的优化结果。
为了在RLT-RST温度范围内有足够的温度跨度进行热机械轧制，已证明热轧开始温度WAT和热轧最终温度WET之间的差值WAT-WET超过150℃时，尤其是至少155℃时是有利的。
在热轧结束和卷绕开始之间的冷却的冷却速率应至少为15K/s，尤其是高于15K/s，优选高于25K/s，特别是大于40K/s。以如此高的冷却速度，还可以在常规热轧生产线上在此处可用的冷却路径内进行冷却，使得根据本发明所需的大部分为贝氏体的组织结构设置在热轧扁钢产品中。因此，考虑到根据本发明的规定，可以在通常10秒的可用的强烈冷却时间内实现完全的贝氏体转变，同时形成精细的组织结构。
如上所述，由于其能够在高温范围内形成细小的沉淀物的特性，Nb是重结晶延迟的最有效元素之一。因此，通过目的性添加Nb，可以影响所述的温度边界，特别是Tnr的位置。同时，通过形成析出物，Nb也非常有效地延迟相变(所谓的溶质拖曳效应，solute drageffect)。贝氏体铁素体的碳饱和度为0.02-0.025％，这意味着，按化学计量来看，用于形成析出物的碳与所要求的碳化物形成物合金范围处于接近最佳的比率。
卷取温度HT为至少350℃。更低的卷取温度值将导致所获得的热轧扁钢产品的组织结构中不希望的更高比例的马氏体。同时，卷取温度限制在最高600℃，因为更高的卷取温度将导致类似的不希望的铁素体和珍珠岩份额的产生。
当热轧最终温度WET低于870℃时，已证明有利的是将卷取温度HT设定为350-460℃。通过这种方式防止了组织结构中铁素体比例，以及因此铁素体和贝氏体的混合组织结构的比例急剧增加。这种混合组织结构会对孔扩张性能产生负面影响。因此需要尽可能均匀的贝氏体结构。
相反，在热轧最终温度WET为870-950℃时，卷取温度HT可以在根据本发明设定的整个范围内选择，其中已经显示出350-550℃的卷取温度特别有效。
为了保护根据本发明生产的扁钢产品免受腐蚀或其他天气影响，可以设置通过热浸涂覆施加的Zn基金属保护涂层。为此，如上所述，有利的是以上面已经说明的方式设定扁钢产品所包含的钢的Si含量。
具体实施方式
下面借助于实施例更详细地解释本发明。
表1中所示的钢熔体A-M已经熔化，其中熔体D-G根据本发明合金化，而熔体A-C和H-M不是根据本发明的。
从钢熔体A-M分别连续铸造生产传统的板坯。
用这些板坯进行了34次试验。
在1000-1300℃的温度范围中的完全加热后使板坯以热轧开始温度WAT进入热轧阶段。
在热轧阶段中，从板坯轧制的热轧带材经过热机械轧制，其中在RLT-RST温度范围内以总压下率d0/d1总变形，其中在非重结晶温度Tnr下分别保持压下率为d0/d1Tnr。
热轧在热轧最终温度WET下结束。以该温度WET从热轧阶段出来的热轧带材以冷却速率t8/5冷却到相应的卷取温度HT，然后卷绕成卷材，在卷材中将其冷却到室温。
在表2中给出了试验1-34分别使用的钢A-M，热轧开始温度WAT，热轧终轧温度WET，根据公式(7)为3mm厚的金属板计算的非重结晶温度Tnr，各个相应钢的Ac3温度，贝氏体起始温度Bs，其借助于以下公式为3mm厚的金属板计算得出
(8)Bs＝830-270％C-37％Ni-90％Mn-70％Cr-83％Mo，
其中％C＝相应的C含量，
％Ni＝钢相应的Ni含量，
％Mn＝钢相应的Mn含量，
％Cr＝钢相应的Cr含量，
％Mo＝钢相应的Mo含量，
压下率d0/d1总，压下率d0/d1Tnr，冷却速率t8/5和卷取温度HT。
研究在试验1-34中获得的热轧钢带的组织结构。这里确定的组织结构组分贝氏体“B”，铁素体“F”，马氏体“M”，渗碳体“Z”和残余奥氏体“RA”以及根据式(3)计算出的贝氏体硬度“HvB”，根据式(6)计算出的铁素体硬度“HvF”，根据式(5)计算出的马氏体硬度“HvM”，根据式(4)计算出的总硬度“Hv”，比值“|(Hv)-HvB)/Hv|”的值以及比值“|(HvB-HvF)/HvF|”的值在表3中给出。
对于在试验1-34中获得的热轧钢带，在表4中给出了分别在相应的热轧钢带的纵向和横向上的屈服极限Rp0.2，上屈服强度ReH，下屈服强度ReL，抗拉强度Rm和伸长率A80，分别根据DIN EN ISO 6892：2014测定。另外，对于每个测试结果，给出基于ISO 16630：2009的规定并且根据上面已经概述的方法的标准确定的孔扩张率LA。
试验表明，例如在钢F中，由碳化物和碳氮化物所结合的碳的比例大约为0.046％，由此接近最佳地利用了0.048％的碳供应。这里考虑的相是例如TiN，Nb(C，N)，Cr3C2，Mo2C和TiC。由此实现了贝氏体铁素体几乎完全碳饱和，并且因此实现了贝氏体铁素体的强度的最大化，同时具有最佳的其他特性。
可以看到，如果该组织结构以根据本发明的方式主要是贝氏体，差值“|(Hv-HvB)/Hv|”设定在小于5％，并且满足了机械性能Rp0.2，Rm和A80所要求的值，则在表3中示出的比值“|(Hv-HvB)/Hv|”的值，与表4中所示的孔扩张率LA的值很好地相关。
同样地，实施例表明在将差值|(HvB-HvF)/HvF|合适协调至低于35％的值时，可实现良好的孔扩张。
试验27和28的结果还表明，通过将N含量设定至0.003-0.006重量％的含量，可以实现伸长率的改善(例如与试验22和23的结果相比)。
此外还值得注意的是，对于根据本发明的测试结果，没有发现显著的上和下屈服极限。
Figure BDA0002139163910000241
Figure BDA0002139163910000251
Figure BDA0002139163910000261
Figure BDA0002139163910000271
Figure BDA0002139163910000281
Figure BDA0002139163910000291
Figure BDA0002139163910000301

Claims (15)

1.由复相钢制成的热轧扁钢产品，
-其中所述扁钢产品具有至少60％的孔扩张率，至少660MPa的屈服强度Rp0.2，至少为760MPa的拉伸强度Rm，和至少10％的断裂伸长率A80，
-其中所述复相钢包括(以重量％计)
C：0.01-0.1％，
Si：0.1-0.45％，
Mn：1-2.5％，
Al：0.005-0.05％，
Cr：0.6-1％，
Mo：0.05-0.15％，
Nb：0.045-0.1％，
Ti：0.05-0.2％，
N：0.001-0.009％，
P：小于0.02％，
S：小于0.005％，
Cu：最高0.1％
Mg：最高0.0005％，
O：最高0.01％，
分别任选地具有一种元素或多种来自“Ni，B，V，Ca，Zr，Ta，W，稀土金属，Co”组的元素，具有以下规定
Ni：最多1％，
B：最多0.005％，
V：最多0.3％，
Ca：0.0005-0.005％，
Zr，Ta，W：总计最多2％，
稀土金属：0.0005-0.05％，
Co：最多1％，
其余的铁和生产所限不可避免的杂质，
-其中复相钢的Ti，Nb，N，C和S含量满足下列条件：
(1)％Ti>(48/14)％N+(48/32)％S
(2)％Nb<(93/12)％C+(45/14)％N+(45/32)％S
其中％Ti：相应的Ti含量，
％Nb：相应的Nb含量，
％N：相应的N含量，
％C：相应的C含量，
％S：相应的S含量，其中％S也可以是“0”，
-其中所述扁钢产品的组织结构由至少80面积％的贝氏体，小于15面积％的铁素体，小于15面积％的马氏体，小于5面积％的渗碳体和小于5的体积％残留奥氏体组成。
2.根据权利要求1所述的扁钢产品，其特征在于，由根据本发明的钢的Ti含量％Ti和N含量％N形成的％Ti/％N比例设定为％Ti/％N＞3.42。
3.根据前述权利要求中任意一项所述的扁钢产品，其特征在于，对于根据下式计算的所述扁钢产品的组织结构中包含的贝氏体的理论硬度HvB，
(3)HvB＝-323+185％C+330％Si+153％Mn+65％Ni+144％Cr+191％Mo+(89+53％C-55％Si-22％Mn-10％Ni-20％Cr-33％Mo)*ln dT/dt
和根据下式计算的所述扁钢产品的理论总硬度Hv
(4)Hv＝XM*HvM+XB*HvB+XF*HvF
有下式成立：
|(Hv-HvB)/Hv|≤5％
其中
(5)HvM＝127+949％C+27％Si+11％Mn+8％Ni+16％Cr+21*ln dT/dt，
(6)HvF＝42+223％C+53％Si+30％Mn+12.6％Ni+7％Cr+19％Mo+(10-19％Si+4％Ni+8％Cr-130％V)*ln dT/dt
并且其中％C：复相钢相应的C含量；
％Si：复相钢相应的Si含量；
％Mn：复相钢相应的Mn含量；
％Ni：复相钢相应的Ni含量；
％Cr：复相钢相应的Cr含量；
％Mo：复相钢相应的Mo含量；
％V：复相钢相应的V含量；
ln dT/dt：t 8/5冷却速率的自然对数，单位为K/s
XM：扁钢产品组织结构中面积％为单位的马氏体比例；
XB：扁钢产品组织结构中面积％为单位的贝氏体比例；
XF：扁钢产品组织结构中面积％为单位的铁素体比例。
4.根据前述权利要求中任意一项所述的扁钢产品，其特征在于，
在扁钢产品的组织结构中存在铁素体时，对于根据下式计算的所述扁钢产品的组织结构中包含的贝氏体的理论硬度HvB，
(3)HvB＝-323+185％C+330％Si+153％Mn+65％Ni+144％Cr+191％Mo+(89+53％C-55％Si-22％Mn-10％Ni-20％Cr-33％Mo)*ln dT/dt
和根据下式计算的所述扁钢产品的组织结构中含有的铁素体的理论硬度HvF
(6)HvF＝42+223％C+53％Si+30％Mn+12.6％Ni+7％Cr+19％Mo+(10-19％Si+4％Ni+8％Cr-130％V)*ln dT/dt
有下式成立：
|(HvB-HvF)/HvF|≤35％，
其中％C：复相钢相应的C含量；
％Si：复相钢相应的Si含量；
％Mn：复相钢相应的Mn含量；
％Ni：复相钢相应的Ni含量；
％Cr：复相钢相应的Cr含量；
％Mo：复相钢相应的Mo含量；
％V：复相钢相应的V含量；
ln dT/dt：t 8/5冷却速率的自然对数，单位为K/s。
5.根据前述权利要求中任意一项所述的扁钢产品，其特征在于，其C含量为至少0.04重量％，或者最高0.06重量％。
6.根据前述权利要求中任意一项所述的扁钢产品，其特征在于，其Cr含量为最高0.8重量％。
7.根据前述权利要求中任意一项所述的扁钢产品，其特征在于，其Nb含量为最高0.06重量％。
8.根据前述权利要求中任意一项所述的扁钢产品，其特征在于，其Ti含量限制在至少0.1重量％，或者最高0.13重量％。
9.根据前述权利要求中任意一项所述的扁钢产品，其特征在于，设置通过热浸涂覆施加的Zn基金属保护涂层。
10.用于生产根据前述权利要求中任意一项所得到的扁钢产品的方法，所述方法包括以下工作步骤：
a)熔化钢，其包括(以重量％计)C：0.01-0.1％，Si：0.1-0.45％，Mn：1-2.5％，Al：0.005-0.05％，Cr：0.6-1％，Mo：0.05-0.15％，Nb：0.045-0.1％，Ti：0.05-0.2％，N：0.001-0.009％，P：小于0.02％，S：小于0.005％，Cu：最多0.1％，Mg：最多0.0005％，O：最多0.01％，并且分别选择性的一种或多种来自“Ni，B，V，Ca，Zr，Ta，W，稀土金属，Co”的元素，其余为铁以及不可避免的杂质，其中对于“Ni，B，V，Ca，Zr，Ta，W，稀土金属，Co”组中选择性添加的元素的含量有以下规定，即Ni含量最高为1％，B含量最高为0.005％，V含量最高为0.3％，Ca含量最高为0.0005-0.005％，Zr，Ta和W含量总计最高为2％，稀土金属含量为0.0005-0.05％，Co的含量最高为1％，其中复相钢的Ti，Nb，N，C和S含量满足以下条件：
(1)％Ti＞(48/14)％N+(48/32)％S
(2)％Nb＜(93/12)％C+(45/14)％N+(45/32)％S
其中％Ti：相应的Ti含量，
％Nb：相应的Nb含量，
％N：相应的N含量，
％C：相应的C含量，
％S：相应的S含量，其中％S也可以是“0”；
b)浇铸熔体以形成预制产品；
c)将预制产品加热至1100-1300℃的预热温度；
d)热轧预制产品以形成热轧带材，
-其中，热轧开始时预制产品的轧制开始温度WAT为1000-1250℃，成品热轧带材的轧制最终温度WET为800-950℃，并且
-其中热轧在RLT-RST温度范围内进行，压下率d0/d1至少为1.5，
-其中d0表示在热轧带材在温度范围RLT-RST中的轧制开始之前的起始厚度d0，并且d1表示在RLT-RST温度范围内的轧制后的热轧带材的厚度，并且
-其中
如果压下率d0/d1≤2，则温度为RLT＝Tnr+50℃，
如果压下率d0/d1＞2，则温度为RLT＝Tnr+100℃，
如果压下率d0/d1≥2，则温度为RST＝Tnr-50℃，
如果压下率d0/d1＜2，则温度为RST＝Tnr-100℃，
非再结晶温度用Tnr表示，其计算如下：
(7)Tnr[℃]＝174*log{％Nb*(％C+12/14％N)}+1444
其中％Nb：相应的Nb含量，
％C：相应的C含量，
％N：相应的N含量；
e)以大于15K/s的冷却速率将完成热轧的热轧带材冷却至350-600℃的卷取温度HT；
f)将冷却到到卷取温度HT的热轧带材卷绕成卷并冷却卷材形式的热轧带材。
11.根据权利要求10所述的方法，其特征在于，在工作步骤d)中，在RLT-RST温度范围内的辊轧中的压下率d0/d1至少为2。
12.根据权利要求11所述的方法，其特征在于，在工作步骤d)中，通过在RLT-RST温度范围内的辊轧总体所实现的压下率d0/d1至少为6。
13.根据权利要求10或11所述的方法，其特征在于，在工作步骤e)中，冷却速率大于25K/s。
14.根据权利要求10至12中任意一项所述的方法，其特征在于，当热轧最终温度WET低于870℃时，卷取温度HT为350-460℃。
15.根据权利要求10至12中任意一项所述的方法，其特征在于，当热轧最终温度WET至少为870℃时，卷取温度HT为350-550℃。
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Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112575267A (zh) * 2019-09-27 2021-03-30 宝山钢铁股份有限公司 一种高扩孔复相钢及其制造方法
BR112022011738A2 (pt) * 2019-12-20 2022-08-30 Tata Steel Ijmuiden Bv Tira de aço laminada a quente de alta resistência que tem alta taxa de expansão de furos
CN113122769B (zh) * 2019-12-31 2022-06-28 宝山钢铁股份有限公司 低硅低碳当量吉帕级复相钢板/钢带及其制造方法
CN111411295B (zh) * 2020-03-24 2021-06-15 首钢集团有限公司 一种多相钢构件及其制备方法、应用
WO2021213647A1 (de) * 2020-04-22 2021-10-28 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
CN111500940B (zh) * 2020-06-08 2020-10-16 南京工程学院 具有抑制摩擦火花特性的合金钢锻造制动盘及其制造方法
CN114107797A (zh) * 2020-08-31 2022-03-01 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级贝氏体析出强化型高扩孔钢及其制造方法
EP3964591A1 (de) * 2020-09-07 2022-03-09 ThyssenKrupp Steel Europe AG Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts
EP4234742A1 (en) * 2021-01-12 2023-08-30 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
CN113481436A (zh) * 2021-06-29 2021-10-08 鞍钢股份有限公司 一种800MPa级热轧复相钢及其生产方法
CN115110004B (zh) * 2022-07-20 2023-10-24 武汉科技大学 一种超高冲击韧性中碳贝氏体钢及其热处理方法
CN116219279B (zh) * 2022-12-23 2024-04-16 鞍钢股份有限公司 一种高强度高韧性核反应堆安全壳用钢及其制造方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4114521B2 (ja) * 2002-12-04 2008-07-09 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2004232708A (ja) 2003-01-29 2004-08-19 Toyo Tire & Rubber Co Ltd 液体封入式防振装置
TWI248977B (en) 2003-06-26 2006-02-11 Nippon Steel Corp High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same
US8038809B2 (en) 2005-03-28 2011-10-18 Kobe Steel, Ltd. High strength hot rolled steel sheet excellent in bore expanding workability and method for production thereof
JP3889765B2 (ja) * 2005-03-28 2007-03-07 株式会社神戸製鋼所 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5194878B2 (ja) 2007-04-13 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4978741B2 (ja) * 2010-05-31 2012-07-18 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5812115B2 (ja) * 2011-12-27 2015-11-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力熱延鋼板及びその製造方法
EP2690183B1 (de) * 2012-07-27 2017-06-28 ThyssenKrupp Steel Europe AG Warmgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
DE102013009232A1 (de) 2013-05-28 2014-12-04 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Bauteils durch Warmumformen eines Vorproduktes aus Stahl
PL3305935T3 (pl) * 2014-03-25 2019-11-29 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Płaski produkt stalowy o wysokiej wytrzymałości i zastosowanie płaskiego produktu stalowego o wysokiej wytrzymałości
WO2016005780A1 (fr) * 2014-07-11 2016-01-14 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à chaud et procédé de fabrication associé
DE102014017274A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
KR101630975B1 (ko) * 2014-12-05 2016-06-16 주식회사 포스코 구멍 확장성이 우수한 고항복비형 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
JP6252692B2 (ja) * 2015-07-27 2017-12-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN108913991B (zh) * 2018-06-20 2020-07-03 武汉钢铁有限公司 具有良好扩孔性能980MPa级冷轧复相钢及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
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JP2020507007A (ja) 2020-03-05
JP7216002B2 (ja) 2023-01-31
US11220721B2 (en) 2022-01-11
KR20190110562A (ko) 2019-09-30
CN110291215A (zh) 2019-09-27
US20190338384A1 (en) 2019-11-07
KR102500776B1 (ko) 2023-02-17
CA3051157A1 (en) 2018-07-26
WO2018134186A1 (de) 2018-07-26
MX2019008649A (es) 2019-12-16
ES2906276T3 (es) 2022-04-18
EP3571324B1 (de) 2021-11-03

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