CN110295317A - 用于深冲应用的冷轧扁钢产品及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种用于深冲应用的冷轧扁钢产品，由钢构成，其除铁和无法避免杂质外还包含C：0.008‑0.1％，Al：6.5‑12％，Nb：0.1‑0.2％，Ti：0.15‑0.5％，P：最高0.1％，S：最高0.03％，N：最高0.1％和可选地以下一个或多个元素：Mn：最高1％，稀土金属：最高0.2％，Si：最高2％，Zr：最高1％，V：最高1％，W：最高1％，Mo：最高1％，Cr：最高3％，Co：最高1％，Ni：最高2％，B：最高0.1％，Cu：最高3％，Ca：最高0.015％。Ti含量％与Nb含量％的比率％Ti/％Nb为2.5≥％Ti/％Nb≥1.5。本发明还涉及制造扁钢产品的方法。

Description

用于深冲应用的冷轧扁钢产品及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种用于深冲应用的冷轧扁钢产品，其作为密度降低的结果具有减轻的重量，同时结合有优化的机械性能及优化的可成形性。本发明同样涉及一种制造此类扁钢产品的方法。
背景技术
这里提及的扁钢产品指的是通过轧制操作获得的钢带以及由此获得的钢板、钢坯、预切件等。
如果这里结合合金化方法给出了有关合金元素含量的数值的话，除非特别明确指出，其涉及重量。
特别是对于用于机动车辆结构领域中的扁钢产品来说，对于减轻重量以及改善相应机动车辆固有频率的一般目标来说，不仅强度与可成形性比率而且诸如硬度和密度的物理特性也是特别重要的。对于钢来说通过向合金添加更多的轻量Al成分，可以实现明显的密度最小化以及重量最小化。此外对于足够高的Al含量来说，发生初级相(K态)或Fe3Al(D03)级相，并且这些具有颗粒硬化、强度增强以及延展性降低的效果。
具有此类高Al含量的铁素体Fe-Al钢的应用相关优点这里面对制造与加工的困难。从而，实际经验显示由此类钢制造的热钢带中的未再结晶带芯区域必须被减少，因为不然会在热钢带的冷轧以及裁剪期间发生困难。此外，为了避免由不适合的冷带纹理(texture)引起的各向异性冷带性能，现有技术中需要复杂的操作。此类各向异性由低r和n值表征，并且意味着断裂处的低伸长度。这导致了由具有高Al含量的Fe-Al钢制成的冷轧扁钢产品有问题的成形与加工特性。
上面总结的问题随着Al含量的增加而增加，因此限制了至今可实现的密度降低。因此行业中考虑含铝的深冲钢壳可含有以重量计最高6.5％的Al(参见U.Brüx"Eisen-Aluminium-"[Deep-drawable lightweightiron-aluminum steels],Konstruktion,2002年4月4日)。
发明内容
考虑到上面提及的现有技术背景，本发明的目的在于提供一种扁钢产品，其重量明显降低，并且具有用于成形的优化适应性以及同样优化的机械性能。
此外，将提出一种用于制造此类扁钢产品的方法。
根据本发明，有关冷轧扁钢产品的目的是通过提供具有权利要求1所述特征的产品而实现的。
解决上述问题的本发明方法解决方案是执行用于制造本发明扁钢产品的权利要求10中规定的步骤。
本发明的优选配置在从属权利要求中列明，并且在下文中具体阐明。
本发明用于深冲应用的冷轧扁钢产品由钢构成，其除了包含铁和无法避免的杂质之外，(以重量百分比计)还包含C：0.008％-0.1％，Al：6.5％-12％，Nb：0.1％-0.2％，Ti：0.15％-0.5％，P：最高达0.1％，S：最高达0.03％，N：最高达0.1％，以及可选地来自组“Mn，Si，稀土金属，Mo，Cr，Zr，V，W，Co，Ni，B，Cu，Ca，N”的一个或多个元素，其中Mn：最高达1％，稀土金属：最高达0.2％，Si：最高达2％，Zr：最高达1％，V：最高达1％，W：最高达1％，Mo：最高达1％，Cr：最高达3％，Co：最高达1％，Ni：最高达2％，B：最高达0.1％，Cu：最高达3％，Ca：最高达0.015％。Ti含量％Ti与Nb含量％Nb的比率％Ti/％Nb为：
2.5≥％Ti/％Nb≥1.5，
特别地，
2.2≥％Ti/％Nb≥1.8。
在根据本发明设想的用于本发明扁钢产品的合金化方法中，除了铁之外，仅仅Al、钛和铌是必有成分。
本发明的冷轧钢带具有至少1.3的r值，并且本发明的扁钢产品通常具有大于1.3的r值。高r值代表本发明冷轧扁钢产品优良的可深冲性，因为随着r值增加深冲期间变薄的倾向将降低，伴随着能够实现更高级别的深冲。否则将在变薄处存在组件故障的风险。
本发明的冷轧扁钢产品不仅具有高r值，还实现了通常超过18％的伸长度A50。在优化加工条件下制造的本发明的扁钢产品具有25％或更高的伸长度A50。
同时，本发明扁钢产品微结构的特有特征是，其是完全铁素体并且基本上没有κ-碳化物(Fe-Al-C碳化物)。相应地，本发明扁钢产品的κ-碳化物含量按体积比为0％(完全无κ-碳化物的状态)至最多0.1％。最小化的κ-碳化物含量确保了本发明扁钢产品可靠的加工。
具有根据本发明组分的扁钢产品的另一特征是其微结构中的晶粒是自然球雏晶(globulitic)。同时，沿轧制方向的颗粒长度与沿带横向方向的颗粒宽度之间的比率通常小于1.5，特别地小于1.2。换句话说，晶粒的长度最大比其宽度大50％，特别地不超过20％。
对于必有成分，本发明的钢可以包含多种其他合金元素以便具有特别属性。用于此目的的有用元素可总结为组“Mn，Si，稀土金属，Mo，Cr，Zr，V，W，Co，Ni，B，Cu，Ca，N”。每个可选添加的合金元素可以存在于或完全缺失于本发明的钢中，并且当具体元素以无用的量存在于本发明的扁钢产品中并且进而可以等同于制造过程中无法避免的杂质时，其也应当被认为是“缺失”。
铝以按重量百分比计6.5％-12％的含量存在于本发明的钢中，对于期望的密度降低来说Al含量有利地高于以重量百分比计6.8％。本发明扁钢产品的典型Al含量以重量百分比计在6.5％-10％的范围内，特别地在6.8％-9％的范围内。高Al成分的存在降低了钢的密度，并且明显改善了其抗腐蚀性和抗氧化性。同时，此含量中的Al增强了抗拉强度。然而，过高含量的Al会导致成形特性的劣化，表现为r值降低。为了最小化Al的不利影响，因此Al含量被限制为以重量百分比计最大值为12％。当在本发明的钢中存在以重量百分比计6.5-10％的Al时特别是以重量百分比计为至少6.8％的Al时，建立起降低的密度和可加工性之间的优化比率。
本发明钢中的C含量被限制为以重量百分比计至多0.1％，C含量优选为以重量百分比计0.015-0.05％，特别优选为以重量百分比计0.008-0.05％。以重量百分比计高于0.1％的C含量可以引起在颗粒边界处的不需要的脆性kappa碳化物(“κ-碳化物”)的形成，并且因此导致热和冷可成形性能的降低。
对本发明的钢来说避免形成κ-碳化物(Fe-Al-C化合物)尤为重要。在高温下加工普通钢过程中的热处理期间，κ-碳化物在早期在颗粒边界处形成，并且引起材料脆化。添加在本发明要求范围内的碳化物形成合金元素设定了非常低的自由C含量，并且因此基本上避免了κ-碳化物的形成。
为此目的，在本发明的钢中，主要存在以重量百分比计0.15％-0.5％的Ti和以重量百分比计0.1-0.2％的Nb。同时，当Ti含量以重量百分比计为0.15-0.3％时，可以操作上特别可靠的方式利用Ti的作用。当存在于本发明钢中的Nb以重量百分比计为0.1-0.15％时，这同样适用于Nb。同时，相应的Ti和Nb含量必须被调节，从而他们满足根据本发明规定的这些成分比率的条件。满足这些要求的Ti和Nb含量在本发明的钢中带来了细分散的Ti和Nb碳化物的形成，该Ti和Nb碳化物促进了精细微结构的形成，该精细微结构促进了扁钢产品的可成形性。同时，自由碳被约束，否则自由碳将导致Fe-Al-C碳化物的形成，其妨碍可成形性能，并且增加了脆化风险。然而在过高Ti和Nb含量的情形中，这些元素不需要的沉积会形成在钢中，这会导致韧性和可成形性能的降低。
V、Zr和W同样是有效的碳化物形成体，并且每个可以具有以重量百分比计高达1％的含量，辅助根据本发明设想的必有成分Nb和Ti的作用。当V、Zr和W每个的含量被限制为以重量百分比计最高达0.5％特别是0.3％时，V、Zr和W的作用可以特别目标导向的方式加以利用。
添加以重量百分比计最高达1％特别是最高达0.5％的Mn成分可以改善本发明钢的热可成形性和可焊接性。此外，Mn促进熔化过程中的脱氧，并且有助于增加钢的强度。当Mn含量以重量百分比计为0.05％-0.5％时，Mn的这些积极效果可以特别有效的方式加以利用。
本发明钢中的Mo含量以重量百分比计可以最高达1％。Mo同样形成碳化物，并且有助于增加本发明扁钢产品的抗拉强度、抗蠕变性和耐疲劳性。由Mo和C形成的碳化物是特别精细的，因此改善了本发明扁钢产品微结构的精细度。然而，高含量的Mo使热和冷可成形性能变差。为了以特别可靠的方式避免此点，可选存在于本发明钢中的Mo含量可以被限制为以重量百分比计0.5％。
为了避免硫和磷对根据本发明加工的钢性能的不利影响，S含量被限制为以重量百分比计最大值为0.03％，优选最大值为0.01％，并且P含量被限制为以重量百分比计最大值为0.1％，优选最大值为0.05％。
本发明扁钢产品的N含量被限制为以重量百分比计不超过0.1％，特别地不超过0.02％，优选不超过0.001％，以便避免任何大量的Al氮化物的形成。不然这将使机械性能变差。
存在以重量百分比计高达0.2％的稀土金属有助于改善本发明扁钢产品的抗氧化性并且增加强度。同时，稀土金属成分具有脱硫和脱氧作用。由相应稀土金属形成的氧化物此外具有晶粒细化作用，并且促进用于改良技术性能的积极纹理选择。适当的稀土金属特别是Ce和La。当稀土金属的含量在以重量百分比计最高达0.05％的范围内时，本发明钢中的稀土金属的积极效果可以特别目标导向的方式加以利用。
原则上，每种情形中通过元素Ti、Nb、V、Zr、W、Mo中一个或多个的存在形成的碳化物有助于本发明钢强度的增加。
含量以重量百分比计最高达2％特别是最高达0.5％的Si同样促进了熔化过程中的脱氧并且增加了本发明钢的强度和抗腐蚀性。然而，对于过高含量的情形，Si的存在降低了钢的延展性以及其对于焊接的适应性。本发明钢的典型Si含量以重量百分比计在0.1-0.5％的范围内，特别是在0.1-0.2％的范围内。
含量以重量百分比计最高达3％的Cr的添加还可以结合本发明钢中存在的碳以形成碳化物。同时，Cr的存在增加了抗腐蚀性。当存在的Cr的含量以重量百分比计最高达1％特别是最高达0.5％时，可以特别有目的的方式实现本发明钢中Cr的有利特性。
为了避免再结晶温度升高，本发明钢的Co含量被限制为以重量百分比计最大值为1％，特别是最大值为0.5％，优选最大值为0.3％。含量以重量百分比计最高达2％特别是最高达1％的镍同样有助于本发明钢的强度与韧性的增加。此外，Ni增加了抗腐蚀性并且降低了本发明钢微结构中主铁氧体的比例。在含量以重量百分比计最高达0.5％时，Ni可以特别可行的方式在本发明的钢中加以利用。
B的添加同样导致精细微结构的形成，精细微结构促进本发明钢的可成形性。然而，过高的B含量会损害冷可成形性以及抗氧化性。因此，本发明钢的B含量以重量百分比计被限制为0.1％，特别地最高达0.01％，优选为最高达0.005％。
以重量百分比计最高达3％的Cu改善了本发明钢中的抗腐蚀性，但是在更高含量的情况下也会劣化热可成形性和可焊接性。因此如果存在的话，本发明可行配置的Cu含量以重量百分比计被限制为至多1％，特别地至多0.5％。
在本发明的钢中，按重量百分比计最高达0.015％特别是最高达0.005％或0.003％的Ca含量结合可能降低抗腐蚀性的硫。
在本发明的冷轧扁钢产品的制造过程中，根据本发明执行以下步骤：
-按照上面给出的细节熔化具有根据本发明组分的钢熔融物。
-浇铸钢熔融物以形成预制件，例如块、板坯、薄板坯或铸钢带。这里已经发现特别有利的方法用来进行浇铸以形成接近最终尺寸的铸钢带。为此目的可以使用已知的传统铸造设备进行接近最终尺寸的铸造。其一个示例是“双辊钢带铸造机”。由于该方法利用同时移动的永久模具，因此在永久模具和凝固钢带壳之间没有相对移动。这样，这些方法在没有铸造粉末的情况下工作，并且因此原则上具有对制造用于生产本发明扁钢产品的初步材料的良好适应性。钢带铸造的另一积极因素是，浇铸钢带最多在其被冷却之前经受低机械应力，从而在高温范围内形成裂纹的风险被最小化。
在融化根据本发明浇铸的钢熔融物过程中，在最后添加合金和浇注之间应当经过至少约15分钟的等待时间，以便确保钢熔融物的良好混合。典型的浇注温度在约1590℃的范围内。
通过实际测试，显示出本发明的钢还可以被浇铸成块，其随后可以被辊压以通过初轧(blooming)形成板坯。
-如果需要，预制件被置于预加热温度1000-1300℃或者保持在该温度范围内，这里已经发现特别可行的预加热温度为1200-1300℃，特别是1200-1280℃。如果预制件是板坯，该预加热过程的持续时间例如是120-240分钟。
-如果在可选加热至预加热温度之后适当的话，预制件被热轧以形成热钢带，其中轧制结束温度应当超过820℃，特别地超过850℃，并且实践中建立起了830-960℃的热轧结束温度。在实际测试中，已经发现840-880℃范围内的热轧结束温度是特别有利的。
-获得的热钢带被绕成卷，其中打卷温度可以最高达750℃，特别地最高达650℃。实际中，建立的典型打卷温度为450-750℃，特别地500℃+/-20℃。如此获得的热钢带在钢带方向上测量的钢带芯中的平均铁素体晶粒长度大于100μm。
-在打卷之后，热钢带被退火。该退火对于根据本发明制造的扁钢产品的特性来说是特别重要的。热钢带退火是在超过650℃的退火温度下进行的，并且可以扩展到高达1200℃，特别地为700-900℃。大约850℃特别是850℃+/-20℃的退火温度已被发现是特别可行的。通常作为钟式退火(bell annealing)执行的该退火设想的退火时间典型为1-50h。
作为在根据本发明定义的温度范围内进行退火的结果，热钢带尽管具有高Al含量，还是可以在不发生任何明显边缘裂纹或甚至钢带裂纹的情况下进行冷轧。热钢带退火用来形成充分恢复的钢带芯区域，以降低冷轧阻力并且增加可实现的最高冷轧级别。热钢带退火和高冷成形级别带来的纹理选择促进了具有预期性能的适当冷钢带纹理的形成。特别适于热钢带退火的方法是钟式退火操作，其具有根据上文描述的多种变体设置的超过650℃的峰值温度。
-如果需要，在退火之后，可以执行对热钢带的酸洗，以便去除附着到热钢带的残余物。
-经退火以及可选经酸洗的热钢带随后被冷轧以形成冷轧扁钢产品。冷轧可以单阶段或两个阶段进行。在两阶段冷轧的情形中，可以在冷轧阶段之间以已知的方式进行中间退火。具有中间退火的两阶段冷轧促进了积极的纹理选择。
在每种情形中在冷轧过程中，在冷轧结束之前执行的轧制阶段是以最高冷成形级别进行的。对于单阶段冷轧的情形来说，这意味着热钢带是以至少65％的冷轧级别来进行冷轧的，或者对于两阶段以及多阶段冷轧的情形来说，在中间退火之后，实现了同样至少65％的冷轧级别。为了实现最佳轧制结果。可以这样的方式执行两阶段冷轧，即第一阶段的冷轧级别为至少40％，并且在最后阶段中为至少65％，特别地超过70％，例如至少80％。
每种情形中在最后冷轧阶段中至少65％的高冷轧级别促进了适当冷钢带纹理的形成。对于以本发明的方式形成的Ti/Nb合金材料来说该效果尤其显著。
-在冷轧之后，获得的冷钢带经受退火，该退火是作为钟式退火以间歇模式或以连续退火操作方式执行的。可以传统的方式在已知的温度和退火时间下进行在冷轧过程中可选执行的中间退火和最终退火。在冷钢带的最终退火中，形成了具有再结晶微结构以及有利纹理的材料。最终的纹理被表征为小于4的低α-纤维覆盖率以及大于4的显著γ-纤维覆盖率，其导致了超过1.3的r值。
冷钢带的具体退火可在连续输送退火系统中进行，其具有750-850℃的退火温度，典型持续时间为1-20分钟，并且已经发现特别可行的退火温度为超过780℃，特别地为800-850℃，退火时间为2-5分钟。或者，相应的退火还可以在钟式退火系统中进行，其中退火温度超过650℃，特别地为650-850℃，并且退火时间为1-50h。实际中，已经发现对于钟式退火来说700-800℃的退火温度以及1-30h的退火时间是特别有帮助的。
-可选地例如为了改善其抗腐蚀性，所获得的冷钢带可以被覆盖基于例如Al或Zn的金属保护层。用于此目的的适当方法是已知的涂覆方法。
具体实施方式
为了测试本发明，本发明的三种熔融物I1、I2和I3以及两种对比熔融物C1和C2已被熔化，并且其组分在表1中给出。
钢熔融物I1和I2已被浇铸形成块形式的预制件。在每种情形中块随后被加热至预加热温度PHT并持续2小时的预加热时间，并且随后被初轧以形成板坯。
随后，加热的板坯在热轧结束温度HET下被热轧以形成热钢带，并且所获得的每个热钢带在打卷温度WT下被打卷以形成钢卷。
通过双辊钢带铸造机，已由钢熔融物I3制造浇铸钢带作为预制件，并且随后其同样在热轧结束温度HET下被热轧以形成热钢带。形成热钢带的处理是在钢带浇铸之后以连续无中断的工序进行的，并且因此所获得的进入热轧单元的预制件已经具有在根据本发明定义的预加热温度范围内的温度，并且预加热是不必要的。由钢I3制成的热钢带在热轧之后在打卷温度WT下被打卷以形成钢卷。
在打卷之后，在每种情形中制造的热钢带，除非表2中另外说明，都已在钟式退火系统中在退火温度AT下经受了8个小时退火周期的退火。
如此退火的每个热钢带在具有冷轧级别CRL1(第一冷轧阶段的冷轧级别)和CRL2(相应第二冷轧阶段的冷轧级别)的两阶段或单阶段中被冷轧，以形成冷轧钢带。如果冷轧是以两阶段进行的话，则在冷轧阶段之间进行在中间退火温度IAT下的中间退火。在冷轧之后，冷轧扁钢产品在退火温度FAT下经历最终退火。中间退火和最终退火每个均可以连续运行的方式执行。
表2中给出了相应的预加热温度PHT、热轧结束温度HET、打卷温度WT、退火温度AT、相应的冷轧级别CRL1和CRL2、以及相应的中间退火温度IAT和最终退火温度FAT。
表3中给出了如此制造的冷轧钢带所确定的机械性能“屈服点Rp2.0”、“抗拉强度Rm”、“伸长度A50”、“r值r”和“n值n”。所有机械/技术参数是沿横向方向确定的。此外，表3给出了α-和γ-纤维覆盖率的最大值。
已经发现由具有本发明组分的钢I1和I2以本发明的方式制造的冷轧钢带具有通常大于300MPa的屈服点，特别是大于320MPa，并且同时达到380MPa或更大的值，并且抗拉强度通常大于460MPa，特别是大于480MPa，并且同时达到530MPa或更大的值，并且伸长度的值A50为至少18％，其通常超过21％并且特别地超过25％，并且同时总是具有1.3或更大的r值。
具有非基于本发明组分的冷轧钢带不会实现这样的r值，即使是这些钢带使用了与在制造本发明的冷轧扁钢产品过程中建立的参数密切匹配的制造参数加以制造。而且具有基于本发明的组分但是未根据本发明加工的扁钢产品也不会实现根据本发明制造的扁钢产品的性能，甚至它们不能被冷轧。
根据本发明制造的钢带尽管具有高Al含量，相应地具有对深冲的优良适应性，而无需出于该目的的复杂合金或加工技术措施。
具有最优成形性能(r≈2，n≈0.2，A50≈30％)的扁钢产品是通过本发明合金、高冷成形级别以及低热轧温度(约850℃)的结合而获得的。
以本发明的方法由本发明的钢制造的冷轧钢带除了Fe(Al)固溶体基体之外，还包含局部出现的硬化初级相。对于标准热轧参数的情形，轧制在全铁素体相区内进行，并且获得的热钢带具有典型的三层微结构，该微结构由再结晶球雏晶边缘区域以及具有柱状晶体的恢复芯区域表征。根据本发明进行的热钢带退火降低了恢复区域中的位错密度，并且有助于后续冷轧处理。在没有热钢带退火的情况下，α纤维纹理成分变得显著，但是在热钢带退火之下变得不太明显。最高达50％的低的最大冷轧级别导致很少的γ纤维纹理成分，但是具有至少65％特别是至少80％的单阶段冷轧或者在最后轧制阶段中具有相应高成形的两阶段中进行的冷轧，导致了显著的γ纤维成分。这些依赖关系在相对低的830-960℃特别是840-880℃范围内的热轧结束温度下更为明显。
所获得的冷轧扁钢产品的成形特性会被纹理严重影响。特别地当γ纤维纹理成分相比于α纤维纹理成分占统治地位的话，会发生高r和n值以及断裂处的高伸长度A50。在本发明范围内的Nb和Ti成分、基于本发明规定的热钢带退火以及根据本发明提供的冷轧参数的结合确保了实现该目标。
成分数值以重量百分比计，其余成分：铁和无法避免的杂质
表1
表2
表3。

Claims (14)

1.一种用于深冲应用的冷轧扁钢产品，
-由钢构成，其除了包含铁和无法避免的杂质之外，以重量百分比计还包含：
C：0.015％-0.05％，
Al：6.5％-12％，
Nb：0.1％-0.2％，
Ti：0.15％-0.5％，
P：最高达0.1％，
S：最高达0.03％，
N：最高达0.1％，
以及可选地来自组“Mn，Si，稀土金属，Mo，Cr，Zr，V，W，Co，Ni，B，Cu，Ca，N”的一个或多个元素，其中
Mn：最高达1％，
稀土金属：最高达0.2％，
Si：最高达2％，
Zr：最高达1％，
V：最高达1％，
W：最高达1％，
Mo：最高达1％，
Cr：最高达3％，
Co：最高达1％，
Ni：最高达2％，
B：最高达0.1％，
Cu：最高达3％，
Ca：最高达0.015％，
-其中Ti含量％Ti与Nb含量％Nb的比率％Ti/％Nb为：2.5≥％Ti/％Nb≥1.5，
所述扁钢产品的纹理表征为小于4的α-纤维覆盖率以及大于4的γ-纤维覆盖率，所述扁钢产品的r值为至少1.3。
2.根据权利要求1所述的扁钢产品，其特征在于，其Al含量以重量百分比计为6.5％-10％。
3.根据权利要求1或2所述的扁钢产品，其特征在于，其Al含量以重量百分比计为超过6.8％。
4.根据前述任一权利要求所述的扁钢产品，其特征在于，其C含量以重量百分比计为不超过0.05％。
5.根据前述任一权利要求所述的扁钢产品，其特征在于，其Nb含量以重量百分比计为0.1％-0.15％。
6.根据前述任一权利要求所述的扁钢产品，其特征在于，其Ti含量以重量百分比计为0.15％-0.3％。
7.根据前述任一权利要求所述的扁钢产品，其特征在于，其微结构包含以体积百分比计0％至0.1％的κ-碳化物。
8.根据前述任一权利要求所述的扁钢产品，其特征在于，其微结构中的晶粒具有小于1.5的沿轧制方向的晶粒长度与沿扁钢产品横向方向的晶粒宽度之间的比率。
9.一种制造用于深冲应用的冷轧扁钢产品的方法，包括下述步骤：
-熔化钢熔融物，钢熔融物除了包含铁和无法避免的杂质之外，以重量百分比计还包含：
C：0.015％-0.05％，
Al：6.5％-12％，
Nb：0.1％-0.2％，
Ti：0.15％-0.5％，
P：最高达0.1％，
S：最高达0.03％，
N：最高达0.1％，
以及可选地来自组“Mn，Si，稀土金属，Mo，Cr，Zr，V，W，Co，Ni，B，Cu，Ca，N”的一个或多个元素，其中
Mn：最高达1％，
稀土金属：最高达0.2％，
Si：最高达2％，
Zr：最高达1％，
V：最高达1％，
W：最高达1％，
Mo：最高达1％，
Cr：最高达3％，
Co：最高达1％，
Ni：最高达2％，
B：最高达0.1％，
Cu：最高达3％，
Ca：最高达0.015％，
-其中Ti含量％Ti与Nb含量％Nb的比率％Ti/％Nb为2.5≥％Ti/％Nb≥1.5；
-浇铸钢熔融物以形成预制件；
-可选地加热预制件或将预制件保持在1000-1300℃的预加热温度下；
-热轧预制件以形成热钢带，热轧结束温度为820-1000℃；
-打卷热钢带以形成钢卷，打卷温度在从室温到750℃的范围内；
-在超过650℃且最高达1200℃的退火温度下将热钢带退火1-50h的退火时间；
-可选地酸洗热钢带；
-在具有至少65％的总体冷轧级别的一个或多个阶段中，冷轧经退火且可选经酸洗的热钢带以形成冷轧扁钢产品；
-在最终退火温度650-850℃下对冷轧扁钢产品进行最终退火，
所述扁钢产品的纹理表征为小于4的α-纤维覆盖率以及大于4的γ-纤维覆盖率，所述扁钢产品的r值为至少1.3。
10.根据权利要求9所述的方法，其特征在于，预制品为浇铸钢带。
11.根据权利要求9或10所述的方法，其特征在于，热轧结束温度为830-960℃。
12.根据权利要求9-11中任一权利要求所述的方法，其特征在于，打卷温度为450-750℃。
13.根据权利要求9-12中任一权利要求所述的方法，其特征在于，热钢带退火是作为钟式退火进行的。
14.根据权利要求9-12中任一权利要求所述的方法，其特征在于，冷轧是在两个或更多个阶段中进行的，并且在冷轧阶段之间执行中间退火。
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Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
KR101709201B1 (ko) * 2015-07-01 2017-02-22 주식회사 포스코 고강도 고연성 페라이트계 경량 강판 및 그 제조방법
DE102015112889A1 (de) * 2015-08-05 2017-02-09 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester manganhaltiger Stahl, Verwendung des Stahls für flexibel gewalzte Stahlflachprodukte und Herstellverfahren nebst Stahlflachprodukt hierzu
DE102015116186A1 (de) 2015-09-24 2017-03-30 Thyssenkrupp Ag Halbzeug und Verfahren zur Herstellung einer Fahrzeugkomponente, Verwendung eines Halbzeugs und Fahrzeugkomponente
EP3225702B1 (de) 2016-03-29 2020-03-25 Deutsche Edelstahlwerke Specialty Steel GmbH & Co. KG Stahl mit reduzierter dichte und verfahren zur herstellung eines stahlflach- oder -langprodukts aus einem solchen stahl
CN107254636B (zh) * 2017-05-02 2019-02-22 嘉禾福顺机械实业有限公司 一种泵用合金钢材料及其制备方法
EP3867414A1 (de) * 2018-10-15 2021-08-25 ThyssenKrupp Steel Europe AG Verfahren zur herstellung eines no elektrobands mit zwischendicke
WO2020094230A1 (de) 2018-11-08 2020-05-14 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Elektroband oder -blech für höherfrequente elektromotoranwendungen mit verbesserter polarisation und geringen ummagnetisierungsverlusten
CN113584406A (zh) * 2021-07-14 2021-11-02 武汉钢铁有限公司 一种csp工艺生产的防火门板用钢及其制造方法

Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB1044801A (en) * 1963-01-30 1966-10-05 Yawata Iron & Steel Co Improvements in or relating to aluminum steels
JP2001271136A (ja) * 2000-03-27 2001-10-02 Nisshin Steel Co Ltd 耐高温酸化性に優れた溶融アルミニウムめっき鋼板及びその製造方法
JP2001271148A (ja) * 2000-03-27 2001-10-02 Nisshin Steel Co Ltd 耐高温酸化性に優れた高Ａｌ鋼板
US6383662B1 (en) * 1996-08-27 2002-05-07 Georg Frommeyer Light weight steel and its use for car parts and facade linings
CN1412335A (zh) * 2001-10-19 2003-04-23 大田精密工业股份有限公司 低密度高延展性铁基的高尔夫球铁杆头的合金材料
CN1463297A (zh) * 2001-06-13 2003-12-24 蒂森克鲁伯钢铁股份公司 高强度、可冷成形的钢和钢带或薄钢板,钢带的制备方法以及所述钢的用途
JP2005060728A (ja) * 2003-08-11 2005-03-10 Nippon Steel Corp 低比重溶融アルミめっき鋼板及びそのプレス加工方法
JP2005325388A (ja) * 2004-05-13 2005-11-24 Kiyohito Ishida 低比重鉄合金
JP2007321168A (ja) * 2006-05-30 2007-12-13 Jfe Steel Kk 高剛性低密度鋼板およびその製造方法
CN101591751A (zh) * 2008-05-27 2009-12-02 Posco公司 具有优良抗起皱性的低比重高强度钢板及其制造方法
JP2010121213A (ja) * 2003-06-18 2010-06-03 Nippon Steel Corp 延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法
CN101755057A (zh) * 2007-05-16 2010-06-23 安赛乐米塔尔法国公司 具有良好可压延性的低密度钢

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4334923A (en) 1980-02-20 1982-06-15 Ford Motor Company Oxidation resistant steel alloy
JP3790398B2 (ja) 1999-12-10 2006-06-28 新日本製鐵株式会社 加工部断面耐食性に優れた被覆鋼
JP4324072B2 (ja) * 2004-10-21 2009-09-02 新日本製鐵株式会社 延性に優れた軽量高強度鋼とその製造方法

Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB1044801A (en) * 1963-01-30 1966-10-05 Yawata Iron & Steel Co Improvements in or relating to aluminum steels
US6383662B1 (en) * 1996-08-27 2002-05-07 Georg Frommeyer Light weight steel and its use for car parts and facade linings
JP2001271136A (ja) * 2000-03-27 2001-10-02 Nisshin Steel Co Ltd 耐高温酸化性に優れた溶融アルミニウムめっき鋼板及びその製造方法
JP2001271148A (ja) * 2000-03-27 2001-10-02 Nisshin Steel Co Ltd 耐高温酸化性に優れた高Ａｌ鋼板
CN1463297A (zh) * 2001-06-13 2003-12-24 蒂森克鲁伯钢铁股份公司 高强度、可冷成形的钢和钢带或薄钢板,钢带的制备方法以及所述钢的用途
CN1412335A (zh) * 2001-10-19 2003-04-23 大田精密工业股份有限公司 低密度高延展性铁基的高尔夫球铁杆头的合金材料
JP2010121213A (ja) * 2003-06-18 2010-06-03 Nippon Steel Corp 延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法
JP2005060728A (ja) * 2003-08-11 2005-03-10 Nippon Steel Corp 低比重溶融アルミめっき鋼板及びそのプレス加工方法
JP2005325388A (ja) * 2004-05-13 2005-11-24 Kiyohito Ishida 低比重鉄合金
JP2007321168A (ja) * 2006-05-30 2007-12-13 Jfe Steel Kk 高剛性低密度鋼板およびその製造方法
CN101755057A (zh) * 2007-05-16 2010-06-23 安赛乐米塔尔法国公司 具有良好可压延性的低密度钢
CN101591751A (zh) * 2008-05-27 2009-12-02 Posco公司 具有优良抗起皱性的低比重高强度钢板及其制造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
余志祥: "《连铸坯热送热装技术》", 31 May 2002, 冶金工业出版社 *

Also Published As

Publication number Publication date
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US20160017467A1 (en) 2016-01-21
WO2014125016A1 (de) 2014-08-21

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