专利名称：用于制造由含铜量高的碳钢制成的钢铁冶金制品的方法及根据所述方法获得的钢铁冶金制品的制作方法
技术领域：
本发明涉及铁基合金的制造领域，更具体地说，涉及具有高含铜量的钢铁的制造领域。
背景技术：
在碳钢中，铜通常被认为是一种不希望有的元素，因为一方面其在受热时会促使形成裂隙，使钢铁的热加工变得复杂，另一方面其会不利地影响制品的质量和表面外观。由于这些原因，高质量碳钢的含铜量通常限制为低于0.05％。由于存在于液态钢中的铜不能被移除，因此这种低含铜量只能通过由液态铸铁制造钢铁才能可靠地实现，并且这仅在大规模制造或者当在电弧炉中通过熔炼仔细精选的并因而变得昂贵的铁和钢屑来制造钢铁时才经济可行。
然而，在某些情况下希望钢铁中具有高含铜量。铜对某些特定应用尤其是对汽车工业具有有益效果。
首先，其利用可通过回火(组织硬化)获得的沉淀物增强钢铁抗变形能力。
其次，由于其导致形成保护氧化层，因而增强钢铁抗大气腐蚀能力。
最后，其通过两方面增强钢铁抗氢脆能力，该两方面为-通过形成所述保护氧化层；-通过取代锰限制周围积聚氢气的MnS夹杂的形成。
由组织硬化导致的钢强度的增加可以每1％铜约300MPa来表示。但是难以受益于这种现象，因为在通过连续铸造厚或薄板坯、在带材轧机内进行热轧以及冷轧来制造薄板的传统系统中，铜在氧化大气下的热相变过程中会形成表皮裂隙，从而负面影响表面质量。这种裂隙被称为“龟裂”。因此，含铜量必须少于1％或者甚至0.5％，除非通过添加镍或硅；或者通过在热相变之前以一低于铜的包晶熔融温度(对于铁-铜纯合金而言为1094℃)的温度进行二次加热，这限制了有效厚度范围；或者通过控制与当前制造车间的大气不相容的二次加热大气来抑制这种裂隙。
另外，当在利用淬火进行沉淀处理(强化处理)之前保持铜完全处于固溶体状态时，铜的沉淀硬化能力最强。沉淀温度越高，用于硬化的沉淀越少。因此，只要未达到回火温度，铜就不准在冷却过程中沉淀。传统制造过程不允许执行使硬化能力最大化所需的淬火。
在文献EP-A-0641867中已经提出通过直接铸造厚度为0.1至15mm的薄钢带—例如在两辊之间进行铸造—的方法制造含有大量铜(0.3至10％)和锡(0.03至0.5％)的碳钢带。钢带的迅速固化以及通过在这种固化之后进行冷却从而限制钢带在高于1000℃的滞留时间可以解决以上提及的表面质量问题。然后对该钢带进行冷轧。由此，可制造具有良好机械性能和良好表面外观的钢带，而无需采用铜和锡含量低的原材料。为此，有必要获取在固化后其初始枝晶间隔5至100μm的制品。薄钢带要求的机械性能主要是高强度和良好的拉伸率。但是，该文献没有给出在铸造之后产生适于工业应用的钢板的处理细节。
发明内容
本发明的目的是提出用于制造具有极好机械性能尤其是高强度、良好的变形各向异性以及良好焊接能力(可焊性)的热轧或冷轧碳钢板的完整方法，其中，容许或者甚至要求高含铜量。
因此，本发明涉及一种用于制造由富含铜的碳钢制成的钢制品的方法，其特征在于-制造具有用重量百分比表示的以下成分的液态钢0005％≤C≤1％
5≤Cu≤10％0≤Mn≤2％0≤Si≤5％0≤Ti≤0.5％0≤Nb≤0.5％0≤Ni≤5％0≤Al≤2％其余成分是铁以及制造中产生的杂质；-将此液态钢直接铸造成厚度小于或等于10mm的薄钢带形状；-将该钢带迅速冷却至低于或等于1000℃的温度；-以至少10％的压缩率对该薄钢带进行热轧，热轧终了温度使得在此温度下所有铜在铁素体和/或奥氏体基体(晶体)中仍然处于固溶体状态；-对该钢带进行强制冷却，以便保持铜在该铁素体和/或奥氏体基体中处于过饱和固溶体状态；-以及卷取该钢带。
优选地，Mn/Si比大于或等于3。
在位于沿相反方向转动的两个内冷式辊之间的铸造设备上铸造该薄钢带。
优选地，与钢带的铸造在线地(连续地、流水作业地)执行该钢带的热轧。
热轧后的强制冷却速率V是V≥e1.98(％Cu)-0.08其中，V用℃/s表示，％Cu用重量百分比表示。
根据该方法的一种变型，钢的含碳量为0.1和1％之间，并且在一高于马氏体转变开始温度Ms的温度下卷取该钢带。
根据该方法的另一种变型，在低于300℃的温度下卷取该钢带，并且然后在400和700℃之间的温度下对该钢带进行铜沉淀热处理。在这些条件下，如果含碳量为0.1和1％之间，则优选地，在没有开卷(拆卷)的情况下进行热处理。
根据该方法的又一种变型，在一高于马氏体转变开始温度Ms且低于300℃的温度下卷取钢带，随后对所述钢带进行冷轧、在铜处于过饱和固溶体状态的温度范围内进行再结晶退火、强制冷却以保持铜处于固溶体状态以及沉淀回火。
所述沉淀回火在600和700℃之间的温度下在连续退火设备内执行，或者在400和700℃之间的温度下在分批退火设备内执行。
根据该方法的又一种变型，在一高于马氏体转变开始温度Ms且低于300℃的温度下卷取钢带，随后对所述钢带进行冷轧以及在400和700℃之间的温度下进行既用作再结晶退火又用作沉淀回火的分批退火。
如果该钢带受到冷轧，钢的含碳量优选为0.1和1％之间，或者为0.01和0.2％之间，或者为0.0005和0.05％之间。在最后一种情况下，其含铜量优选为0.5和1.8％之间。
同样在最后一种情况下，在沉淀硬化之前，切割该钢带以形成通过拉制成形的薄板，并且在拉制的薄板上执行沉淀回火。
最后，在表皮轧光机(光整冷轧机)内对该钢带进行最终处理。
本发明还涉及一种利用前述方法之一获得的钢制品。
应理解，本发明主要涉及将具有特定成分的钢直接铸造为薄钢带，然后(通过在该钢带离开锭模时迅速冷却至低于1000℃，或者通过保持该钢带处于非氧化大气中至少直至到达这个温度)使其处于避免产生龟裂的条件下，然后优选在线热轧该钢带，随后强制冷却，保持铜处于过饱和固溶体状态。接着，卷取该钢带。由此，该钢带受到各种热或机械处理，从而获得其厚度和最终性能。
现在将参照以下附图更详细地描述本发明，其中图1示出铁/铜纯合金的相图，其中，图1a示出整个相图，图1b示出含铜量小于或等于5％且温度在600至1000℃时的相图；以及图2示出含有0.2％碳的铁/铜合金的相图的一部分。
具体实施例方式
首先，制造具有以下成分(全部含量都以重量百分比表示)的液态金属。
特别地，取决于最终制品的预期应用，含碳量可在0.0005％至1％的范围内。下限0.0005％实际对应于通过使液态金属脱碳的传统方法可能获得的最小值。上限1％经由碳的γ基因(gammagenic)效应证实是正确的。超过1％，碳会过度地降低铜在铁素体中的溶解度。此外，超过1％，会显著削弱钢的可焊性，这会使钢不适于从本发明钢可获得的钢的大量优选应用。
另外，碳会导致硬化效应，以及若钢中存在大量钛和/或铌，则会导致用于控制织构的碳化钛和/或碳化铌沉淀。
一般而言，其可表述为-若含碳量为0.1和1％之间，且若铸造后在允许沉淀回火的温度下卷取该钢，或者在低温下卷取该钢然后对该钢进行回火，则获得的钢优选应用于相当高强度热轧板的领域或者强度非常高的冷轧板的领域；-若含碳量为0.01和0.2％之间，且若热轧该钢，或者冷轧该钢然后在以下将看到的条件下进行热处理，则获得的钢优选应用于高强度可焊钢的领域；-若含碳量为0.0005和0.05％之间，且若冷轧该钢同时该钢优选含有至多1.8％的铜(其理由将在以下看到)，则获得的钢优选应用于拉制领域。
除了强度非常高的热轧或冷轧钢之外，本发明钢的含碳量通常为0.02％左右。
钢的含铜量为0.5和10％之间，优选为1和10％之间。
低于0.5％，铜就不具有沉淀硬化效应，或者更确切地说，用于沉淀的驱动力太弱不足以在就工业应而言理想的时间和温度条件内获得沉淀硬化。实际上优选地，钢内具有至少1％的铜以受益于其硬化效应。
在制造用于形成热轧钢带的钢时，对含铜量没有冶金限制，只要注意铸造后薄钢带的冷却速率和冷却终了温度。冷却必须在100％奥氏体范围内(图1a的γ-Fe范围)开始，且必须足够迅速以保持所有铜都处于固溶体状态。因而，该限制是技术性的。例如，可指定铁素体表面温度最低(参见图1，大约840℃)处的含铜量(2.9％)，在此含量处，临界冷却速率(对于该含量而言大约为350℃/s)仍然易于达到，超过该临界冷却速率，铜就保持在固溶体状态。增大含铜量需要加快冷却速率并提高轧制终了温度。该轧制终了温度取决于铜在奥氏体中的溶解度极限。大约4％的含铜量需要在1000℃以上进行热轧，然后以超过2500℃/s的速率冷却钢带，但大约4％的含铜量仍然可以通过薄钢带铸造技术达到，只要热制品具有大约几m/s的低移动速度。
当制造用于形成冷轧带的钢时，需要对该冷轧板进行再结晶处理。为此，可选择两种变型。
根据第一种变型，再结晶处理与沉淀处理相互分离(如在用于拉制的高强度冷轧板情况中)。在再结晶温度下，铜必须在单相铁素体范围内完全处于固溶体状态。因此，利用在所述再结晶温度下铜在铁素体中的溶解度极限确定最大含铜量。在可允许的最大再结晶温度840℃(参见图1b)处，达到最大含铜量为1.8％。
根据第二种变型，再结晶处理与沉淀处理相互结合(如在高强度冷轧板的情况中)。如果执行分批退火，可容许高达10％的非常高的含铜量。但是，再结晶最适宜条件与沉淀最适宜条件不一致，于是不得不选择处理参数以为预期应用制定最佳折衷方案。
通常根据应用，建议含铜量为大约3％和1.8％。
含锰量必须维持在低于或等于2％。类似于碳，锰具有硬化效应。另外，锰是γ基因的，因此其通过缩小铁素体范围的宽度降低铜在铁素体中的溶解度。通常，建议含锰量为大约0.3％。
含硅量可在5％和5％以下的范围内，而没有限制最小含量。但是，硅的α基因本性使得其是有利的，因为其使得即使本发明钢的优选含铜量为1.8％甚至3％也维持铁素体范围不变。可取的是，将Mn/Si比调整到优选高于3的值，以在δ→γ相变过程中控制粗糙度从辊表面至固化表皮的转换以及该固化表皮的附着均匀度，以避免在正在固化和冷却的钢带上形成龟裂。为此，(如已知)还可取的是，在利用粗糙铸造表面和可溶解在液态钢中的含氮惰性气体的同时执行铸造，以便可以有利地调整钢与铸造表面之间的热传递。利用炼钢厂处制造和铸造等级的难易程度，可强行施加最大含硅量5％。通常，建议含硅量为大约0.05％。
优选但非绝对必要的，还存在铌和钛，每种元素的含量可在0.5％和0.5％以下的范围内。它们生成有利于织构控制的碳化物，如果按化学式计算它们的量超过碳，它们就升高钢的温度AC1，并因而提高铜在铁素体中的溶解度。通常，这两种元素中的每一种元素的含量大约为0.05％。
含镍量可在5％和5％以下的范围内，这种元素仅仅是可供选择的。常常把镍加入铜钢中以阻止加热过程中产生裂缝。其具有双重作用。一方面，镍通过增大铜在奥氏体中的溶解度延缓了铜在金属/氧化物界面处的偏析。另一方面，由于镍可以任意比例与铜混合，增大了偏析相的熔点。通常认为添加基本上与铜相等的镍就足以防止加热过程中产生裂缝。利用依照本发明的方法，迅速冷却和/或在冷却后利用惰性气体进行吹洗以防止在加热过程中产生裂缝，大脑里有了这个目标后就可减少镍的添加值。但是，可添加镍以便于热轧。
含铝量可在2％和2％以下的范围内，而不会负面影响钢性能，但此元素不是必需的。但是，由于铝具有与硅相匹敌的α基因作用，因此其是有利的。通常，含铝量为大约0.05％。
其它化学元素作为其余元素存在，它们的含量是利用传统方法制造钢的结果。具体地说，含锡量低于0.03％，含氮量低于0.02％，含硫量低于0.05％，含磷量低于0.05％。
接着，将具有刚才所述成分的液态钢连续且直接地铸造成厚度小于或等于10mm的薄带状。为此，通常把该钢铸造到无底锭模内，该锭模的铸造空间由沿相反方向转动的两辊的内冷式侧壁以及由难熔材料(耐火材料)制成且靠着该辊的平面端设置的两侧壁所限定。这种方法在现有技术中是公知的(其具体描述在EP-A-0641867中)，将不再详细描述。还可想到的是，采用一种涉及在单个辊上固化钢的铸造方法，与在两辊之间进行铸造的方法相比，这种方法可产出更细的钢带。
为避免在钢带温度超过富铜相的熔化温度(熔点)即大约1000℃时的与液态铜晶间渗入氧化皮以下的钢内相关的带表面龟裂问题，于是有必要-迅速冷却铸态钢带，例如通过喷射水或水/大气混合物以便在金属/氧化皮界面处富集铜之前使该钢带温度低于1000℃；认为当钢带含有3％的铜时，此目标以25℃/s的冷却速率来实现；-或者阻止铁氧化，通过保持钢带处于非氧化大气中至少直至该钢带温度达到低于1000℃的温度；按照惯例，这通过使该钢带经过其内氧气贫乏(低于5％)且其大气主要由惰性气体氩或氮组成的室来实现；还可考虑利用还原气体例如氢气。
这两种方案可结合起来同时采用或相继采用。
然后对钢带进行热轧。这可在将该钢带二次加热至一未超过1000℃的温度以避免形成龟裂之后(除非该二次加热在非氧化大气中执行)，在与该铸造设备分开的装置上执行。但出于经济原因，优选通过将一个或多个辊轧台设在钢带路径上在线地一换句话说在铸造该钢带的同一装置上一执行热轧。在线轧制还避免铸造与热轧之间需要的一系列卷取/开卷(展开)/二次加热操作，这些操作会导致冶金风险尤其是卷取过程中的表面裂化、氧化皮结壳。
在一个或多个轧制道次中以至少10％的压缩率执行热轧。这主要具有三个作用。
首先，其引起的再结晶消除了不利于钢板成形的固化结构。另外，若用于热轧板，则再结晶使晶粒细化，而晶粒细化对于同时改进钢带的强度性能和韧性而言是必要的。
其次，其封闭固化过程中能够形成在钢带内且成形过程中成为不利因素的孔。
此外，其确保钢带的与平面度、曲率和对称性相关的尺寸规格。
最后，其改进钢带的表面外观。
轧制终了温度必须使铜在此阶段在铁素体和/或奥氏体中仍然处于固溶体状态。铜在轧制终了之前沉淀会使得不能自该沉淀获得最大硬化。当适当控制沉淀条件时，此最大值是1％铜约300MPa。因此，所述轧制终了温度取决于钢的成分，尤其是钢的含铜量和含碳量。
于是认为对于大约7％和更高的高含铜量以及非常低的含碳量而言，轧制终了温度必须高于1094℃，此温度大约为图1a所示Fe-Cu相图的包晶步骤温度。这还意味着在非氧化大气中进行热轧，并且若在钢带固化之后立即冷却该钢带，则在一足够高的温度处中断此冷却以允许随后在一高于1094℃的轧制终了温度下热轧该钢带。
含铜量为2.9和7％之间且含碳量在考虑中时，轧制终了温度必须高于铜在奥氏体中的溶解度极限，如Fe-Cu相图所示。仅作为示例，对于非常低的含碳量，此温度T由下式给出T(K)=30933.186-log10Cu(%)]]>含铜量为2.9和1.8％之间且含碳量非常低时，轧制终了温度必须高于840℃，此温度对应于共析步骤(参见图1b)。
含铜量低于1.8％且含碳量在考虑中时，轧制终了温度必须高于铜在铁素体中的溶解度极限，如Fe-Cu相图所示。仅作为示例，对于非常低的含碳量，且对于顺磁性α铁(居里温度在840℃和759℃之间，含铜量为1.08到1.8％)，此温度T由下式给出T(K)=33513.279-log10Cu(%)]]>对于铁磁性α铁(690℃和759℃之间，含铜量为0.5到1.08％)，此温度T由下式给出
T(K)=46274.495-log10Cu(%)]]>但应注意的是，前述数值是仅作为示例给出的，它们依据文献来源而略微变化。
当钢的含碳量增大时，因为碳具有γ基因效应，如图2中为0.2％含碳量建立的Fe-Cu相图的析出物所示，前述附图也改变。共析步骤的温度低于含碳量非常低的情况下的温度且通常低于800℃。因此，可以相对于前述情况降低轧制终了温度。此外，对于这些较富含碳的钢而言，组织硬化通过沉淀的淬火组分例如贝氏体或马氏体的作用下获得，并被加入与铜沉淀有关的硬化中。
自前述可见，不能以一简单且非常精确的方式定量地限定依照本发明方法的最小轧制终了温度值。但确定的是，此轧制终了温度必须低于观察到铜沉淀时的温度，观察到铜沉淀时的温度取决于铜的组成成分。如果该温度的测量方法不能自文献中得到，冶金工作者可通过给定钢组分的常规试验来确定该温度。
如果不在线执行热轧，因为热轧之前的二次加热会导致铜复溶，就没有必要在铸造后通过如前所述的迅速冷却来保持铜在固溶体状态直至卷取。
热轧后，再次对钢带进行强制冷却。这种冷却具有多项作用-如果轧制终了温度高于1000℃(如我们已经了解的，主要对于相当高含铜量的钢而言，这是所希望的)，这种冷却确保在轧制终了温度与1000℃之间不会出现明显的铁氧化以及不会在钢带上观察到龟裂；-以及尤其是，其允许铜在奥氏体和/或铁素体中被保持在过饱和固溶体状态；这种状态对于从铜的沉淀硬化效应获取最大好处而言是重要的。
对于3％及小于3％的含铜量而言，注意到如果在钢带的整个移动期间该钢带的冷却速率V满足以下公式，则铜通常保持在固溶体状态V≥e1.98(％Cu)-0.08(1)其中，V用℃/s表示，％Cu用重量百分比表示。
对于1％的含铜量而言，V必须高于或等于7℃/s，且这是易于达到的。对于3％的含铜量而言，V必须高于或等于350℃/s。但是，这种高速率可在薄钢带铸造设备上达到。
前述公式对于高于3％的含铜量而言是无效的，必须对冷却结果进行试验监控以检查该冷却是否足以保持铜在过饱和固溶体状态。
然后卷取钢带。利用钢带保持卷取状的时间段进行铜的沉淀回火，使钢硬化。获得的HV钢的硬度取决于钢的组成成分，但也取决于钢带保持卷取状的时间段以及带材卷取温度，实践中，在以大约10至20℃/h的速率进行冷却之前带卷保持在其卷取温度下大约1小时。注意到对于给定时间段tHVmax，曲线HV＝f(t)具有最大值HVmax，超过该给定时间段tHVmax，硬度就下降。因而适宜的是，一到达tHVmax，就冷却卷取的钢带(或者开卷该钢带)。
经验表明tHVmax由以下方程给出tHVmax=8.10-8(%Cu)3e14343T---(2)]]>其中，tHVmax用h表示，％Cu用重量百分比表示，而T用K表示。
因而对于给定含铜量，可选择与采用的工业工具相匹配的优选组合(tHV，T)。如果决定在卷取之前执行回火，则tHV是强制给定的(长于1小时)；仅可以改变带材卷取温度。
另一方面，当沉淀回火温度下降时，可获得的最大硬度值增大，只要钢带滞留的时间长到足以达到此最大硬度。
另外，带材卷取温度的选择和随后操作的选择取决于要制造的制品类型。
如所提到的，可以利用本发明方法制造热轧板。可利用两种操作模式。
根据第一种操作模式，在以高温例如在1小时内(如所提到的，通常卷材温度开始降低的持续时间)导致最大硬度的温度(根据前述公式(2)的含铜量函数计算的)进行热轧之后卷取钢带。因而，钢带滞留在高温下的时间段是其在迅速冷却之后滞留在卷材状的初相。
在钢的含铜量为0.1和1％之间的情况下，带材卷取温度还必须高于开始马氏体转变的温度Ms。形成马氏体会导致开卷过程中出现龟裂。通过以下称为“安德鲁斯公式(Andrews formula)”的传统公式获得MsMs(℃)＝539-423C％-30.4Mn％-17.7Ni％-12.1Cr％-11Si％-7Mo％其中，各种元素的含量用重量百分比表示。
对于含铜量为0.0005和0.1％之间的钢而言，没有必要考虑Ms。在这种情况下，Ms近似400到500℃，此温度较高且通常高于易于在所述装置上获得的带材卷取温度。但不能在低于Ms的温度下执行卷取的因为是-冷却过程中形成贝氏体(具有低含碳量的钢是不“可硬化的”)，这将阻止形成马氏体；-或者有效地形成马氏体；但由于含碳量低，形成的马氏体的量减少且在开卷过程中不会引发异常情况(incident)。
在彻底冷却卷材之后(这可完全自然地执行或者如果有必要的话在经过获取预期硬度所需要的时间之后强制执行)，热轧板就预备使用了。
但应记住的是，铜沉淀物的晶核化速率是钢带冷却程度的递增指数函数。在这些条件下，可取的是，为获得最大沉淀硬化效应，在一低于发生晶粒生长的温度下完成晶核化相。因此，第二种操作模式可用于制造热轧钢带。依照第二种操作模式，在足够低到在钢卷自然冷却过程中不发生铜沉淀的温度下卷取钢带，从而铜保持在过饱和固溶体状态。估计带材卷取温度低于300℃就足以实现该目的。这里没有理由不在马氏体转变范围内卷取钢带。接着，在400和700℃之间对该钢带(仍然卷取，至少如果卷取在Ms以下发生)进行回火热处理以使马氏体消失。但是，这种硬化的主要作用是沉淀铜以在热轧板内获得要求的性能。利用前述方程(2)确定这种处理的参数(温度和持续时间)。
如果希望利用本发明方法制造冷轧板，在钢的含铜量为0.1和1％之间的情况下，带材卷取温度必须高于Ms，因为在卷取与冷轧之前的开卷之间没有进行用以除去马氏体的热处理。但是，带材卷取温度还必须始终低于300℃，这样冷轧和随后的再结晶退火将在铜处于过饱和固溶体状态的钢上进行。
如果希望制造强度非常高且含铜量及含碳量非常高(0.1至1％的C)的冷轧板或者强度高且易于焊接的冷轧板，易于焊接要求含碳量较低(0.01至0.2％)，可根据希望采用连续退火设备或者分批退火设备来执行沉淀回火热处理而采用各种不同的操作模式。
在所有情况中，首先执行铜处于过饱和固溶体状态的钢带的冷轧(通常以40至80％的压缩率且在室温下)，然后当铜在铁素体和/或奥氏体中仍然处于固溶体状态的高温范围内执行再结晶退火。从取决于钢带的含铜量的热轧终了温度的选择已了解适于此目的的条件。
此再结晶退火的持续时间取决于先前保持铜在固溶体状态的能力。在高达1.8％的铜可返回至固溶体状态的840℃的再结晶温度下，晶粒会过度生长。如果在再结晶之前铜已经处于固溶体状态，则退火时间取决于晶粒生长动力学，而不取决于铜沉淀溶解动力学。因而铜在再结晶之前溶解有助于优化织构，并且这种状况对于冶金是最有利的。根据铜的状态(完全溶解或者部分沉淀)，再结晶退火(如果在840℃下执行)的持续时间可在20s和5min之间变动。有利的是在“小型退火”装置内进行，这种装置很快就可获得允许大量铜复溶的高温。
再结晶退火之后是沉淀回火。利用用于保持铜处于固溶体状态的迅速冷却步骤分隔这两项操作。因此，该冷却必须满足前述方程(1)。
如果在基本没有时间实现钢带最大硬度HVmax(参见用于计算其的方程(2))的连续退火设备(优选与用于再结晶退火的该小型退火设备直接连接)内执行沉淀回火，该回火就不得不在较高温度(600至700℃)下执行。这限制了获得的沉淀硬化程度，因为如所述回火温度越低，硬化越强。
这就是为什么在需要非常高的强度时优选在较低温度(400至700℃)下，但在该钢带保持卷取状态的分批退火设备内持续优选由前述方程(2)所确定的较长时间段来执行沉淀回火。在这种情况中，该处理之后的迅速冷却必须使钢带低于300℃以保持铜处于过饱和固溶体状态。
因而，采用“在非常迅速冷却(易于在这种装置上实现)之后进行小型退火-分批退火”的顺序尤其有利于获取具有高含铜量并因而具有高沉淀硬化能力且因此具有非常高的最终强度的钢。但由于采用分批退火，因此该顺序较长。
在一种变型中，如上所述，可在400至700℃下，在由前述方程(2)确定的时间段内，而不在再结晶退火之前并因而直接在冷轧之后执行分批退火的过程中把再结晶操作和沉淀操作连接起来。这种工序尤其适于具有最高含铜量(高达10％)的钢。在某些情况中，必须选择处理参数以获得再结晶要求与铜沉淀要求之间的最佳可能折衷。
如果制造具有低含碳量(低于0.05％)和良好可拉制性的冷轧钢板，提出一种操作模式，它包括如前所述在铜处于过饱和固溶体状态的钢带上执行冷轧(通常以40至80％的压缩率且在室温下)，再结晶退火以及沉淀回火。
为使板维持良好可拉制性，应在铁素体范围内执行再结晶，且不使铜沉淀。因而，再结晶温度取决于铜在铁素体中的溶解度极限，如前可见。实际上，可取的是如果铜在铁素体中的溶解度处于最大值(1.8％)时，则在共析温度(在低含碳量和含铜量的钢情况下大约840℃)下执行再结晶退火。
必须避免再结晶退火过程中铁素体晶粒的过度生长。还有必要升高钢的温度AC1，这样如果热轧之后的冷却没有使铜保持在完全过饱和状态，则在铁素体相内执行铜的复溶。通过添加钛或铌来满足这两项要求。这些元素尤其是通过俘获碳和氮还对再结晶织构具有有利效果。
可按照传统方式在冷加工轧钢机(表皮轧光机)内对热轧或冷轧钢带进行最终处理，以赋予其最终表面状态和平面度并调整其机械性能。
最后，如果使用由依照本发明钢带获得的钢板需要非常高的可拉制性可在沉淀回火之前完成，因而该沉淀回火在拉制制品而不是原钢带上进行。
依照本发明方法，可制造强度非常高的钢板，而不必利用液态铸铁制造该强度非常高的钢板，这使得这种钢板更经济。
这些钢板的另一个优点是比例较大的铜的存在使得它们不易受到大气腐蚀，因而没有必要涂覆防腐涂层。
对于依照本发明方法可以实现如下机械性能-包括10％和10％以下铜以及0.1至1％碳的热轧或冷轧钢板可具有远远高于1000MPa的强度；具有低含碳量的热轧或冷轧钢板具有较低但仍然高于1000MPa的强度，且它们具有使它们可以尤其使用于汽车工业的良好可焊性；-包括1.8％和1.8％以下铜以及0.05％碳的冷轧钢板具有大约700至900MPa的强度以及15至30％的断裂伸长率，因而具有非常好的可拉制性。
权利要求
1.用于制造由富含铜的碳钢制成的钢制品的方法，其中-制造具有用重量百分比表示的以下成分的液态钢0.0005％≤C≤1％0.5≤Cu≤10％0≤Mn≤2％0≤Si≤5％0≤Ti≤0.5％0≤Nb≤0.5％0≤Ni≤5％0≤Al≤2％其余成分是铁以及制造中产生的杂质；-将所述液态钢直接铸造成厚度小于或等于10mm的薄钢带形状；-将所述钢带迅速冷却至低于或等于1000℃的温度；-以至少10％的压缩率对所述薄钢带进行热轧，热轧终了温度使得在此温度下所有铜在铁素体和/或奥氏体基体中仍然处于固溶体状态；-对所述钢带进行强制冷却，以便保持铜在所述铁素体和/或奥氏体基体中处于过饱和固溶体状态；-以及卷取所述钢带。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，Mn/Si比大于或等于3。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，在位于沿相反方向转动的两个内冷式辊之间的铸造设备上铸造所述薄钢带。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的方法，其特征在于，与所述钢带的所述铸造在线地进行所述钢带的所述热轧。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的方法，其特征在于，热轧后的强制冷却速率V是V≥e1.98(％Cu)-0.08其中，V用℃/s表示，％Cu用重量百分比表示。
6.根据权利要求1至5中任一项所述的方法，其特征在于，所述钢的含碳量为0.1和1％之间，并且在一高于马氏体转变开始温度Ms的温度下卷取所述钢带。
7.根据权利要求1至5中任一项所述的方法，其特征在于，在低于300℃的温度下卷取所述钢带，并且然后在400和700℃之间的温度下对所述钢带进行铜沉淀热处理。
8.根据权利要求7所述的方法，其特征在于，所述钢的含碳量为0.1和1％之间，并且在没有预先开卷的情况下对所述钢带进行沉淀热处理。
9.根据权利要求1至5中任一项所述的方法，其特征在于，在一高于所述马氏体转变开始温度Ms且低于300℃的温度下卷取所述钢带，随后对所述钢带进行冷轧、在所述铜处于过饱和固溶体状态的温度范围内进行再结晶退火、强制冷却以保持所述铜处于固溶体状态以及沉淀回火。
10.根据权利要求9所述的方法，其特征在于，所述沉淀回火在600和700℃之间的温度下在连续退火设备内进行。
11.根据权利要求9所述的方法，其特征在于，所述沉淀回火在400和700℃之间的温度下在分批退火设备内进行。
12.根据权利要求1至5中任一项所述的方法，其特征在于，在一高于所述马氏体转变开始温度Ms且低于300℃的温度下卷取所述钢带，随后对所述钢带进行冷轧以及在400和700℃之间的温度下进行既用作再结晶退火又用作沉淀回火的分批退火。
13.根据权利要求9至12中任一项所述的方法，其特征在于，所述钢的含碳量为0.1和1％之间。
14.根据权利要求9至12中任一项所述的方法，其特征在于，所述钢的含碳量为0.01和0.2％之间。
15.根据权利要求9至12中任一项所述的方法，其特征在于，所述钢的含碳量为0.0005％和0.05％之间，并且其含铜量为0.5和1.8％之间。
16.根据权利要求15所述的方法，其特征在于，在沉淀硬化之前，切割所述钢带以形成通过拉制成形的薄板，并且在所述拉制的薄板上进行沉淀回火。
17.根据权利要求1至15中任一项所述的方法，其特征在于，在表皮轧光机中对所述钢带进行最终处理。
18.钢制品，其特征在于，所述钢制品是通过权利要求1至17中任一项所述的方法获得的。
全文摘要
本发明涉及一种用于制造由含铜量高的碳钢制成的钢铁冶金制品的方法，根据该方法－制造具有以下成分的液态钢0.0005％≤C≤1％；0.5≤Cu≤10％；0≤Mn≤2％；0≤Si≤5％；0≤Ti≤0.5％；0≤Nb≤0.5％；0≤Ni≤5％；0≤Al≤2％，其余成分是铁和杂质；－将所述液态钢直接铸造成厚度不大于10mm的薄钢带形状；－对该钢带进行强制冷却和/或利用温度高于1000℃的非氧化大气包围该钢带；－以至少10％的压缩率对该薄钢带进行热轧，轧制过程终了时的温度是所有铜在铁素体和/或奥氏体基体中仍然处于固溶体状态的温度；－对该钢带进行强制冷却，以便保持铜在该铁素体和/或奥氏体基体中处于过饱和固溶体状态；－以及卷取该钢带。本发明还涉及一种根据所述方法获得的钢铁冶金制品。
文档编号B21B1/46GK1633509SQ03803945
公开日2005年6月29日 申请日期2003年1月13日 优先权日2002年1月14日
发明者N·P·盖尔东, M·法拉尔, J－P·比拉, C·尤卡姆 申请人:于西纳公司