高硬度热轧钢制品和其制造方法

摘要

公开了一种制造诸如热轧钢带或钢板制品的热轧钢制品的方法，其中所述钢制品的显微结构是马氏体显微结构，其具有至少450HBW的布氏硬度。所述方法包括以下按给定顺序进行的步骤：提供钢板坯的步骤，所述钢板坯以重量百分比计含有：C：0.25‑0.45％，Si：0.01‑1.5％，Mn：0.4‑3.0％，Ni：0.5‑4.0％，Al：0.01‑1.2％，Cr：低于2.0％，Mo：低于1.0％，Cu：低于1.5％，V：低于0.5％，Nb：低于0.2％，Ti：低于0.2％，B：低于0.01％，Ca：低于0.01％，其余是铁、残余内容物以及不可避免的杂质；将所述钢板坯加热至950‑1350℃范围内的温度T加热的加热步骤；温度均衡步骤；用于获得热轧钢材料的在Ar3至1300℃的温度范围内的热轧步骤；以及将所述热轧钢材料从所述热轧热量直接淬火至低于Ms的温度的步骤。所获得的钢制品的原始奥氏体晶粒结构沿轧制方向伸长，使得纵横比大于或等于1.2。

权利要求

1.一种热轧钢制品，其中所述钢制品的显微结构是马氏体显微结构，其具有至少

450HBW的布氏硬度并且以重量百分比计由以下化学组成构成：C：0.25-0.45％，

Si：0.01-1.5％，

Mn：超过0.35％并且等于或低于3.0％，Ni：0.5-4.0％，

Al：0.01-1.2％，

Cr：低于2.0％，

Mo：低于1.0％，

Cu：低于1.5％，

V：低于0.5％，

Nb：低于0.2％，

Ti：低于0.2％，

B：低于0.01％，

Ca：低于0.01％，

其余是铁、残余内容物以及不可避免的杂质，其中所述钢制品的伸长的原始奥氏体晶粒结构的纵横比大于或等于1.2。

2.根据权利要求1所述的热轧钢制品，其中所述钢制品的伸长的原始奥氏体晶粒结构的纵横比大于1.3。

3.根据权利要求1或2所述的热轧钢制品，其中C：0.28-0.4％。

4.根据权利要求1或2所述的热轧钢制品，其中Ni：1.0-3.0％。

5.根据权利要求1或2所述的热轧钢制品，其中Ti：低于0.02％。

6.根据权利要求1或2所述的热轧钢制品，其中B：<0.0005％。

7.根据权利要求1或2所述的热轧钢制品，其中Mo：0.1-1.0％。

8.根据权利要求1或2所述的热轧钢制品，其中所述热轧钢制品是具有在8-80mm范围内的厚度的热轧钢板或具有在2-15mm范围内的厚度的热轧钢带。

9.根据权利要求1或2所述的热轧钢制品，其中所述显微结构以体积百分比计包含至少

90％马氏体。

10.根据权利要求1所述的热轧钢制品，其中所述热轧钢制品为热轧钢带或钢板制品。

11.根据权利要求1所述的热轧钢制品，其中所述钢制品的伸长的原始奥氏体晶粒结构的纵横比大于2.0。

12.根据权利要求1或2所述的热轧钢制品，其中C：0.28-0.36％。

13.根据权利要求1或2所述的热轧钢制品，其中Ni：1.5-2.5％。

14.根据权利要求1或2所述的热轧钢制品，其中Ti：低于0.01％。

15.根据权利要求1或2所述的热轧钢制品，其中Mo：0.1-0.8％。

16.根据权利要求1或2所述的热轧钢制品，其中所述显微结构以体积百分比计包含马氏体60-95％、贝氏体10-30％、残留奥氏体0-10％以及铁素体0-5％。

17.一种制造热轧钢制品的方法，所述钢制品具有至少450HBW的布氏硬度，所述方法包括以下给定顺序的步骤：a)提供以重量百分比计由以下化学组成构成的钢板坯的步骤：C:0.25-0.45％，

Si:0.01-1.5％，

Mn：超过0.35％并且等于或低于3.0％，Ni：0.5-4.0％，

Al：0.01-1.2％，

Cr：低于2.0％，

Mo：低于1.0％，

Cu：低于1.5％，

V：低于0.5％，

Nb：低于0.2％，

Ti：低于0.2％，

B：低于0.01％，

Ca：低于0.01％，

其余是铁、残余内容物以及不可避免的杂质b)将所述钢板坯加热至在950-1350℃范围内的温度T加热的加热步骤，c)温度均衡步骤，d)用于获得热轧钢材料的在Ar3至1300℃的温度范围内的热轧步骤，以及e)将所述热轧钢材料从热轧热量直接淬火至低于Ms的温度的步骤。

18.根据权利要求17所述的制造热轧钢制品的方法，其中所述热轧步骤包括在再结晶温度范围内的I型热轧阶段的热轧。

19.根据权利要求18所述的制造热轧钢制品的方法，其中所述热轧步骤进一步包括在非再结晶温度范围内但超过铁素体形成温度Ar3的II型热轧阶段的热轧。

20.根据权利要求17-19中任一项所述的制造热轧钢制品的方法，其中所述直接淬火步骤包括通过使用至少10℃/s的平均冷却速率将所述热轧钢材料从高于Ar1的温度淬火至Ms与100℃之间的温度TQFT2。

21.根据权利要求17-19中任一项所述的制造热轧钢制品的方法，其中所述直接淬火步骤包括使用至少10℃/s的平均冷却速率将所述热轧钢材料从高于Ar1的温度淬火至低于100℃的温度TQFT1。

22.根据权利要求17-19中任一项所述的制造热轧钢制品的方法，其中C：0.28-0.4％。

23.根据权利要求17-19中任一项所述的制造热轧钢制品的方法，其中Ni：1.0-3.0％。

24.根据权利要求17-19中任一项所述的制造热轧钢制品的方法，其中Ti：低于0.02％或。

25.根据权利要求17-19中任一项所述的制造热轧钢制品的方法，其中B：<0.0005％。

26.根据权利要求17-19中任一项所述的制造热轧钢制品的方法，其中Mo：0.1-1.0％。

27.根据权利要求17所述的制造热轧钢制品的方法，其中所述热轧钢制品为热轧钢带或钢板制品。

28.根据权利要求17-19中任一项所述的制造热轧钢制品的方法，其中所述直接淬火步骤包括通过使用10-200℃/s的平均冷却速率将所述热轧钢材料从高于Ar3的温度淬火至300与100℃之间的温度TQFT2。

29.根据权利要求17-19中任一项所述的制造热轧钢制品的方法，其中所述直接淬火步骤包括使用10-200℃/s的平均冷却速率将所述热轧钢材料从高于Ar3的温度淬火至低于100℃的温度TQFT1。

30.根据权利要求17-19中任一项所述的制造热轧钢制品的方法，其中C：0.28-0.36％。

31.根据权利要求17-19中任一项所述的制造热轧钢制品的方法，其中Ni：1.5-2.5％。

32.根据权利要求17-19中任一项所述的制造热轧钢制品的方法，其中Ti：低于0.01％。

33.根据权利要求17-19中任一项所述的制造热轧钢制品的方法，其中Mo：0.1-0.8％。

说明书

高硬度热轧钢制品和其制造方法

[0001] 发明背景

[0002] 高硬度是极大地改善耐磨和防弹钢的性能的材料性质。耐磨钢(也称为抗磨钢)用于运土车辆的挖斗或铲斗的情况中，其中超高硬度意味着更长的车辆组件服务时间。高硬度意味着布氏硬度(Brinell hardness)至少是450HBW并且尤其在500-650HBW范围内。

[0003] 钢制品的此类硬度是典型地因通过在炉中奥氏体化之后将具有高碳含量(0.30-0.50wt-％)的钢合金淬火硬化所产生的马氏体显微结构而获得。在此工艺中，首先将钢板热轧，从热轧热量缓慢冷却至室温，再加热至奥氏体化温度，均衡并且最后淬火硬化(在下文中为RHQ工艺)。因为实现所需硬度所需要的碳含量相对高，所以所得马氏体反应对钢造成显著的内部残余应力。这是因为碳含量越高，晶格畸变程度越高。这意味着此类型的钢非常脆并且甚至可能在淬火硬化期间破裂(淬火诱导型破裂)。为克服此与脆性有关的缺点，典型地将镍合金化至此类淬火硬化钢中。在淬火硬化之后通常还需要回火步骤，然而其增加加工功夫和代价。以此方式制备的钢的实例是参考文献CN102199737中所公开的耐磨钢或一些商业耐磨钢。

[0004] 参考文献JP 09-118950 A公开一种通过以上所提到的RHQ工艺制备具有中等水平的碳(0.20至0.40wt％)的热轧耐磨钢的方法，其包括板坯加热、热轧、冷却、再加热至Ac3-1250℃范围内的温度并且以不低于1.5℃/sec的冷却速率冷却，使得可获得马氏体显微结构。

[0005] 然而，如通常所了解，所得马氏体的硬度仅仅由碳含量指示。这意味着为实现所需硬度，需要钢中有一定量的碳，这继而引起淬火诱导型破裂和脆性的风险。此处的另一缺点是碳对钢的可焊性具有最大削弱作用，正如由以下碳当量等式也可以看出的那样：CE＝C+(Si+Mn)/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15，其中更低的CE意味着更佳的可焊性。举例来说，铲斗是通过焊接来连接数件淬火硬化钢板而制造，淬火硬化钢材料的良好可焊性深受青睐。因此，对在不损害硬度的情况下降低碳含量存在需要。

[0006] 另外，举例来说，一些运土车辆在低温使用下操作并且其一些组件经历冲击负荷。为此，在某些应用中，其韧性，尤其低温韧性应处于令人满意的水平。尽管镍合金化相对昂贵，但在某些应用中尤其在低温下的韧性会进一步改善，同时具有合理的合金化成本，从而促进超高硬度热轧钢在要求更高的应用中使用。在此方面，硼合金化是用于以低合金化成本实现马氏体钢的可硬化性的常用作法。然而，硼合金需要使用钛，其可能对低温韧性有害。

[0007] 另外，当车辆组件有时包括通过弯曲或翻边而形成的形状时，考虑到高硬度，钢的可弯曲性应优选是优良的。

[0008] 另外，自然地，加工和合金化成本应保持尽可能低。

[0009] 参考文献US 2006/0137780 A1和US 2006/0162826 A1公开一种制造具有抗磨性的热轧钢板的替代方法，其是基于在高温下形成的粗Ti或Zr碳化物。然而，Ti或Zr碳化物对低温韧性有害。钢的极大硬度和存在脆化性Ti碳化物使得有必要在温度降至Ms温度以下之前减慢冷却，使得不存在淬火诱导型破裂的风险。

[0010] 此外，参考文献WO 03/083153 A1公开一种用于制备注射模制品的钢块。为用此钢制造模制品，制备所述钢，浇注并且以已知方式热轧或热锻并且切割以获得块状物。将块状物任选在锻造或轧制热量中奥氏体化，并且然后将其淬火。将钢块的化学组成针对高温应用而不是低温应用进行最佳化。热机械控制加工(TMCP)结合直接淬火(DQ)或间断式直接淬火(IDQ)是制备在900MPa至1100MPa屈服强度范围内的低碳、低合金化超高强度结构钢的有效方法。本发明将对TMCP-DQ/IDQ工艺的利用延伸至制备高硬度热轧钢制品，诸如具有高性能的带钢和板钢(450-600HB)。

[0011] 发明目标和描述

[0012] 本发明的目标是以降低的淬火诱导型破裂风险提供具有改善的可焊性(归因于降低的碳含量)或者比包含相等或更高碳含量的典型耐磨钢硬度更高的高硬度热轧钢制品，诸如热轧钢带或钢板制品；以及其制造方法。

[0013] 另一目的是提供优良的低温韧性，而不损害热轧钢制品的高硬度。

[0014] 所述目标是通过根据权利要求1所述的制品和根据权利要求10所述的方法而获得。所述附属权利要求确定本发明的进一步发展。

[0015] 用于制备高硬度热轧钢制品的钢合金主要以中等水平的碳C(0.25-0.45％)和高水平的镍Ni(0.5-4.0％)为特征。正如随后更详细解释的那样，这两种合金化元素是最重要的合金化元素，因为第一碳为目标高硬度提供基础，并且第二因为镍能够降低淬火诱导型破裂的风险。换句话说，镍使得能够安全而又有效地制备此类型的高硬度热轧钢制品。其他合金化元素可视在给定范围内的实施方案而不同。

[0016] 另外，本发明是基于通过在即将直接淬火具有给定钢合金的热轧钢材料之前进行热轧来修改奥氏体晶粒。奥氏体晶粒的热轧继之以直接淬火提供沿轧制方向伸长以使得纵横比大于或等于1.2的钢制品的原始奥氏体晶粒结构。这和以上所提到的用于例如CN102199737和JP 09-118950 A中的将钢再加热至奥氏体化温度从而产生纵横比为约1.0的等轴原始奥氏体晶粒结构的RHQ工艺大不相同。

[0017] 概括地说，根据本发明的热轧钢制品具有至少450HBW的布氏硬度并且以重量百分比计由以下化学组成构成：

[0018] C：0.25-0.45％，

[0019] Si：0.01-1.5％，

[0020] Mn：超过0.35％并且等于或低于3.0％，

[0021] Ni：0.5-4.0％，

[0022] Al：0.01-1.2％，

[0023] Cr：低于2.0％，

[0024] Mo：低于1.0％，

[0025] Cu：低于1.5％，

[0026] V：低于0.5％，

[0027] Nb：低于0.2％，

[0028] Ti：低于0.2％，

[0029] B：低于0.01％，

[0030] Ca：低于0.01％，

[0031] 其余是铁、残余内容物以及不可避免的杂质，诸如N、P、S、O以及稀土金属(REM)，其中

[0032] 钢制品的原始奥氏体晶粒结构沿轧制方向伸长，使得纵横比大于或等于1.2。

[0033] 本说明书中所包括的若干深入实验表明高硬度热轧钢制品的硬度倾向于越高，原始奥氏体晶粒结构的纵横比越大。因此，纵横比优选大于1.3，更优选大于2.0。大于1.3或2.0的纵横比可通过如随后所解释的两阶段热轧步骤来实现。

[0034] 已发现，本发明提供降低碳含量而不损害硬度或者以相等或甚至或甚至更小碳含量获得更高硬度的可能性。降低的碳本身可归因于更小晶格畸变程度而降低淬火诱导型破裂的风险。另外，本发明提供改善的可焊性和与低温韧性有关的性质或者仅仅简单地提供更高硬度。此外，本发明能够提供硬度、低温韧性以及可弯曲性的优良组合。

[0035] 下面更详细描述化学组成：

[0036] 碳C含量提供化学组成的基础并且视目标硬度而定以0.25-0.45％的范围使用。如果碳含量低于0.25％，那么难以实现在任何回火条件下超过450HBW或在淬火条件下超过500HBW的布氏硬度。如果碳含量超过0.45％，那么可焊性将受损过多，并且直接淬火至低于Ms的温度可引起淬火诱导型破裂，并且/或者尽管镍合金化冲击韧性也将受损。优选的是碳含量超过或等于0.28％，因为这样可在淬火条件下获得550HBW的硬度。也优选的是碳含量低于或等于0.40％或甚至低于或等于0.36％，以确保良好可焊性和冲击韧性。另外，更低碳含量降低淬火诱导型破裂的风险。

[0037] 硅Si含量是至少0.01％，优选至少0.1％，因为Si是归因于冶炼加工而包括于钢中，并且Si通过增加可硬化性而增加强度和硬度。另外，其可稳定残余奥氏体。然而，高于1.5％的硅含量未必增加CE，由此削弱可焊性。此外，过高的Si含量可引起与表面质量有关或在II型热轧情况下的问题。因此，Si优选不超过1.0％，更优选不超过0.5％或甚至更少。

[0038] 锰Mn含量超过0.35％并且优选是0.4％或更多，因为Mn是用于增加可硬化性的有利合金化元素，并且与提供可硬化性的其他合金化元素相比其对可焊性具有略微更小的影响。如果Mn是0.35％或更少，那么可硬化性在成本有效性上不令人满意。另一方面，超过3.0％的合金化Mn未必增加CE，由此削弱可焊性。由于相同原因，优选Mn不超过2.0％，更优选不超过1.5％。Mn的含量取决于提供可硬化性的其他元素的含量，并且因此也可允许相对高的含量。

[0039] 镍Ni是对根据本发明的钢来说重要的合金化元素，并且最初使用至少0.5％以避免淬火诱导型破裂并且另外改善低温韧性。然而，高于4％的镍含量将使合金化成本增加过多而没有显著技术改善。因此，镍含量低于4％，优选低于3.0％，更优选低于2.5％。优选地，使用至少1.0％并且更优选至少1.5％的镍以改善低温韧性并且进一步避免淬火诱导型破裂的风险。

[0040] 铝Al至少是用作去氧(杀伤)剂并且Al的含量在0.01-1.2％范围内。此外，Al可在一些情况下增加强度/硬度，而且如果需要，那么使得在淬火之前或期间在显微结构中可形成铁素体。另外，其可稳定残余奥氏体。在II型热轧情况下，应考虑将Al设置为低于1.0％。最优选地，铝以0.01-0.1％的范围使用。

[0041] 铬Cr含量低于2.0％，因为其可部分或完全用提供可硬化性的其他元素，例如用Mn或Si代替，以获得可硬化性。然而，优选铬是以0.1-1.5％的范围或更优选以0.2-1％的范围使用(以避免过度使用Mn和Si)。过高含量的Cr未必增加CE并且削弱可焊性。

[0042] 钼Mo含量低于1.0％，因为使用其他合金化元素更成本有效地获得可硬化性。然而，优选Mo是至少0.1％，因为如果需要，那么其改善低温韧性和回火稳定性。因为钼改善韧性，所以在此类型的钢中其将被高度合金化。另外，如果需要，那么回火稳定性将因Mo合金化而得以改善。Mo的最优选范围是0.1-0.8％。

[0043] 钛Ti含量高达0.2％或0.1％，因为在热轧期间Ti可有助于晶粒细化。然而，如果还需要优良冲击韧性，那么优选限制钛，使得其低于0.02％或甚至更佳低于0.01％。这防止在显微结构中形成粗TiN粒子，如实施例中所示这可能对冲击韧性有害。

[0044] 硼B含量低于0.01％。这意味着B可以例如0.0005-0.005％的含量使用以增加可硬化性。然而，当使用其他元素可硬化性已良好时，不需要合金化硼，即B＜0.0005％是优选的。换句话说，钢可本质上不含硼。这使得Ti含量可优选降低至低于0.02％，这非常有益于低温韧性。有效硼合金化将需要钛含量是至少3.4N以防止硼变成硼氮化物。

[0045] 另外，可包括低于1.5％的铜Cu含量、低于0.5％的钒V含量以及低于0.2％的铌Nb含量，但这些合金化元素不是必然需要的。因此，优选其上限如下Cu＜0.5％，V＜0.1％而Nb＜0.01％。

[0046] 钙Ca含量低于0.01％，这是基于在冶炼加工时可能存在的Ca-或CaSi-处理。优选地，钙含量是0.0001-0.005％。

[0047] 残余内容物包括可不可避免地存在于钢中的内容物，即具有残余内容物的合金化元素不是有目的地添加的。残余内容物的实例是在表1的组成A和B中0.01％的铜含量。

[0048] 不可避免的杂质可以是磷P、硫S、氮N、氢H、氧O以及稀土金属(REM)等。为确保优良冲击韧性，其含量优选限制如下：

[0049] 磷P＜0.015％

[0050] 硫S＜0.002％

[0051] 氮N＜0.006％

[0052] 氢H＜0.0002％

[0053] 氧O＜0.005％

[0054] REM＜0.1％。

[0055] 残余内容物与不可避免的杂质之间的差异在于残余内容物是受控制量的合金化元素，其不被考虑为杂质。如由工业过程正常控制的残余内容物对合金不具有重要影响。

[0056] 热轧钢制品的显微结构是马氏体显微结构。这意味着显微结构可以体积百分比计包含至少90％马氏体或者马氏体60-95％、贝氏体10-30％、残留奥氏体0-10％以及铁素体0-5％。换句话说，如表3中所示，主相是马氏体(M)。高含量的至少90％的马氏体是优选的，因为这样获得更高硬度。

[0057] 根据本发明的制造方法包括以下按给定顺序进行的步骤a)至e)：

[0058] a)提供由上述的化学组成构成的钢板坯的步骤，

[0059] b)将钢板坯加热至在950-1350℃范围内的温度T加热的加热步骤，

[0060] c)温度均衡步骤，

[0061] d)用于获得热轧钢材料的在Ar3至1300℃的温度范围内的热轧步骤，以及

[0062] e)将热轧钢材料从热轧热量直接淬火至低于Ms的温度以获得具有至少450HBW的布氏硬度的热轧钢制品的步骤。

[0063] 此制造方法可产生具有沿轧制方向伸长以使得纵横比大于或等于1.2的原始奥氏体晶粒结构的热轧钢制品。换句话说，热轧钢制品是通过根据本发明的方法可获得的。

[0064] 钢板坯可通过例如连续铸造来获得。在根据本发明的方法中，对此类钢板坯进行将钢板坯加热至在950-1350℃范围内的温度T加热的加热步骤并且其后进行温度均衡步骤。均衡步骤可进行例如30至150分钟。所述加热和均衡步骤暂时提供由奥氏体组成的显微结构并且溶解合金化元素以及沉淀。如果加热温度低于950℃，那么溶解不充分，并且另一方面，使用大于1350℃的温度是不经济的。

[0065] 在Ar3至1300℃的温度范围内对均衡钢板坯进行热轧步骤，以获得热轧钢材料。这可产生可具有沿轧制方向伸长以使得纵横比大于或等于1.2的原始奥氏体晶粒结构的热轧钢制品。如果温度低于Ar3，那么未必获得高硬度，因为这样可在起始直接淬火步骤之前在显微结构中形成过量的铁素体，并且以两个阶段进一步热轧可引起不需要的显微结构条带化。

[0066] 在热轧步骤之后，热轧钢材料从热轧热量直接淬火至低于Ms的温度。此直接淬火步骤由细化的原始奥氏体晶粒结构提供基本上马氏体显微结构，如随后所示此增加硬度。

[0067] 与常规RHQ工艺相比，直接淬火的益处在于在淬火之前合金化元素极大程度地呈溶液形式，因为可使用更高加热温度。这意味着获得合金化元素的更佳可硬化性和利用率。在常规RHQ工艺中，奥氏体化温度通常低于950℃以避免奥氏体晶粒变粗。在本发明中，在直接淬火之前变粗的奥氏体晶粒得以细化并且任选地还得以伸长，此意味着可使用更高奥氏体化温度。

[0068] 如下文中所解释，热轧步骤可包括I型热轧阶段或I型和II型热轧阶段。

[0069] 根据优选实施方案，根据本发明制造热轧钢制品的方法包括在再结晶温度范围内的I型热轧阶段的热轧。这意味着I型热轧阶段是超过奥氏体再结晶极限温度RLT而进行。在再结晶温度范围内的热轧的实例是在950-1250℃范围内的温度下的热轧。在I型热轧期间，粗原始奥氏体晶粒结构因静态再结晶而细化。此外，在连续铸造期间在钢板坯中形成的孔隙和空隙是封闭的。为获得此类效果，优选的是I型热轧中的轧缩量是至少60％，优选至少70％。举例来说，200mm厚钢板坯在I型热轧期间可热轧成具有小于或等于80mm、优选小于或等于60mm的厚度的热轧钢。

[0070] 根据图1中所示的更优选实施方案，根据本发明制造热轧钢制品的方法除I型热轧之外还包括在非再结晶温度范围内超过铁素体形成温度Ar3的II型热轧阶段的热轧。这意味着II型热轧阶段是在低于奥氏体再结晶终止温度RST但超过铁素体形成温度Ar3的温度下进行。在非再结晶温度范围内的热轧的实例是视化学组成而定在Ar3-950℃或优选Ar3-900℃范围内的温度下的热轧。在II型热轧期间，细化的奥氏体晶粒在奥氏体的非再结晶区发生变形以获得精细伸长(扁平形)奥氏体晶粒。这增加每单位体积原始奥氏体晶粒的界面并且增加变形条带的数目。这又使得显微结构能够进一步细化，这是在淬火之后获得良好韧性所必需的。这还使得热轧钢制品可具有沿轧制方向伸长以使得纵横比大于1.3或更优选大于2.0的原始奥氏体晶粒结构。为获得此类效果，优选的是II型热轧中的轧缩量是至少50％，优选至少70％。其实例是80mm厚热轧钢在II型热轧期间进一步热轧成具有小于或等于40mm、优选小于或等于24mm的厚度的热轧钢。

[0071] 在进行热轧步骤之后，起始直接淬火以使奥氏体结构转化成基本上由马氏体组成的马氏体结构。如果淬火终轧温度已高(然而低于Ms)，那么马氏体显微结构可含有自回火区。如果铝含量已高，那么马氏体显微结构可含有低于5％的铁素体。显微结构还可以含有10-30％的贝氏体相。另外，可存在低于10％的残余奥氏体，这可增加应变诱导的可塑性。

[0072] 通过将原始奥氏体晶粒转化成马氏体束(martensite pack)来获得精细伸长马氏体束。根据经验，可以说马氏体束越精细，原始奥氏体晶粒越精细。

[0073] 根据图2中所示的第一任选实施方案，直接淬火步骤包括通过使用至少10℃/s，诸如10-200℃/s的平均冷却速率将热轧钢从高于Arl的温度，优选从高于Ar3的温度淬火至Ms与100℃之间，诸如300与100℃之间的温度TQFT2。此实施方案进一步使得淬火诱导型破裂能够得以避免，尤其在所得硬度高于500HBW的情况下。冷却速率是至少10℃/s，诸如10-200℃/s，以避免奥氏体在淬火期间分解。最优选地，冷却速率高于或等于可通过在文献中完全可获得的公式来定义的临界冷却速率(CCR)。如果从高于Ar3的温度开始淬火，那么可随后产生最大量的马氏体，这对高硬度来说是有利的。如果淬火终轧温度高于Ms或300℃，那么因为诸如自回火马氏体显微结构等不需要的显微结构的程度高，所以未必实现高硬度。

[0074] 根据也显示于图2中的另一任选实施方案，直接淬火步骤包括通过使用至少10℃/s，诸如10-200℃/s的平均冷却速率将热轧钢从高于Arl的温度，优选从高于Ar3的温度淬火至低于100℃的温度TQFTl。最优选地，冷却速率高于或等于可通过在文献中完全可获得的公式来定义的临界冷却速率(CCR)。此实施方案进一步使得能够制备在450-500HBW目标硬度范围内的高强度热轧钢。冷却速率是至少10℃/s，诸如10-200℃/s，以避免奥氏体在淬火期间分解。如果从高于Ar3的温度开始淬火，那么可随后产生最大量的马氏体，这对高硬度来说是有利的。

[0075] 不管在热轧之后如何进行直接淬火，所述方法均可在直接淬火步骤之后包括将热轧钢制品回火的回火步骤。然而此类步骤未必需要，因为即使没有回火本发明也能够提供优良冲击韧性和其他机械性质(考虑到高硬度)。因此，当在淬火条件下性质可能已良好时，优选所述方法不包括回火。这意味着加工可以是纯粹热机械加工，而没有后续热处理。

[0076] 以上所描述的方法可在板材轧机或更优选在带材轧机上进行。类似地，高硬度制品可以分别是热轧钢板或热轧钢带。

[0077] 热轧钢制品可具有2-80mm范围内的厚度Th。特别地，热轧钢板典型地具有8-80mm，优选8-50mm范围内的厚度Th，而热轧钢带具有2-15mm范围内的厚度Th。

[0078] 如果加工是在带材轧机中进行，那么所述方法另外包括卷绕步骤，其在直接淬火步骤之后进行。

[0079] 钢制品优选是钢带制品，因为带材轧机能够非常有效地细化并且伸长原始奥氏体晶粒结构，由此极大地加强本发明的效果。另外，当高硬度提供优良的耐磨和防弹性质时，可使用通过带材轧制可获得的在2-15mm(甚至2-6mm)范围内的甚至非常低的厚度，这意味着由根据本发明的钢制品可实现重量节省以及新的应用类型。此外，借助于本发明可获得的良好可翻边性进一步有利于新的应用。另外，更小的厚度本身降低淬火诱导型破裂的风险。

[0080] 参考符号和术语的简要描述

[0081] RST奥氏体再结晶终止温度

[0082] RLT奥氏体再结晶极限温度

[0083] TQFT淬火终轧温度

[0084] Acl在加热期间开始形成奥氏体时的温度

[0085] Ac3在加热期间铁素体向奥氏体转化完成时的温度

[0086] Arl在冷却期间奥氏体向铁素体转化完成时的温度

[0087] Ar3在冷却期间奥氏体开始向铁素体转化时的温度

[0088] CCR临界冷却速率(从硬化温度开始的最慢冷却速率，其将产生完全硬化的马氏体显微结构)

[0089] Ms使得马氏体转化可以开始的温度

[0090] 在本专利公开的上下文中，布氏硬度(HBW)是根据ISO 6506-1基于通过使用由硬质金属(W)制成并且具有10mm的直径的球并且另外通过使用3000kg的团块(HBW10/3000)在带材或板材表面下研磨0.3-2mm的表面加以定义。

[0091] 原始奥氏体晶粒(PAG)结构的晶粒尺寸和纵横比是根据以下程序获得。首先，将试样在350℃下热处理45min以蚀刻原始奥氏体晶粒边界。然后安装试样并且在蚀刻之前磨光。使用由1，4g苦味酸、100ml蒸馏水、1ml润湿剂(Agepol)以及0，75-1，0ml HCl构成的蚀刻剂来显露原始奥氏体晶粒边界。然后，使用光学显微镜来检验显微结构。平均原始奥氏体晶粒尺寸是使用样线截取法计算(ASTM E 112)。另外，PAG的纵横比是用样线截取法由沿轧制方向切割的板材的截面测定。截取晶粒边界是从沿轧制方向(RD)和沿垂直方向(NR)具有相同长度的线开始算起。纵横比是晶粒沿RD的平均长度除以沿NR的平均高度，即沿垂直方法的线截段的总和除以沿轧制方向的线截段的总和。

[0092] 残留奥氏体的量是用X射线衍射来测定。

[0093] 图式

[0094] 图1示意性地示出了根据一个实施方案的制造方法。请注意，图1不是按比例绘制。

[0095] 图2示意性地示出了直接淬火步骤的任选实施方案。请注意，图1不是按比例绘制。

[0096] 图3和4是显示基于下文中更详细描述的少数实施例的本发明效果的图形。实施例

[0097] 在实施例中，使用表1中所示的化学组成。组成值是以重量百分比给出。如可见，所有这些化学组成均除Fe之外包含C、Si、Mn、Al、Cr、Ni、Mo、不可避免的杂质以及残余内容物。如同样可见，所有这些化学组成均本质上不含硼，即它们含有B：＜0.0005％。

[0098] 组成A、B、N以及O是包括真空除气和Ca处理的大规模冶炼。组成A与B之间的主要区别在于组成B还包括Ti合金化。组成N和O包含比组成A和B略微更高的碳含量。

[0099] 将组成C、D、E、F、G、H、I、J、K、L以及M铸造成实验室锭，因此它们不包括Ca处理。组成C与D之间的主要区别是在组成C中碳含量更低。组成D与E之间的主要区别在于组成E包括小Ti合金化。组成F是包括高(3.87％)Ni合金化的组成的实例。组成G和H是还包括高(0.99％和1.47％)Cu合金化的组成的实例。组成I进一步含有Ti合金化。组成J进一步显示Cu与Ni合金化的不同组合。组成K和L还含有高(0.7％和1.5％)Si合金化。组成M还含有高(1.11％)Al合金化。

[0100]  C Sl Mn Al C Nl Mo B V Nb Tl Cu Ca P S N H
r
A 0. 0. 0. 0. 0 2. 0. 0.0 0.0 0.0 0.00 0. 0. 0.0 0.0 0.0 0.0002
30 20 50 03 . 00 44 002 10 02 5 01 00 1 010 05
8 2
0
B 0. 0. 0. 0. 0 2. 0. 0.0 0.0 0.0 0.02 0. 0. 0.0 0.0 0.0 0.0002
29 22 50 04 . 01 50 003 10 02 4 02 00 1 010 06
8 3
0
C 0. 0. 0. 0. 0 2. 0. 0.0 0.0 0.0 0.00 0. - 0.0 0.0 0.0 ＜0.0001
36 20 62 05 . 00 15 002 02 01 2 00 1 010 01
3
9
D 0. 0. 0. 0. 0 2. 0. 0.0 0.0 0.0 0.00 0. - 0.0 0.0 0.0 ＜0.0001
41 21 62 04 . 03 13 001 02 01 1 00 1 010 01
3
8
E 0. 0. 0. 0. 0 1. 0. 0.0 0.0 0.0 0.01 0. - 0.0 0.0 0.0 ＜0.0001
40 20 61 04 . 99 14 001 02 01 3 00 1 010 01
3
9
F 0. 0. 0. 0. 0 3. 0. 0.0 0.0 0.0 0.00 0. - 0.0 0.0 0.0 ＜0.0001
42 21 62 06 . 87 15 001 02 02 2 00 1 010 01
3
9
G 0. 0. 0. 0. 0 2. 0. 0.0 0.0 0.0 0.00 0. - 0.0 0.0 0.0 ＜0.0002
40 23 61 04 . 9 15 001 02 01 16 99 1 010 01
1 3
9
H 0. 0. 0. 0. 0 1. 0. 0.0 0.0 0.0 0.00 14 - 0.0 0.0 0.0 ＜0.0003
41 22 63 06 . 55 14 001 02 01 13 7 1 008 01
1 3
8
I 0. 0. 0. 0. 0 1. 0. 0.0 0.0 0.0 0.01 1. - 0.0 0.0 0.0 ＜0.0004
41 21 62 04 . 5 15 001 02 01 08 48 1 008 01
7 3
9
J 0. 0. 0. 0. 0 3. .1 0.0 0.0 0.0 0.00 0. - 0.0 0.0 0.0 ＜0.0005
40 22 63 05 . 32 5 001 02 01 13 5 1 013 01
3 1
9
K 0. 0. 0. 0. 0 .2 0. 0.0 0.0 0.0 0.00 0. - 0.0 0.0 0.0 ＜0.0006
41 7 64 04 . 6 15 001 02 01 16 48 1 011 01
7 3
8
3
L 0. 1. 0. 0. 0 3. 0. 0.0 0.0 0.0 0.00 0. - 0.0 0.0 0.0 ＜0.0007
41 5 62 05 . 3 15 001 02 01 19 49 1 014 01
6 3
9
M 0. 0. 0. 1. 0 3. 0. 0.0 0.0 0.0 0.00 0. - 0.0 0.0 0.0 ＜0.0008
39 23 64 10 . 82 15 001 02 01 19 49 1 016 01
8 3
9
N 0. 0. 0. 0. 0 2. 0. 0.0 0.0 0.0 0.00 0. 0. 0.0 0.0 0.0 0.0002
33 25 52 04 . 00 45 003 10 02 5 01 00 1 010 05
8 2
0
O 0. 0. 0. 0. 0 2. 0. 0.0 0.0 0.0 0.00 0. 0. 0.0 0.0 0.0 0.0002
31 21 51 04 . 00 45 002 10 02 5 01 00 1 010 05
8 2
0

[0101] 表1：化学组成(以重量百分比计)

[0102] 表2示出了实施例1-37中和参考实施例REF中所用的参数。参考实施例REF是通过将通过实施例2制备的钢带进一步再加热和淬火(RHQ)而获得，以证实在即将淬火之前奥氏体精炼和/或变形对高硬度热轧钢制品的所得布氏硬度(HBW)的影响。表2示出了“工艺”栏中的在各实施例中所用的工艺，“Th”栏中的最终制品厚度，“HT”栏中的加热温度，以及“QFT”栏中的淬火终轧温度。另外，热轧条件显示于“轧制类型”栏中，其中1意指奥氏体再结晶方案中的I型热轧，而2意指在非再结晶温度范围内但超过铁素体形成温度Ar3的II型热轧。“QFT”栏中的RT意指室温。

[0103]实施例 钢 工艺 Th(mm) HT(℃) 轧制类型 QFT(℃)
1 A DQ-带 5.0 1280 1+2 RT
2 A DQ-带 5.9 1280 1+2 RT
3 B DQ-板 10.7 1230 1 160
4 A DQ-板 10.9 1230 1 150
5 A DQ-板 11.1 1230 1 150
6 A DQ-板 11.3 1230 1 150
7 A DQ-板 12.4 1230 1 150
8 A DQ-板 15 1230 1 150
9 C DQ-实验室 8.0 1200 1 190
10 C DQ-实验室 8.0 1200 1+2 165
11 C DQ-实验室 8.0 1200 1+2 250
12 D DQ-实验室 8.0 1200 1 160
13 D DQ-实验室 8.0 1200 1+2 165
14 D DQ-实验室 8.0 1200 1 265
15 D DQ-实验室 8.0 1200 1+2 230
16 E DQ-实验室 8.0 1200 1 160
17 E DQ-实验室 8.0 1200 1+2 180
18 E DQ-实验室 8.0 1200 1 270
19 E DQ-实验室 8.0 1200 1+2 255
20 F DQ-实验室 8.0 1200 1 250
21 F DQ-实验室 8.0 1200 1+2 225
22 G DQ-实验室 8.0 1200 1 270
23 G DQ-实验室 8.0 1200 1+2 260
24 H DQ-实验室 8.0 1200 1 140
25 H DQ-实验室 8.0 1200 1+2 165
26 H DQ-实验室 8.0 1200 1 270
27 H DQ-实验室 8.0 1200 1+2 260
28 J DQ-实验室 8.0 1200 1 145
29 J DQ-实验室 8.0 1200 1+2 170
30 K DQ-实验室 8.0 1200 1 260
31 K DQ-实验室 8.0 1200 1+2 250
32 L DQ-实验室 8.0 1200 1 155
33 L DQ-实验室 8.0 1200 1+2 170
34 M DQ-实验室 8.0 1200 1 160
35 M DQ-实验室 8.0 1200 1+2 155
36 N DQ-板 10.7 1230 1 150
37 O DQ-带 3.9 1280 1+2 RT
REF A RHQ 5.9 900 - RT

[0104] 表2：工艺

[0105] 表3示出了拉伸强度和硬度测试、夏比-V测试(Charpy-V testing)、可翻边性(即可弯曲性)测试以及其显微结构表征的结果。

[0106] 表3示出了“Rm”栏中的拉伸强度，“夏比-V测试”栏下的不同温度下的冲击韧性，“T20J”栏中的20J的转变温度，“主相”栏中的主要显微结构相，其中M意指马氏体显微结构，“PAG”栏中的原始奥氏体晶粒尺寸，以及“PAG AR”栏中的纵横比。此外，给出了硬度、最小弯曲半径以及残余奥氏体测量结果。值的单位在括号中给出。

[0107] 实施例1-8和36-37中的硬度测量是根据上述测试条件以三次不同测量的平均值形式而取得。与此相反，实施例9-35和REF的硬度测量是根据SFS-EN ISO 6507-1：2006的维氏硬度(Vickers hardness)测量而取得并且转化为根据ASTM E 140-97的布氏硬度。实施例9-35中的硬度值是以在板材厚度上的平均硬度形式给出。

[0108]

[0109] 表3：拉伸测试、夏比-V测试、硬度测试、可翻边性测试以及显微结构表征的结果.[0110] 如可见，与参考实施例REF(540HBW)相比，实施例1-37全部提供以HBW计的更高硬度。确实如此，尽管事实是在实施例3中使用了包括比参考实施例REF的组成A更低的碳含量的组成B。这实际上有些违背碳含量与马氏体硬度之间的关系的普遍理论。由此，实施例清楚地显示硬度改善，并且表明通过本发明使得能够降低高硬度Ni合金化钢的碳含量。

[0111] 还可见，如果热轧步骤包括I型和II型热轧阶段，那么每个和每一个实施例均提供550HBW或更高的布氏硬度。

[0112] 还可见，实施例能够提供高于1500MPa或甚至高于1800MPa的拉伸强度。总伸长率(A)是显著地至少8％。此外，Rm＞1800MPa与A＞＝8％的组合是显著令人满意的。

[0113] 还可见，在热轧步骤中除I型热轧之外包括II型热轧阶段的实施例2能够在-20℃2
或更高的温度下提供通过夏比-V测试所测量冲击韧性超过100J/cm的高硬度热轧钢制品。

[0114] 还可见，实施例能够提供可以紧凑弯曲半径翻边的高硬度热轧钢制品。当弯曲角度等同或高于90°时和当下部的弯曲工具具有最大宽度是100mm的V形间隙时，具有2-15mm的厚度Th的高硬度热轧钢可翻边至3.3*Th(mm)，优选甚至3.0*Th(mm)的最小弯曲半径，而不会在弯曲中产生视觉可注意到的破裂或断裂。紧凑弯曲半径意味着在由此钢实现的应用中的设计的改进。换句话说，考虑到高硬度，钢的可弯曲性是优良的。

[0115] 下面更详细描述实施例1-37。

[0116] 在表2和3中所示的大规模实施例1-8和36-37中，使用具有化学组成A、B、N以及O的钢板坯。如由表2可见，钢板(DQ-板)与钢带(DQ-带)均由这些板坯制备。在所述实施例1-8和36-37中，用于制备钢带和钢板的钢板坯是分别通过加热至1280℃和1230℃的加热温度(HT)而奥氏体化的。加热步骤随后是持续约1小时的均衡步骤。

[0117] 在实施例1、2以及37中，在均衡步骤之后，以粗轧步骤起始热轧工艺，随后是带材轧制步骤，其中轧制了5.0mm、5.9mm以及3.9mm的不同最终带材厚度。在粗轧步骤与带材轧制步骤之间，照常使用卷绕箱。在最后一道轧制之后，进行直接淬火达到淬火终轧温度(QFT)。将钢带通过使用50℃/s的平均冷却速率从热轧热量直接淬火至室温(RT)。如可见，直接淬火钢带的硬度值明确高于参考实施例REF的硬度。

[0118] 实施例1、2以及37在热轧步骤中除I型热轧阶段之外包括II型热轧阶段。II型热轧产生伸长的奥氏体晶粒，这可在由实施例2的原始奥氏体晶粒结构测量高于1.3的纵横比(PAG AR)中看出。如可见，除高硬度之外，实施例2部分归因于伸长的原始奥氏体晶粒而在夏比-V测试中具有优良的性质。

[0119] 使用组成B的实施例3显示0.024％Ti合金化对夏比-V冲击韧性的有害影响。如可见，当Ti低于0.02％时冲击韧性是多倍的。原因可能是粗TiN粒子对此类型的钢的冲击韧性有害。因此，如果另外还需要优良的冲击韧性值，那么Ti优选低于0.02％或更优选低于0.01％。

[0120] 在实施例3-8和36中，在均衡步骤之后，通过在板材轧机上使用若干道轧制进行热轧工艺以实现所需厚度。热轧由I型热轧组成，即热轧不包括II型热轧。在最后一道轧制之后，进行直接淬火达到淬火终轧温度(QFT)。使用150℃/s的平均冷却速率将钢板从热轧热量直接淬火至160℃或150℃的温度。如可见，直接淬火钢板的硬度值明确高于参考实施例REF的硬度值。换句话说，在热轧期间原始奥氏体晶粒的大体上伸长未必需要与常规RHQ工艺相比获得硬度改善。然而，如同样所示，原始奥氏体晶粒的伸长进一步改善硬度。

[0121] 在实施例1-8和36-37中，拉伸强度测试、夏比-V测试以及可翻边性测试的值是以由沿纵向与横向方向(相对于轧制方向)的比值计算的平均值形式给出。

[0122] 在实验室实施例9-35中，使用具有表1中所示的化学组成C、D、E、F、G、H、I、J、K、L以及M的钢坯(模拟钢板坯)。在这些实验中，通过加热至1200℃的温度并且均衡两小时来将50mm厚钢坯奥氏体化。在均衡步骤之后，通过在实验室轧机上使用若干道轧制来进行热轧工艺以实现8mm的所需厚度。热轧步骤的内容根据表2而变化。在最后一道轧制之后，进行直接淬火达到淬火终轧温度(QFT)。通过使用60-100℃/s范围内的平均冷却速率将钢板从热轧热量直接淬火至约150℃或250℃的温度。

[0123] 在实施例9-35中，归因于实验室环境中的试样尺寸，拉伸强度测试、夏比-V测试以及转变温度的值是相对于轧制方向沿纵向方向给出。

[0124] 如可见，直接淬火钢板和钢带的硬度值明确高于参考实施例REF的硬度值。

[0125] 如同样通过比较实施例9-11(组成C)和实施例12-15(组成D)可见，在包括更低碳含量的组成C的情况下冲击韧性显著改善。因此，为确保冲击韧性，优选的是碳含量低于或等于0.36％。然而，必须指出，在大规模环境中，归因于在工业规模中的更高轧缩量，所有冲击韧性均更佳。

[0126] 另外，在表3中给出20J的转变温度(通过夏比-V所测量，试样尺寸7.5mm，缺口尺寸2mm)。这与约34J/cm2的转变温度相符合。

[0127] 如同样可见，仅包括I型热轧的各实验室实施例使得与纵横比(PAGAR)有关的测量给出小于或等于1.3的值。这意味着在这些实施例9、12、14、16、18、20、22、24、26、28、30、32以及34中，原始奥氏体晶粒结构在本说明书意义上未大体上伸长。

[0128] 然而，如由这些实施例10、11、13、15、17、19、21、23、25、27、29、31、33以及35可见，还包括II型热轧的各实验室实施例提供高于1.3或甚至高于2.0的纵横比(PAG AR)。尤其是全部满足PAG AR＞2.0。另外，此极限值2.0非常好地表示伸长的原始奥氏体晶粒结构，因为其反映晶粒长度与其高度相比超过两倍长时的极限。此类特征可明显区别于大体上等轴的原始奥氏体晶粒结构并且不能通过RHQ工艺获得。

[0129] 由实施例9-35的原始奥氏体晶粒结构测量的纵横比的增加清楚地表明如果纵横比高于1.3，那么将随后得到以布氏硬度计的另一更高硬度。纵横比值越高，布氏硬度越高。这还以约150℃和250℃的不同淬火终轧温度图解显示于图3和4中。

[0130] 对于本领域技术人员来说将显而易见的是，随着技术进步，本发明的观念可以各种方式实现。本发明和其实施方案不限于上文所描述的实施例，而是在权利要求书的范围内可变化。