用于制造热轧钢带产品的方法，以及热轧钢带产品
阅读：1235发布：2021-03-31
专利汇可以提供用于制造热轧钢带产品的方法，以及热轧钢带产品专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 涉及一种用于由低 合金 钢 制造具有2-12mm的厚度的 热轧 钢带 产品的方法，所述低 合金钢 具有重量百分比为0.04-0.08的 碳 含量并包含铌和 钛 。为了使所述钢带产品获得良好的机械性能，包括弯曲性能，钢的 工件 在1200-1350℃的奥氏体化 温度 下被奥氏体化，所述钢工件在预 轧制 步骤被热轧制，预轧制的钢工件在带材 轧机 中被轧制，使得对于所述工件在最后道次中达到760-960℃的轧制温度，并且在带材轧机中在最后道次后，通过单一步骤冷却，所述钢带以30-150℃/秒的冷却速率被直接淬火到至多300℃的温度，直接淬火在离最后道次15秒内进行。本发明还涉及一种钢带产品。，下面是用于制造热轧钢带产品的方法，以及热轧钢带产品专利的具体信息内容。
1.一种通过利用钢来制造具有2至12mm厚度的热轧钢带产品的方法，所述钢的组成按重量百分比为：
C：0.04-0.08
Si：0-0.5
Mn：1-2.2
Nb：0.04-0.09
Ti：0.06-0.16
N：＜0.01
P：≤0.03
S：＜0.015
Al：0.01-0.15
V：≤0.1
Cr：＜0.2
Mo：＜0.2
Cu：≤0.5
Ni：≤0.5，
其余由铁和不可避免的杂质组成，其特征在于：
-在1200至1350℃的奥氏体化温度下奥氏体化钢的工件；
-在预轧制步骤中热轧制所述钢工件；
-在带材轧机中轧制所述预轧制的钢工件，使得在最后道次中对于所述工件达到760至960℃的轧制温度；以及
-在所述带材轧机中在所述最后道次后，通过单一步骤冷却以30至150℃/秒的冷却速率，将所述钢带直接淬火到至多300℃，所述直接淬火在离所述最后道次15秒内进行。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述直接淬火速率为至多120℃/秒。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述直接淬火的最终温度为至多
100℃。
4.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，所述钢带被直接淬火直接到卷取温度并被卷取。
5.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，所述钢带被形变热处理，在这种情况中直接淬火后没有进行退火。
6.根据前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，所述钢带在所述直接淬火后被成形为管产品。
7.一种热轧钢带产品，具有2-12mm的厚度和按重量百分比的以下组成：
C：0.04-0.08
Si：0-0.5
Mn：1-2.2
Nb：0.04-0.09
Ti：0.06-0.16
N：＜0.01
P：≤0.03
S：＜0.015
Al：0.01-0.15
V：≤0.1
Cr：＜0.2
Mo：＜0.2
Cu：≤0.5
Ni：≤0.5，
其余为铁和不可避免的杂质，其特征在于，所述钢的显微结构为基本上低碳铁素体和/或低碳贝氏体，
所述钢的屈服强度为650-800MPa，并且断裂后的伸长百分比为至少12％；并且在所述钢在所述轧制方向上的屈服强度与横向于所述轧制方向的方向上的屈服强度至多6.5％不同的情况下，所述钢的结构是各向同性的。
8.根据权利要求7所述的钢带产品，其特征在于，所述基本上低碳铁素体和/或低碳贝氏体结构包含高碳岛。
9.根据权利要求7或8所述的钢带产品，其特征在于，在横向弯曲中，所述钢维持
0.4≤R≤0.75t的弯曲半径，没有肉眼可见的裂纹或裂缝，其中t为所述钢产品的壁厚。
10.根据前述权利要求7至9中任一项所述的钢带产品，其特征在于，所述钢带产品的平均晶粒尺寸为2至4微米。
11.根据前述权利要求7至10中任一项所述的钢带产品，其特征在于，所述钢带产品的碳当量为至多0.45。
12.根据前述权利要求7至11中任一项所述的钢带产品，其特征在于，所述钢带产品的屈服强度超过680MPa。
13.根据前述权利要求7至12中任一项所述的钢带产品，其特征在于，所述钢带产品的
2 2
冲击强度在-20℃的温度下为至少200J/cm 和/或在-40℃的温度下为至少190J/cm 和/
2
或在-60℃的温度下为至少180J/cm。
14.根据前述权利要求7至13中任一项所述的钢带产品，其特征在于，所述钢带产品可以在薄板厚度的10-15％的切割间隙处被切割而没有视觉上可察觉的裂纹。
15.根据权利要求7或8所述的钢带产品，其特征在于，所述钢组成还满足要求Ti+Nb+V＞0.15。
16.根据权利要求15所述的钢带产品，其特征在于，所述钢带产品的厚度为2-6mm，并且所述钢中合金元素Nb、Ti和V的含量为：
Nb：0.04-0.06
Ti：0.06-0.10
V：0.06-0.10。
17.根据权利要求15所述的钢带产品，其特征在于，所述钢的钼含量为Mo＜0.10。
18.根据权利要求7或18所述的钢带产品，其特征在于，所述钢的钼含量为Mo＜0.05。
19.根据权利要求7或8所述的钢带产品，其特征在于，所述钢带产品的厚度超过8mm，并且所述钢的铜和镍含量为0.3≤Cu≤0.5和Ni＜0.1％。
用于制造热轧钢带产品的方法，以及热轧钢带产品
背景技术
[0001] 本发明涉及一种利用钢来制造具有2至12mm壁厚的热轧钢带产品的方法，所述钢的组成按重量百分比为：
[0002] C：0.04-0.08
[0003] Si：0-0.5
[0004] Mn：1-2.2
[0005] Nb：0.04-0.09
[0006] Ti：0.06-0.16
[0007] N：＜0.01
[0008] P：≤0.03
[0009] S：＜0.015
[0010] Al：0.01-0.15
[0011] V：≤0.1
[0012] Cr：＜0.2
[0013] Mo：＜0.2
[0014] Cu：≤0.5
[0015] Ni：≤0.5
[0017] 本发明进一步涉及具有2到12mm壁厚和如上所描述的组成的钢产品。
[0018] EP 1319725披露了用于制造具有上面的组成的钢带的方法。由此制造的钢带的强度较高，其屈服强度超过690MPa，并且在断裂后具有较高的伸长百分比(12到21％)。根据该出版物，这些机械性能通过对钢进行两步冷却达到。在第一冷却步骤中，进行非常快的冷却，在热轧后冷却速率超过150℃/秒，接着是没有主动冷却的3到10秒的暂停，其后进行第二冷却步骤到待制造的钢带的卷取温度，所述温度根据期望的强度选择。用于超过690MPa的屈服强度的推荐的卷取温度为580℃。在第一淬火步骤时的超过150℃/秒的高冷却速率仅在低带厚度时可以获得，并且该出版物仅讨论了低于4mm的带厚度。冷却暂停意味着提供相变化时间，其间与持续冷却相比，所述材料的屈服强度尤其降低，并且屈服强度/抗拉强度值减小。该出版物没有披露当卷取温度低于580℃时，在钢中如何获得超过
690MPa的屈服强度。该出版物表明在低于580℃的卷取温度中获得的屈服强度仍然低于
690MPa。
690MPa的屈服强度。该出版物表明在低于580℃的卷取温度中获得的屈服强度仍然低于
690MPa。
[0019] 所述两步冷却在实践中实施比一步冷却更复杂，并且需要更复杂的生产设备。此外，通过两步冷却获得的钢带的弯曲性不是特别好，虽然所述钢带在断裂后的伸长百分比方面具有较好的值。弯曲性是指钢带弯曲到小的弯曲半径而在弯曲点处没有出现表面损伤的能力。两步冷却没有成功地在低温时为钢提供特别好的冲击强度值以及高强度。
发明内容
[0020] 本发明的目的是克服现有技术的所述缺点并提供对于制造高强度和特别良好的弯曲性的带钢产品(通常为钢带)容易实施的方法，所述带钢产品具有如上所提及的化学组成。为了实现此目的，本发明的方法的特征为：
[0021] -在1200-1350℃的奥氏体化温度下奥氏体化钢的工件；
[0023] -在带材轧机(strip rolling mill)中轧制所述预-轧制的钢工件，以便在最后道次(最后精轧道次)中实现用于所述工件的760-960℃的轧制温度；以及
[0024] -在所述带材轧机中在所述最后道次后，通过单一步骤冷却将所述钢带以30-150℃/秒的冷却速率直接淬火到最高300℃，平行的熄灭(parallel extinction)在所述最后道次15秒内进行。
[0025] 本发明令人惊奇地表明：所述钢组成能够产生也具有良好的弯曲性的高强度钢。还令人惊奇的是，还发现所述钢的强度是各向同性的，即，不管相对于所述轧制方向纵向还是横向测量，其屈服强度没有显著变化。
[0026] 所述直接淬火速率优选至多120℃/秒，因为这能够获得为钢提供特别良好的机械性能的钢显微结构，所述机械性能包括良好的冲击强度和良好的弯曲性。
[0027] 直接淬火中的最终温度优选至多100℃，因为这能够获得在淬火后具有平面和甚至边缘的平面钢带(平坦钢带)。
[0028] 所述钢带优选被直接淬火直接到卷取温度并被卷取。
[0029] 所述钢带的加工优选为形变热(热机械)的，因此在直接淬火后没有进行回火。已经观察到虽然在产品上不需要增加成本的回火，但用所述方法制造的钢产品具有良好的机械性能。回火并不显著提高产品的机械性能，并且它使所述过程复杂化。
[0031] 本发明的方法的主要优点在于它允许具有良好的机械性能，包括弯曲性的钢产品和预定的组成以简单且经济的方式并用简单的设备制造。
[0032] 本发明进一步涉及在本发明的方法步骤中制造的产品。
[0033] 本发明的钢带产品具有2-12mm的壁厚，并按重量百分比由以下组成：
[0034] C：0.04-0.08
[0035] Si：0-0.5
[0036] Mn：1-2.2
[0037] Nb：0.04-0.09
[0038] Ti：0.06-0.16
[0039] N：＜0.01
[0040] P：≤0.03
[0041] S：＜0.015
[0042] Al：0.01-0.15
[0043] V：≤0.1
[0044] Cr：＜0.2
[0045] Mo：＜0.2
[0046] Cu：≤0.5
[0047] Ni：≤0.5，
[0048] 其余为铁和不可避免的杂质，其特征在于所述钢的显微结构为基本上低碳铁素体和/或低碳贝氏体，在弯曲后所述钢维持R≤0.75t的弯曲半径而没有肉眼可见的裂缝或裂纹，t为所述钢产品的厚度，其屈服强度为650-800MPa，并且断裂后其伸长百分比为至少12％。
[0049] 已经获得了高强度，然而所述钢的显微结构主要由低碳铁素体和/或贝氏体组成，而不包含显著量的富含碳的马氏体或富含碳的贝氏体。如推荐的，主相由具有几乎完全的铁素体显微结构的铁素体，如推荐的，和富集碳含量的极小的岛中少量的贝氏体和/或马氏体和/或残余的奥氏体组成。对于获得的高强度的显著原因是在用本方法生产的钢中使用铌和钛作为微合金元素。必须使用铌和钛两者。
[0050] 本发明的优选实施方式披露在所附的权利要求8-19中。
[0051] 本发明的钢产品的主要优点是相对于其组成，其良好的机械性能，包括弯曲性和剪切特性以及冲击强度值。所述钢还完全适用于寒冷条件(北极条件)中。本发明的钢由于其与工程工作相关的性能是非常有用的，因为其弯曲性良好，并且其各向同性的强度性能允许其使用的非常有效的最优化。此外，小的弯曲半径特别便于弯曲产品设计者的工作。本发明的钢带产品特别适合用作强结构钢。
附图说明
附图说明
[0052] 下面将更详细地并参照附图来披露本发明，其中：
[0053] 图1示出了本发明的方法步骤；
[0054] 图2为弯曲测试中V-弯曲的示意图；
[0055] 图3示出了成功的弯曲测试结果的实例；
[0056] 图4示出了失败的弯曲测试结果的实例；
[0057] 图5表示用本发明的钢和参考钢获得的却贝-V(charpy-V)的转变曲线；
[0058] 图6示出了屈服强度各向同性与带材轧制之间的关联；以及
[0059] 图7示出了屈服强度各向同性与卷取温度之间的关联。
具体实施方式
[0060] 图1示出了用于生产具有2到12mm壁厚的钢带产品的本发明的方法步骤。所述制造从钢的工件开始，其组成按重量百分比为：
[0061] C：0.04-0.08
[0062] Si：0-0.5
[0063] Mn：1-2.2
[0064] Nb：0.04-0.09
[0065] Ti：0.06-0.16
[0066] N：＜0.01
[0067] P≤0.03
[0068] S：＜0.015
[0069] Al：0.01-0.15
[0070] V：≤0.1
[0071] Cr：＜0.2
[0072] Mo：＜0.2
[0073] Cu：≤0.5
[0074] Ni：≤0.5
[0075] 以及其余的铁和不可避免的杂质。
[0076] 所述钢具有0.04到0.08％的低碳含量C，其考虑到所述材料的冲击强度、弯曲性和焊接性是有利的。
[0077] 硅，Si，可以以0到0.50％的量使用作为脱氧剂(killing agent)(除了铝之外)并用于铁素体加强(增强剂)。如果目的是特别良好的表面质量，则硅含量必须被限制成低于0.25％。
[0078] 锰，Mn的合金含量为1.0到2.2％。因为低碳含量，所以钢在铸造期间不倾向于锰和碳偏析，其也在Mn的较高含量处提高了显微结构的均匀性。优选地，至少1.3％的锰被合金化以实现高强度并确保至多2.0％的焊接性。
[0079] 本发明的钢可以通过热(例如，通过激光和等离子体)和机械被切成精密尺寸的件(钢件，片)。已经观察到，获得了具有较平滑的切割表面的件。这对于疲劳强度具有有利的影响。此外，低碳含量防止了热切割期间切割表面变得粗糙，并减小了最大硬度，切割表面在件的形成期间和其应用条件下较不易于变脆和产生裂纹。在机械切割中，切割间隙可以被设置为钢厚度的10-15％的值，切割产物(结果)仍然是平滑和无断裂的，因此，切割表面的分开的磨削或热切割不是必需的，其显著地减小了加工公差(工作容差，allowances)，并减少了制造步骤的数量，由此提高了制造过程。
[0080] 为了实现良好的冲击强度和弯曲性，作为杂质存在的磷，P的量(至多0.03％)和硫，S的量(至多0.015％)被加以限制。P的最大量优选为0.015％，而S的最大量优选为0.005％。此外，在必要时，通过用熔化的Ca或CaSi处理，可以改善性能。作为脱氧剂，使用了铝Al 0.01-0.15％。使用的铝的量优选为至多0.05％。
[0081] 使用的氮，N的量为至多0.01％，因为当在含钛的钢中存在时，氮形成削弱钢的弯曲性的硬氮化钛颗粒。使用的氮的优选量为至多0.006％。
[0082] 铜，Cu的含量被减少到至多0.3％，以确保热轧带的良好的表面质量。如果铜含量超过0.3％，推荐也合金化(熔合)至少等于Cu含量的0.25倍的量的镍，Ni。虽然钢在没有铜的情况下也实现了其良好的性能，但当必要时它可以被使用，以稍微增加强度。Cu含量为至多0.5％。尤其对于例如8到12mm的厚带，优选使用合金0.3-0.5％的铜和至少0.1％的镍。
[0083] 即使所述合金中没有铜，Ni也被限制为至多0.5％。虽然没有混合Ni时钢也实现了其良好的强度性能，但是必要时，它可以稍微增加强度。
[0085] 钛，T，可以被合金化(熔合)以实现期望的强度水平。典型地为0.06-0.16％，虽然更高的Ti水平也可以被使用，但是在所述情况下其强度增加作用极小，并且可以使工件的铸造复杂化。较低的Ti百分比不被使用，因为这样的话，不使用更昂贵的合金化或增加碳含量到超过0.08％就难以获得高强度。令人吃惊的是，本发明表明即使在低温，如-40℃和-60℃下，钛也不显著地降低基础试剂的冲击强度，如通过表3的测量结果所示出的。
[0086] 铬，Cr，和钼，Mo，不需要被合金化(熔合)。它们是增加硬化并至少在较高的量时对焊接性具有不利影响的元素。为此，Cr被限制为0.2％的最大含量，并且类似地，Mo被限制为0.2％的最大含量。铬的量优选小于0.1％。
[0087] 钼优选被允许以至多0.10％的量，最优选至多0.5％的量，因为本发明的钢的机械性能通过合金化(熔合)提供比钼更可负担得起的合金元素成本的钛而被最优先实现。钼在本发明的直接淬火的钢带产品中对于强度甚至可能是有害的。在任何情况中，当产品通过形变热处理生产时，加入的钼并不显著地提高本发明的钢带产品的强度。
[0088] 钒，V，不需要被合金化(熔合)。此外，它增加了不必要的硬化，并至少在高浓度下对于焊接性具有不利影响。为此，V被限制为0.1％的最大含量。
[0089] 然而，尤其是对具有2到6mm的低带厚度t，在高轧制力时，为了减少轧制力，Nb和Ti浓度被限制如下：Nb：0.04-0.06％和Ti：0.06-0.10％，同时可以选择0.06-0.10％的钒浓度V以获得高强度。
[0090] 对于低带厚度t＝2-6mm，硅也可以有利地以Si：0.30-0.50％的量被加入，以增加强度，如用实验组合物(组成)E1进行的测试的表1中所示出的。
[0091] 根据本发明的优选实施方式，铌、钛和钒浓度的总和大于0.15％，即，Ti+Nb+V＞0.15％，钢带产品被用作特别强的结构钢。
[0092] 尤其是在较低的碳含量限制时，本发明的钢带产品在弯曲(压折)和焊接方面极好，如，通过自动高频(HF)焊接焊接到管或管粱中。制造实验已经表明所述材料非常适合于生产HF-焊接的管粱。
[0093] 钢的工件为210mm厚，例如，并被加热到1280℃的奥氏体化温度，此处将其保持约3小时。当然，钢工件的厚度可以不同于这里披露的厚度，并且奥氏体化温度可以被不同地选择，但是推荐1200-1350℃的范围。如果奥氏体化温度低于给出的下限，则存在这样的风险：微合金化元素不能溶入奥氏体，即，不能获得均质的奥氏体。最优选地，退火时间在2-4小时的范围内变化。
[0094] 钢的碳当量C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+Ni+Cu)/15优选不高于0.45，其保证了钢的良好焊接性。
[0095] 在奥氏体化后，钢工件在950-1250℃的温度下被热轧到通常为25-50mm的厚度，随后被立即转移到带材轧机以被轧成具有2-12mm的最终厚度的带。钢带的推荐的最终厚度为至少4mm。还推荐最终厚度不超过10mm。
[0096] 带材轧机中道次的数量通常为5到7。带材轧机中的最后道次在760-960℃的温度范围处实施，推荐为780-850℃。
[0097] 在最后道次后，钢带的直接淬火在15秒内开始。在直接淬火的开始处，钢带的温度必须为至少700℃。直接淬火作为水淬火以30-150℃/秒的淬火速率实施，推荐的上限为至多120℃/秒。直接淬火持续直到至多300℃的温度，推荐的温度为100℃。直接淬火后，钢立即被卷取。因此，卷取温度可以落入30-300℃的温度范围内。推荐的起始卷取温度为至多100℃，因为当钢在超过100℃的温度下被卷取时，使所述过程复杂化的不连续的蒸汽垫可以形成在钢表面上。
[0098] 作为形变热处理的结果，钢的显微结构变得均匀，并由主导相构成，其优选为低碳铁素体和/或低碳贝氏体。主导相的量通常超过90％。换言之，极低量的高碳贝氏体和/或残余奥氏体和/或马氏体在极高的碳组中存在。显微结构中的平均晶粒尺寸(粒度)较小，优选为约2-4微米。还必须的是所述显微结构首先不包含大的晶粒，因此，考虑到钢的强度，所述钢具有特别良好的弯曲特性。晶粒尺寸必须尽可能均一和精细，其通过本发明的方法实现。
[0099] 下面的表1到3提供了本发明的钢的浓度和制造参数的实例以及利用它们获得的强度和韧性值的实例。为了比较，表2和3还包含不属于本发明的方法的范围的制造参数，即，不对应于本发明的方法的处理。在表2中，对于制造参数，并且在表中对于机械强度性能参考测试已经用R示出。
[0100] 检测的另外的主题为利用本发明的处理获得的弯曲特性，这些与通过本发明的范围之外的制造参数获得的弯曲特性比较，参见表3和4，钢B3Q23(根据本发明的弯曲测试a))和钢A3M33(本发明之外的弯曲测试b))。
[0101] 表2中的指标T_f表示最后轧制道次时的温度，指标T_c表示卷取开始时的温度，指标Th表示钢带的厚度，而指标Wi表示钢带的宽度。
[0102] 在表3的第一列中，T表示这样的样品，其强度和韧性已经在横过卷取方向的方向上被测定。末端(结尾)L表示这样的样品，其强度和韧性已经在卷取方向上被测定。
[0103] 表1.试验组成(试验组合物)
[0104]分 C SI MN P S AL NB V CU CR NI N MO TI CA 实施例析 Ti+Nb+V
A1 0.20 1.2.3
0.049 0.23 1.99 0.008 0.003 0.03 0.08 0.01 0.03 0.04 0.04 0.005 0.10
A2 0.19 10
0.049 0.19 1.92 0.007 0.003 0.03 0.09 0.01 0.04 0.04 0.05 0.005 0.01 0.10 0.003
A3 0.19 9
0.049 0.19 1.89 0.009 0.002 0.03 0.08 0.01 0.01 0.03 0.05 0.005 0.00 0.10 0.003
B2 0.21 5
0.056 0.21 1.81 0.007 0.003 0.03 0.09 0.01 0.04 0.04 0.05 0.007 0.01 0.11 0.003
B3 0.19 6.9
0.056 0.21 1.76 0.008 0.004 0.03 0.08 0.01 0.03 0.04 0.05 0.004 0.01 0.11 0.002
B4 0.20 4.10
0.064 0.21 1.78 0.011 0.001 0.03 0.09 0.01 0.04 0.06 0.06 0.009 0.01 0.11 0.003
C1 0.19 8
0.053 0.18 1.78 0.008 0.004 0.03 0.06 0.00 0.03 0.05 0.05 0.008 0.01 0.14 0.003
D1 0.14 7
0.057 0.17 1.65 0.008 0.003 0.03 0.04 0.01 0.03 0.03 0.04 0.005 0.09
E1 0.20 11
0.079 0.39 1.43 0.011 0.003 0.03 0.05 0.08 0.04 0.06 0.06 0.007 0.01 0.06 0.002
F1 0.22 12
0.061 0.23 1.79 0.008 0.001 0.04 0.08 0.01 0.40 0.07 0.20 0.007 0.01 0.12 0.002
F2 0.21 12
0.058 0.20 1.90 0.007 0.002 0.03 0.08 0.01 0.40 0.06 0.21 0.006 0.02 0.12 0.002
B5 0.06 0.20
0.21 1.81 0.009 0.004 0.03 0.08 0.01 0.04 0.07 0.08 0.007 0.02 0.11 0.002[0105] 表2.制造参数
A1 0.20 1.2.3
0.049 0.23 1.99 0.008 0.003 0.03 0.08 0.01 0.03 0.04 0.04 0.005 0.10
A2 0.19 10
0.049 0.19 1.92 0.007 0.003 0.03 0.09 0.01 0.04 0.04 0.05 0.005 0.01 0.10 0.003
A3 0.19 9
0.049 0.19 1.89 0.009 0.002 0.03 0.08 0.01 0.01 0.03 0.05 0.005 0.00 0.10 0.003
B2 0.21 5
0.056 0.21 1.81 0.007 0.003 0.03 0.09 0.01 0.04 0.04 0.05 0.007 0.01 0.11 0.003
B3 0.19 6.9
0.056 0.21 1.76 0.008 0.004 0.03 0.08 0.01 0.03 0.04 0.05 0.004 0.01 0.11 0.002
B4 0.20 4.10
0.064 0.21 1.78 0.011 0.001 0.03 0.09 0.01 0.04 0.06 0.06 0.009 0.01 0.11 0.003
C1 0.19 8
0.053 0.18 1.78 0.008 0.004 0.03 0.06 0.00 0.03 0.05 0.05 0.008 0.01 0.14 0.003
D1 0.14 7
0.057 0.17 1.65 0.008 0.003 0.03 0.04 0.01 0.03 0.03 0.04 0.005 0.09
E1 0.20 11
0.079 0.39 1.43 0.011 0.003 0.03 0.05 0.08 0.04 0.06 0.06 0.007 0.01 0.06 0.002
F1 0.22 12
0.061 0.23 1.79 0.008 0.001 0.04 0.08 0.01 0.40 0.07 0.20 0.007 0.01 0.12 0.002
F2 0.21 12
0.058 0.20 1.90 0.007 0.002 0.03 0.08 0.01 0.40 0.06 0.21 0.006 0.02 0.12 0.002
B5 0.06 0.20
0.21 1.81 0.009 0.004 0.03 0.08 0.01 0.04 0.07 0.08 0.007 0.02 0.11 0.002[0105] 表2.制造参数
[0106]样品 T_f T_c Th Wi 实施例
A1M33 875 605 5 1260 1 R
A1M63 905 480 5 1260 2a R
A1Q61 920 250 5 1260 2b
A1M83 885 50 5 1260 3
B2L13 910 360 10 1260 5 R
B3Q25 805 50 10 1270 6
D1Q63 865 50 5 1500 7
C1Q35 910 50 7.7 1355 8
A3M33 890 615 10 1520 9 R 弯曲b
B3Q23 830 50 10 1270 9 弯曲a
A2M33 895 605 8 1330 10 R 转变曲线9c
B4Q23 835 50 8 1500 4.10 转变曲线9d
E1Q11 825 50 6 1500 11
E1Q33 860 50 5 1500 11
A1M33 875 605 5 1260 1 R
A1M63 905 480 5 1260 2a R
A1Q61 920 250 5 1260 2b
A1M83 885 50 5 1260 3
B2L13 910 360 10 1260 5 R
B3Q25 805 50 10 1270 6
D1Q63 865 50 5 1500 7
C1Q35 910 50 7.7 1355 8
A3M33 890 615 10 1520 9 R 弯曲b
B3Q23 830 50 10 1270 9 弯曲a
A2M33 895 605 8 1330 10 R 转变曲线9c
B4Q23 835 50 8 1500 4.10 转变曲线9d
E1Q11 825 50 6 1500 11
E1Q33 860 50 5 1500 11
[0107]样品 T_f T_c Th Wi 实施例
F1Q23 810 50 12 1500 12
F2Q43 805 50 12 1250 12
B5Q23 820 50 6 1500 弯曲c
F1Q23 810 50 12 1500 12
F2Q43 805 50 12 1250 12
B5Q23 820 50 6 1500 弯曲c
[0108] 表3.强度和韧性性能
[0109]
[0110] 表2和3表明当直接淬火被实施到低温(50℃)时，冲击强度值良好，且强度各向同性地高。
[0111] 如从表3所看到的，根据本发明的钢的屈服强度为635-829MPa。断裂后的伸长百分比A5为至少12％，通常为至少15％。钢的屈强比(屈服强度/断裂强度)为约0.8-0.95。
[0112] 可以从表1到3的结果进一步得出结论：在实施例3、4、6、7、9、11和12中，钢带的加工方向和横向加工方向上的钢带的屈服强度值相互之间并不显著的不同。加工方向上的屈服强度几乎与横向加工方向上的屈服强度一样高，强度的比率为＜6.5％，甚至＜2％。根据实施例，这样低的强度变化是通过根据本发明的优选实施方式实施淬火到低于100℃的温度和/或通过利用890℃的最终带材轧制温度获得的。
[0113] 如表2和3中所示，所述均一质量存在于其中最终轧制温度较低(低于890℃)和/或在低温卷取(卷取温度50℃)的钢中。
[0114] 来自表的参考值表明，对于实施例1、2a和5，当卷取温度超过100℃时，钢强度值的各向同性降低到接近10％的值，这代表对于常规的、形变热生产的钢的强度值的通常变化。这同样适用于断裂强度值。
[0115] 最终弯曲温度T_f和卷取温度T_c对屈服强度的各向同性的作用在图6和7中更详细地检验，其表明最终弯曲温度和卷取温度的降低允许本发明的钢的屈服强度被提高。
[0116] 本发明还表明屈服强度各向同性可以利用式Rp(T-L)/Rp(L)＝-46.6+0.0576T_f+0.0103T_c来评估，其中T_f是最终弯曲温度，而T_c为卷取温度。
[0117] 均一质量是有利的，因为当用于不同目的的钢带被设计时，不需要考虑这样的事实，即，所述钢带在卷取方向上比在横过卷取方向的方向上具有更高的强度。因此，在所有的情况中，即，也在切割被加工成产品的毛坯时(其在使用中在对应于钢带的卷取方向的方向上接受它们最大的载荷)，可以利用钢带的高强度。此外，钢带的使用可以被最优化，因为关于载荷方向的强度变化不需要被考虑。此外，各项同性强度性质可能有助于不考虑弯曲方向(纵向/横向)的均一质量的弯曲的形成，其进一步提高了本发明的钢带产品的适用性。表4表明纵向弯曲中的弯曲性(其已知是有问题的)是极好的。例如，钢样品B5Q3，在纵向弯曲中允许达到1.3的R/T值。该钢的横向弯曲仍然成功达到0.3的R7t值。
[0118] 弯曲已经通过现有技术方法作为上部和下部工具之间的V-弯曲实施，图3示出了原理。所用的弯曲方法是具有100mm的V-开口宽度V的自由弯曲。测试件在两个方向上被弯曲，由此它们被弯成Z形。
[0119] 表4.弯曲结果。用具有300-400mm的侧面长度的方形薄板弯曲，并且进行的弯曲与轧制方向交叉。在表中，R代表弯曲半径，而t代表薄板厚度。弯曲测试与轧制方向横向(T)进行。
[0120]
[0121] 弯曲测试的结果已经被可视地分析。图3示出了具有圆弯曲形状和完整表面的成功的弯曲(好)。不合格的结果(失败)是由于弯曲半径的区域中可见的裂纹、裂痕或棱角造成的。表5示出了导致不合格结果的典型的弯曲错误，而表4示出了明显失败的弯曲(失败)的实例。
[0123] 名称描述
[0124]边缘裂缝 外弯曲的剪切边缘上的边缘裂缝
非常细的表面裂缝 弯曲上可见的屈服线
细表面裂缝 作为清楚的槽显示的屈服线
(表面裂纹) 弯曲表面上可能的裂纹
表面裂纹 弯曲表面上反映的裂纹
开放裂纹 弯曲表面上清楚的断裂
非常细的表面裂缝 弯曲上可见的屈服线
细表面裂缝 作为清楚的槽显示的屈服线
(表面裂纹) 弯曲表面上可能的裂纹
表面裂纹 弯曲表面上反映的裂纹
开放裂纹 弯曲表面上清楚的断裂
[0125] 如图4所示，钢B3Q23(表2中的弯曲测试a)具有比钢A3M33(表2中的弯曲测试b)好得多的弯曲性。在本发明的钢中，弯曲半径与材料强度的比率(R/t)可以甚至为0.4，而通过常规制造的参考钢达到的比率仅为约1.6。从表1至4和图5中得出的结论是在本发明的方法中，直接淬火被进行到至多300℃的温度。
[0126] 如表3和图5中所示，从钢样品B4Q23(转变曲线d)获得的冲击强度值显著比从钢样品A2M33(转变曲线c)获得的冲击强度值要好。前面的钢样品被直接淬火到50℃的温度(参照表2)，而后者被冷却到615℃的温度。表3还表明冷却到约600℃的高温(实施例1和10)仅导致对于该强度级别的钢典型的冲击强度值。如所示出的，在-20℃的温度下，
2 2
本发明的钢的冲击强度为至少200J/cm，和/或在-40℃的温度下为至少190J/cm，和/或
2
在-60℃的温度下为至少180J/cm。
2 2
本发明的钢的冲击强度为至少200J/cm，和/或在-40℃的温度下为至少190J/cm，和/或
2
在-60℃的温度下为至少180J/cm。
[0127] 最后，本发明将通过更详细地描述测试实施例和表1至4中的信息来说明。
[0128] 实施例1.带材轧机被用于轧制具有5mm的厚度和表1的组成(A1)的热钢带。轧制参数(A1M33)在表2中示出。结果(A1M33)在表3中示出。结果表明，当钢带在600℃的卷取温度下被卷取时，实现极好的强度，但是冲击强度仍仅在正常水平。值得注意的方面是屈服强度在不同的测试方向上明显不同，其对于形变热常规轧制的微合金钢是正常的。伸长率水平是正常的。
[0129] 实施例2.带材轧机被用于轧制具有5mm的厚度和表1的组成(A1)的热钢带。轧制参数(A1M63)在表2中示出。结果在表3中示出。结果表明，在较低卷取温度(约480℃)下卷取产生低强度但是改善的冲击能量的钢(A1M63)。伸长率水平正常。将所述带冷却至仍较低的冷却温度(约250℃)提高了钢(A1Q61)的强度(接近于正常水平)，其中明显改善了冲击能量。伸长率仍低于正常水平。
[0130] 实施例3.带材轧机被用于轧制具有5mm的厚度和表1的组成(A1)的热钢带。轧制参数(A1M83)在表2中示出。结果(A1M83)在表3中示出。结果表明，在非常低的卷取温度(约50℃)下的卷取将强度提高到接近正常的良好水平，其中冲击能量仍明显好于正常水平。伸长率仍低于正常水平。
[0131] 实施例4.带材轧机被用于轧制具有8mm的厚度和表1的组成(B4)的热钢带。轧制参数(B4Q23)在表2中示出，并且相应的结果在表3中示出。结果表明，在非常低的卷取温度(约50℃)下的卷取将强度提高到正常水平，并提供了明显好于正常的冲击能量。并且，值得注意的是，轧制方向上的屈服强度在横向和纵向上几乎相同。伸长率稍微低于正常。
[0132] 实施例5.带材轧机被用于轧制具有10mm的厚度和表1的组成(B2)的热钢带。轧制参数(B2L13)在表2中示出，相应的结果在表3中示出。结果表明，在非常高的轧制温度(910℃)下，和在360℃的卷取温度下的卷取，弯曲方向上的纵向屈服强度仍处于低水平，但是冲击能量仍良好。伸长率大致处于正常水平。
[0133] 实施例6.带材轧机被用于轧制具有10mm的厚度和表1的组成(B3)的热钢带。轧制参数(B3Q25)在表2中示出，相应的结果在表3中示出。结果表明，在非常低的轧制温度(约800℃)下和非常低的卷取温度(约50℃)下，对于厚带，屈服强度也提高到正常水平，其中冲击强度仍处于良好水平。值得注意的方面是关于轧制方向的屈服强度在横向和纵向上相同。伸长率稍低于正常水平。
[0134] 实施例7.带材轧机被用于轧制具有5mm的厚度和表1的组成(D1)的热钢带。轧制参数(D1Q63)在表2中示出，相应的结果在表3中示出。结果表明，当钢被快速冷却到50℃的温度时，合金元素(尤其是Ti、Nb)的减少大大降低了强度。伸长率和冲击强度处于良好水平。
[0135] 实施例8.带材轧机被用于轧制具有7.7mm的厚度和表1的组成(C1)的热钢带，所述钢带随后被用于制造具有100mm×250mm的尺寸的HF-焊接的方形(quadratic)管粱。轧制参数(C1Q35)在表2中示出，并且从管粱测量的结果在表3中示出。测量的强度值是管粱形成后获得的强度。因为在管粱的制造中发生冷成形，因此冲击强度值通常略微下降。
结果表明根据所述方法的钢也非常适合于制造高强度管粱。
结果表明根据所述方法的钢也非常适合于制造高强度管粱。
[0136] 实施例9.带材轧机被用于轧制具有8mm的厚度和表1的组成(A3和B4)的热钢带。轧制参数(A3M33和B3Q23)在表2中示出，并且从所述钢带测量的相应测试结果在表3中示出。表4示出了这些钢(A3M33和B3Q23)的弯曲的比较，由此注意到直接淬火的钢B3Q23在R/t值0.4处维持弯曲良好。冷却到约600℃的温度的钢A3M33可以被成功地弯曲到R/t值1.6。
[0137] 实施例10.图5通过却贝V冲击试验比较了在不同测试温度处钢A2M33和B4Q23的冲击强度值。钢A2M33和B4Q23的组成和制造参数在表1和2中示出。直接淬火的钢B4Q33证明明显较好，还在极低的温度下维持其强度。
[0138] 实施例11.带材轧机被用于轧制具有5和6mm的厚度和表1的组成(E1)的热钢带。轧制参数(E1Q11和E1Q33)在表2中示出，并且从所述钢带测量的相应的测试结果在表3中示出。结果表明，本发明的钢带产品也可以在小厚度中制造，例如，通过选择如下的钢的铌、钛和钒含量：Nb：0.04-0.06％，Ti：0.06-0.10％，和V：0.06-0.1％。
[0139] 实施例12.带材轧机被用于轧制具有12mm的厚度和表1的组成(F1和F2)的热钢带。轧制参数(F1Q23和F2Q43)在表2中示出，并且从所述钢带测量的相应的测试结果在表3中示出。结果表明，本发明的钢带产品也可以以厚尺寸制造。此外，该实施例进一步证明通过实施到低于100℃的温度的直接淬火和/或通过利用低于890℃的带材轧制最终温度来获得均一质量。
[0140] 在上文中，已经通过实施例说明了本发明。由于此，应注意的是，本发明的细节可以以各种方式在所附权利要求的范围内实施。
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