热轧钢带和制造方法 |
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| 申请号 | CN201980074428.1 | 申请日 | 2019-11-13 | 公开(公告)号 | CN113015815B | 公开(公告)日 | 2023-09-29 |
| 申请人 | 瑞典钢铁技术有限公司; | 发明人 | 米科·赫米拉; 托米·利马泰宁; 阿里·希尔维; | ||||
| 摘要 | 一种 抗拉强度 大于875MPa并且以 质量 ％计含有以下项的 热轧 钢 带：C 0.06‑0.12，Si 0‑0.5，Mn 0.70‑2.20，Nb 0.005‑0.100，Ti 0.01‑0.10，V 0.11‑0.40，其中V+Nb+Ti的总量为0.20‑0.40Al 0.005‑0.150，B 0‑0.0008，Cr 0‑1.0，其中Mn+Cr的总量为0.9‑2.5，Mo 0‑0.5，Cu 0‑0.5，Ni 0‑1.0，P 0‑0.05，S 0‑0.01，Zr 0‑0.1Co 0‑0.1W 0‑0.1Ca 0‑0.005，N 0‑0.01，其余为Fe和不可避免的杂质，并且具有在1/4厚度处的显微结构，即：至少90％的具有岛形 马 氏体‑奥氏体(MA)组分的马氏体和 贝氏体 ，优选至少95％并且更优选超过98％，剩余物是：小于5％的多边形 铁 素体和准多边形铁素体，优选小于2％，更优选小于1％，小于5％的珠光体，优选小于2％，更优选小于1％，小于5％的奥氏体，优选小于2％，更优选小于1％使得总面积百分比为100％。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种抗拉强度大于875 MPa并且以质量%计含有以下项的热轧钢带： |
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| 说明书全文 | 热轧钢带和制造方法技术领域背景技术[0002] 许多工业领域中的当前趋势是为了创造更轻的设计。例如，在汽车工业中这种趋势在像双相或复相钢一样的高级高强度钢种的增加使用中可见。然而，仍然存在传统微合金高强度钢是比双相或复相钢更合适的材料的若干应用。在那些应用中，高强度以及良好的孔膨胀比或良好的可弯性是必需的。 [0003] 在汽车工业内的自动化制造线中通常利用高强度可成形钢种，这些钢种要求均质材料性能。特别地，钢的屈服强度必须基本上在所利用的钢带的整个全长度上均匀，因为屈服强度的变化引起回弹效应的改变，这导致钢部件的尺寸失效，这是不可接受的。 [0004] 在高强度可成形钢中使用微合金元素，即少量的钛、铌和/或钒(即，每种元素小于0.15质量％并且这些元素总共小于0.25质量％)。不管合金含量的微水平，都通常利用这些合金元素，因为它们在此类钢产品的机械性能方面提供主要改善。由于低合金水平，这些微合金钢的可焊性极好。微合金元素促进热轧期间的晶粒细化，这导致热轧钢产品具有较小的晶粒大小。由于此类微合金元素在比400℃高的温度下卷取(例如在550℃至650℃范围内的温度下卷取)期间并且同样在输出辊道上随后冷却期间析出，所以热轧钢带的强度还增加。在此类卷取温度下，微合金元素例如因碳和/或氮而形成析出物，这导致强度增加，因为钢内位错的移动受到阻碍。当在此类高温度下进行卷取时，热轧钢带的显微结构通常变为铁素体‑珠光体。 [0005] 然而，当热轧钢带通过析出硬化来强化、使用典型卷取温度来制造、并且通过在连续退火线(在下文中称为CAL)中退火或者通过在热浸涂线(在下文中称为HDCL)中退火进一步处理时，出现不希望的效应。即由于进行热轧钢带的进一步处理的温度以及钢经受该温度的时间而发生析出物的粗化。这意味着通过析出硬化获得的一些强度增加可能在进一步处理期间丧失。此外，粗化析出物不消除在CAL中或在HDCL中退火期间的晶粒生长，这可以导致过度的晶粒生长，这不利地影响钢的可成形性。附加地，粗化析出物能够用作断裂的起点，这削弱钢带的伸长性能。 [0006] 附加地，典型高卷取温度在钢带的整个长度上导致不均匀机械性能。可以去除由钢带的表现出不同机械性能的头部或尾部制成的钢部件，但是这增加在生产工艺期间损失的钢材料量，这总是不希望的。 [0007] 在使用典型高卷取温度生产的冷轧和连续退火钢的情况下，难以用没有相硬化的完全重结晶显微结构实现高于500MPa的屈服强度水平(诸如屈服强度为600‑700MPa的钢号)和高于875MPa的抗拉强度。冷轧晶粒结构应该在连续退火工艺中冷轧之后完全重结晶，以使钢表现出可接受的可成形性，但是进而，不应该丧失析出强化。 [0008] 为了确保冷轧晶粒结构的完全重结晶，文献已建议了能通过升高卷取温度和/或增加冷轧压下量来促进重结晶。然而，如以上所说明的，在高温度下卷取导致此类连续退火钢带的粗化析出物和不满意的强度要求。此外，增加的冷轧压下量由于如下事实导致的相同原因而是有问题的：如果冷轧压下量增加，则位错密度增加，并且这加速扩散。这意味着将容易地发生析出物的至少部分粗化。这进而降低钢的强度。换句话说，特别是在冷轧和连续退火高强度可成形钢带中，在如何同时地获得有效析出强化和完全重结晶方面出现困难。此外，与热轧并且直接淬火至低温度的更简单方法比较，冷轧和退火增加生产时间和成本。 [0009] 欧洲专利号EP 2,647,730解决或者至少减轻上述问题。EP 2,647,730公开了一种高强度可成形连续退火钢带，其同时提供高强度(即屈服强度Rp0.2为340MPa～800MPa范围内的钢)、良好的一般可成形性(伸长率，A80>10％)并且通过减少屈服强度的变化来改善可成形性，所述屈服强度的变化在成形期间引起回弹效应的改变。用于制造这样的连续退火高强度可成形钢带产品的方法包括以下步骤： [0010] ●提供具有以下化学成分(以质量％计)的微合金钢坯：C 0.04‑0.18％、Mn 0.2‑3.0％、Si 0‑2.0％、Al 0‑1.5％、Cr 0‑2％、Ni 0‑2％、Cu 0‑2％、Mo 0‑0.5％、B 0‑ 0.005％、Ca 0‑0.01％以及下列中的一种或多种： [0011] V：0.01‑0.15％、或Nb：0.005‑0.10％、或Ti：0.01‑0.15％，其余为铁和不可避免的杂质，并且Mneq>0.5，如由以下等式所计算出的： [0012] Mneq＝Mn(％)+124B(％)+3Mo(％)+11/2Cr(％)+1/3Si(％)+1/3Ni(％)+1/2Cu(％)[0013] ●对钢坯进行热轧以便获得热轧钢带， [0014] ●使用至少30℃/s的平均冷却速率来将热轧钢带直接淬火至低于400℃的温度以获得淬火钢带，以及 [0015] ●在介于400‑900℃之间的退火温度下使淬火钢带连续地退火以获得连续退火高强度可成形钢带产品。 [0016] 然而，EP 2,647,730公开了使用其中公开的方法难以获得抗拉强度大于800MPa的连续退火高强度可成形钢带产品。附加地，所公开的连续退火高强度可成形钢带产品在退火前后的显微结构主要是贝氏体铁素体和铁素体。众所周知，这样的显微结构(即主要是贝氏体铁素体和如退火或未退火的铁素体)对于实现良好的弯曲性能或耐磨性来说不是最佳的。 [0017] 美国专利申请号US 2018/265939A1涉及一种适合于汽车底盘零件等的具有极好的轧制成形特性和极好的拉伸凸缘可成形性的热轧高强度钢带或片材，并且更具体地，涉及一种具有总伸长率、拉伸凸缘可成形性和抗疲劳性的极好组合的抗拉强度为780MPa或更高或优选950MPa或更高的高强度钢带或片材，并且涉及一种制造该钢带或片材的方法，以及涉及该带或片材在零件中的使用。 [0018] 日本专利申请号JP 2015 160985A目的旨在提供一种表面质量和冲压性极好并且抗拉强度为690MPa或更大的高强度热轧钢片材。该高强度热轧钢片材具有按质量％计含有以下项的成分：C：0.06％至0.13％、Si：0.09％或更小、Mn：0.01％至1.20％、P：0.03％或更小、S：0.005％或更小、Al：0.1％或更小、N：0.01％或更小、Nb：0.10％至0.18％、V：0.03％至0.20％、Ti：0.02％或更小(包括0)，其余为Fe何不可避免的杂质，并且具有贝氏体相的面积百分比为80％或更大、铁素体相的面积百分比为15％或更小、马氏体相的面积百分比为5％或更小、渗碳体的沉积量为0.08％或更大并且平均粒径为2μm或更小而且含有平均粒径小于10nm的碳化物的结构，所述碳化物细微地分散在贝氏体相的晶体粒子中，由此将Si浓度量从表面限制到0.2μm的深度。 发明内容[0019] 本发明的目的是为了提供一种抗拉强度大于875MPa的热轧钢带。 [0020] 这个目的由抗拉强度大于875MPa并且具有以质量％计的以下化学成分的热轧钢带来实现： [0021] [0022] 其中V+Nb+Ti的总量为0.20‑0.40 [0023] Al 0.005‑0.150， [0024] B 0‑0.0008， [0025] Cr 0‑1.0， [0026] 其中Mn+Cr的总量为0.9‑2.5， [0027] [0028] 其余为Fe和不可避免的杂质，并且具有在1/4厚度处的显微结构，即： [0029] ·至少90％的具有岛形马氏体‑奥氏体(MA)组分的马氏体和贝氏体，优选至少95％并且更优选超过98％， [0030] 剩余物是： [0031] ·小于5％的多边形铁素体和准多边形铁素体，优选小于2％，更优选小于1％，[0032] ·小于5％的珠光体，优选小于2％，更优选小于1％， [0033] ·小于5％的奥氏体，优选小于2％，更优选小于1％ [0034] 使得总面积百分比为100％。 [0035] 应该注意，在本文档中自始至终使用的表示法“A–B”旨在包括下限A和上限B以及介于A与B之间的每一个值。 [0036] 发明人已发现，如果与0.005‑0.100质量％的铌和0.01‑0.10质量％的钛一起使用0.11‑0.40质量％的相对高的钒含量，并且V+Nb+Ti的总量为0.20‑0.40质量％，则可获得具有良好的磨损特性和良好的伸长率(诸如至少8％、优选至少10％的总A5伸长率)的高强度热轧钢带。根据本发明的热轧钢带因此维持欧洲专利号EP 2,647,730中公开的热轧钢带的耐磨性、高冲击强度和高可弯性并且还具有大于875MPa的抗拉强度。此外，虽然根据本发明的高强度热轧钢带可以含多达0.01质量％的氮，但是氮不是必要元素并且不必被有意地添加到钢。 [0037] 根据本发明的一个实施方式，例如，贝氏体可以包括粒状贝氏体、上贝氏体、下贝氏体和针状铁素体。根据本发明的一个实施方式，上贝氏体的比例优选小于80％。根据本发明的一个实施方式，贝氏体含量优选地在20‑90％之间，并且马氏体含量优选地在10‑80％之间。根据本发明的一个实施方式，对于3mm以下的带厚度，贝氏体含量优选为20‑50％并且马氏体含量优选为50％‑80％。根据本发明的一个实施方式，对于大于5mm的带厚度，贝氏体含量优选为50‑90％并且马氏体含量优选为10‑50％，其中总面积百分比在本文引用的所有实施方式中为100％。 [0038] 通常，对于低带厚度(当冷却速率非常高即至少30℃/s时)，马氏体的比例与更大的厚度相比增加了。对于更大的厚度，贝氏体的比例也增加并且贝氏体变得越来越粒状。 [0040] 根据本发明的热轧钢带可以具有任何期望的厚度，诸如小于1mm、1mm或更大、2mm或更小、3mm或更小、4mm或更小、5mm或更小、6mm或更小或大于6mm。根据本发明的热轧钢带即特别但非排他地适合于要求较薄规格钢即厚度为6mm或更小的钢的应用。由于这种钢的高冲击强度，所以还可以使用厚度超过6mm通常多达12mm并且甚至多达16mm的钢带，但是向下卷取然后可能是困难的。 [0041] 通常，当热轧钢带的厚度为6mm或更小并且冷却速率非常高(即至少30℃/s)时，钢中马氏体的量增加。当热轧钢带的厚度大于6mm并且冷却速率不非常高时，马氏体的量减少并且贝氏体的量增加，而且贝氏体越来越为粒状类型。 [0042] 对于任何厚度的热轧钢带，在热轧钢带中心线附近的马氏体的量通常大于在1/4厚度处的马氏体的量，并且在热轧钢带的近表面处的马氏体的量小于在1/4厚度处的马氏体的量。在热轧钢带的表面处的准多边形铁素体、多边形铁素体和/或珠光体的总量能够大于在1/4厚度处的量。附加地，不需要退火。 [0043] 根据本发明的一个实施方式，V+Nb+Ti的总量为0.22‑0.40质量％或0.25‑0.40质量％。 [0044] 根据本发明的一个实施方式，热轧钢带表现出以下机械性能中的至少一种：260‑350HBW、优选270‑325HBW的硬度(其中使用2.5mm直径碳化物球直到4.99mm厚度来执行布氏(Brinell)硬度测试，其中距表面至少0.3mm测量硬度，并且对于5‑7.99mm的厚度，碳化物球直径为5mm并且距表面至少0.5mm测量硬度，以及在厚度为8mm及以上的情况下，碳化物球直径为10mm并且距表面至少0.8mm测量硬度)，875‑1100MPa、优选900‑1150MPa的抗拉强度Rm， 2 2 至少8％、优选至少10％的总伸长率，34J/cm、优选50J/cm的夏比(Charpy)V(‑40℃)冲击韧性，优选地当弯曲轴平行于轧制方向并且t为钢样品的厚度(mm)时≤2.0x t、或≤1.9x t、或≤1.8x t、或≤1.7x t的最小弯曲半径。 [0045] 根据本发明的一个实施方式，铌含量在热轧钢带的厚度小于或等于6mm时为0.01‑0.05质量％，而在热轧钢带的厚度大于6mm时为0.01‑10质量％。 [0046] 根据本发明的一个实施方式，钛含量在热轧钢带的厚度小于或等于6mm时为0质量％至0.08质量％，而在热轧钢带的厚度大于6mm时为0.03质量％至0.10质量％。 [0047] 本发明还涉及一种用于生产根据本发明的实施方式中的任一个的抗拉强度大于875MPa的热轧钢带的方法，其中该方法包括提供具有以质量％计的以下化学成分的钢坯的步骤： [0048] [0049] [0050] 其中V+Nb+Ti的总量为0.20‑0.40 [0051] Al 0.005‑0.150， [0052] B 0‑0.0008， [0053] Cr 0‑1.0， [0054] 其中Mn+Cr的总量为0.9‑2.5， [0055] [0056] 其余为Fe和不可避免的杂质， [0057] ‑将钢坯加热至900‑1350℃的温度， [0058] ‑在750‑1300℃的温度下热轧所述钢，以及 [0059] ‑在最终热轧道次之后以至少30℃/s的冷却速率将所述钢直接淬火至小于400℃、优选150℃、更优选小于100℃、通常在25‑75℃的范围内的卷取温度，其中获得具有在1/4厚度处的显微结构的热轧钢带： [0060] ·至少90％的具有岛形马氏体‑奥氏体(MA)组分的马氏体和贝氏体，优选至少95％，更优选超过98％， [0061] 剩余物是： [0062] ·小于5％的多边形铁素体和准多边形铁素体，优选小于2％，更优选小于1％，[0063] ·小于5％的珠光体，优选小于2％，更优选小于1％， [0064] ·小于5％的奥氏体，优选小于2％，更优选小于1％， [0065] 使得总面积百分比为100％。 [0066] 卷取温度必须小于400℃，并且它通常在25‑75℃的范围内，因为在最终热轧道次之后直接淬火的钢将通常由于来自热轧的残余热量而具有这样的温度。大于100℃的卷取温度可能不利地影响热轧钢带的平直度。 [0067] 本发明基于这样的思想：在热轧工艺的最后热轧道次之后将微合金热轧钢带直接淬火，即以至少30℃/s的冷却速率冷却热轧钢带，同时热轧钢带仍然将来自热轧工艺的热量保持至在25‑75℃的范围内的卷取温度。 [0068] 优选的是，热轧钢带的温度在淬火步骤开始时为至少750℃，或更优选至少800℃。这意味着淬火步骤中的淬火能够在热轧步骤的最后轧制道次的15秒内开始。热轧钢带的温度在热轧步骤的最后轧制道次之后连续地降低，即根据本发明的方法不包括使在两相区域(在Ar3与Ar1之间)中或在单相区域(在Ar1下方)中的热轧钢带维持在恒定温度下，以便在此阶段即在直接淬火步骤期间避免过度的析出。这意味着直接淬火步骤是所谓的单冷却步骤。 [0069] 直接淬火步骤的结果是淬火钢带，其由于微合金元素在钢带的整个长度上均匀地留在溶液中而有可能通过析出(若退火的话)来均匀地增加其屈服强度，但是退火是在根据本发明的方法中不是必要的。作为直接淬火步骤的结果，钢带在其整个轧制长度RL上在其机械性能方面表现出非常少的变化。在直接淬火步骤期间或之前可能发生一些初步析出，但是微合金元素的至少部分或优选大多数将留在溶液中。 [0070] 使用根据本发明的方法制造的热轧钢带因此基本上在其整个长度上即在其轧制长度(RL)的至少90％、优选超过95％的整个长度上表现出均匀机械性能。根据本发明的方法基本上在热轧钢带的整个长度上显著地减少机械性能方面的分散，尤其是屈服强度和抗拉强度方面的分散。这意味着能够在自动化制造线中并且在成形机中更有效地且安全地利用由根据本发明的热轧钢带构成的卷材的钢材料，而没有由回弹效应的改变所引起的尺寸失效。换句话说，根据本发明的热轧钢带的可成形性被改善，因为成形将导致最终成形部件的尺寸更可靠。此外，根据本发明的方法产生考虑到其强度水平极其可成形的热轧钢带的制造。 [0071] 本发明因此涉及利用基本相硬化而不是基于微合金的强化的热轧钢带的制造。 [0072] 根据本发明的一个实施方式，该方法任选地包括以下步骤：如果需要例如烘烤硬化效应，则在直接淬火步骤之后在100‑400℃的退火温度下使淬火钢带连续地退火。 [0073] 或者，可以通过以下步骤来制造热轧钢带：将具有如下化学成分的钢加热至900‑1350℃的温度，所述钢以质量％计含有以下项： [0074] [0075] 其中V+Nb+Ti的总量为0.20‑0.40 [0076] Al 0.005‑0.150， [0077] B 0‑0.0008， [0078] Cr 0‑1.0， [0079] 其中Mn+Cr的总量为0.9‑2.5， [0080] [0081] [0082] 其余为Fe和不可避免的杂质； [0083] 在750‑1300℃的温度下热轧钢(例如使用热机械轧制(TMCP)工艺)，以至少30℃/s的冷却速率执行加速冷却，然后使用580‑660℃的卷取温度来卷取(所谓的加速冷却和卷取(ACC))，其中获得具有至少95％铁素体的显微结构的热轧钢带。根据本发明的一个实施方式，这样的热轧钢带表现出以下机械性能中的至少一种：260‑350HBW、优选270‑325HBW的硬度，多达1050MPa的屈服强度，875‑1100MPa、优选900‑1050MPa的抗拉强度，至少8％的总伸2 2 长率A5，34J/cm、优选50J/cm的夏比V(‑40℃)冲击韧性，当弯曲轴优选为纵向(即平行于轧制方向)时≤2.0×t的最小弯曲半径。 附图说明 [0084] 将在下文中参考附图借助于非限制性实施例进一步说明本发明，其中； [0085] 图1示出了根据本发明的一个实施方式的方法的流程图， [0086] 图2示出了根据本发明的一个实施方式的6mm厚热轧钢带的表面处的显微结构，[0087] 图3示出了根据本发明的一个实施方式的在6mm厚热轧钢带的表面下方1.5mm处(即在1/4厚度处)的显微结构， [0088] 图4以更大的放大率示出了图3的显微结构的特征， [0089] 图5示出了根据本发明的一个实施方式的在6mm厚热轧钢带的表面下方3.0mm处(即在1/2厚度处)的显微结构， [0090] 图6示出了本文描述的可焊性测试中使用的焊缝坡口几何形状，以及 [0091] 图7示出了本文描述的可焊性测试中使用的焊接道次布置。 具体实施方式[0092] 图1示出了根据本发明的一个实施方式的方法的步骤，其中已用虚线示出了任选步骤。 [0093] 该方法包括提供具有以下化学成分(以质量％计)的钢坯的步骤： [0094] [0095] 其中V+Nb+Ti的总量为0.20‑0.40或0.22‑0.40 [0096] Al 0.005‑0.150，优选0.015‑0.090 [0097] B 0‑0.0008，优选0‑0.0005 [0098] Cr 0‑1.0，优选0‑0.3或0‑0.25 [0099] 其中Mn+Cr的总量为0.9‑2.5，优选1.2‑2.0 [0100] [0101] 其余为Fe和不可避免的杂质。 [0102] 例如，可以通过铸造或连续地铸造这样的微合金钢坯来提供热轧用钢。 [0103] 根据本发明的一个实施方式，钢的等效碳含量Ceq为0.297‑0.837。 [0104] 例如，钢可以具有以下化学成分(以质量％计)：C：0.09，Si：0.175，Mn：1.8，Cr：0(Mn+Cr＝1.8)，Nb：0.027，V：0.2，Ti：0.045(Nb+V+Ti＝0.272)，Al：0.035，B：0，Mo：0，Cu：0，Ni：0，P：0，W：0，Co：0，S：0，Zr：0，Ca：0.003，Ceq：0.430。 [0105] 碳被添加来通过形成在基质中强化并且作为不同种类的碳化物析出的固溶体来增加钢的强度。碳也是得到所期望的硬显微结构(其主要是马氏体和贝氏体)必不可少的。为了实现期望的强度并且为了获得所期望的析出相关益处，钢包含0.06‑0.12质量％、优选 0.07‑0.10质量％的碳。设定上限是因为如果过度地使用碳，它将削弱钢的可焊性以及可成形性。 [0106] 锰由于与熔炼处理有关的原因而被包含在钢中，并且它还用于结合硫并且形成MnS。锰还被添加来增加钢的强度。由于这些原因，使用至少0.70质量％。选择2.20质量％的上限以便避免过度强化并且进一步针对任选涂布工艺确保可焊性和合适性。锰含量优选为1.2‑2.2质量％。只要Mn+Cr的总量为0.9‑2.5质量％，优选1.2‑2.0质量％，一些锰就可以用铬替换。 [0107] 钛、铌和钒被添加到钢以形成提供有益效应的析出物，即碳化物、氮化物和碳氮化物，并且用于在热轧期间细化钢的显微结构。钒在冷却步骤中对获得所期望的显微结构是重要的。钢的钛含量为0.01‑0.10质量％，优选0.005‑0.080质量％，更优选0.02‑0.08质量％。钢的铌含量为0.005‑0.100质量％，优选0.005‑0.08质量％，更优选0.01‑0.08质量％。钢的钒含量为0.11‑0.40质量％，优选0.15‑0.30质量％。V+Nb+Ti的总量为0.20‑0.40质量％或0.22‑0.40质量％。 [0108] 可以任选地添加硅，因为它像铝一样能够充当脱氧元素，并且它还能够被用在固溶体强化中，尤其是在期望更好的表面质量的情况下。选择上限是为了避免过度强化。钢的硅含量可以为0‑0.5质量％，优选0.03‑0.5质量％，更优选0.03‑0.25质量％。 [0110] 为了增加强度，能够任选地以0‑1.0质量％、优选0‑0.3质量％或0‑0.25质量％的量利用铬。选择上限是为了避免过度强化。此外，这样的相对低的铬含量改善钢的可焊性。 [0111] 为了增加强度，能够任选地以0‑1.0质量％、优选0‑0.15质量％的量利用镍。选择上限是为了避免过度强化。此外，这样的相对低的镍含量改善钢的可焊性。 [0112] 为了增加强度，能够任选地以0‑0.5质量％、优选0‑0.15质量％的量利用铜。选择上限是为了避免过度强化。此外，这样的相对低的铜含量改善钢的可焊性。 [0113] 如果向钢添加铬、镍和铜，则这可以向钢赋予耐候性。 [0114] 为了增加强度，能够任选地以0‑0.5质量％、优选0‑0.2质量％、更优选0‑0.1质量％的量利用钼。选择上限是为了避免过度强化。此外，这样的相对低的钼含量能够改善钢的可焊性。然而，在本发明中通常不需要钼，这降低合金化的成本。 [0115] 为了增加强度，能够任选地以0‑0.0008质量％、优选0‑0.0005质量％的量利用硼。然而，由于硼的高淬透性因素，优选不使用硼。不向钢有意地添加硼。 [0116] 由于与熔炼处理有关的原因，能够在钢中以多达0.005质量％、优选0.001‑0.004质量％的量包括钙。 [0117] 除了有意地且任选选地添加的合金元素和铁之外，钢还可以包括少量的其他元素，诸如源自熔炼的杂质。那些杂质是： [0118] ‑氮，其是能够将存在于钢中的微合金元素与氮化物和碳氮化物结合的元素。这是为什么可以在钢中包括多达0.01％、优选0.001‑0.006质量％的氮含量的原因。然而，大于0.01质量％的氮含量将允许氮化物粗化。然而不向钢有意地添加氮。 [0119] ‑磷通常不可避免地包括在钢中并且应该被限制为0‑0.05质量％，优选0‑0.02质量％，因为较高的磷含量对钢的伸长性能可能是有害的。 [0120] ‑硫通常不可避免地包含在钢中并且应该被限制为最大0.01质量％，优选0‑0.005质量％。硫降低钢的可弯性。 [0121] ‑氧可以作为不可避免的元素存在于钢中，但是应该被限制为最大0.01质量％，优选小于0.005质量％。这是因为它可以作为使钢的可成形性变差的包含物存在。 [0122] ‑钢还可以含0‑0.1质量％的锆、0‑0.1质量％的钴和/或0‑0.1质量％的钨，而不会不利地影响钢的物理性能。 [0123] 根据本发明的方法包括以下步骤：将钢坯加热至900‑1350℃的温度以便在热轧之前使钢坯中的微合金元素溶解，然后在750‑1300℃的温度下热轧钢，其中最终轧制温度(FRT)即热轧步骤中的最后热轧道次的温度例如在850℃与950℃之间。 [0124] 能够至少部分在带轧机中执行热轧步骤。热轧步骤能够包括在750‑1350℃的范围内但优选在Ar3至1280℃范围内的温度下热轧。热轧步骤可以是例如由两个阶段构成的热机械轧制(TMCP)工艺，这两个阶段包括在预轧制中轧制阶段以及后续在最终轧制温度(FRT)介于750℃与1000℃之间的带轧机中轧制阶段。然而优选的是，热轧步骤中的最终热轧温度(FRT)高于钢的Ar3温度。这是因为否则可能出现与轧制纹理和带平直度有关的问题。热机械轧制工艺能够通过减小相硬化显微结构的晶粒大小并且增加另外的相子结构来帮助实现所期望的机械性能。 [0125] 在最终热轧道次之后，将钢以至少30℃/s的冷却速率直接淬火至优选在25‑75℃的范围内的卷取温度(即来自热轧的残余热量)。淬火钢带包括相硬化显微结构，诸如主要由贝氏体铁素体和马氏体构成的显微结构，包括对以下工艺步骤有益的相子结构。另外，淬火步骤导致微合金元素的至少部分或优选大多数在从热轧热量冷却期间保持在在溶液中。 [0126] 钢带在被直接淬火之后卷取。钢带的温度能够从直接淬火步骤的结束到卷取步骤的开始在钢带的整个长度上连续地降低。卷取在低温下即优选在25‑75℃的范围内的温度下进行。 [0127] 根据本发明的一个实施方式，在卷取之后，热轧钢带可以经受一个或多个另外的方法步骤，诸如连续退火。 [0128] 可以在介于100℃与400℃之间的温度下进行连续退火。当在直接淬火步骤之后使淬火钢带连续地退火时，如果退火温度较高并且退火时间足够长，这导致软化，则微合金元素开始析出或者初步析出物继续生长。可以在连续退火线(CAL)中或在热浸涂线(HDCL)中执行这种退火。在退火步骤之前，可以对热轧钢带进行酸洗。 [0129] 热浸涂步骤可以包括在退火步骤之后将热轧钢带浸入到诸如锌、铝或锌铝的熔融金属中，由此获得具有良好的可成形性和高强度的热浸涂钢带。 [0130] 连续退火温度不大于400℃。较高的温度导致软化。取决于退火温度，退火步骤中的退火时间可以为10秒至1周。通常，不需要退火。 [0131] 热轧钢带具有在1/4厚度处的显微结构，即： [0132] ·至少90％的具有岛形马氏体‑奥氏体(MA)组分的马氏体和贝氏体，优选至少95％并且更优选超过98％， [0133] 剩余物是： [0134] ·小于5％的多边形铁素体和准多边形铁素体，优选小于2％，更优选小于1％，[0135] ·小于5％的珠光体，优选小于2％，更优选小于1％， [0136] ·小于5％的奥氏体，优选小于2％，更优选小于1％， [0137] 使得总面积百分比为100％。 [0138] 例如，贝氏体可以包括粒状贝氏体、上贝氏体、下贝氏体和针状铁素体。根据本发明的一个实施方式，上贝氏体的比例优选小于80％。根据本发明的一个实施方式，贝氏体含量优选在20‑90％之间，并且马氏体含量优选在10‑80％之间。根据本发明的一个实施方式，对于3mm以下的带厚度，贝氏体含量优选为20‑50％，并且马氏体含量优选为50％‑80％。根据本发明的一个实施方式，对于大于5mm的带厚度，贝氏体含量优选为50‑90％并且马氏体含量优选为10‑50％，由此总面积百分比在本文引用的所有实施方式中为100％。能够使用例如扫描电子显微镜来确定显微结构。 [0139] 根据本发明的一个实施方式，使用根据本发明的方法制造的热轧钢带还将表现出以下机械性能中的至少一种：260‑350HBW、优选270‑325HBW的硬度(其中使用2.5mm直径碳化物球直到4.99mm厚度来执行布氏硬度测试，其中距表面至少0.3mm测量硬度，并且对于5‑7.99mm的厚度，碳化物球直径为5mm并且距表面至少0.5mm测量硬度，以及在8mm及以上的厚度情况下，碳化物球直径为10mm并且距表面至少0.8mm测量硬度)，875‑1100MPa、优选900‑ 2 2 1150MPa的抗拉强度Rm，至少8％或至少10％的总伸长率，34J/cm 、优选50J/cm的夏比V(‑40℃)冲击韧性，优选地当弯曲轴平行于轧制方向并且t为钢样品的厚度时≤2.0x t、或≤ 1.9x t、或≤1.8x t或≤1.7x t的最小弯曲半径。 [0140] 表1示出了在此工作中研究的钢成分，其中其余为铁和不可避免的杂质。钢成分A1和A2是本发明的实施方式(“INV”)。钢成分B、C1、C2、D1、D2和E1不是本发明的实施方式，而是比较例(“REF”)。 [0141] [0142] 表2示出了用于制造在此工作中研究的热轧钢带的工艺参数 [0143] [0144] 具有厚度tbar的钢成分A1、A2、B、C1、C2、D1、D2和E1的钢坯在炉中被加热至表2中指示的炉温度，然后在表2中指示的轧制温度和最终轧制温度(FRT)下经受热轧至最终厚度t。在最终热轧通过之后，将钢成分以至少30℃/s的冷却速率直接淬火至50℃的卷取温度(除了钢成分中的一种A1(其因此不是使用要求直接淬火至在25‑75℃的范围内的卷取温度的根据本发明的方法来制造的)之外并且比较例中的一个具有钢成分B)。 [0145] 表3示出了钢成分A1、A2、B、C1、C2、D1、D2和E1的机械性能。 [0146] [0147] 常规钢通常具有全马氏体显微结构、400HBW或更大的硬度、以及2.5‑5.0的最小弯曲半径R/t。 [0148] 常规钢和比较例都未将与高抗拉强度结合的这样良好的可弯性表现出为根据本发明的热轧钢带。此外，根据本发明的热轧钢带在其纵向方向L(即轧制方向RT)和其横向方向T上都表现出良好的可弯性。 [0149] 附加地，根据本发明的热轧钢带具有比常规钢和比较例低的硬度并且因此更适合于与高冲击强度一起要求良好的可弯性以及耐磨性以及高抗拉强度的应用。 [0150] 图2、图3和图5分别示出了根据本发明的一个实施方式的6mm厚热轧钢带在表面处、在表面下方1.5mm处(即在1/4厚度处)和在表面下方3.0mm处(即在1/2厚度处)的显微结构。 [0151] 图4以比在图3中大的放大率示出了在表面下方1.5mm处(即在1/4厚度处)的显微结构的特征。 [0152] 在1/4厚度处的显微结构(示出在图3和图4中)是至少90％的具有岛形马氏体‑奥氏体(MA)组分的马氏体和贝氏体。显微结构的剩余10％可以包括多边形铁素体和/或准多边形铁素体和/或珠光体和/或奥氏体。 [0153] 测试 [0154] 对具有表1中的化学成分A1的钢的6mm厚热轧钢带执行可焊性测试。 [0155] 通过使用尺寸为6x200x1050 mm的测试件来焊接四个对接接头来进行可焊性测试。从卷材中间沿着主轧制方向切测试件，使得1050mm长的对接焊缝横向于轧制方向。 [0156] 使用金属活性气体(MAG)焊接工艺来焊接接头并且测试两种不同的焊接耗材： [0157] a)不匹配(即不等于)根据本发明的热轧钢带的强度但具有较低强度的非合金实心焊丝Lincoln Supramig(YS 420MPa)，以及 [0158] b)匹配(即等于)根据本发明的热轧钢带的强度的匹配实心焊丝 X70 IG(YS 690MPa)。 [0159] 使用具有60°坡口角度的单个V形坡口制备并且在不用预热的情况下焊接对接接头。在焊接测试期间计算出的t8/5时间范围在7‑19秒之间，其中时间t8/5是发生焊接层从800℃冷却至500℃的时间。 [0160] 图6示出了在可焊性测试中使用的焊缝坡口几何形状并且图7示出了焊接道次布置。 [0161] 从以上提及的测试获得的结果被呈现在下表4‑6中。 [0162] 在标记为“ 低”的测试中，第二焊接道次t8/5时间为6.7s。这样的从800℃到500℃的短冷却时间(t8/5)意味着在焊接中使用低热量输入。 [0163] 在标记为“ 高”的测试中，第二焊接道次t8/5时间为15.0s。这样的从800℃到500℃的长冷却时间(t8/5)意味着在焊接中使用高热量输入。 [0164] 在标记为“SupraMIG低”的测试中，第二焊接道次t8/5时间为6.7s。 [0165] 焊接接头的机械测试包括以下测试 [0166] ○两次横向拉伸测试 [0167] ○在‑40℃下在以下位置处对三个5x10 mm试样进行夏比‑V测试：焊缝中心线、熔合线(FL)+1mm、熔合线(FL)+3mm和熔合线(FL)+5mm。 [0168] 焊缝的屈服强度和抗拉强度都满足针对标准EN 10149‑2中陈述的S700 MC基底材料设定的要求。当使用匹配焊丝 X70 IG和较高热量输入(t8/5＝15s)时，人们发现还满足在EN标准10149‑2中针对S700 MC基底材料设定的强度要求。 [0169] 通常，对于高强度结构钢，应该依照焊接程序测试标准ISO 15614:2017进行焊接测试。此标准要求在两个位置处进行夏比‑V冲击能量测试：从焊缝金属中间以及从焊缝的2 熔合线到基底材料的1mm。在所要求的位置处测量的冲击韧性在‑40℃下满足34J/cm ，或者换句话说，当t8/5时间长达15秒时在全尺寸测试试样情况下为27J。然而在较高热量输入情 2 况下并且当t8/5冷却时间为19秒时，冲击韧性在‑40℃下小于34J/cm 。在全尺寸测试试样情况下实现27J是对S700 MC的最低要求。 [0170] 通常，诸如根据本发明的热轧钢带的耐磨钢使用较低强度的焊接耗材即欠匹配焊接耗材来焊接。相反，结构钢使用匹配强度焊接耗材来焊接。 [0171] 因此令人惊讶的是，根据本发明的热轧钢带可以使用匹配强度焊接耗材来焊接并且实现满足对结构钢的标准要求的机械性能。 [0172] 发明人已发现，作为耐磨钢的根据本发明的热轧钢带可以像结构钢一样被焊接并且实现满足针对基底钢S700 MC材料设定的要求的机械性能。 [0173] [0174] |
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