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TWI696709B - 具有高最小降伏強度之高強度鋼及製造該鋼之方法 - Google Patents

具有高最小降伏強度之高強度鋼及製造該鋼之方法 Download PDF

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TWI696709B
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Abstract

本發明係關於具有1300MPa之高最小降伏強度之高強度鋼、製造該鋼之方法及其用途。

Description

具有高最小降伏強度之高強度鋼及製造該鋼之方法 發明領域
本發明係關於具有高最小降伏強度之高強度鋼、製造該鋼之方法及其用途。
發明背景
在建築部門、一般機械工程及電氣工程以及其他部門中，存在對於具有機械及化學腐蝕性質之特定組合之鋼或合金的需求。通常希望其同時具有高降伏強度、良好韌性、高抗疲勞性、高抗腐蝕性及高抗磨性。
在起重機及移動式起重機營造中，目前使用具有高達1100MPa之最小降伏強度之鋼。高強度細晶粒結構鋼之持續進一步發展使得移動式起重機營造能夠獲得進展，此等進展歸因於承載能力不斷提高，同時自重減小。移動式起重機營造技術之進步越來越多地要求提供具有1300MPa之最小降伏強度之高強度鋼板。
先前技術揭示特徵為良好可加工性及高抗拉強度之熱軋鋼片。甚至在拉伸強度超過特定值例如1200MPa 時，可導致鋼板之延遲斷裂。此斷裂可在腐蝕反應之影響下產生，該腐蝕反應由於隨著時間之推移氫滲入鋼片內部而在鋼片中發生。因此，儘管其高抗拉強度，此鋼片具有缺陷。具有高達1300MPa之高降伏強度之鋼片相應地需要此延遲斷裂之高抗性。
具有高抗拉強度或高最小降伏強度之鋼片經常具有以下缺點：由於其可成形性較差，其僅可藉由冷成形來較難地加工。此外，具有高抗拉強度及高最小降伏強度之鋼片經常具有不佳韌性。尤其在-40℃或更低之低溫下，此等鋼具有如此低之韌性值以致於用於必須在低溫下滿足高韌性要求的建築機械係不可能的。
EP 2 267 177 A1揭示高強度鋼片，其用作工業機械中之結構元件並且首先具有延遲斷裂之極好抗性並且其次具有良好焊接特性。本發明之鋼片具有等於或高於1300MPa之高最小降伏強度及等於或高於1400MPa之抗拉強度。本發明之鋼片之厚度等於或大於4.5mm並且小於或等於25mm。
然而，在先前技術中描述之鋼在每一態樣中皆為不令人滿意的，並且存在對於具有改良性質之鋼之需求。
本發明之目標係提供高強度鋼，其具有高最小降伏強度、高抗拉強度以及同時良好冷成形特性及低溫下之良好韌性。
此目標藉由申請專利範圍及說明書之標的物來達成。
發明概要
本發明之第一態樣係關於高強度鋼，其中鋼包含以下組成：(a)碳：0.23重量%至0.25重量%；(b)矽：0.15重量%至0.35重量%；(c)錳：0.85重量%至1.00重量%；(d)鋁：0.07重量%至0.10重量%；(e)鉻：0.65重量%至0.75重量%；(f)鈮：0.02重量%至0.03重量%；(g)鉬：0.55重量%至0.65重量%；(h)釩：0.035重量%至0.05重量%；(i)鎳：1.10重量%至1.30重量%；(j)硼：0.0020重量%至0.0035重量%；(k)鈣：0.0007重量%至0.0030重量%；並且其中鋼視情況包含其他元素，其中其他元素之最大含量如下：(l)磷：
Figure 105121240-A0202-12-0003-14
0.012重量%及/或(m)硫：
Figure 105121240-A0202-12-0003-15
0.003重量%及/或(n)銅：
Figure 105121240-A0202-12-0003-16
0.10重量%及/或(o)氮：
Figure 105121240-A0202-12-0003-17
0.006重量%及/或(p)鈦：
Figure 105121240-A0202-12-0003-18
0.008重量%及/或(q)錫：
Figure 105121240-A0202-12-0003-19
0.03重量%及/或(r)氫：
Figure 105121240-A0202-12-0003-20
2.00ppm及/或 (s)砷：
Figure 105121240-A0202-12-0004-21
0.01重量%及/或(t)鈷：
Figure 105121240-A0202-12-0004-22
0.01重量%；其中其餘部分包含鐵及不可避免的雜質並且其中(i)碳當量Pcm可計算為Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]；其中[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]及[B]係高強度鋼中以重量%表示之相應元素之質量比例並且其中以下適用於Pcm：0.38重量%<Pcm
Figure 105121240-A0202-12-0004-23
0.44重量%；及/或(ii)碳當量Ceq可計算為Ceq=[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14；其中[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cr]、[Mo]及[V]係高強度鋼中以重量%表示之相應元素之質量比例並且其中以下適用於Ceq：0.675
Figure 105121240-A0202-12-0004-24
Ceq
Figure 105121240-A0202-12-0004-25
0.78重量%；及/或(iii)碳當量CET可計算為CET=[C]+([Mn]+[Mo])/10+([Cr]+[Cu])/20+[Ni]/40其中[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Cu]及[Ni]係高強度鋼中以重量%表示之相應元素之質量比例並且其中以下適用於CET：0.43重量%
Figure 105121240-A0202-12-0004-26
CET
Figure 105121240-A0202-12-0004-27
0.49重量%。
在本發明之情形中，不可避免之雜質包括例如砷、鈷及/或錫。
熟習此項技術者顯而易知本發明之鋼可另外包含元素(l)至(t)之一者。較佳地，本發明之鋼中之含氮量可在0.001重量%至0.006重量%範圍內。
在一個較佳實施例中，本發明之鋼包含0.23重量%至0.25重量%範圍內之碳、0.15重量%至0.35重量%範圍內之矽、0.85重量%至1.00重量%範圍內之錳、0.07重量%至0.10重量%範圍內之鋁、0.65重量%至0.75重量%範圍內之鉻、0.02重量%至0.03重量%範圍內之鈮、0.55重量%至0.65重量%範圍內之鉬、0.035重量%至0.05重量%範圍內之釩、1.10重量%至1.30重量%範圍內之鎳、0.0020重量%至0.0035重量%範圍內之硼、0.0007重量%至0.0030重量%範圍內之鈣及0.001重量%至0.006重量%範圍內之氮。
在一個較佳實施例中，高強度鋼中之碳及錳之總含量在1.10重量%至1.24重量%範圍內、更佳在1.11至1.23重量%範圍內、在1.12至1.22重量%範圍內、在1.13至1.21重量%範圍內或在1.14至1.20重量%範圍內。
本發明之高強度鋼較佳具有高最小降伏強度Re或Rp0.2。最小降伏強度意謂本發明之鋼在單軸及無力矩拉伸應力下不展現任何塑性變形的最高應力。較佳地，本發明之鋼之最小降伏點係至少1300MPa、更佳至少1350MPa、至少1370MPa、至少1400MPa、至少1440MPa、至少1480MPa或至少1500MPa。較佳地，本發明之高強度鋼 之最小降伏強度橫向於軋製方向來測定並且根據DIN EN ISO 6892-1/方法B來測定。
另外，本發明之鋼較佳具有高抗拉強度Rm。抗拉強度係指鋼在斷裂或裂開之前可承受的最大機械拉伸應力。較佳地，本發明之鋼之抗拉強度Rm係至少1400MPa、更佳至少1480MPa、至少1500MPa、至少1550MPa、至少1580MPa、至少1600MPa或至少1650MPa。在另一較佳實施例中，本發明之鋼之抗拉應力Rm在1400至1700MPa範圍內。較佳地，本發明之高強度鋼之抗拉強度橫向於軋製方向來測定並且根據DIN EN ISO 6892-1/方法B來測定。
另外，本發明之鋼較佳具有高最小斷裂後伸長率A。最小斷裂後伸長率A係陳述鋼在斷裂之後之剩餘伸展的材料特徵。較佳地，最小斷裂後伸長率A根據DIN EN ISO 6892-1/方法B來測定。較佳地，本發明之鋼之最小斷裂後伸長率A係至少8%、更佳至少9%、至少10%、至少11%、至少12%或至少13%。
較佳地，本發明之鋼提供良好韌性。材料之韌性之特徵係例如缺口衝擊能Av。缺口衝擊能Av係指直到材料完全斷裂為止所消耗的能量。本發明之鋼之缺口衝擊能Av藉由根據DIN EN ISO 148-1之夏比V型試驗來測定。若樣品相對於軋製方向縱向對準，Av-40℃之測試溫度下之缺口衝擊能係至少30J。若樣品相對於軋製方向橫向對準，則-40℃之測試溫度下之缺口衝擊能Av為至少27J、更佳至少30J、至少40J、至少50J、至少60J或至少70J。若樣品相對於軋 製方向橫向對準，則-60℃之測試溫度下之缺口衝擊能Av為較佳至少27J、更佳至少30J、至少40J、至少50J、至少60J或至少70J。
本發明之鋼較佳具有馬氏體微觀結構，其較佳由具有主要均勻分佈之奈米碳化物沉澱物(Nb，Mo)C或(Nb，Mo)C與痕量釩的馬氏體針組成。若本發明之鋼具有此等奈米碳化物沉澱物，則此等沉澱物較佳具有1至10nm範圍內、更佳2至8nm範圍內、3至8nm範圍內或3.0至5.0nm範圍內之平均直徑。更佳，奈米碳化物沉澱物具有4nm平均直徑。
已經意外地發現在本發明之鋼中建立之馬氏體微觀結構以及主要均勻分佈之奈米碳化物沉澱物產生很好強度及韌性以及同時良好成形性質。對於在本發明之鋼中建立極好性質概況尤其關鍵的方面係以單一或多個硬化操作形式來實現之特定硬化處理，繼之以短暫回火，以及對於材料之化學組成進行選擇。
對於鋼之硬化而言，尤其對於建立具有對應強度性質之馬氏體微觀結構而言，較佳需要0.23重量%至0.25重量%之碳含量。馬氏體之硬度或強度隨著碳含量增加而增加。為了達成所需強度性質，需要至少0.23重量%之碳含量。鋼之碳含量受限於至多0.25重量%，因為較高碳含量將不利地影響關於焊接性能及冷可成形性之加工特性。
矽較佳在鋼之產生中用作去氧劑。其次，該元素較佳有助於增強強度性質。此外，與碳、錳、鉻、鉬、鎳 及釩一起，矽係較佳對於Ac3轉變溫度施加直接影響之元素。轉變溫度係指材料經歷相位變化之溫度或當轉變在溫度範圍內進行時，轉變開始或終止之溫度。在鋼的情況下，Ac3溫度係特別重要之溫度。它係指在加熱操作中，鐵素體轉化至奧氏體終止之溫度。奧氏體係名稱純鐵之面心立方體修飾形式及其固溶體。為了獲得所需強度性質，本發明之鋼需要至少0.15重量%之矽。若太多的矽添加至鋼，此對於焊接特性、成形能力及韌性具有不利影響。本發明之鋼之矽含量為至多0.35重量%，因為直到此矽含量，可達成較佳實際上稍微更有利的韌性及焊接性質。
錳在細晶粒結構鋼中較佳用作用於改良機械及技術材料性質之廉價合金元素。對於本發明之鋼而言，為了獲得所需降伏強度及材料強度水準，需要0.85重量%之最小含量之錳。>1.0重量%之較高錳含量可導致不太有利的馬氏體結構，其可包括對於鋼之韌性及冷成形特性具有不利影響之厚板馬氏體。此外，添加較高錳含量增加碳當量CET，進而不利地影響鋼之焊接特性及成形特性。此外，較高錳含量導致不太有利的偏析特性。偏析係指可直接導致固溶體內之特定元素之局部增加或另外減少的熔體之分離。因此，為了建立具有良好強度及韌性之精細結構馬氏體微觀結構，錳含量之上限較佳限於1.0重量%。
與EP 2 267 177 A1所描述之鋼相比，關於本發明之鋼之化學組成之重要特點係為了建立具有良好韌性及強度性質之馬氏體硬化微觀結構，較佳需要建立0.23重量%至 0.25重量%範圍內之較高碳含量及0.85重量%至1.0重量%範圍內之低錳含量。如已經描述，為了建立具有對應強度值之純粹馬氏體微觀結構，需要較佳0.23重量%至0.25重量%範圍內之碳含量以及相稱的錳含量。為了防止形成具有厚板馬氏體的不太有利並且尤其非常減少韌性之微觀結構，在0.23重量%至0.25重量%範圍內之碳含量的情況下，應較佳遵循0.85重量%至1.0重量%範圍內之相稱錳含量。元素錳及碳之相稱組合產生具有很好韌性及強度性質之優化微觀結構。因此，根據本發明，碳及錳之總含量為至少1.08重量%及至多1.25重量%。為了建立在例如-40℃之低溫下具有尤其良好韌性之高強度微觀結構，尤其較佳為符合以下條件：碳及錳之總含量小於或等於1.17重量%。
作為鐵之伴生物的磷具有非常顯著之韌性減少作用並且在結構鋼及細晶粒結構鋼中，係不必要的伴生元素之一者。此外，磷可在熔體固化時導致顯著偏析。因此，在本發明之鋼中，元素磷限於
Figure 105121240-A0202-12-0009-28
0.012重量%，較佳
Figure 105121240-A0202-12-0009-29
0.010重量%，更佳
Figure 105121240-A0202-12-0009-30
0.008重量%，
Figure 105121240-A0202-12-0009-31
0.006重量%或
Figure 105121240-A0202-12-0009-32
0.004重量%。
硫係不必要的伴生元素，其惡化缺口衝擊抗性及可成形性或冷成形特性。在未處理的鋼的情況下，在固化之後，硫表現為硫化錳包含物形式，在軋製以給出厚板期間，該等包含物平行於軋製方向或在軋製方向上以線形式伸展並且對於材料性質，尤其材料之各向同性(橫向於軋製方向之韌性)具有非常不利的作用。因此，本發明之鋼之含硫量較佳限於
Figure 105121240-A0202-12-0009-33
0.003重量%並且較佳藉由受控鈣處理來減 少。另外，鈣處理較佳用於受控地影響硫化物形式(球形形式)。
鋁在本發明之鋼中以0.07%-0.10重量%範圍內之含量較佳用作去氧劑及微合金化元素。作為去氧劑，其較佳有助於結合存在於鋼中之氮，以使得較佳以0.0020%-0.0035重量%之含量存在之硼可展示其強度增加作用。另外，鋁較佳用作微合金化元素以用於晶粒細化。在添加至鋼以受控影響奧氏體晶粒大小的所有元素中，鋁係最有效的。AlN顆粒之細微分散液較佳有效地抑制奧氏體晶粒生長。另外，鋁較佳增加鋼之老化穩定性並且減少氣孔及偏析。氣孔係指在鑄造物固化期間形成之空腔。為了建立鋼中之所需晶粒細度，鋁含量為至少0.07重量%。此外，此鋁含量對於鋼之韌性及冷成形特性具有積極作用。鋁含量至多0.1重量%，因為高於0.1重量%之鋁含量可導致游離鋁，從而增加形成不必要的氧化鋁之風險。
0.65%-0.75重量%之鉻含量較佳改良奧氏體之可硬化性。由於其碳化物成形作用，鉻較佳支援鋼之強度性質。出於此原因，需要至少0.65重量%之鉻。此外，添加元素鉻對於鋼之整體可硬化性具有積極作用並且由此亦增加抗磨性。添加較高鉻含量減少韌性並且，由於碳當量CET增加，對於焊接特性具有不利影響。因此，根據本發明，鉻含量之範圍之上限限於0.75重量%。
銅係不必要的伴生元素之一者。較佳地，銅含量限於
Figure 105121240-A0202-12-0010-34
0.1重量%。
0.02%-0.03重量%之含量之鈮較佳用來結合氮。另外，鈮較佳存在於本發明之鋼中以促進奧氏體晶粒細化；精細分佈於奧氏體中之碳氮化鈮有效地防止晶粒生長並且由此對於鋼之強度及韌性具有積極作用。本發明之鋼之鈮含量限於至多0.03重量%，以便防止形成對於韌性不利的碳化鈮。鈮較佳在超過及高於0.02重量%之含量下有效。對於鈮水淬硬化並回火之鋼之用途的研究顯示鈮對於機械性質之積極影響可在0.02%-0.03重量%之含量下達成。已知水淬硬化並回火鋼中之0.02%-0.03重量%含量之鈮，由於其晶粒細化作用，對於強度及韌性具有積極影響。此外，微合金化硼鋼中之鈮有助於改良純度並且對於焊縫中之韌性具有積極作用。
鉬以0.55%-0.65重量%之含量添加至本發明之鋼之合金，以便較佳增加強度並且改良整體可硬化性。為此目的，需要至少0.55重量%之鉬含量。此外，鉬較佳改良鋼之回火抗性並且對於熱強度及韌性具有積極作用。在已經用水淬硬化並回火的細晶粒結構鋼中，鉬較佳以高達0.7重量%之含量用作碳化物形成物以便增加降伏強度及韌性。較高鉬含量增加碳當量CET並且對於焊接特性具有不利影響。因此，對於最佳焊接特性而言，本發明之鋼之鉬含量限於至多0.65重量%。
作為鐵之伴生物之氮在原子形式下對於鋼之機械性質不利。因此，用於熱分析之本發明之鋼之含氮量較佳限於
Figure 105121240-A0202-12-0011-35
0.006重量%。較佳地，本發明之鋼中之含氮量在 0.001至0.006重量%範圍內。由於添加鋁，存在於本發明之鋼之熔體中之氮較佳結合以給出微溶氮化物(AlN)。
較佳地，本發明之鋼中之鈦含量限於
Figure 105121240-A0202-12-0012-36
0.008重量%。
釩以0.035-0.05重量%之含量添加至本發明之鋼，較佳用於晶粒細化並且增加降伏強度及材料強度水準。除了晶粒細化作用以外，碳氮化釩之沉澱物另外亦具有顯著沉澱物硬化作用。由於較高釩含量降低韌性，因此本發明之鋼之含釩量至多為0.05重量%。
添加1.10%-1.30重量%之含量之鎳較佳為達到材料強度及降伏強度水準所需要。另外，鎳較佳增加硬化及回火操作穿透材料之程度。較高鎳含量對於鋼之強度性質僅具有輕微作用，但是此等含量導致改良韌性。因此，為了建立直至-60℃之鋼之所需韌性值，需要
Figure 105121240-A0202-12-0012-37
1.10重量%之最小含量之鎳。較高鎳含量增加碳當量CET並且對於焊接特性具有不利影響。因此，本發明之鋼之鎳含量至多1.30重量%。
較佳地，呈原子形式之微合金化元素硼延遲微觀結構轉變成鐵素體及/或貝氏體並且改良細晶粒結構鋼之可硬化性及強度。然而，硼之此作用模式僅可在氮藉由強氮化物形成物穩定結合時加以利用。為了增加可硬化性及強度，0.0020%-0.0035重量%範圍內之硼含量添加至本發明之鋼中之合金。氮較佳藉助於元素鋁及鈮來結合。本發明之鋼之硼含量限於至多0.0035重量%，因為強度增強作用首 先隨著硼含量升高而增加並且當超過最大值時再次下降。
錫係不必要的伴生元素之一者。較佳地，本發明之鋼中之錫含量為
Figure 105121240-A0202-12-0013-38
0.03重量%。
元素氫較佳藉助於真空處理來減少至較佳
Figure 105121240-A0202-12-0013-39
2.0ppm之含量。
砷係不必要的伴生元素之一者並且因此其在本發明之鋼中之含量較佳
Figure 105121240-A0202-12-0013-40
0.01重量%。
鈣較佳作為脫硫劑添加至熔體並且以受控方式影響硫化物形式，從而較佳導致改變在熱成形中之硫化物之可塑性。此外，添加鈣較佳亦改良本發明之鋼之冷成形特性。因此，本發明之扁鋼製品之鈣含量較佳為0.0007%-0.0030重量%。
鈷係鋼之產生過程中之不可避免的伴生元素之一者。其在本發明之鋼中之含量較佳
Figure 105121240-A0202-12-0013-41
0.01重量%。
鋼之焊接特性可參照各種碳當量來描述。材料科學中之碳當量係評估鋼之焊接適應性之量度。碳含量及鋼中之許多其他合金元素影響其特性。因此，為了評估焊接適應性，碳當量以數值形式來匯總碳含量及元素之加權比例，該等元素以與碳預期之方式類似的方式影響鋼之焊接適應性。碳當量之低值意味著良好焊接適應性。取決於加工厚度，較高值使將材料預加熱成為必需。僅可以較高複雜性水準來焊接工件，因為冷裂縫及硬化裂縫可由於馬氏體形成而出現。對於碳當量之計算，沒有通用方法。一個可能碳設備係根據Ito & Bessyo之Pcm。
在一個較佳實施例中，根據DIN EN ISO 643，鋼具有>11之奧氏體晶粒大小。
在一個較佳實施例中，本發明之鋼之碳當量Pcm可計算為Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]；其中[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]及[B]係高強度鋼中以重量%表示之相應元素之質量比例並且其中以下適用於Pcm：0.38重量%<Pcm
Figure 105121240-A0202-12-0014-42
0.44重量%，更佳0.38%<Pcm
Figure 105121240-A0202-12-0014-46
0.41%。
另一個碳當量係根據Kihara之Ceq。在一個較佳實施例中，高強度鋼之Ceq可計算為Ceq=[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14；其中[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cr]、[Mo]及[V]係高強度鋼中以重量%表示之相應元素之質量比例並且其中以下適用於Ceq：0.675重量%
Figure 105121240-A0202-12-0014-47
Ceq
Figure 105121240-A0202-12-0014-48
0.78重量%，更佳0.69重量%
Figure 105121240-A0202-12-0014-49
Ceq
Figure 105121240-A0202-12-0014-50
0.72重量%。
本發明之鋼具有良好可焊性。焊接高強度細晶粒結構鋼之先決條件係焊接接頭不含裂縫。是否鋼或焊接材料對於冷裂化敏感可藉由計算碳當量CET來判斷。與碳一樣，元素錳、鉻、鉬、釩、銅及鎳有利於冷裂化特性。
在一個較佳實施例中，CET可計算為 CET=[C]+([Mn]+[Mo])/10+([Cr]+[Cu])/20+[Ni]/40
其中[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Cu]及[Ni]係高強度鋼中以重量%表示之相應元素之質量比例並且其中以下適用於CET：0.43重量%
Figure 105121240-A0202-12-0015-51
CET
Figure 105121240-A0202-12-0015-52
0.49重量%，更佳0.44重量%
Figure 105121240-A0202-12-0015-53
CET
Figure 105121240-A0202-12-0015-54
0.46重量%。
在更高度合金鋼的情況下，預加熱用作避免冷裂縫之有效對策，在此情況下接縫區域之冷卻較佳在焊接期間及/或之後得到延遲。在一個較佳實施例中，焊接高強度鋼所需要之最小預熱溫度可計算為Tp(℃)=700 CET+160 tanh(d/35)+62 HD0.35+(53 CET-32)Q-330，其中d係以mm為單位之將要焊接之片材厚度，HD係以cm3/100g為單位之焊接材料之氫含量並且Q係以kJ/mm為單位之在焊接期間引入之熱量，並且其中Tp應至多220℃。
較佳地，藉由預加熱接縫區域，可以受控方式來抵消接縫區域中之馬氏體形成，該馬氏體形成導致過度硬化。然而，應確保不超過鋼製造商規定之最大預熱溫度或鋼之回火溫度。
較佳地，本發明之鋼用於建築部門、一般機械工程及/或電氣工程。特別較佳為在起重機及移動式起重機營造中使用本發明之鋼。
本發明之另一態樣係關於產生鋼製品之方法，其中該方法包含以下步驟：(a)產生鋼熔體，其除了鐵以外包含以下元素：碳：0.23重量%-0.25重量%；矽：0.15重量%-0.35重量%；錳：0.85重量%-1.00重量%；鋁：0.07重量%-0.10重量%；鉻：0.65重量%-0.75重量%；鈮：0.02重量%-0.03重量%；鉬：0.55重量%-0.65重量%；釩：0.035重量%-0.05重量%；鎳：1.10重量%-1.30重量%；硼：0.0020重量%-0.0035重量%；鈣：0.0007重量%-0.0030重量%；及視情況其他元素，其中其他元素之最大含量如下：磷：
Figure 105121240-A0202-12-0016-55
0.012重量%；及/或硫：
Figure 105121240-A0202-12-0016-56
0.003重量%；及/或銅：
Figure 105121240-A0202-12-0016-57
0.10重量%；及/或氮：
Figure 105121240-A0202-12-0016-58
0.006重量%；及/或鈦：
Figure 105121240-A0202-12-0016-59
0.008重量%；及/或錫：
Figure 105121240-A0202-12-0016-60
0.03重量%；及/或氫：
Figure 105121240-A0202-12-0016-61
2.00ppm；及/或砷：
Figure 105121240-A0202-12-0016-62
0.01重量%；及/或鈷：
Figure 105121240-A0202-12-0016-63
0.01重量% (b)藉由鋼熔體之真空處理來減少氫含量；(c)鑄造鋼熔體以形成平板(slab)；(d)將所形成的平板加熱至1100℃至1250℃範圍內之溫度；(e)將平板去鏽；(f)將平板熱軋以給出扁鋼製品；(g)視情況盤繞扁鋼製品，盤繞溫度為至少800℃；其中熱軋平板以給出扁鋼製品的初始軋製溫度在1050℃至1250℃範圍內並且最終軋製溫度
Figure 105121240-A0202-12-0017-64
880℃，並且其中以下適用於Pcm：0.38重量%<Pcm
Figure 105121240-A0202-12-0017-65
0.44重量%。
如上關於本發明之高強度鋼所述之所有較佳實施例亦類似地適用於本發明方法並且因此不重複。
熟習此項技術者顯而易知本發明之鋼熔體可另外包含元素磷、硫、銅、氮、鈦、錫、氫、砷及鈷之一者。較佳地，本發明之鋼中之含氮量在0.001重量%至0.006重量%範圍內。
在一個較佳實施例中，本發明之鋼熔體包含0.23重量%至0.25重量%範圍內之碳、0.15重量%至0.35重量%範圍內之矽、0.85重量%至1.00重量%範圍內之錳、0.07重量%至0.10重量%範圍內之鋁、0.65重量%至0.75重量%範圍內之鉻、0.02重量%至0.03重量%範圍內之鈮、0.55重量%至0.65重量%範圍內之鉬、0.035重量%至0.05重量%範圍內之釩、1.10重量%至1.30重量%範圍內之鎳、0.0020重量%至0.0035重量%範圍內之硼、0.0007重量%至0.0030重量%範圍內之 鈣及0.001重量%至0.006重量%範圍內之氮。
較佳地，鋼熔體在轉爐煉鋼廠中產生。在本發明方法之步驟(b)中，鋼熔體經受真空處理以減少氫含量較佳至
Figure 105121240-A0202-12-0018-66
2.00ppm。
在產生鋼期間，具有定向性質之微觀結構可由於固化或軋製而出現。對於軋製基體材料而言，然後在缺口衝擊彎曲試驗中產生取決於樣品位置及測試方向之性能。此各向異性主要由延伸硫化錳造成。雖然其在裂解斷裂區域中之影響較小並且轉變溫度亦僅輕微受影響，但是在塑性斷裂區域中展示明顯影響。韌性之各向同性之改良藉由降低含硫量及/或使硫結合以給出硫化物來獲得，該等硫化物具有較高熔點及相應地針對形式變化之更大穩定性。對於硫化物形式之此影響可例如藉由用鈰、鈦或鋯處理來施加。
較佳地，脫硫及影響硫化物形式以減少材料各向異性之受控鈣處理經由具有0.0007重量%至0.0030重量%範圍內之鈣含量之鋼熔體之鈣處理來實現。
在本發明方法之步驟(c)中，鋼熔體在連續鑄造廠中鑄造以形成平板。連續鑄造涉及經由形成固體鏈殼體，隨後在鏈中間方向上固化來使連續鑄造鏈固化。在此期間，合金元素之富集可在固化前沿發生。此等富集可在完全固化之熔體中導致核心偏析。偏析係可直接導致固溶體內之特定元素之局部增加或另外減少的熔體之分離。其在熔體轉變至固態時出現。核心偏析可在鏈之橫截面上導 致不均勻性及非均一性質。為了正性影響平板中之偏析區域，較佳為使用軟減少方法。此涉及輕輕地軋製至今不完全地固化之鏈並且由此亦軋製仍然呈液態之核心。
在本發明方法之步驟(d)中，在步驟(c)中形成之平板較佳加熱至1100℃至1250℃範圍內，更佳1200℃至1250℃範圍內之溫度。較佳地，本文中之加熱速率在1至4K/min範圍內。
在步驟(e)中，較佳將平板去鏽。較佳地，平板用高壓平板洗滌器來去鏽。
去鏽涉及移除在高溫下在鋼表面上形成並且較佳由氧化鐵組成之鏽層。去鏽可藉由熟習此項技術者已知之慣常方法，例如酸洗、刷光、水力噴射、彎曲除鏽或火焰除鏽來實現。較佳地，去鏽用150至300巴範圍內之壓力下之水來實現。
在本發明方法之步驟(f)中，平板較佳熱軋以給出扁鋼製品。較佳地，初始軋製溫度在1050℃至1200℃範圍內。最終軋製溫度較佳
Figure 105121240-A0202-12-0019-67
880℃並且小於1000℃。較佳地，在每個軋製道次中，達成
Figure 105121240-A0202-12-0019-68
10%之通風e。較佳地，每個軋製道次之通風e在10%至50%範圍內。每個軋製道次之通風e根據以下關係來獲得：e=(hE-hA)/hE * 100%
其中hE係以mm為單位的進入軋製機架，即在開始特定軋製道次之前之軋製材料之厚度，並且hA係以mm為單位的從軋製機架中出現之後，即在特定軋製道次之後之軋 製材料之厚度。
較佳地，達成80%至98%之總變形ev。總變形ev藉由以下關係判定：ev=(h0-h1)/h0 * 100%
其中h0係以mm為單位的在開始整個軋製操作之前，即在第一軋製道次之前之軋製材料之厚度，並且h1係以mm為單位的在整個軋製操作之後，即在最後軋製道次之後之軋製材料之厚度。
較佳地，熱軋平板以給出扁鋼製品以反向方式在軋板機中實現，該軋板機較佳具有二輥或四輥軋製機架，及具有多個軋製機架之任擇下游精軋機組，或藉助於熱帶鋼軋機來實現，該熱帶鋼軋機由初步軋製機架及具有多達七個軋製機架之精軋機組組成。
在一個較佳實施例中，本發明之扁鋼製品，直接在熱軋之後，在軋製結束仍然熱時，經受至少一個硬化處理，其中硬化處理包含扁鋼製品快速淬火至低於200℃之溫度，其中冷卻速率為至少25K/s。若扁鋼製品，直接在熱軋之後，在軋製結束仍然熱時，經受至少一個硬化處理，則扁鋼製品尤其經受沒有進一步加熱之熱處理。在此情況下，熱軋之後之扁鋼製品較佳具有至少860℃之最終軋製溫度。
在另一較佳實施例中，熱軋之後之扁鋼製品經受至少一個硬化處理，其中硬化處理包含以下步驟：(i)將扁鋼製品加熱至高於本發明之鋼之Ac3溫度至少 40K的奧氏體化溫度，其中Ac3溫度可計算為Ac3[℃]=902-255*[C]+19*[Si]-11*[Mn]-5*[Cr]+13*[Mo]-20*[Ni]+55*[V]；其中[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Ni]及[V]係高強度鋼中以重量%表示之相應元素之質量比例；並且(ii)將扁鋼製品快速淬火，以使得冷卻速率為至少25K/s，直至低於200℃之溫度。
Ac3溫度指示在鋼之加熱過程中鐵素體轉變至奧氏體終止時之轉變溫度。Ac3可根據Hougardy如下計算為近似值：Ac3[℃]=902-255*[C]+19*[Si]-11*[Mn]-5*[Cr]+13*[Mo]-20*[Ni]+55*[V]
其中[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Ni]及[V]係高強度鋼中以重量%表示之相應元素之質量比例。
尤其在熱軋之後，扁鋼製品冷卻時，需要將扁鋼製品加熱至奧氏體化溫度用於硬化處理。較佳地，用於硬化處理之扁鋼製品首先加熱至高於本發明之鋼之Ac3溫度至少40K之奧氏體化，以便達成材料之完全奧氏體化。較佳地，使用於硬化處理之扁鋼製品達到860℃至不超過920℃範圍內，更佳870℃至920℃範圍內之奧氏體化溫度。
在加熱之後，扁鋼製品在合適淬火介質中足夠迅速地淬火以形成至少70%馬氏體、較佳80%馬氏體、更佳90%馬氏體及最佳100%馬氏體。合適淬火介質係例如水或油。本發明之扁鋼製品快速冷卻，即以至少25K/s之冷卻速 率從奧氏體化溫度冷卻至至多200℃之溫度。較佳地，在800℃與500℃之間，需要至少25K/s、更佳至少50K/s、至少100K/s、至少150K/s或至少200K/s之冷卻速率。
在一個較佳實施例中，在硬化處理之後之扁鋼製品在軋製結束仍然熱時，經受至少一個進一步硬化處理，其中硬化處理包含以下步驟：(i)將扁鋼製品加熱至高於本發明之鋼之Ac3溫度至少40K的奧氏體化溫度，其中Ac3溫度可計算為Ac3[℃]=902-255*[C]+19*[Si]-11*[Mn]-5*[Cr]+13*[Mo]-20*[Ni]+55*[V]；其中[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Ni]及[V]係高強度鋼中以重量%表示之相應元素之質量比例；並且(ii)將扁鋼製品快速淬火，以使得冷卻速率為至少25K/s，直至低於200℃之溫度。
與EP 2 267 177 A1已知之扁鋼製品之顯著差異係用於均勻奧氏體化之本發明之扁鋼製品之最小奧氏體化溫度較佳大於或等於860℃。小於860℃之較低奧氏體化溫度，以及本發明之扁鋼製品之平衡化學組成優先導致應加以防止的不必要的部分奧氏體化。另外，奧氏體化溫度應較佳為
Figure 105121240-A0202-12-0022-69
920℃，因為較高溫度促進奧氏體晶粒生長，從而將導致機械及技術性質減少。研究已經證明本發明之扁鋼製品之最佳奧氏體化溫度較佳為約880℃。
與奧氏體化溫度一樣，奧氏體晶粒生長較佳亦受奧氏體化時間影響，但是溫度較佳對於奧氏體晶粒生長具 有更大影響。在一個較佳實施例中，本發明之扁鋼製品在奧氏體化溫度下之保持時間為至多60分鐘、較佳至多30分鐘或至多15分鐘。
在一個較佳實施例中，扁鋼製品之硬化處理重複地實現，尤其兩次或三次。較佳地，硬化操作之受控重複以受控方式影響本發明之扁鋼製品之晶粒細度，或較佳根據DIN EN ISO 643將其改良一個晶粒大小類別。較佳地，第二硬化處理，經由奧氏體晶粒細化之作用，產生具有改良機械及技術性質之極細馬氏體微觀結構。
在第一硬化處理中，扁鋼製品可在軋製結束仍然熱時經受硬化處理，或扁鋼製品可首先加熱至高於本發明之鋼之Ac3溫度至少40K的奧氏體化溫度，然後經受硬化處理。在每一次進一步硬化處理中，扁鋼製品首先加熱至高於本發明之鋼之Ac3溫度至少40K的奧氏體化溫度，然後經受硬化處理。
在一個較佳實施例中，扁鋼製品在硬化處理之後回火，其中回火處理中之保持時間小於15分鐘並且回火處理中之溫度低於Ac1溫度，其中Ac1溫度可根據Hougardy如下計算為近似值Ac1[℃]=739-22*[C]+2*[Si]-7*[Mn]+14*[Cr]+13*[Mo]-13*[Ni]+20*[V]，其中[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Ni]及[V]係高強度鋼中以重量%表示之相應元素之質量比例。
Ac1溫度指示在鋼之加熱期間開始形成奧氏體 之轉變溫度。在一個較佳實施例中，保持時間至多10分鐘。
回火包含本發明之扁鋼製品以受控方式加熱以便影響其性質的熱處理。較佳地，精細分散馬氏體微觀結構之回火在150℃至300℃溫度範圍內，更佳在225℃至275℃範圍內實現。較佳地，精細分散馬氏體微觀結構之短暫回火建立強度與韌性之優化組合，必需接受有利於韌性的某些強度減少。
較佳地，將本發明之扁鋼製品硬化並回火兩次。更佳，將本發明之扁鋼製品硬化並回火三次。
較佳地，在本發明之扁鋼製品之第一硬化處理之後，達成根據DIN EN ISO 643的晶粒大小類別12之先前奧氏體晶粒大小。先前奧氏體晶粒應理解為意謂在處理之前存在的奧氏體晶粒。若本發明之扁鋼製品經受第二硬化處理或雙重硬化，此較佳具有進一步將晶粒大小減半之作用，並且較佳建立根據DIN EN ISO 643之晶粒大小類別13之先前奧氏體晶粒大小。晶粒細化較佳有助於改良機械及技術性質，尤其增加降伏強度水準及韌性水準。較佳地，硬化處理之後的本發明之扁鋼製品之最小降伏強度為至少1300MPa、更佳至少1350MPa、至少1370MPa、至少1400MPa、至少1440MPa、至少1480MPa或至少1500MPa。較佳地，硬化處理之後的本發明之扁鋼製品之抗拉強度為至少1400MPa、更佳至少1480MPa、至少1500MPa、至少1550MPa、至少1580MPa、至少1600MPa或至少1650MPa。
在一個較佳實施例中，本發明之扁鋼製品，在硬 化處理之前，具有根據DIN EN ISO 643(05.2013)或根據G 0551(2005)的>11之先前奧氏體晶粒大小，尤其產生具有均勻強度及韌性之精細分散馬氏體微觀結構。因此，本發明之扁鋼製品，與從EP 2 267 177 A1已知之扁鋼製品相比，具有更精細得多的先前奧氏體晶粒。
在一個較佳實施例中，本發明之扁鋼製品較佳直接在最後軋製道次之後，在軋製結束仍然熱的時候藉助於合適水淬裝置來硬化。此將本發明之扁鋼製品快速急冷，即以至少25K/s之冷卻速率，從
Figure 105121240-A0202-12-0025-70
880℃之最終軋製溫度冷卻至至多200℃之溫度。較佳地，800℃與500℃之間之冷卻速率為至少25K/s、較佳至少50K/s、更佳至少100K/s、至少150K/s或至少200K/s。
若熱軋藉助於熱帶鋼軋機來實現，其可在本發明方法之步驟(g)中盤繞扁鋼製品。盤繞係指捲繞軋製扁鋼製品，並且卷料係捲繞金屬條帶之術語。在一個較佳實施例中，本發明之扁鋼製品係盤繞的，其中盤繞溫度為至少800℃。
在另一較佳實施例中，熱條帶，在軋製結束仍然熱時，藉助於水淬火至
Figure 105121240-A0202-12-0025-71
200℃之溫度。
與從EP 2 267 177 A1已知之扁鋼製品相比，本發明之扁鋼製品之另一個特點係本發明可以3.0mm至40.0mm之片材厚度及高達3900mm之片材寬度來產生。
在一個較佳實施例中，扁鋼製品之片材厚度在3.0mm至40.0mm範圍內，更佳在4.0至15.0mm範圍內。
較佳地，本發明之扁鋼製品之片材寬度
Figure 105121240-A0202-12-0026-73
3900mm。
為了產生本發明之扁鋼製品，較佳需要0.23重量%至0.25重量%範圍內之相對高碳含量，較佳結合元素鉻、鎳、錳及鉬之定製分析概況以建立較佳純粹馬氏體微觀結構，該微觀結構在高達不超過40.0mm之片材厚度下具有合適強度性質。碳含量之減少將貝氏體形成之開始改變至較短冷卻時間，以使得僅相對低片材厚度將由純粹馬氏體微觀結構組成。較高片材厚度將具有由馬氏體及不同貝氏體內含物組成的不合需要的混合微觀結構，進而不利地影響本發明之扁鋼製品之機械及技術性質。
本發明在以下參照工作實例來描述。
較佳實施例之詳細說明
在系統性實驗室及操作試驗中，產生全部六個鋼熔體，其化學組成在表1中指定。另外，計算熔體之碳當量CET、Pcm及Ceq。鋼熔體A、B、C、D及E在實驗室中產生；鋼熔體F在工廠測試。鋼熔體A、B、C及D係作為比較實例包括在內之熔體。僅熔體E及F涉及本發明之扁鋼製品。所有鋼熔體鑄造成平板，然後其以4K/min之加熱速率加熱至根據表2之平板溫度，在軋製之前用200巴壓力之水去鏽，然後以10%-50%之通風e及81%與98%之間之總變形ev碾平 以給出扁鋼製品。在軋製之後，扁鋼製品在空氣中靜置或堆疊靜置冷卻。對於熱處理，將扁鋼製品加熱至根據表3之奧氏體化溫度，保持在此溫度下15min，然後用水從奧氏體化溫度淬火至冷卻終止溫度。然後，一些扁鋼製品加熱至根據表5之回火溫度，保持在回火溫度下10min，然後在空氣中冷卻。在第一硬化處理之後，其他扁鋼製品再次加熱至根據表4之奧氏體化溫度，保持在此奧氏體化溫度下15min，然後用水從奧氏體化溫度淬火至小於200℃之冷卻終止溫度並且在根據表5之溫度下經受回火處理並且相應保持時間為10min並且隨後空氣冷卻。一些雙重硬化扁鋼製品，在回火之前，經受根據表5之第三熱處理並且在每個情況下奧氏體化時間為15min。三重硬化扁鋼製品之回火在根據表5之溫度下進行並且在每個情況下保持時間為10min，隨後空氣冷卻。將從鋼A至F產生之扁鋼製品中之每一者賦予對應樣品號。所產生的扁鋼製品之硬化及回火處理之軋製及熱處理參數可發現於表2至表5中。
所產生的扁鋼製品之來自抗拉試驗及缺口衝擊彎曲試驗之機械性質，以及表面硬度及先前奧氏體晶粒大小可發現於表6中。在表6中報告之奧氏體晶粒大小係先前奧氏體晶粒大小。
根據DIN EN ISO 643在從單獨至三重硬化狀態中之扁鋼製品截取之縱向截面中實現先前奧氏體晶粒大小之判定。酸洗藉由Béchet-Beaujard方法使用濃苦味酸來進行。
確定降伏強度Rp0.2、抗拉強度Rm及斷裂伸長率A之拉伸測試根據DIN EN ISO 6892-1在橫向樣品上進行。在-20℃、-40℃及-60℃之測試溫度下確定缺口衝擊能Av之缺口衝擊彎曲測試根據DIN EN ISO 148-1在橫向樣品上進行。在報告硬度值時，此等值係布氏硬度。硬度在片材表面下方約1mm處量測並且根據DIN EN ISO 6506-1來判定。
表7示出從鋼A、B、C、D、E及F製成之每個扁鋼製品的熱處理狀態、微觀結構、最終評估及冷成形特性之評估。
藉助於光顯微術及掃描電子顯微術在從扁鋼製品截取並且用硝醇液蝕刻之縱向截面上實現微觀結構之研究。場致發射透射電子顯微術(FE-TEM)用於確定微觀結構狀態及沉澱狀態。與習知明場成像一樣，使用明場STEM模式(STEM，掃描透射電子顯微術)及暗場STEM模式。藉由根據DIN EN ISO 7438之彎曲測試，以與軋製方向呈直角及平行之彎曲線，以
Figure 105121240-A0202-12-0028-74
90°之彎曲角來測試冷成形特性。
如已經描述，熔體A至D在實驗室中產生並且作為比較實例包括在內。與本發明之扁鋼製品(鋼熔體E及F)之分析相比，此等熔體具有導致較低降伏強度及抗拉強度水準之較低碳含量。比較實例之鋼熔體不滿足本發明之扁鋼製品所需要之強度性質。
與比較實例相比，在實驗室中測試之鋼熔體E具有較高碳含量，以使得對於本發明之扁鋼製品，實現所需降伏強度及抗拉強度水準，同時實現適當韌性。
基於此等發現，對於本發明之扁鋼製品，產生操作熔體F。對於880℃或920℃之奧氏體化溫度，在1x硬化及回火(樣品F1至F11)之後、在2x硬化及回火(樣品F12至F37)之後以及在3x硬化及回火(樣品38至F50)之後判定操作熔體F之機械及技術性質，並且該等性質可發現於表6及7中。對於880℃(樣品F7至F11)或920℃之奧氏體化溫度下之1x硬化變異體(樣品F1至F6)以及對於920℃之奧氏體化溫度下之2x硬化變異體(樣品F12)，在回火之後，實現令人滿意的降伏強度及抗拉強度水準與良好韌性。此等變異體之冷成形特性總體上可描述為令人滿意的。所提及變異體具有根據DIN EN ISO 643之晶粒大小類別G~12之奧氏體晶粒大小。另外，在此等變異體的情況下，可檢測相對粗馬氏體板，其具有(Nb，Mo)C或(Nb，Mo)C與痕量釩之相對粗沉澱物。大部分沉澱物具有約8nm之平均直徑。未偵測到殘餘奧氏體，但是存在一些針狀滲碳體(Fe3C)。滲碳體及粗沉澱物使微觀結構喪失碳組分並且使得其中之馬氏體較柔軟。因此，與880℃之奧氏體化溫度及回火之2x硬化方法(樣品F13至F37)相比，此等變異體具有更低強度水準。
樣品F4與樣品F12之比較或樣品F7至F11與樣品F13至F37之比較展示，在其他條件相同之樣品的情況下，與單一硬化及回火相比，具有雙重硬化及回火之變異體之降伏強度、抗拉強度及缺口衝擊能得以改良。樣品F13至F37與樣品F38至F50之比較展示與具有雙重硬化及回火之樣品(F13至F37)相比，由於先前奧氏體晶粒大小進一步減小， 對於具有三重硬化及回火之樣品(F38至F50)而言，降伏強度及抗拉強度再一次增加。
樣品F1至F6與樣品F7至F11之比較或樣品F12與樣品F35之比較展示，在另外相同條件下，與920℃之較高奧氏體化溫度相比，對於具有880℃之相對低奧氏體化溫度之變異體而言，降伏強度、抗拉強度及韌性之機械性質得以改良。在針對硬化過程已經雙重或三重硬化並且在880℃之較低溫度下奧氏體化之樣品(樣品F13至F37)的情況下，可實現特別良好結果及冷成形特性之改良。研究展示藉由在每個情況下在880℃之奧氏體化溫度下2x硬化及回火的方法(樣品F13至F37)，本發明之扁鋼製品之先前奧氏體晶粒大小可根據DIN EN ISO 643改良多達一個晶粒大小類別，從G~12至G~13。在本發明之扁鋼製品的情況下，所提及熱處理方法結合880℃之奧氏體化溫度，導致形成具有超細奈米碳化物沉澱物之極細馬氏體針聚集物。藉助於STEM暗場表現，可顯示本發明之扁鋼製品，在880℃之奧氏體化溫度下之2x硬化及回火方法之後，含有非常均勻分佈之奈米碳化物沉澱物(Nb，Mo)C或(Nb，Mo)C與痕量釩。大部分奈米碳化物沉澱物具有4nm之平均直徑。未偵測到殘餘奧氏體。亦不存在任何針狀滲碳體(Fe3C)。
在本發明之扁鋼製品中，由極細馬氏體針聚集物以及極精細及均勻分佈奈米碳化物沉澱物組成之馬氏體微觀結構之特定基質導致降伏強度及材料強度水準之顯著增加，同時導致良好冷可成形性。
與具有穩定及良好韌性水準之1x硬化(880℃之奧氏體化溫度)及回火之變異體相比，在選擇2x硬化(880℃之奧氏體化溫度)及回火方法的情況下，本發明之扁鋼製品之降伏強度及材料強度水準高約60MPa。與880℃之奧氏體化溫度下之2x硬化及回火之變異體相比，藉由880℃之奧氏體化溫度下之三重硬化及回火，可再一次增加本發明之扁鋼製品之降伏強度水準約60MPa，再次具有穩定抗拉強度及韌性水準。藉由在880℃之奧氏體化溫度下之3x硬化及回火之特定方法，甚至可以可靠地建立較佳超過至少1400MPa，更佳超過至少1440MPa之最小降伏強度。
Figure 105121240-A0202-12-0032-1
Figure 105121240-A0202-12-0033-2
Figure 105121240-A0202-12-0034-3
Figure 105121240-A0202-12-0035-4
Figure 105121240-A0202-12-0036-5
Figure 105121240-A0202-12-0037-6
Figure 105121240-A0202-12-0038-7
Figure 105121240-A0202-12-0039-8
Figure 105121240-A0202-12-0040-9
Figure 105121240-A0202-12-0041-10
對於尺寸過小樣品，即對於從具有小於10mm之厚度之片材製造之樣品，在缺口衝擊彎曲試驗中吸收之能量轉換至完整樣品，即具有10mm之厚度之樣品。
Figure 105121240-A0202-12-0042-11
對於尺寸過小樣品，即對於從具有小於10mm之厚度之片材製造之樣品，在缺口衝擊彎曲試驗中吸收之能量轉換至完整樣品，即具有10mm之厚度之樣品。
Figure 105121240-A0202-12-0043-12
Figure 105121240-A0202-12-0044-13

Claims (15)

  1. 一種高強度鋼，其中該鋼包含以下組成：(a)碳：0.23重量%至0.25重量%；(b)矽：0.15重量%至0.35重量%；(c)錳：0.85重量%至1.00重量%；(d)鋁：0.07重量%至0.10重量%；(e)鉻：0.65重量%至0.75重量%；(f)鈮：0.02重量%至0.03重量%；(g)鉬：0.55重量%至0.65重量%；(h)釩：0.035重量%至0.05重量%；(i)鎳：1.10重量%至1.30重量%；(j)硼：0.0020重量%至0.0035重量%；(k)鈣：0.0007重量%至0.0030重量%；並且其中該鋼選擇性地包含其他元素，其中該等其他元素之最大含量如下：(l)磷：
    Figure 105121240-A0305-02-0047-1
    0.012重量%及/或(m)硫：
    Figure 105121240-A0305-02-0047-2
    0.003重量%及/或(n)銅：
    Figure 105121240-A0305-02-0047-3
    0.10重量%及/或(o)氮：
    Figure 105121240-A0305-02-0047-4
    0.006重量%及/或(p)鈦：
    Figure 105121240-A0305-02-0047-5
    0.008重量%及/或(q)錫：
    Figure 105121240-A0305-02-0047-6
    0.03重量%及/或(r)氫：
    Figure 105121240-A0305-02-0047-7
    2.00ppm及/或(s)砷：
    Figure 105121240-A0305-02-0047-8
    0.01重量%及/或 (t)鈷：
    Figure 105121240-A0305-02-0048-9
    0.01重量%；其中其餘部分包含鐵及不可避免的雜質並且其中(i)碳當量Pcm可計算為Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]；其中[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]及[B]係該高強度鋼中以重量%表示之相應元素之質量比例並且其中以下適用於Pcm：0.38重量%<Pcm
    Figure 105121240-A0305-02-0048-11
    0.44重量%；及/或(ii)碳當量Ceq可計算為Ceq=[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14；其中[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cr]、[Mo]及[V]係該高強度鋼中以重量%表示之相應元素之質量比例並且其中以下適用於Ceq：0.675
    Figure 105121240-A0305-02-0048-12
    Ceq
    Figure 105121240-A0305-02-0048-13
    0.78重量%；及/或(iii)碳當量CET可計算為CET=[C]+([Mn]+[Mo])/10+([Cr]+[Cu])/20+[Ni]/40其中[C]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Cu]及[Ni]係該高強度鋼中以重量%表示之相應元素之質量比例並且其中以下適用於CET：0.43重量%
    Figure 105121240-A0305-02-0048-14
    CET
    Figure 105121240-A0305-02-0048-15
    0.49重量%。
  2. 如請求項1之高強度鋼，其中該高強度鋼中之碳及錳之 總含量在1.10重量%至1.24重量%範圍內。
  3. 如請求項1及2中任一項之高強度鋼，其中該鋼具有根據DIN EN ISO 643的>11之奧氏體晶粒大小。
  4. 如請求項1及2中任一項之高強度鋼，其中該鋼包含具有1nm至10nm範圍內之平均直徑的奈米碳化物沉澱物。
  5. 如請求項1及2中任一項之高強度鋼，其中當該樣品相對於軋製方向縱向對準時，-40℃之測試溫度下之缺口衝擊能Av為至少30J，且/或其中當該樣品橫向於軋製方向對準時，-40℃之測試溫度下之缺口衝擊能Av為至少27J。
  6. 一種製造扁鋼製品之方法，其中該方法包含以下步驟：(a)產生鋼熔體，其除了鐵以外包含以下元素：碳：0.23重量%-0.25重量%；矽：0.15重量%-0.35重量%；錳：0.85重量%-1.00重量%；鋁：0.07重量%-0.10重量%；鉻：0.65重量%-0.75重量%；鈮：0.02重量%-0.03重量%；鉬：0.55重量%-0.65重量%；釩：0.035重量%-0.05重量%；鎳：1.10重量%-1.30重量%；硼：0.0020重量%-0.0035重量%；鈣：0.0007重量%-0.0030重量%；及選擇性地包含其他元素，其中該等其他元素之最 大含量如下：磷：
    Figure 105121240-A0305-02-0050-16
    0.012重量%；及/或硫：
    Figure 105121240-A0305-02-0050-17
    0.003重量%；及/或銅：
    Figure 105121240-A0305-02-0050-19
    0.10重量%；及/或氮：
    Figure 105121240-A0305-02-0050-20
    0.006重量%；及/或鈦：
    Figure 105121240-A0305-02-0050-21
    0.008重量%；及/或錫：
    Figure 105121240-A0305-02-0050-22
    0.03重量%；及/或氫：
    Figure 105121240-A0305-02-0050-23
    2.00ppm；及/或砷：
    Figure 105121240-A0305-02-0050-24
    0.01重量%；及/或鈷：
    Figure 105121240-A0305-02-0050-26
    0.01重量%(b)藉由該鋼熔體之真空處理來減少氫含量；(c)鑄造該鋼熔體以形成平板(slab)；(d)將所形成的該平板加熱至1100℃至1250℃範圍內之溫度；(e)將該平板去鏽；(f)將該平板熱軋以給出扁鋼製品；(g)選擇性地盤繞該扁鋼製品，該盤繞溫度為至少800℃；其中熱軋該平板以給出扁鋼製品的初始軋製溫度在1050℃至1250℃範圍內並且最終軋製溫度
    Figure 105121240-A0305-02-0050-30
    880℃，並且其中以下適用於Pcm：0.38重量%<Pcm
    Figure 105121240-A0305-02-0050-28
    0.44重量%。
  7. 如請求項6之方法，其中該扁鋼製品，在該熱軋之後，在該軋製結束仍然熱時，立即經受至少一個硬化處理， 其中該硬化處理包含將該扁鋼製品快速淬火至低於200℃之溫度，其中該冷卻速率為至少25K/s。
  8. 如請求項6之方法，其中該扁鋼製品在該熱軋之後經受至少一個硬化處理，其中該硬化處理包含以下步驟：(i)將該扁鋼製品加熱至高於如請求項6之鋼之Ac3溫度至少40K的奧氏體化溫度，其中該Ac3溫度可計算為Ac3[℃]=902-255*[C]+19*[Si]-11*[Mn]-5*[Cr]+13*[Mo]-20*[Ni]+55*[V]；其中[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Ni]及[V]係該高強度鋼中以重量%表示之相應元素之質量比例；並且(ii)將該扁鋼製品快速淬火，以使得冷卻速率為至少25K/s，直至低於200℃之溫度。
  9. 如請求項7之方法，其中在該硬化處理之後之該扁鋼製品在該軋製結束仍然熱時，經受至少一個進一步硬化處理，其中該硬化處理包含以下步驟：(i)將該扁鋼製品加熱至高於如請求項6之鋼之Ac3溫度至少40K的奧氏體化溫度，其中該Ac3溫度可計算為Ac3[℃]=902-255*[C]+19*[Si]-11*[Mn]-5*[Cr]+13*[Mo]-20*[Ni]+55*[V]；其中[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Ni]及[V]係該高強度鋼中以重量%表示之相應元素之質量比例；並且(ii)將該扁鋼製品快速淬火，以使得冷卻速率為至 少25K/s，直至低於200℃之溫度。
  10. 如請求項8及9中任一項之方法，其中使該扁鋼製品達到860℃至920℃範圍內之奧氏體化溫度。
  11. 如請求項8及9中任一項之方法，其中本發明之扁鋼製品在奧氏體化溫度下之保持時間為至多60分鐘。
  12. 如請求項8及9中任一項之方法，其中該扁鋼製品之該硬化處理重複地實現兩次或三次。
  13. 如請求項8及9中任一項之方法，其中該扁鋼製品在該硬化處理之後具有根據DIN EN ISO 643之>11之奧氏體晶粒大小。
  14. 如請求項8及9中任一項之方法，其中該扁鋼製品在該硬化處理之後回火，其中該回火處理中之該保持時間小於15分鐘並且該回火處理中之溫度低於Ac1溫度，其中該Ac1溫度可計算為Ac1[℃]=739-22*[C]+2*[Si]-7*[Mn]+14*[Cr]+13*[Mo]-13*[Ni]+20*[V]，其中[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Ni]及[V]係該高強度鋼中以重量%表示之相應元素之質量比例。
  15. 如請求項8及9中任一項之方法，其中該扁鋼製品之片材厚度在3.0mm至40.0mm範圍內並且該扁鋼製品之片材寬度
    Figure 105121240-A0305-02-0052-31
    3900mm。
TW105121240A 2015-07-24 2016-07-05 具有高最小降伏強度之高強度鋼及製造該鋼之方法 TWI696709B (zh)

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