具有改善的haz-軟化抵抗性的熱軋高強度鋼帶材及生產(chǎn)所述鋼的方法
【專利摘要】本發(fā)明提供了具有改善的HAZ-軟化抵抗性的熱軋高強度微合金化鋼帶材，其具有包含馬氏體、回火馬氏體和/或貝氏體的顯微組織。
【專利說明】具有改善的HAZ-軟化抵抗性的熱軋高強度鋼帶材及生產(chǎn)所述鋼的方法
[0001]本發(fā)明涉及具有改善的HAZ-軟化抵抗性的熱軋高強度鋼帶材及生產(chǎn)所述鋼的方法。
[0002]傳統(tǒng)上，已通過奧氏體化和淬火制造具有高屈服強度的鋼，但通過該技術(shù)，可能不能實現(xiàn)例如優(yōu)化的表面品質(zhì)和沖擊朝性。制備費用也聞。
[0003]EP1375694記載了通過熱軋生產(chǎn)具有良好的加工性能和焊接性能高強度、高韌性鋼的方法。但是，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)這些鋼易于HAZ-軟化。熱影響區(qū)(HAZ)為由焊接或熱密集切割操作改變了其顯微組織和性質(zhì)的基底材料的區(qū)域。來自焊接過程和隨后的再冷卻的熱量導(dǎo)致了包圍該焊縫的區(qū)域中的變化。形成鄰近該鋼中的焊縫的熱影響區(qū)是焊接失效的最常見區(qū)域之一?，F(xiàn)代的熱機械軋制(TMCP)鋼，由于它們的貧化學成分，且特別地低碳含量，因此需要仔細控制的焊接參數(shù)以實現(xiàn)焊縫HAZ中充分的強度。對于常規(guī)的低碳鋼和某些TMCP管線鋼，例如X70和X80，HAZ軟化經(jīng)常是由于HAZ中緩慢的熱量耗散的高熱量輸入焊接工序的結(jié)果。對于較高等級的TMCP鋼，例如X100，由于基底金屬的超細晶粒尺寸和其貝氏體和馬氏體主導(dǎo)的顯微組織，HAZ軟化可甚至在中等焊接熱量輸入下發(fā)生。HAZ中的硬度和強度的降低使其為經(jīng)焊接的管道結(jié)構(gòu)的薄弱點。因此，根據(jù)基底材料和焊接條件的性質(zhì)，限制該軟化發(fā)生的程度是重要的。關(guān)于HAZ軟化受到最多的研究的領(lǐng)域為高強度中厚鋼板，例如用于管道應(yīng)用，且更近期用于汽車應(yīng)用的AHSS。[0004]W02007/129676涉及由高碳冷軋鋼片材制造的熱壓鋼部件，該鋼片材被奧氏體化、熱壓以生產(chǎn)鋼部件且被淬火以實現(xiàn)1.8GPa的最小拉伸強度。待冷軋的熱軋鋼含有至少50%的鐵素體。
[0005]EP2028284公開了無縫鋼管且EP1662014公開了低碳熱軋鋼板材，其在450~650°C之間卷取且隨后迅速被再次加熱至550~750°C之間以實現(xiàn)三相鐵素體、貝氏體和島狀馬氏體組織。
[0006]本發(fā)明的目的是實現(xiàn)高強度熱軋鋼帶材，其比現(xiàn)在可獲得的高強度熱軋鋼帶材較不易于HAZ-軟化。
[0007]在第一個方面，通過具有改善的HAZ軟化抵抗性的熱軋高強度微合金化的鋼帶材達到了該目的，其具有2~16mm之間的厚度，具有包含馬氏體、回火馬氏體和/或貝氏體的顯微組織，且其中該鋼以重量％計含有:
[0008]? 0.07 ~0.30% 的 C ；
[0009]? 0.8 ~2.0% 的 Mn ；
[0010]? 0.01 ~0.08% 的 Alsol ；
[0011]籲0.2 ~1.5% 的 Cr ;
[0012]? 0.1 ~0.7% 的 Mo ;
[0013]? 0.0005 ~0.005 的 B ;
[0014]? 0.01 ~0.07% 的 Nb ;
[0015]籲最多0.5% 的 Si;[0016]?最多 0.03% 的 P ;
[0017]?最多 0.015% 的 S ;
[0018]?最多 0.05% 的 Ti;
[0019]籲最多0.1%的V ;
[0020]?最多 0.2% 的 Cu ；
[0021]?最多 0.2% 的 Ni;
[0022]?最多 0.008% 的 N ；
[0023]?任選地最多0.015%的用于硫化物形狀控制的鈣添加； [0024]?處于雜質(zhì)水平的量的其他元素，余量為鐵；
[0025]該鋼帶材的屈服強度為至少960MPa。
[0026]所有的組成％均以重量％給出，除非另有指定。
[0027]本發(fā)明思路基于以下事實，通過選擇所述的量的化學元素的結(jié)合，且特別是鈮和鑰的存在，可保持良好的硬化。由于低錳和碳含量，在鑄造過程期間，鋼組織對于錳和碳的偏析并不關(guān)鍵。該鋼性質(zhì)對于帶材中的卷取溫度的局部起伏并不關(guān)鍵，其促進了鋼生產(chǎn)，且對其機械性質(zhì)的均勻性具有有利作用，這再次對最終產(chǎn)品的平整度和殘余應(yīng)力具有積極的影響。該鋼片材高度適合焊接和激光切割，且同時其具有良好的疲勞強度，不受所述熱處理影響。而且，該鋼片材具有優(yōu)異的彎曲性能、良好的沖擊韌性及在回火時對軟化的良好的抵抗性。隨后，在焊接之后的HAZ的冷卻期間可獲得的用于析出的溶體中的析出元素的存在保證了 HAZ軟化抵抗性的明顯改善。
[0028]可例如通過激光將根據(jù)本發(fā)明的鋼熱切割為準確限定的形狀。已觀察到在激光切割物品中實現(xiàn)了顯著平滑的切割表面。另一方面，已發(fā)現(xiàn)在技術(shù)的切割過程中產(chǎn)生的基底材料和軟區(qū)之間的強度差異(該區(qū)域位于緊鄰硬化區(qū))是小的或不存在的，這也由于在該熱切割之后的冷卻期間的隨后可獲得的用于析出的溶體中的析出元素的存在。這些共同對疲勞強度具有有利的影響。此外，相對低的碳含量降低了硬化區(qū)的峰值硬度，使得不論在物品的加工還是在實際使用中該切割表面對脆化和開裂不敏感。
[0029]在控制強度方面，碳是重要的元素，但需要將其限制到某種程度以給出韌性、焊接性能和成型性能的良好平衡。將該C含量保持為相對低的0.07~0.30%之間以實現(xiàn)良好的韌性(所有的組成％均以重量％表示)。與低溫卷取溫度結(jié)合，該顯微組織將含有馬氏體和/或貝氏體。確切的量強烈取決于組成、在輸出輥道上的冷卻速率和卷取溫度。在相對低的C含量下，該Ms溫度將相當高，因此，馬氏體將在某種程度上自回火。根據(jù)強度要求，發(fā)現(xiàn)了合適的碳窗口。對于具有至少960MPa的屈服強度的鋼，優(yōu)選碳含量為至少0.07和/或最多0.13%。對于具有至少IlOOMPa的屈服強度的鋼，碳含量優(yōu)選為至少0.13和/或最多0.18%，且對于具有至少1300MPa的屈服強度的鋼，碳含量優(yōu)選為至少0.19%，更優(yōu)選至少0.23和/或最多0.30%之間。
[0030]合適的最大碳含量為0.27%，或甚至0.25%。
[0031]像錳、鉻、鑰和硼的元素，提供了促進貝氏體和/或馬氏體的形成的淬硬性。將該錳含量限制為0.8~2.0%。當錳超過該上限，偏析的風險變得明顯，且這可有害地影響顯微組織的均勻性。低于0.8%的水平時，對淬硬性的作用是不充分的。合適的最小的錳水平為1.1%。[0032]添加硼以促進淬硬性。避免硼氮化物的形成是重要的，因為其將使硼對于淬硬性的提高無效。根據(jù)本發(fā)明的組合物中的鈦的作用為保護硼，因為Ti形成鈦氮化物，且因此沒有形成BN。合金化的硼的量為至少0.0005%B (即5ppm)，但不超過0.005%B (即50ppm)以降低晶粒尺寸且提高淬硬性。如果添加鈦作為合金化元素，鈦的量一般為至少0.01%Ti,但不超過0.05%,以結(jié)合氮N且防止硼氮化物BN的產(chǎn)生。在本發(fā)明的范圍內(nèi)的備選為使用鋁來結(jié)合氮，且由此保護硼。在TiN顆粒的形成被視為不需要(例如因為它們對夏比韌性的作用)的情況下，通過鋁保護游離的硼可為優(yōu)選的選擇。
[0033]在熱軋期間，鈮在奧氏體中部分析出，由此通過奧氏體的再結(jié)晶的延滯對最終轉(zhuǎn)變的顯微組織的晶粒細化有貢獻。此外，在轉(zhuǎn)變中保留在溶體中的鈮，特別是在較快的冷卻速率下對降低轉(zhuǎn)變溫度具有有力的作用，因此其對于淬硬性也是有利的。在低的卷取溫度下(< 500°C)，預(yù)期鈮通過析出強化的貢獻是小的，因為該溫度對于細NbC的析出太低。合適的Nb含量為至少0.02%，優(yōu)選至少0.025%。
[0034]在這種情況下，V具有與Nb類似但較不有力的作用。但是，Nb和V的添加的主要原因是改善HAZ-軟化抵抗性。在HAZ的相關(guān)部分中，熱循環(huán)使得達到了允許通過Nb和V的析出強化的溫度，因此導(dǎo)致了硬度的增大，這是由于通過低的卷取溫度保持在溶體中的元素的析出。據(jù)認為主要的貢獻是由Nb和V碳化物、氮化物或碳氮化物產(chǎn)生的。在較低程度上，認為可形成具有類似作用的MoC析出物。如果存在，合適的最小的V含量為0.04%。
[0035]根據(jù)本發(fā)明的鋼為鋁脫氧或鋁-硅脫氧鋼，以將氧含量降至最小值，以便在凝固期間在碳和氧之間不發(fā)生反應(yīng)。在生產(chǎn)期間添加至鋼的鋁的量因此包括需要用于脫氧的那些。在最終產(chǎn)品中保持的量(也稱為可溶的鋁(AlsJ)為0.01~0.08%A1。在本發(fā)明的上下文中，鋁含量意指可溶的鋁。
[0036]除了鋁，硅在本發(fā)明的鋼中也充當脫氧劑。它始于約至少0.10%Si且至多0.50%Si也充當固溶強化物，這對沖擊韌性和加工性能具有有益的作用。高于0.5%，硅有害地影響鋼的表面品質(zhì)至不可接受的程度，且伴隨著增多的硅含量，通過酸洗的熱軋鐵鱗的去除變得更加困難。
[0037]包含的作為雜質(zhì)的磷P應(yīng)該為最多0.03%,且硫S應(yīng)該甚至更低，且應(yīng)被限定為最多0.015%，這意味著限制這些含量以實現(xiàn)良好的沖擊韌性和彎曲性能。當必要時，通過采用含有Ca-Si或Ca-Fe (Ni)的帶芯焊絲處理該熔體可改善進一步的性能。在鈣處理期間，由于表面張力作用，氧化鋁和氧化硅夾雜物轉(zhuǎn)化為熔融的球形形狀的鈣鋁酸鹽和硅酸鹽。留在鋼液中的鈣鋁酸鹽夾雜物在鋼的凝固期間抑制了 MnS發(fā)紋(stringer)的形成。鋼凝固期間硫化物夾雜物的析出的組成和模式方面的這種變化稱為硫化物形態(tài)或硫化物形狀控制。這導(dǎo)致了在鑄造期間較少的噴嘴堵塞，較好的機械性能，因為長伸展的MnS發(fā)紋充當裂紋產(chǎn)生點。用于硫化物形狀控制的鋼中的鈣的一般量為0.0015~0.015%的Ca。合適的最大值為0.005%的Ca。
[0038]鉻應(yīng)該為0.2~1.5%。鑰應(yīng)該優(yōu)選為0.l%Mo~0.7%Mo。添加兩種元素以提高硬化和回火抵抗性。這使在較高的卷取溫度下的析出成為可能，可將其用于降低且甚至防止鋼的軟化，以及用于減輕由于在卷材的冷卻期間由于局部溫差異導(dǎo)致的強度起伏。合適的最小的鑰含量為0.15%。
[0039]考慮到與銅相關(guān)的表面問題，優(yōu)選避免與經(jīng)常用于該強度水平的鋼中的元素例如銅和鎳合金化。因為經(jīng)常將銅結(jié)合鎳進行合金化以減輕銅的有害影響，所以這也是需要的。因此優(yōu)選鎳和/或銅以最多雜質(zhì)水平存在或更優(yōu)選地完全不存在。
[0040]根據(jù)本發(fā)明的鋼的顯微組織被表征為主要由回火馬氏體組成的顯微組織，其特征在于在魏氏組織和/或貝氏體中的小的碳化物。理想地，該顯微組織不含鐵素體和珠光體成分，因為這些將有害地影響待達到的強度水平。實際上，存在某些小片的鐵素體也許是不可避免的，但該量可不超過明顯影響強度水平的水平。應(yīng)該將在高轉(zhuǎn)變溫度下形成的以上所述的有害的和隨后不需要的鐵素體成分與在低轉(zhuǎn)變溫度下形成的貝氏體的鐵素體部分或魏氏組織鐵素體或針狀鐵素體清楚分開。前者成分是不需要的，后者不是。
[0041]可將直接熱軋至2mm~16mm厚度的本發(fā)明的熱軋鋼帶材制備為耐磨和具有不同的最小屈服強度。僅通過在本發(fā)明的范圍內(nèi)改變分析和/或帶材的后軋制冷卻速率和/或卷取之前的溫度，在市場上一般的閾值為960、1100和1300MPa。也可將該種高屈服強度鋼用于靶中，在該靶中組織需要結(jié)構(gòu)鋼通常所要求的性能，例如良好的加工性能、焊接性能和沖擊韌性，這意味著根據(jù)本發(fā)明的熱軋鋼帶材作為可焊接的結(jié)構(gòu)鋼也是可形的。在以下的說明書中將進行解釋的鋼分析中，所有的含量％均為重量％，且鋼的余量為鐵Fe和不可避免的雜質(zhì)，除非另有限定。甚至對于至多16mm的熱帶材的厚度值，也可達到960MPa的值。對于至多12mm的 值，可達到1100和1300MPa的值。較高的厚度在某種程度上導(dǎo)致了較低的冷卻速率，且因此導(dǎo)致了在相轉(zhuǎn)變之前的較少富集的奧氏體。這導(dǎo)致有些較低的強度水平，意味著采用這些貧組成，對于厚度超過12mm的熱帶材不能獲得SllOO或S1300水平。優(yōu)選地，最小厚度為3mm和/或最大厚度為10_。應(yīng)注意,如在本發(fā)明中定義的強度值是在縱向方向上測量的(即拉伸試樣在該帶材的縱向方向上(通過軋機的運動方向)取得)。在橫向方向上的值(即拉伸試樣在該帶材的寬度方向上取得)與在縱向方向上的值可能不同，且通常比縱向方向上的這些在強度上高，且在延伸率上低。
[0042]在一個實施方案中，鋼的碳含量為0.07~0.13%，且屈服強度為至少960MPa。
[0043]在一個實施方案中，鋼的碳含量為0.13~0.18%，且屈服強度為至少llOOMPa。
[0044]在一個實施方案中，其中碳含量為至少0.19%，優(yōu)選0.23~0.30%之間，且屈服強度為至少1300MPa。
[0045]根據(jù)本發(fā)明的熱軋鋼的合適的最大拉伸強度為1700MPa。
[0046]根據(jù)第二個方面，本發(fā)明體現(xiàn)在用于制備熱軋高強度微合金化的鋼帶材的方法，該鋼帶材具有2~16mm之間的厚度，具有改善的HAZ-軟化抵抗性和至少960MPa的屈服強度，具有包含馬氏體、回火馬氏體和/或貝氏體的顯微組織，且其中該鋼以重量％計含有:
[0047]? 0.07 ~0.30% 的 C ；
[0048]? 0.8 ~2.0% 的 Mn ；
[0049]? 0.01 ~0.08% 的 Alsol ；
[0050]? 0.2 ~1.5% 的 Cr ；
[0051]? 0.1 ~0.7% 的 Mo ;
[0052]? 0.0005 ~0.005 的 B ；
[0053]? 0.01 ~0.07% 的 Nb ;
[0054]?最多 0.5% 的 Si ；
[0055]?最多 0.03% 的 P ；[0056]?最多 0.015% 的 S ;
[0057]?最多 0.05% 的 Ti ；
[0058]?最多 0.1% 的 V ；
[0059]?最多 0.2% 的 Cu ；
[0060]?最多 0.2% 的 Ni ；
[0061]?最多 0.008% 的 N ;
[0062]?任選地最多0.015%的用于硫化物形狀控制的鈣添加；
[0063]?以雜質(zhì)水平的量的其他元素，余量為鐵。
[0064]該帶材在高于Ar3溫度下進行熱精軋，其中該方法包括至少以下步驟:
[0065]?精軋至2~16mm的最終厚度
[0066]?在自最后的熱軋道次最多10秒內(nèi)，以足以將經(jīng)軋制的顯微組織轉(zhuǎn)變?yōu)榘R氏體和/或貝氏體的顯微組織的冷卻速率，冷卻該熱軋帶材至20~500°C的卷取溫度。
[0067] 該熱軋工藝為常規(guī)的熱軋工藝，不論是從具有150~350mm的厚度的板坯(即常規(guī)連鑄板坯)，還是或低于150的(即薄板坯連鑄或甚至帶坯連鑄)開始。優(yōu)選在鋼仍為奧氏體時精軋以提供具有細晶粒的鋼，且由此提供良好的沖擊韌性。優(yōu)選卷取溫度為低的以實現(xiàn)需要的機械性質(zhì)。優(yōu)選卷取溫度為低于400°C。通過熱軋之后快冷或直接淬火，制備該類型的鋼，獲得了優(yōu)異的沖擊韌性，因為發(fā)生從細晶粒的、經(jīng)加工的奧氏體到馬氏體和/或貝氏體的相變。其也改善了表面品質(zhì)，因為在軋制之前在除鱗機中移除了最初的鐵鱗。而且，不需要非常昂貴的長的額外退火處理以溶解所有的析出物。在熱帶材軋制生產(chǎn)線中，在再加熱爐中再加熱該待軋制的板坯至1100~1250°C的溫范圍度，并保持幾小時。在該情況下，特定碳化物例如Cr和Mo碳化物的溶解，以及組織的均勻化是盡可能徹底的。另一方面，在高的加熱溫度下的奧氏體晶粒的生長并不使最終產(chǎn)品更脆，因為首先通過在軋制過程的初始階段中的高溫軋制期間的再結(jié)晶和在熱軋過程的最后階段中的熱機械軋制期間的奧氏體轉(zhuǎn)變的遲滯導(dǎo)致而形成的變形奧氏體晶粒的轉(zhuǎn)變細化了奧氏體晶粒。在輸出輥道上的冷卻期間，嚴重變形的奧氏體晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)榉浅＜毜霓D(zhuǎn)變產(chǎn)物。這導(dǎo)致與優(yōu)異的沖擊韌性結(jié)合的高的屈服應(yīng)力。如果使用薄板坯連鑄和直接軋制設(shè)施(其中在軋制開始之前元素像Cr和Mo碳化物甚至還沒有析出)，則制備成本和生產(chǎn)時間還可進一步降低。
[0068]根據(jù)本發(fā)明，在鋼仍然為奧氏體，即高于Ar3的終軋溫度下將該鋼制成最終熱軋厚度。帶材的冷卻在最后的熱軋道次之后不晚于10秒開始，且將其充分快速冷卻以允許奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w和/或馬氏體顯微組織，冷卻速率優(yōu)選為至少30°C /s，降低至20~500°C的卷取溫度，優(yōu)選降低至20~450°C的卷取溫度。獲得的結(jié)果一般為近完全貝氏體和/或馬氏體顯微組織，使得貝氏體和/或馬氏體含量優(yōu)選為至少90體積％，優(yōu)選至少95體積％。該顯微組織也優(yōu)選不含在高溫下形成的鐵素體且不含珠光體成分，因此使顯微組織基本完全為貝氏體/馬氏體，其中出于該目的，魏氏組織鐵素體或針狀鐵素體被認為是貝氏體組織。在低于100°c的卷取溫度范圍中，不將馬氏體回火，盡管在這些低溫下，對于低碳等級，可出現(xiàn)一些自回火，而當卷取溫度為至少100°c時，馬氏體被回火。在高于200°C的溫度下馬氏體被回火且該碳被析出。
[0069]在優(yōu)選的實施方案中，對于含有最多0.12%的碳含量的鋼，卷取溫度為最多450°C，更優(yōu)選425°C，對于含有至少0.13%的碳含量的鋼，為最多275°C，更優(yōu)選250或225。。。
[0070]在一個實施方案中，在熱軋之后和卷取之前的加速冷卻期間，冷卻速率為5~IOO0C /S。
[0071]在一個實施方案中，精軋溫度為高于Ar3且也低于920°C,且優(yōu)選也低于900°C。
[0072]根據(jù)第三個方面，將根據(jù)本發(fā)明的鋼用于汽車、卡車、造船、施工工程、重載設(shè)備、運土設(shè)備或起重車部件的生產(chǎn)。
[0073]利用下述非限制性實施例進一步解釋了本發(fā)明。表1顯示了種類S700，S960,SllOO和S1300的每一個的鋼組成。
[0074]表1.鋼的組成(除B和N(ppm)外，均以重量％X 1000計。所有的鋼均經(jīng)Ca處理，imp=雜質(zhì)水平)
[0075]
【權(quán)利要求】
1.熱軋高強度微合金化鋼帶材，其具有2~16mm的厚度，具有改善的HAZ-軟化抵抗性，具有包含馬氏體、回火馬氏體和/或貝氏體的顯微組織，且其中該鋼以重量％計含有:
?0.07 ~0.30% 的 C ；
?0.8 ~2.0% 的 Mn ；
?0.01 ~0.08% 的 Alsol ；
?0.2 ~1.5% 的 Cr ；
?0.1 ~0.7% 的 Mo ；
?0.0005 ~0.005 的 B ；
?0.01 ~0.07% 的 Nb ； ?最多0.5%的Si ； ?最多0.03%的P ； ?最多0.015%的S ； ?最多0.05%的Ti ； ?最多0.1%的V ； ?最多0.2%的Cu ； ?最多0.2%的Ni ； ?最多0.008%的N ； ?任選地最多0.015%的用于硫化物形狀控制的鈣添加； ?雜質(zhì)水平的量的其他元素，余量為鐵； 該鋼帶材的屈服強度為至少960MPa。
2.根據(jù)前述權(quán)利要求的任一項的鋼，其具有至少0.2%的鉻含量。
3.根據(jù)前述權(quán)利要求的任一項的鋼，其具有處于雜質(zhì)水平的鎳含量。
4.根據(jù)前述權(quán)利要求的任一項的鋼，其具有處于雜質(zhì)水平的銅含量。
5.根據(jù)前述權(quán)利要求的任一項的鋼，其中碳含量為0.07~0.13%，且具有至少960MPa的屈服強度。
6.根據(jù)權(quán)利要求1~4的任一項的鋼，其中碳含量為0.13~0.18%，且其具有至少IlOOMPa的屈服強度。
7.根據(jù)權(quán)利要求1~4的任一項的鋼，其中碳含量為至少0.19%，優(yōu)選為0.23~0.30%，且具有至少1300MPa的屈服強度。
8.制備熱軋高強度微合金化鋼帶材的方法，該鋼帶材具有2~16mm的厚度，具有改善的HAZ-軟化抵抗性，和至少960MPa的屈服強度，具有包含馬氏體、回火馬氏體和/或貝氏體的顯微組織，且其中該鋼以重量％計含有:
?0.07 ~0.30% 的 C ；
?0.8 ~2.0% 的 Mn ；
?0.01 ~0.08% 的 Alsol ；
?0.2 ~1.5% 的 Cr ；
?0.1 ~0.7% 的 Mo ；
?0.0005 ~0.005 的 B ；
?0.01 ~0.07% 的 Nb ；?最多0.5%的Si ； ?最多0.03%的P ； ?最多0.015%的S ； ?最多0.05%的Ti ； ?最多0.1%的V ； ?最多0.2%的Cu ； ?最多0.2%的Ni ； ?最多0.008%的N ； ?任選地最多0.015%的用于硫化物形狀控制的鈣添加； ?雜質(zhì)水平的量的其他元素，余量為鐵； 在高于Ar3溫度下將該帶材熱精軋，其中該方法至少包括以下步驟: ?精軋至2~16mm的最終厚度； ?自最后的熱軋道次之后在最多10秒內(nèi)，以足以將軋制顯微組織轉(zhuǎn)變?yōu)榘R氏體和/或貝氏體的顯微組織的冷卻速率，將熱軋帶材冷卻至20~500°C的卷取溫度。
9.根據(jù)權(quán)利要求8的方法，其中卷取溫度為: ?對于含有最多0.12%的碳含量的鋼，最多450°C，或 ?對于含有至少0.13%的碳含量的鋼，最多275°C。
10.根據(jù)權(quán)利要求8~9的任一項的方法，其中在熱軋之后和卷取之前的加速的冷卻期間的冷卻速率為5~100°C /s。
11.根據(jù)權(quán)利要求8~10的任一項的方法，其中精軋溫度為高于Ar3且也低于920°C，且優(yōu)選也低于900°C。
12.根據(jù)權(quán)利要求1~7的鋼在汽車、卡車、重載設(shè)備、運土設(shè)備或起重車的部件的生產(chǎn)中的用途。
【文檔編號】C22C38/06GK103649355SQ201280034223
【公開日】2014年3月19日 申請日期:2012年7月10日 優(yōu)先權(quán)日:2011年7月10日
【發(fā)明者】D·克勞澤, W·M·范哈夫坦 申請人:塔塔鋼鐵艾默伊登有限責任公司