用于制造高強度結(jié)構(gòu)鋼的方法以及高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明涉及生產(chǎn)高強度結(jié)構(gòu)鋼的方法并且涉及高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品。所述方法包括用于提供鋼坯的提供步驟，用于將所述鋼坯加熱至950～1300℃的加熱步驟（1），用于平衡所述鋼坯溫度的溫度平衡步驟（2），包括用于在低于所述重結(jié)晶停止溫度（RST）而高于鐵氧體形成溫度A3的非重結(jié)晶溫度范圍內(nèi)熱軋所述鋼坯的I型熱軋階段（5）的熱軋步驟，用于以至少20℃/s的冷卻速率將所述熱軋鋼淬火至Ms至Mf溫度之間的淬火停止溫度（QT）的淬火步驟（6），用于將所述熱軋鋼分配以便將碳從馬氏體轉(zhuǎn)移至奧氏體的分配處理步驟（7，9），以及用于將所述熱軋鋼冷卻至室溫的冷卻步驟（8）。
【專利說明】用于制造高強度結(jié)構(gòu)鋼的方法以及高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品
[0001]本專利申請中公開的本發(fā)明是由奧盧(Oulu)大學(xué)的發(fā)明人Mahesh ChandraSoman1、David Arthur Porter、Leo Pentti Karjalainen 和 Rautaruukki Oyj 的 TeroTapio Rasmus和Ari Mikael Hirvi完成。本發(fā)明已經(jīng)通過各方之間簽署的獨立協(xié)議轉(zhuǎn)移給受讓人 Rautaruukki Oyj。
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0002]本發(fā)明涉及用于制造根據(jù)權(quán)利要求1的高強度結(jié)構(gòu)鋼的方法以及涉及根據(jù)權(quán)利要求25的高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品。具體而言，本發(fā)明涉及應(yīng)用于熱軋工廠的Q&P (淬火&分配)方法以及涉及具有基本上馬氏體微結(jié)構(gòu)以及少部分的精細(xì)分開的保留奧氏體的高強度、易延展的、韌性的結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品。
【背景技術(shù)】
[0003]傳統(tǒng)上，淬火和回火用于獲得具有良好沖擊韌性和伸長率的高強度結(jié)構(gòu)鋼。然而，回火是需要時間和能量的額外工藝步驟，因為在淬火之后要從低于Mf的溫度重新加熱。
[0004]近年來，通過直接淬火有利地得到具有改進(jìn)韌性的復(fù)雜高強度鋼。然而，在單軸拉伸測試中在伸長率或斷裂面積降低率方面這些鋼的延展性通常是可以接受的，但其均勻伸長率，即加工硬化能力(work hardening capacity)可能還有待改進(jìn)。這一缺陷是限制這種鋼更寬且更苛刻應(yīng)用的重要因素，因為制造期間應(yīng)變的局域化或在最終應(yīng)用中過載可能對結(jié)構(gòu)的完整性不利。
[0005]由于對具有優(yōu)良韌性和合理延展性和可焊性的先進(jìn)高強度鋼(AHSS)的需求不斷增加，新的努力已經(jīng)被引導(dǎo)至開發(fā)新的組合物和/或工藝，以滿足行業(yè)的挑戰(zhàn)。在這一類別中，在過去幾十年期間內(nèi)已經(jīng)開發(fā)出了雙相(DP)鋼，復(fù)相(CP)鋼，相變誘發(fā)塑性(TRIP)鋼和孿晶誘發(fā)塑性(TWIP)鋼，主要是用于滿足汽車工業(yè)的要求。主要目標(biāo)是以節(jié)約能源和原材料，提高安全標(biāo)準(zhǔn)和保護環(huán)境。到目前為止，碳含量范圍為0.05wt%~0.2wt%的上述AHSS鋼的屈服強度通常限制于約50`0~lOOOMPa。
[0006]專利出版物US2006/0011274A1公開了一種相對較新的工藝，稱為淬火與分配(Q& P)，這種方法能夠生產(chǎn)具有包含保留奧氏體的微結(jié)構(gòu)的鋼。這種稱為淬火與分配的工藝由兩個步驟的熱處理組成。在再加熱以獲得部分或完全奧氏體微結(jié)構(gòu)之后，將鋼淬火至馬氏體開始(Ms)和完成(Mf)溫度之間的合適預(yù)定溫度。在此淬火溫度(QT)下的希望的微結(jié)構(gòu)由鐵氧體、馬氏體和未轉(zhuǎn)化的奧氏體或馬氏體和未轉(zhuǎn)化的奧氏體組成。在第二個分配處理步驟中，所述鋼保持在QT下，或者升至更高的溫度，所謂的分配溫度(PT)，即，PT>QT。后一步驟的目的在于通過耗盡碳過飽和的馬氏體用碳富集未轉(zhuǎn)化的奧氏體。在所述Q & P工藝中，故意地抑制碳化鐵或貝氏體的形成，并且將保留的奧氏體穩(wěn)定以便在隨后的成形操作期間獲得應(yīng)變誘發(fā)相變的優(yōu)點。
[0007]上述開發(fā)旨在提高有待用于汽車應(yīng)用中的薄板鋼的機械和成形相關(guān)的特性。在這些應(yīng)用中，并不需要良好的沖擊韌性但屈服強度限于低于lOOOMPa。[0008]本發(fā)明的目標(biāo)是在淬火之后優(yōu)選不采用由低于Mf的溫度額外加熱來完成結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品，其具有至少960MPa的屈服強度Rpa2和優(yōu)良的沖擊韌性，如27J Charpy V轉(zhuǎn)變溫度≤-50°C，優(yōu)選≤_80°C，連同良好的總均勻伸長率。
[0009]然而，即使最佳的實踐是在結(jié)構(gòu)鋼領(lǐng)域內(nèi)利用本發(fā)明，但應(yīng)該理解的是，根據(jù)本發(fā)明所提及的方法和鋼產(chǎn)品也能夠用作制造熱軋耐磨鋼的方法，并且即使在耐磨鋼應(yīng)用中并不總是需要這種良好沖擊韌性和延展性的情況下，所涉及的高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品能夠用作熱軋耐磨鋼。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0010]在所述方法中，鋼坯，鋼錠或小鋼坯(以下簡稱為鋼坯)在加熱步驟中加熱至指定溫度，隨后在熱軋步驟中進(jìn)行熱機械軋制。熱機械軋制包括用于在低于重結(jié)晶停止溫度(RST)而高于鐵氧體形成溫度A3的溫度范圍內(nèi)熱軋所述鋼坯的I型熱軋階段。如果用于加熱鋼坯的加熱步驟包括加熱到1000~1300°C范圍內(nèi)的溫度，則熱機械軋制另外地包括用于在高于重結(jié)晶極限溫度(RLT)的靜態(tài)重結(jié)晶域內(nèi)熱軋鋼坯的II型熱軋階段，在用于在低于重結(jié)晶停止溫度(RST)而高于鐵氧體形成溫度A3的溫度范圍內(nèi)熱軋鋼坯的I型熱軋階段之前進(jìn)行這種II型熱軋階段。在較低的加熱溫度，如950°C下進(jìn)行加熱步驟的情況下，較小的得到的初始奧氏體粒徑排除了對于在高于所述重結(jié)晶極限溫度(RLT)下進(jìn)行的II型熱軋階段的需要，因此大部分熱軋能夠在低于重結(jié)晶停止溫度(RST)下發(fā)生。
[0011]在低于重結(jié)晶停止溫度(RST)下的累積應(yīng)變優(yōu)選至少0.4。在此熱機械軋制，即熱軋制步驟之后， 熱軋鋼直接在淬火步驟中淬火至Ms至Mf溫度之間的溫度，以獲得希望的馬氏體-奧氏體分?jǐn)?shù)，隨后將熱軋鋼保持于淬火停止溫度(QT)，從QT緩慢冷卻或甚至加熱到分配溫度PT>QT從而通過進(jìn)行用于將碳從過飽和馬氏體分配到所述奧氏體中的分配處理步驟來提高奧氏體的穩(wěn)定性。在碳分配處理即分配處理步驟之后，進(jìn)行用于將熱軋鋼冷卻至室溫的冷卻步驟。在冷卻步驟期間一些奧氏體可以轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，但有些奧氏體在室溫或更低溫度下仍保持穩(wěn)定。與在回火的情況下不同，在分配處理期間通過適當(dāng)?shù)剡x擇鋼的化學(xué)組成，主要是通過使用高硅含量連同使用鋁或不使用鋁一起(以能夠提供這種效應(yīng)的含量)有意地抑制碳化鐵的形成和奧氏體的分解。
[0012]用于提供具有高強度、高沖擊韌性的結(jié)構(gòu)鋼的方法要求在淬火前控制奧氏體狀態(tài)，即粒徑和形狀，以及位錯密度，這意味著在重結(jié)晶方案中和非重結(jié)晶方案中都優(yōu)選變形，緊接著是DQ & P處理(直接淬火和分配)。熱機械軋制緊接著直接淬火導(dǎo)致在不同方向上短縮和隨機化的精細(xì)馬氏體板條的精細(xì)包和塊的形成。這種微結(jié)構(gòu)增強了強度。它還通過使裂紋擴展更曲折增強了沖擊和斷裂韌性。此外，所述分配處理增加了冷卻至QT之后存在的奧氏體的穩(wěn)定性從而導(dǎo)致在室溫和更低溫度下保留奧氏體的存在。
[0013]然而，所述保留奧氏體是部分亞穩(wěn)態(tài)的并且在塑性形變期間會部分轉(zhuǎn)化成馬氏體，如鋼的故意應(yīng)變，鋼的拉伸試驗，或在最終應(yīng)用中鋼結(jié)構(gòu)的過載中發(fā)生的。這種奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體提高了鋼產(chǎn)品的加工硬化率和均勻拉伸率，有助于防止應(yīng)變局域化和由于延展性斷裂所致的過早結(jié)構(gòu)破壞。連同精細(xì)的、短縮的和隨機化的馬氏體板條一起，保留奧氏體的薄膜改進(jìn)了沖擊和斷裂韌性。
[0014]I型軋制階段導(dǎo)致原奧氏體顆粒(PAG)應(yīng)變的優(yōu)點是在隨后淬火至QT期間奧氏體更精細(xì)地分布。當(dāng)通過分配進(jìn)一步穩(wěn)定這種奧氏體時，實現(xiàn)了機械性能的改進(jìn)的組合，尤其是在總均勻伸長率和沖擊韌性方面。
[0015]因此，根據(jù)本發(fā)明的方法提供了具有沖擊韌性，優(yōu)選還有斷裂韌性和總均勻伸長率的改進(jìn)組合的高強度結(jié)構(gòu)鋼。根據(jù)本發(fā)明的結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品能夠用于更廣泛的應(yīng)用中(其中沖擊和斷裂韌性是必要的和/或要求更好的變形能力而無延展性斷裂)。使用高強度鋼意味著能夠制造重量更輕的結(jié)構(gòu)。
[0016]本發(fā)明的方法命名為TMR-DQP，即熱機械軋制緊接著直接淬火&分配。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0017]圖1描述了根據(jù)本發(fā)明的實施方式的溫度-時間曲線，
[0018]圖2描述了高強度結(jié)構(gòu)鋼的微結(jié)構(gòu)，其具有保留奧氏體和在不同方向上短縮和隨機化的精細(xì)馬氏體板條的精細(xì)包/塊，
[0019]圖3描述了具有精細(xì)馬氏體板條(白色)和板條間奧氏體(黑色)的包/塊的Gleeble模擬樣品的TEM顯微圖，
[0020]圖4描述了根據(jù)本發(fā)明的一個實施方式的溫度-時間曲線，
[0021]圖5描述了根據(jù)本發(fā)明的一個實施方式的溫度-時間曲線，以及
[0022]圖6描述了與未采取分配處理的直接淬火鋼相比較，與沖擊韌性相關(guān)的第一主要實施方式(稱為高Si實施方式)的測試結(jié)果，
[0023]圖7描述了根據(jù)本發(fā)明的一個實施方式的溫度-時間曲線，
[0024]圖8描述了與未采取分配處理的直接淬火鋼相比較，與沖擊韌性相關(guān)的第二主要實施方式(稱為高Al實施方式)的測試結(jié)果，以及
[0025]圖9描述了根據(jù)本發(fā)明的一個實施方式的微結(jié)構(gòu)的示意圖。
[0026]縮寫和符號的說明
[0027]ε 真實應(yīng)變
[0028]ε 17 ε2, ε3在三個主要垂直方向上主要塑性真實應(yīng)變
[0029]eeq等效塑性真實應(yīng)變
[0030]ε ’恒定真實應(yīng)變率
[0031]A總伸長率
[0032]AC 空冷
[0033]AF 合金因子
[0034]Ag 塑性均勻伸長率
[0035]Agt 總均勻伸長率
[0036]A3 低于奧氏體相對于鐵氧體變得過飽和溫度的溫度
[0037]CEV 碳當(dāng)量
[0038]CP 復(fù)雜相
[0039]CS 卷曲模擬
[0040]DI 理想臨界直徑
[0041]DP 雙相
[0042]DQ&P 直接淬`火與分配[0043]EBSD 電子背向散射衍射
[0044]FRT 最終軋制溫度
[0045]GAR 顆粒長徑比
[0046]h 在塑性應(yīng)變之后體積元素的長度
[0047]H 在塑性應(yīng)變之前體積元素的長度 [0048]Mf 馬氏體最終溫度
[0049]Ms 馬氏體起始溫度
[0050]PAG 原奧氏體顆粒
[0051 ]PT 分配溫度(如果在大于QT的溫度下完成分配處理)
[0052]Q&P 淬火和分配
[0053]QT 淬火終止或淬火溫度
[0054]RLT 重結(jié)晶極限溫度
[0055]Rm 最終拉伸強度
[0056]Rptl 2 0.2% 屈服強度
[0057]Rpl 0 1.0% 保證強度(proof strength)
[0058]RST重結(jié)晶停止溫度
[0059]RT室溫
[0060]SEM掃描電子顯微鏡
[0061]t時間
[0062]T27J 對應(yīng)于27J沖擊能量的溫度
[0063]T50% 對應(yīng)于50%剪切斷裂的溫度
[0064]TEM透射電鏡術(shù)
[0065]TMR熱機械軋制
[0066]TMR-DQP 熱機械軋制緊接著直接淬火和分配
[0067]TRIP 相變誘發(fā)塑性
[0068]TffIP 孿晶誘發(fā)塑性
[0069]XRDX-射線衍射
[0070]Z面積收縮率
[0071]參考標(biāo)號和說明的列表
[0072]I加熱步驟
[0073]2溫度平衡步驟
[0074]3在重結(jié)晶溫度范圍內(nèi)的II型熱軋階段
[0075]4溫度降低至低于RST的等待時間
[0076]5在非重結(jié)晶溫度范圍內(nèi)的I型熱軋步驟
[0077]6淬火步驟
[0078]7分配處理步驟
[0079]8冷卻步驟
[0080]9可替代的分配處理步驟
[0081]10保留奧氏體[0082]11馬氏體【具體實施方式】
[0083]用于制造根據(jù)獨立權(quán)利要求1所述的高強度結(jié)構(gòu)鋼的方法包括以下步驟:
[0084]-提供步驟，用于提供鋼坯(圖中未顯示)，
[0085]-加熱步驟I，用于將鋼坯加熱至在950~1300°C范圍內(nèi)的溫度，
[0086]-溫度平衡步驟2，用于平衡鋼坯的溫度，
[0087]-熱軋步驟，包括用于在低于RST但高于鐵氧體形成溫度A3的非重結(jié)晶溫度范圍內(nèi)熱軋鋼坯的I型熱軋階段5，
[0088]-淬火步驟6，用于以至少20°C/s的冷卻速率將熱軋鋼淬火至淬火停止溫度(QT )，其中所述淬火停止溫度(QT )在Ms至Mf溫度之間，
[0089]-分配處理步驟7、9，用于將熱軋鋼分配以便將碳從馬氏體轉(zhuǎn)移至奧氏體，以及
[0090]-冷卻步驟8，用于通過強力或自然冷卻將所述熱軋鋼冷卻至室溫。
[0091]所述方法優(yōu)選的實施方式公開于所附權(quán)利要求2~24中。
[0092]所述方法包括用于將鋼坯加熱至950~1300°C范圍內(nèi)的溫度從而具有完全奧氏體微結(jié)構(gòu)的加熱步驟I。
[0093]所述加熱步驟I之后是允許鋼坯的所有部分達(dá)到基本相同溫度水平的溫度平衡步驟2。
[0094]如果用于將鋼坯加熱至950~1300°C范圍內(nèi)的溫度的加熱步驟I包括將鋼坯加熱至在1000~1300°C范圍內(nèi)的溫度，則熱軋步驟還包括II型熱軋階段3，其在I型熱軋階段5之前實施，用于在高于重結(jié)晶方案中的RLT的溫度下熱軋鋼坯從而細(xì)化奧氏體粒徑。為了達(dá)到本發(fā)明的目標(biāo)，熱軋步驟包括在非重結(jié)晶溫度范圍內(nèi)，即低于RST而高于鐵氧體形成溫度A3，實施的I型熱軋階段5。如果熱軋步驟包括在非重結(jié)晶溫度范圍內(nèi)，即低于RST而高于鐵氧體形成溫度A3,實施的I型熱軋階段5和用于在高于重結(jié)晶方案中RLT的溫度下熱軋鋼坯的II型熱軋階段3，則在II型熱軋階段3和I型熱軋階段5之間可以有并不包括任何熱軋的等待期4。在II型熱軋階段3和I型熱軋階段5之間的這種等待期4的目的是使熱軋鋼的溫度降低至低于RST溫度。在II型熱軋階段3和I型熱軋階段5期間具有其他等待期也是可能的。還可能的是熱軋步驟包括在低于RLT而高于RST的溫度范圍內(nèi)的等待期4內(nèi)進(jìn)行的III型熱軋階段。出于例如生產(chǎn)率的原因，這種實踐可以是令人希望的。
[0095]如果熱軋步驟包括I型熱軋階段、II型熱軋階段和III型熱軋階段，則在I型熱軋階段期間，在II型熱軋階段期間和在III型熱軋階段期間以及當(dāng)從II型熱軋階段移至III型熱軋階段以及相應(yīng)地當(dāng)從III型熱軋階段移至I型熱軋階段時，優(yōu)選地，但非必須地，連續(xù)軋制鋼坯。
[0096]在低于A3下并未實現(xiàn)熱軋，因為否則不能達(dá)到高屈服強度。
[0097]在非重結(jié)晶溫度范圍內(nèi)的I型熱軋階段5之后進(jìn)行淬火步驟6，導(dǎo)致在微結(jié)構(gòu)中在不同方向上短縮和隨機化的精細(xì)馬氏體板條的精細(xì)包和塊。在淬火步驟6和分配處理步驟7之前奧氏體的正確狀態(tài)，對于保證隨后馬氏體的精細(xì)度和碳分配至精細(xì)分開的亞微米尺寸奧氏體池/板條的特性是重要的。馬氏體板條之間精細(xì)分開的納米/亞微米尺寸奧氏體池/板條提供了必要的加工硬化能力從而改進(jìn)了這種高強度結(jié)構(gòu)鋼的斷裂伸長率和拉伸強度的平衡。
[0098]根據(jù)一個實施方式，在非重結(jié)晶溫度范圍內(nèi)的I型熱軋階段5包括至少0.4的總累積等效應(yīng)變。這是因為，在低于RST下0.4的總累積馮.米塞斯(von Mises)等效應(yīng)變被認(rèn)為是在淬火步驟6和分配處理步驟7之前需要提供足夠奧氏體調(diào)節(jié)的優(yōu)選最小值。
[0099]這意味著，原奧氏體顆粒(PAG)的顆粒長徑比(GAR)可以為例如2.2~8.0或
2.3~5.0，例如，分別對應(yīng)于總累積等效應(yīng)變0.4~1.1和0.4~0.8。
[0100]在本說明書中，所述術(shù)語“應(yīng)變”是指等效馮?米塞斯真實塑性應(yīng)變。它描述了在以下描述的Gleeble模擬實驗中的軋制道次，或壓制步驟期間塑性形變的程度，或在使用之前給予鋼的預(yù)應(yīng)變。它由以下方程給出:
[0101]ε 等效={2 ( ε J2+ ε 22+ ε 32) /3}
[0102]其中ει，82和￡3是鋼中的主要塑性真實應(yīng)變從而使得
[0103]ε J ε 2+ ε 3=0。
[0104]通過塑性應(yīng)變之后的體積元素的長度(h)與塑性應(yīng)變之前的體積元素的長度(H)之比的自然對數(shù)得到真實應(yīng)變，即
[0105]ε =In (h/H)。
[0106]由此可以看出，盡管真實應(yīng)變可正或可負(fù)，但等效應(yīng)變始終是正的量值而與主要應(yīng)變是拉伸還是壓縮無關(guān)。
[0107]如上述例子，0.4的累積真實等效應(yīng)變對應(yīng)于鋼板軋制中29%的厚度降低率或棒材軋制中33%的面積降低率。`
[0108]優(yōu)選完成熱軋步驟從而使得熱軋鋼的最終厚度為3~20mm，并且根據(jù)本說明書中后續(xù)更詳細(xì)描述的實施方式，厚度范圍為3至11以及11至20_。
[0109]在熱軋步驟之后立即地將熱軋坯在淬火步驟6中以至少20°C /s的冷卻速度淬火至Ms至Mf溫度之間的溫度。這種淬火步驟6，即，強制冷卻提供馬氏體和奧氏體的混合物。在分配處理步驟7期間，碳分配進(jìn)入奧氏體中，從而增加其在隨后至室溫的冷卻步驟8中對于轉(zhuǎn)變成馬氏體的穩(wěn)定性。應(yīng)能夠理解的是，在分配處理步驟7期間一些，但并非全部的碳，從馬氏體轉(zhuǎn)移到奧氏體中。以這種方式，在冷卻至室溫后，一小部分精細(xì)分開的奧氏體10保留于轉(zhuǎn)化的馬氏體板條11之間。因此，馬氏體基質(zhì)提供所需的強度，而小部分的非常精細(xì)分布于馬氏體板條之間的保留奧氏體提高了加工硬化率，總均勻伸長率和沖擊韌性。
[0110]如通常已知，直接淬火意味著所有熱機械加工操作，即，熱軋步驟3、5在直接由熱軋工藝過程中可利用的熱完成淬火6之前完成。這意味著在任何情況下對于硬化溫度不需要任何單獨的后加熱步驟。
[0111]此外，如從上述理解的，所述方法不包括在淬火之后從低于Mf的溫度，如回火步驟(其需要更多的加熱能量)，的任何額外的加熱步驟。
[0112]根據(jù)一個實施方式，在淬火步驟6中，熱軋鋼坯以至少對應(yīng)于臨界冷卻速率(CCR)的冷卻速率淬火至Ms至Mf溫度之間的溫度。
[0113]Ms和Mf溫度根據(jù)鋼的化學(xué)組成而變化。它們可以使用文獻(xiàn)中可得到的公式計算，或使用膨脹測定法以實驗方式進(jìn)行測定。
[0114]根據(jù)一個實施實施方式，所述淬火停止溫度(QT)小于400°C，而大于200°C。
[0115]優(yōu)選地選擇淬火停止溫度(QT)使得在淬火步驟6之后在分配處理步驟7開始時在QT下合適量的奧氏體保留在微結(jié)構(gòu)中。這意味著，QT必須大于Mf。合適量的奧氏體為至少5%從而確保在室溫下對于改善延展性和韌性足夠的保留奧氏體。另一方面，在淬火之后立即地在QT下奧氏體的量不能高于30%。在本說明書中的微結(jié)構(gòu)以體積百分比給出。
[0116]根據(jù)使用參考號7在圖1中描述的一個優(yōu)選實施方式，優(yōu)選地基本上在淬火停止溫度(QT)下完成分配處理步驟7。
[0117]根據(jù)采用參考號9在圖1中描述的可替代的實施方式，基本上在高于淬火停止溫度(QT)下完成分配處理步驟9，優(yōu)選高于Ms溫度。例如，可以通過在熱軋制機上的感應(yīng)加熱設(shè)備來完成加熱至高于淬火停止溫度(QT)的溫度。
[0118]優(yōu)選地在250~500°C范圍內(nèi)的溫度下完成分配處理步驟(7或9)。
[0119]優(yōu)選地完成分配處理步驟7、9從而使得在分配處理步驟7、9期間的平均冷卻速率小于在所述溫度下自由空氣冷卻的平均冷卻速率。在這個步驟期間最大平均冷卻速率可以為，例如，0.2V /S，即，遠(yuǎn)小于在所述溫度(QT)下自由空氣冷卻的冷卻速度。冷卻速度的減緩可按照各種方式完成。
[0120]根據(jù)一個實施方式，所述方法包括在淬火步驟6之后以及在分配處理步驟7、9之前進(jìn)行的卷繞步驟。在該實施方式中，在淬火步驟6之后所述冷卻速率通過纏繞條狀材料而降低。這種線圈允許非常緩慢地冷卻，但在某些情況下，能夠優(yōu)選在線圈上也使用隔熱板以便進(jìn)一步降低冷卻速率。在這種情況下，分配處理步驟7、9在線圈纏繞之后完成，這與最終冷卻步驟8是難以區(qū)分的。
[0121]根據(jù)一個實施方式，冷卻速率受限于施加于熱軋鋼板或鋼棒的隔熱板。
[0122] 根據(jù)一個實施方式，分配處理步驟7、9在基本恒定的溫度下完成。這能夠，例如，在爐子中完成。
[0123]優(yōu)選地分配處理步驟7實施10~100000秒，優(yōu)選600~10000秒時間期間內(nèi)(由達(dá)到淬火停止溫度(QT)計算)。
[0124]冷卻步驟8在分配處理步驟7、9之后自然地進(jìn)行。這可以是自由空氣冷卻或加速冷卻至室溫。
[0125]所述方法能夠提供具有Rpa2≥960MPa,優(yōu)選Rpa2≥1000MPa的屈服強度的結(jié)構(gòu)鋼。
[0126]根據(jù)一個實施方式，預(yù)應(yīng)變步驟在分配處理步驟7、9之后實施。在分配處理步驟
7、9之后0.01~0.02的預(yù)應(yīng)變能夠?qū)е戮哂星姸萊pa2≥1200MPa的結(jié)構(gòu)鋼。
[0127]優(yōu)選地，但非必須地，鋼坯以及熱軋高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品包括，按質(zhì)量百分比計，鐵和不可避免的雜質(zhì)，以及進(jìn)一步的至少以下成分:
[0128]C:0.17% ~0.23%，
[0129]Si:1.4% ~2.0% 或 Si+Al:1.2% ~2.0%，其中 Si 為至少 0.4% 而 Al 為至少 0.1%，優(yōu)選至少0.8%，
[0130]Mn: 1.4% ~2.3%,以及
[0131]Cr:0.4% ~2.0%。
[0132] 這種優(yōu)選的化學(xué)限制的理由如下:
[0133]需要在指定范圍內(nèi)的碳，C，來實現(xiàn)期望的強度水平連同足夠的韌性和可焊接性一起。較低水平的碳會導(dǎo)致過低的強度，而較高水平將會削弱鋼的韌性和可焊接性。[0134]硅，Si和鋁，Al，防止碳化物(如，碳化鐵，滲碳體)形成，并促進(jìn)碳從過飽和的馬氏體分配至精細(xì)分開的奧氏體。這些合金元素有助于在分配處理7、9期間和之后通過阻止碳化物形成將碳保留于奧氏體內(nèi)的溶液中。由于高硅含量可能導(dǎo)致較差的表面質(zhì)量，則用鋁，Al，部分取代硅是可能的。這是因為，與硅相比較，鋁在穩(wěn)定奧氏體中的作用稍差。已知鋁能夠升高轉(zhuǎn)化溫度，因此，需要小心控制化學(xué)特性，以防止在軋制和/或隨后的加速冷卻期間臨界區(qū)延伸或應(yīng)變誘導(dǎo)鐵氧體形成。這就是為什么鋼坯以及熱軋高強度結(jié)構(gòu)鋼優(yōu)選地包括，按質(zhì)量百分比計，S1:1.4%~2.0%或可替代地Si+Al:1.2%~2.0%，其中按鋼坯或結(jié)構(gòu)鋼的質(zhì)量百分比計，Si為至少0.4%而Al為至少0.1%，優(yōu)選至少0.8%。這種定義包括，第一主要實施方式(稱為高-Si實施方式)和第二主要實施方式(稱為高-Al實施方式)。
[0135]在指定范圍內(nèi)的錳，Mn，會提供了淬透性，從而在淬火期間能夠形成馬氏體并避免形成貝氏體或鐵氧體。這就是為什么存在1.4%的下限。2.3%的錳上限是為了避免過度偏析和結(jié)構(gòu)成帶，這對延展性不利。 [0136]在指定范圍內(nèi)的鉻，Cr，也會提供了淬透性，從而在淬火期間能夠形成馬氏體并避免形成貝氏體或鐵氧體。這就是為什么存在0.4%的下限。2.0%的上限是為了避免過度偏析和結(jié)構(gòu)成帶，這對延展性不利。
[0137]根據(jù)第一主要實施方式(稱為高-Si實施方式)，需要至少1.4%的硅，Si，以防止碳化物形成并促進(jìn)碳從過飽和馬氏體分配至精細(xì)分開的奧氏體。高硅含量有助于在分配處理
7、9期間和之后通過阻止形成碳化物將碳保留在奧氏體中的溶液中。根據(jù)這個第一實施方式(稱為高-Si實施方式)鋼坯以及熱軋高強度結(jié)構(gòu)鋼包括，按質(zhì)量百分比計，鐵和不可避免的雜質(zhì)，以及進(jìn)一步的至少以下成分:
[0138]C:0.17% ~0.23%，
[0139]S1:1.4% ~2.0%，
[0140]Mn: 1.4% ~2.3%,以及
[0141]Cr:0.4% ~2.0%。
[0142]根據(jù)第二主要實施方式(稱為高-Al實施方式)鋼坯以及熱軋高強度結(jié)構(gòu)鋼包括，按質(zhì)量百分比計，鐵和不可避免的雜質(zhì)，以及進(jìn)一步的至少以下成分:
[0143]C:0.17% ~0.23%，
[0144]Si+Al:1.2%~2.0%，其中Si為至少0.4%而Al為至少0.1%，優(yōu)選至少0.8%,
[0145]Mn:1.4% ~2.3%，
[0146]Cr:0.4% ~2.0%，以及
[0147]Mo:0 ~0.7%,優(yōu)選 Mo0.1% ~0.7%。
[0148]根據(jù)所述第二主要實施方式的優(yōu)選形式(稱為高-Al實施方式)鋼坯以及熱軋高強度結(jié)構(gòu)鋼包括，按質(zhì)量百分比計，鐵和不可避免的雜質(zhì)，以及進(jìn)一步的至少以下成分
[0149]C:0.17% ~0.23%，
[0150]Si+Al:1.2% ~2.0%，其中 Si 為 0.4% ~L 2% 而 Al 為 0.8% ~L 6%，最優(yōu)選 Si 為0.4% ~0.7% 而 Al 為 0.8% ~1.3%,
[0151]Mn:1.4% ~2.3%，
[0152]Cr:0.4% ~2.0%,以及
[0153]Mo:0 ~0.7%,優(yōu)選 Mo0.1% ~0.7%。[0154]在指定范圍內(nèi)的鑰，Mo，優(yōu)選0.1%~0.7%，能夠延遲貝氏體反應(yīng)從而提高淬透性。雖然已知Mo從熱力學(xué)觀點看能夠促進(jìn)碳化物形成，但由于其強大的溶質(zhì)拖曳作用，實際上在較低溫度下延遲或阻止了碳化物沉淀，從而有利于奧氏體的碳分配和穩(wěn)定化。除了改善鋼的強度和延展性，它實際上能夠有助于降低所需要的硅水平的可能性。
[0155]不論如何完成碳分配，優(yōu)選鋼化學(xué)會提供進(jìn)一步的合適淬透性。
[0156]淬透性能夠按照各種方式進(jìn)行確定。在本專利說明書中，淬透性可以通過DI確定，其中DI是基于以下公式給出的ASTM標(biāo)準(zhǔn)A255-89的改進(jìn)形式的淬透性指數(shù):
[0157]DI=13.0CX (1.15+2.48Mn+0.74Mn2)X (1+2.16Cr)X (1+3.0OMo)X (1+1.73V)X(1+0.36) X (1+0.70Si) X (1+0.37Cu) (I)
[0158]其中合金元素以wt%計而DI以mm計。
[0159]在一個實施方式中，完成熱軋從而使得熱軋鋼的厚度為3~20mm，優(yōu)選3~Ilmm而鋼坯以及熱軋高強度結(jié)構(gòu)鋼包括，按質(zhì)量百分比計，以下組成，即使用公式(I)計算的淬透性指數(shù)DI大于70mm。這將確保尤其是具有3~Illmm厚度的條狀或板狀產(chǎn)品的淬透性，而無不希望的貝氏體形成。
[0160]表1顯不了分別在第一主要實施方式(稱為高Si實施方式),和第二主要實施方式(稱為高-Al實施方式)中先前提到的化學(xué)組成范圍，這些組成已經(jīng)發(fā)明用來在具有3~Ilmm厚度的條狀或板狀產(chǎn)品中給出必要性能并根據(jù)本發(fā)明方法生產(chǎn)。
[0161]此外，表1顯示了分別在第一主要實施方式(稱為高Si實施方式)和第二主要實施方式(稱為高-Al實施方式)中可能的另外合金元素的上限，如Mo (分別為≤0.3%,(0.7%), Ni (分別為≤ 1.0%,^ 1.0%), Cu (分別為≤ 1.0%,^ 1.0%)和 V (分別為^ 0.06%,^ 0.06%)，其中一種或多種合金元素，其也是單獨可選擇的，是優(yōu)選的，以便將根據(jù)本發(fā)明的方法擴展至高達(dá)約20mm，如厚度11~20mm的更厚板材。例如，如表1中給出的合金元素Mo、N1、Cu、Nb、V中的一種或多種，能夠用于提高，尤其是11~20mm較厚板材的淬透性。也可以使用其他合金元素來提高淬透性。
[0162]表1:優(yōu)選實施方式的化學(xué)組成范圍
【權(quán)利要求】
1.一種用于生產(chǎn)高強度結(jié)構(gòu)鋼的方法，包括以下步驟: -用于提供鋼坯的提供步驟， -用于將所述鋼坯加熱至950~1300°C的范圍內(nèi)的溫度的加熱步驟(I )， -用于平衡所述鋼坯溫度的溫度平衡步驟(2)， -熱軋步驟，包括用于在低于重結(jié)晶停止溫度(RST)而高于鐵氧體形成溫度A3的非重結(jié)晶溫度范圍內(nèi)熱軋所述鋼坯的I型熱軋階段(5)， -用于以至少20°C /s的冷卻速率將所熱軋的鋼淬火至淬火停止溫度(QT)的淬火步驟(6),所述淬火停止溫度(QT)處于Ms至Mf溫度之間， -用于將所熱軋的鋼分配以便將碳從馬氏體轉(zhuǎn)移至奧氏體的分配處理步驟(7，9)，以及 -用于通過強力或自然冷卻將所熱軋的鋼冷卻至室溫的冷卻步驟(8)。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的方法，其特征在于 用于將所述鋼坯加熱至950~1300°C的范圍內(nèi)的溫度的所述加熱步驟(1)包括將所述鋼坯加熱至1000~1300°C的范圍內(nèi)的溫度， 所述熱軋步驟包括用于在超過重結(jié)晶極限溫度(RLT)的所述重結(jié)晶溫度范圍內(nèi)熱軋所述鋼坯的II型熱軋階段(3)，以及 在所述I型熱軋階段(5)之前進(jìn)行所述II型熱軋階段(3)。
3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的方法，其特征在于 所述熱軋步驟包括等待期(4)，其包括用于在低于所述重結(jié)晶極限溫度(RLT)而超過所述重結(jié)晶停止溫度(RST)的溫度范圍內(nèi)熱軋所述鋼坯的III型熱軋階段，以及 在所述II型熱軋階段(3)之后而在所述I型熱軋階段(5)之前進(jìn)行所述等待期(4)。
4.根據(jù)權(quán)利要求3中任一項所述的方法，其特征在于在I型熱軋階段、II型熱軋階段和III型熱軋階段期間以及當(dāng)從II型熱軋階段移至III型熱軋階段時以及相應(yīng)地當(dāng)從III型熱軋階段移至I型熱軋階段時不間斷地軋制所述鋼坯。
5.根據(jù)權(quán)利要求1~4中任一項所述的方法，其特征在于所述淬火停止溫度(QT)處于Ms至Mf溫度之間從而使得剛剛淬火之后在所述淬火停止溫度(QT)下奧氏體的量按體積百分比計為最低5%但不高于30%。
6.根據(jù)權(quán)利要求1~5中任一項所述的方法，其特征在于所述分配處理步驟(7)基本上在淬火停止溫度(QT)下實現(xiàn)。
7.根據(jù)權(quán)利要求1~5中任一項所述的方法，其特征在于所述分配處理步驟(9)基本上在高于淬火停止溫度(QT)下實現(xiàn)。
8.根據(jù)權(quán)利要求1~5中任一項所述的方法，其特征在于所述分配處理步驟(7，9)在250~500°C的范圍內(nèi)的溫度下實現(xiàn)。
9.根據(jù)權(quán)利要求1~8中任一項所述的方法，其特征在于實現(xiàn)所述分配處理步驟(7，9)從而使得分配處理步驟(7，9)期間的平均冷卻速率小于在所述溫度下在自由空氣冷卻中的平均冷卻速率。
10.根據(jù)權(quán)利要求1~9中任一項所述的方法，其特征在于實現(xiàn)所述分配處理步驟(7，9)從而使得在所述分配處理期間最大平均冷卻速率為0.2V /S。
11.根據(jù)權(quán)利要求1~10中任一項所述的方法，其特征在于通過保持在基本上恒定的溫度下來實現(xiàn)所述分配處理步驟(7，9 )。
12.根據(jù)權(quán)利要求1~11中任一項所述的方法，其特征在于在由所述淬火停止溫度(QT)計算的10~100000s的時間期間內(nèi)，優(yōu)選600~10000s的時間期間內(nèi)實現(xiàn)所述分配處理步驟(7，9)。
13.根據(jù)權(quán)利要求1~12中任一項所述的方法，其特征在于所述方法包括在所述淬火步驟(6)之后而所述分配處理步驟(7，9)之前實施的卷繞步驟。
14.根據(jù)權(quán)利要求1~13中任一項所述的方法，其特征在于所述I型熱軋(5)包括在低于所述重結(jié)晶停止溫度(RST)下至少0.4的總累積等效應(yīng)變。
15.根據(jù)權(quán)利要求1~14中任一項所述的方法，其特征在于淬火停止溫度(QT)處于Ms至Mf溫度之間且進(jìn)一步低于400°C但高于200°C以獲得與伸長率相關(guān)的改進(jìn)性能。
16.根據(jù)權(quán)利要求15所述的方法，其特征在于淬火停止溫度(QT)處于Ms至Mf溫度之間且進(jìn)一步低于300°C但高于200°C以獲得與伸長率相關(guān)的改進(jìn)性能。
17.根據(jù)權(quán)利要求1~16中任一項所述的方法，其特征在于所述方法包括預(yù)應(yīng)變步驟，其在所述分配處理步驟(7，9)之后進(jìn)行實施。
18.根據(jù)權(quán)利要求1~17中任一項所述的方法，其特征在于所述提供步驟包括提供包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)、以及進(jìn)一步地按質(zhì)量百分比計至少以下物質(zhì)的鋼坯
C:0.17% ~0.23%, S1:1.4%~2.0%或Si+Al:1.2%~2.0%，其中Si是至少0.4%而Al為至少0.1%，優(yōu)選至少0.8%,
Mn:1.4% ~2.3%,以及
Cr:0.4% ~2.0%。
19.根據(jù)權(quán)利要求18所述的方法，其特征在于 所述提供步驟包括提供包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)、以及進(jìn)一步地按質(zhì)量百分比計至少以下物質(zhì)的鋼坯C:0.17% ~0.23%,
S1:1.4% ~2.0%,
Mn:1.4% ~2.3%,以及
Cr:0.4% ~2.0%。
20.根據(jù)權(quán)利要求18所述的方法，其特征在于 所述提供步驟包括提供包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)、以及進(jìn)一步地按質(zhì)量百分比計至少以下物質(zhì)的鋼坯C:0.17% ~0.23%, Si+Al:1.2%~2.0%，其中Si為至少0.4%而Al為至少0.1%，優(yōu)選至少0.8%,
Mn: 1.4% ~2.3%,
Cr:0.4% ~2.0%,以及
Mo:0 ~0.7%,優(yōu)選 0.1% ~0.7%ο
21 .根據(jù)權(quán)利要求18或20所述的方法，其特征在于 所述提供步驟包括提供包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)、以及進(jìn)一步地按質(zhì)量百分比計至少以下物質(zhì)的鋼坯C:0.17% ~0.23%,
Si+Al:1.2% ~2.0%，其中 Si 為 0.4% ~1.2% 并且其中 Al 為 0.8% ~1.6%,
Mn:1.4% ~2.3%,
Cr:0.4% ~2.0%,以及
Mo:0 ~0.7%,優(yōu)選 0.1% ~0.7%ο
22.根據(jù)權(quán)利要求18、20或21所述的方法，其特征在于 所述提供步驟包括提供包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)、以及進(jìn)一步地按質(zhì)量百分比計至少以下物質(zhì)的鋼坯C:0.17% ~0.23%,
Si+Al:1.2% ~2.0%，其中 Si 為 0.4% ~0.7% 且其中 Al 為 0.8% ~1.3%,
Mn: 1.8 ~2.3%,
Cr:0.4% ~2.0%,以及
Mo:0 ~0.7%,優(yōu)選 0.1% ~0.7%ο
23.根據(jù)權(quán)利要求18~ 22中任一項所述的方法，其特征在于 實現(xiàn)所述熱軋步驟從而使得所述熱軋鋼板或薄鋼板的最終厚度為3~20_，優(yōu)選3~1lmm,以及 使用公式(I)計算的淬透性指數(shù)DI大于70mm。
24.根據(jù)權(quán)利要求18~22中任一項所述的方法，其特征在于 實現(xiàn)所述熱軋步驟從而使得所述熱軋鋼板或薄鋼板的最終厚度為3~20_，優(yōu)選11~20mm,以及 使用公式(I)計算的淬透性指數(shù)DI為至少125mm。
25.—種高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品，具有屈服強度Rpa2≥960MPa，優(yōu)選Rpa2≥lOOOMPa，具有的微結(jié)構(gòu)包含，按體積百分比計，至少80%馬氏體和5~20%保留的奧氏體， 其特征在于所述馬氏體由在不同方向上短縮和隨機化的精細(xì)馬氏體板條組成。
26.根據(jù)權(quán)利要求25所述的高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品，其特征在于所述鋼產(chǎn)品基本上無碳化鐵，如滲碳體。
27.根據(jù)權(quán)利要求25或26所述的高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品，其特征在于所述高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品基本上沒有在fee (面心立方)至bcc (體心立方)轉(zhuǎn)化之后形成的碳化物。
28.根據(jù)權(quán)利要求25~27中任一項所述的高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品，其特征在于所述高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品具有小于_50°C，優(yōu)選小于_80°C的Charpy V27J轉(zhuǎn)變溫度。
29.根據(jù)權(quán)利要求25~28中任一項所述的高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品，其特征在于所述高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品按質(zhì)量百分比計包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)，并進(jìn)一步包含至少以下物質(zhì)
C:0.17% ~0.23%, S1:1.4%~2.0%或Si+Al:1.2%~2.0%，其中Si為至少0.4%且其中Al為至少0.1%，優(yōu)選至少0.8%，
Mn:1.4% ~2.3%,以及
Cr:0.4% ~2.0%。
30.根據(jù)權(quán)利要求29所述的高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品，其特征在于所述高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品按質(zhì)量百分比計包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)，并進(jìn)一步包含至少以下物質(zhì)C:0.17% ~0.23%,
Si:1.4% ~2.0%,
Mn:1.4% ~2.3%，和
Cr:0.4% ~2.0%。
31.根據(jù)權(quán)利要求29所述的高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品，其特征在于 所述高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品按質(zhì)量百分比計包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)，并進(jìn)一步包含至少以下物質(zhì)
C:0.17% ~0.23%,
Si+Al:1.2%~2.0%，其中Si為至少0.4%且其中Al為至少0.1%，優(yōu)選至少0.8%,
Mn: 1.4% ~2.3%,
Cr:0.4% ~2.0%,以及
Mo:0 ~0.7%,優(yōu)選 0.1% ~0.7%o
32.根據(jù)權(quán)利要求29或31所述的高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品，其特征在于 所述高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品按質(zhì)量百分比計包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)，并進(jìn)一步包含至少以下物質(zhì)
C:0.17% ~0.23%,
Si+Al:1.2% ~2.0%，其中 Si 為 0.4% ~1.2% 且其中 Al 為 0.8% ~1.6%,
Mn: 1.4% ~2.3%,
Cr:0.4% ~2.0%,以及
Mo:0 ~0.7%,優(yōu)選 0.1% ~0.7%o
33.根據(jù)權(quán)利要求29、31或32所述的高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品，其特征在于 所述高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品按質(zhì)量百分比計包含F(xiàn)e和不可避免的雜質(zhì)，并進(jìn)一步包含至少以下物質(zhì)
C:0.17% ~0.23%,
Si+Al:1.2% ~2.0%，其中 Si 為 0.4% ~0.7% 且其中 Al 為 0.8% ~1.3%,
Mn: 1.4% ~2.3%,
Cr:0.4% ~2.0%,以及
Mo:0 ~0.7%,優(yōu)選 0.1% ~0.7%o
34.根據(jù)權(quán)利要求29~33中任一項所述的高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品，其特征在于 所述高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品具有3~20mm，優(yōu)選3~Ilmm的厚度，以及 使用公式(I)計算的淬透性指數(shù)DI為大于70mm。
35.根據(jù)權(quán)利要求29~33中任一項所述的高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品，其特征在于 所述高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品具有3~20mm，優(yōu)選11~20mm的厚度，以及 使用公式(I)計算的淬透性指數(shù)DI為至少125_。
36.根據(jù)權(quán)利要求25~35中任一項所述的高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品，其特征在于所述高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品的總斷裂伸長率(A)為G 8%和/或所述 高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品的總均勻伸長率(Agt)為Agt≥2.7%，優(yōu)選Agt≥3.5%。
37.根據(jù)權(quán)利要求30所述的高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品，其特征在于所述高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品的總斷裂伸長率(A)為A≥10%和/或所述高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品的總均勻伸長率(Agt)為Agt ≥ 3.5%,優(yōu)選 Agt ≥ 4.0%。
38.根據(jù)權(quán)利要求25~37中任一項所述的高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品，其特征在于所述高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品的屈服強度為Rptl.2> 1200MPa。
39.根據(jù)權(quán)利要求1~24中任一項制造的高強度結(jié)構(gòu)鋼產(chǎn)品或根據(jù)權(quán)利要求25~38中任一項所述的鋼 產(chǎn)品作為耐磨鋼的用途。
【文檔編號】C21D1/18GK103732764SQ201280039443
【公開日】2014年4月16日 申請日期:2012年7月2日 優(yōu)先權(quán)日:2011年7月1日
【發(fā)明者】馬赫什·錢德拉·索馬尼, 戴維·阿瑟·波特, 里歐·彭蒂·卡爾亞萊寧, 泰羅·塔皮奧·拉斯穆斯, 阿里·米卡埃爾·希爾維 申請人:羅奇鋼鐵公司