CN107922986B - 具有高最小屈服极限的高强度钢和这种钢的生产方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种高强度钢，其具有1300MPa的最小屈服极限，一种用于这种钢的生产方法以及这种钢的应用。

Description

具有高最小屈服极限的高强度钢和这种钢的生产方法
技术领域
本发明涉及一种高强度钢，其具有高的最小屈服极限；以及一种用于这种钢的生产方法以及这种钢的应用。
背景技术
在土木工程，一般的机械制造，电子技术等领域中需要具有机械特性和化学腐蚀特性的特殊结合的钢或者合金。其通常应同时具有高屈服极限，良好的韧性，高疲劳强度，高耐腐蚀性和高耐磨性。
在起重机和移动起重机制造中，现阶段通常使用具有最大1100MPa的最小屈服极限的钢。高强度细晶粒结构钢的不断发展通过在降低运行重量的同时不断提高承载能力实现了移动起重机建造领域的革新。移动起重机建造技术中的进步越来越需要具有1300MPa的最小屈服极限的高强度厚钢板。
现有技术中已知热轧的钢板，其具有良好的可加工性和高抗拉强度的特征。即使当强度超过某一特定值，如1200MPa，也可能会发生钢板的延迟断裂，这种断裂可能在腐蚀反应(在钢板上随着时间而发生)的影响下，由渗入到钢板内部的氢所引发。因此，尽管有着高强度，这种钢板还是会损坏。具有1300MPa高屈服极限的钢板相应地需要对于延迟断裂的高的抗性。
具有高抗拉强度或者高最小屈服极限的钢板通常具有这样的劣势，即，这些钢板由于其差的成型性，通过冷成型加工十分困难。此外，具有高抗拉强度和高最小屈服极限的钢板通常具有差的韧性特性。尤其在-40℃或更低的低温下，这些钢的韧性值如此之小，使得用于建筑机械的应用是不可能的，这些建筑机械在低温下必须满足高韧性要求。
EP2267177A1公开了一种高强度钢板，其用于工业机械中的结构元件并且其一方面具有出色的针对延迟断裂的抗性，另一方面具有良好的焊接行为。根据本发明的钢板具有大于或等于1300MPa的高最小屈服极限并且具有大于或等于1400MPa的抗拉强度。根据本发明的钢板厚度为大于或等于4.5mm并且小于或等于25mm。
但是在现有技术中说明的钢不能在各方面都满足要求并且具有改善钢性能的需求。
发明内容
本发明的目的在于，提供一种高强度钢，其具有高最小屈服极限，高抗拉强度并且同时具有良好的冷成型行为以及在低温下良好的韧性。
该目的通过权利要求和说明书的主体解决。
本发明的第一个方面涉及一种高强度钢，其中该钢具有下列组成：
(a)碳：0.23至0.25重量％；
(b)硅：0.15至0.35重量％；
(c)锰：0.85至1.00重量％；
(d)铝：0.07至0.10重量％；
(e)铬：0.65至0.75重量％；
(f)铌：0.02至0.03重量％；
(g)钼：0.55至0.65重量％；
(h)钒：0.035至0.05重量％；
(i)镍：1.10至1.30重量％；
(j)硼：0.0020至0.0035重量％；
(k)钙：0.0007至0.0030重量％；
并且其中该钢如必要还含有其它元素，其中对于这些其它元素的最大含量适用：
(l)磷：≤0.012重量％和/或
(m)硫：≤0.003重量％和/或
(n)铜：≤0.10重量％和/或
(o)氮：≤0.006重量％和/或
(p)钛：≤0.008重量％和/或
(q)锡：≤0.03重量％和/或
(r)氢：≤2.00ppm和/或
(s)砷：≤0.01重量％和/或
(t)钴：≤0.01重量％和/或；
其中其余包括铁和不可避免的杂质并且其中
(i)碳当量Pcm以下列公式计算：
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]和[B]是高强度钢中相应各个元素以重量％为单位的质量份额并且其中对于Pcm适用：
0.38重量％＜Pcm≤0.44重量％，和/或
(ii)碳当量Ceq以下列公式计算：
Ceq＝[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14；
其中[C],[Si],[Mn],[Ni],[Cr],[Mo]和[V]是高强度钢中相应各个元素以重量％为单位的质量份额并且其中对于Ceq适用：
0.675≤Ceq≤0.78重量％；和/或
(iii)碳当量CET以下列公式计算：
CET＝[C]+([Mn]+[Mo])/10+([Cr]+[Cu])/20+[Ni]/40
其中[C],[Mn],[Cr],[Mo],[Cu]和[Ni]是高强度钢中相应各个元素以重量％为单位的的质量份额并且其中对于CET适用：
0.43重量％≤CET≤0.49重量％。
本发明意义中的不可避免的杂质包括例如砷，钴和/或锡。
专业人员可知，根据本发明的钢额外可以包括元素(l)至(t)中的一种。在根据本发明的钢中氮的含量优选在0.001至0.006重量％范围内。
在一个优选的实施形式中，根据本发明的钢包含0.23至0.25重量％范围的碳，0.15至0.35重量％范围的硅，0.85至1.00重量％范围的锰，0.07至0.10重量％范围的铝，0.65至0.75重量％范围的铬，0.02至0.03重量％范围的铌，0.55至0.65重量％范围的钼，0.035至0.05重量％范围的钒，1.10至1.30重量％范围的镍，0.0020至0.0035重量％范围的硼，0.0007至0.0030重量％范围的钙和0.001至0.006重量％范围的氮。
在一个优选的实施形式中，高强度钢中碳和锰的含量总和为1.10至1.24重量％范围，优选在1.11至1.23重量％范围，在1.12至1.22重量％范围，在1.13至1.21重量％范围或者在1.14至1.20重量％范围。
根据本发明的高强度钢的特征优选在于高最小屈服极限ReH或者Rp0.2。最小屈服极限表明这样一种张力，即，直到该张力时，根据本发明的钢在单轴以及无力矩的拉应力下不显示塑性变形。根据本发明的钢的最小屈服极限优选为至少1300MPa，更加优选至少1350MPa，至少1370MPa，至少1400MPa，至少1440MPa，至少1480MPa或者至少1500MPa。根据本发明的高强度钢的最小屈服极限优选横向于辊轧方向确定并且根据DIN EN ISO 6892-1/方法B确定。
此外，根据本发明的钢的特征优选在于高抗拉强度Rm。抗拉强度表示钢在断裂或者开裂之前所经受的最大机械拉力。根据本发明的钢的抗拉强度Rm优选至少为1400MPa，更加优选1480MPa，至少1500MPa，至少1550MPa，至少1580MPa，至少1600MPa或者至少1650MPa。在另一个优选的实施形式中，根据本发明的钢的抗拉强度Rm在1400至1700MPa的范围内。根据本发明的高强度钢的抗拉强度优选横向于辊轧方向确定，并且根据DIN EN ISO 6892-1/方法B确定。
此外，根据本发明的钢的特征在于高的最小断裂延伸率A。最小断裂延伸率A是示出钢在断裂之后保留的延伸的材料特性值。最小断裂延伸率A优选根据DIN EN ISO 6892-1/方法B确定。根据本发明的钢的最小断裂延伸率A优选为至少8％，更加优选至少9％，至少10％，至少11％，至少12％或者至少13％。
根据本发明的钢的特征优选在于良好的韧性特性。材料韧性特性的标志例如为缺口冲击功Av。缺口冲击功Av表明直至材料完全断裂所耗费的能量。根据本发明的钢的缺口冲击功Av由根据DIN EN ISO148-1的夏比V型测试来得出。如果试样纵向对准辊轧方向，那么在-40℃的试验温度下缺口冲击功Av为至少30J。如果试样横向对准辊轧方向，那么在-40℃的试验温度下缺口冲击功Av为至少27J，更加优选为至少30J，至少40J，至少50J，至少60J或至少70J。如果试样横向对准辊轧方向，那么在-60℃的试验温度下缺口冲击功Av优选为至少27J，更加优选为至少30J，至少40J，至少50J，至少60J或者至少70J。
根据本发明的钢优选具有马氏体组织结构，该马氏体组织优选由具有基本均匀分布的、具有痕量钒的纳米碳化物沉积物(Nb，Mo)C或者(Nb，Mo)C的针状马氏体组成。如果根据本发明的钢具有这种纳米碳化物沉积物，那么这些沉积物优选具有1至10nm范围的平均直径，更加优选2至8nm，3至8nm或者3.0至5.0nm。这些纳米碳化物沉积物特别优选具有4nm的平均直径。
令人惊奇地发现，在根据本发明的钢中调整到的马氏体结构与基本均匀分布的纳米碳化物沉积物一起促使在良好的成型特性的同时得到非常好的强度和韧性特性。对于得到根据本发明的钢的杰出的特性特征来说具有决定性作用的尤其是特殊的淬硬处理，其以单次或者多次的淬硬进行，随后进行与材料化学组成的选择相结合的短时回火。
对于钢的淬硬，尤其对于具有相应强度特性的马氏体组织的获得来说，优选需要0.23至0.25重量％的碳含量。马氏体的硬度或者强度随着碳含量的升高而提高。为了达到所希望的强度特性，需要至少0.23重量％的碳含量。钢的碳含量被限制在最高0.25重量％，因为再高的碳含量会对焊接行为和冷成型性方面的加工行为产生负面影响。
硅一方面优选在生产钢时作为脱氧剂使用。另一方面硅这个元素优选有助于强度特性的提升。另外，除碳、锰、铬、钼、镍和钒之外，硅也是一种优选对Ac3转化温度产生直接影响的元素。转化温度表示材料经历相变的温度或者当转化在某个温度区间中进行时该转化开始或者结束时的温度。另外在钢材中，Ac3温度是有着特殊意义的。其表示热处理中从铁氧体向奥氏体的转化结束的温度。这里，奥氏体是纯铁和其混合晶体的面心立方变化的标志。为了达到所要求的强度特性，对于根据本发明的钢来说需要至少0.15重量％的硅。如果在钢中添加了过多的硅，这对于焊接行为，成型能力和韧性特性有负面影响。根据本发明的钢的硅含量最高为0.35重量％，因为直到该硅含量优选还能够得到稍微更有利的韧性特性以及焊接特性。
锰在细晶粒结构钢中优选作为用于改善机械工艺的材料特性的经济的合金元素使用。对于根据本发明的钢来说，为了达到所要求的屈服极限水平和强度水平需要0.85重量％的最小锰含量。大于1.0重量％的更高的锰含量可能会导致不利的马氏体结构，其可能具有粗大的板条马氏体，这会对钢的韧性特性和冷成型特性产生负面影响。此外，通过添加更高的锰含量提高了碳当量CET，这又会对钢的焊接行为和成型行为产生负面影响。另外，更高的锰含量还会导致不利的偏析行为。偏析是指熔融物离析，其可以直接导致混晶内部特定元素局部的增多或者减少。因此，为了得到具有良好强度特性和韧性特性的结构精细的马氏体组织，优选将锰含量的上限限制在1.0重量％。
在化学组成方面，根据本发明的钢与在EP2267177A1中所说明的钢的本质区别特征在于，为了得到具有良好韧性特性和强度特性的马氏体淬硬组织，优选必须调整出0.23至0.25重量％范围内的较高的碳含量和在0.85至1.0重量％范围内的较低的锰含量。正如已经说明的，为了得到具有相应的强度特性的纯马氏体组织结构，优选需要0.23至0.25重量％范围内的碳含量结合相协调的锰含量。为了阻止不利的、尤其强烈降低韧性的、具有粗大板条马氏体的组织结构的形成，在碳含量在0.23至0.25重量％时，应优选考虑0.85至1.0重量％范围内的相协调的锰含量。锰元素和碳元素相匹配的结合给出了具有非常好的韧性特性和强度特性的、得以最优调整的组织结构。因此，根据本发明，碳和锰含量的总和为至少1.08重量％，且最高为1.25重量％。为了得到具有在例如低至-40℃的低温下特别良好的韧性特性的高强度组织结构，特别优选遵循碳和锰含量总和小于或等于1.17重量％这一条件。
铁伴生物磷有着非常强烈的降低韧性的作用并在结构钢或者细晶粒结构钢中属于所不希望的伴生元素。此外，磷在熔融物凝固时会导致强烈的偏析。因此，元素磷在根据本发明的钢中被限制在≤0.012重量％，优选≤0.010重量％，特别优选≤0.008重量％，≤0.006重量％或者≤0.004重量％。
硫是一种所不希望的伴生元素，其使得缺口冲击韧性以及可成型性或者冷成型行为变差。在未处理的钢中，在凝固后硫以硫化锰夹杂物的形式存在，这些硫化锰夹杂物在厚钢板轧制时平行于辊轧方向或者在辊轧方向上条状延伸并且对材料特性，尤其对材料的各向同性(横向于辊轧方向的韧性特性)产生非常不利的影响。因此，根据本发明的钢的硫含量被优选限制在≤0.003重量％并且优选通过目的性的钙处理来降低。另外，钙处理优选用于目的性影响硫化物形态(球状)。
铝在根据本发明的钢中的以0.07至0.10重量％范围的含量优选既作为脱氧剂又作为微合金元素来使用。作为脱氧剂，其主要促进结合钢中存在的氮，由此优选以0.0020至0.0035重量％存在的硼能够发挥其增强强度的作用。此外，铝优选作为用于细化晶粒的微合金元素使用。在所有用于目的性影响奥氏体晶粒大小而添加到钢中的元素中，铝是最有效的。AlN颗粒的精细分散优选有效地抑制了奥氏体晶粒的生长。此外，铝优选提高了钢的抗老化性并且减少了缩孔和偏析。缩孔的意思是在铸件硬化中产生的空腔。铝含量为至少0.07重量％，以得到想要的钢的细晶粒性。此外，该铝含量还对钢的韧性特性和冷成型行为有正面影响。铝含量最高为0.1重量％，因为高于0.1重量％的铝含量可能导致游离的铝，由此形成不希望的氧化铝的危险增大。
0.65至0.75重量％的铬优选改善奥氏体的可淬火性。通过形成碳化物的效应，铬优选促进钢的强度特性。出于此原因需要至少0.65重量％的铬。此外，铬元素的添加对钢的可完全硬化性产生正面影响并由此提高耐磨性。更高铬含量的添加降低韧性特性并且通过提高碳当量CET损害焊接行为。因此，根据本发明将铬含量范围的上限限制在0.75重量％。
铜属于不希望的伴生元素。优选将铜含量限制在≤0.1重量％。
铌在0.02至0.03重量％含量中的作用优选为结合氮。此外，铌在根据本发明的钢中优选存在用于促进奥氏体晶粒的细化；奥氏体中精细分布的铌碳氮化物有效防止晶粒成长并且对钢的强度特性和韧性特性具有正面影响。根据本发明的钢的铌含量被限制在最高0.03重量％，以避免有损韧性的碳化铌的形成。铌优选从大于0.02重量％的含量开始起效。有关水淬硬并经回火的钢中铌的使用的研究表明，在0.02至0.03重量％的含量中可以达到铌对于机械特性的正面影响。已知的是，水淬硬并经回火的钢中0.02至0.03重量％含量的铌通过其晶粒细化作用对强度特性和韧性特性具有正面影响。此外，在微合金硼钢中，铌有利于纯度的改善并且对焊缝的韧性特性具有正面影响。
将钼以0.55-0.65重量％的含量作为合金元素添加到根据本发明的钢中以提高强度并改善可完全硬化性。为此，需要至少0.55重量％的钼含量。此外，钼还能够优选改善钢的回火稳定性并对热强度特性和韧性特性产生正面影响。在经水浸时效处理后的细晶粒结构钢中，钼优选作为碳化物形成元素以最高0.7重量％的含量来添加以提高屈服极限和韧性。更高的钼含量提高碳当量CET并对焊接行为产生负面影响。因此，为了得到最优的焊接行为，将根据本发明的钢中的钼含量限制在最高0.65重量％。
铁伴生元素氮以原子的形式损害钢的机械特性。因此，对于熔炼分析来说，将根据本发明的钢的氮含量优选限制在≤0.006重量％。根据本发明的钢中的氮含量优选在0.001至0.006重量％范围内。通过添加铝，在根据本发明的钢的熔融物中存在的氮优选被结合为难溶的氮化物(AlN)。
根据本发明的钢中钛的含量优选限制在≤0.008重量％。
将钒以0.035-0.05重量％的含量添加到根据本发明的钢中优选用以细化晶粒并提高屈服极限水平和强度水平。此外，钒的碳氮化物的析出物除细化晶粒的作用外还具有非常强的沉淀硬化作用。因为更高的钒含量减弱韧性特性，根据本发明的钢的钒含量最高为0.05重量％。
以1.10-1.30重量％的含量添加镍优选对于达到强度水平和屈服极限水平是必需的。此外，镍优选提高可完全硬化性和均匀调质。更高的镍含量对钢的强度特性仅有微小的影响，与此相反，其可以促进韧性特性的改善。因此，为了调整得到直到-60℃时所要求的钢的韧性特性，≥1.10重量％的镍含量是必需的。更高的镍含量提高碳当量CET并且对焊接行为产生负面影响。因此，根据本发明的钢的镍含量最高为1.30重量％。
原子形式的微合金元素硼优选延迟朝向铁氧体和/或贝氏体的组织转化并且改善细晶粒结构钢的可淬硬性和强度。硼的这种作用方式却仅能在氮由强力氮化物形成剂稳定结合时应用。为了提高可淬硬性和强度，将0.0020-0.0035重量％范围含量的硼作为合金元素添加到根据本发明的钢中。氮的结合优选通过元素铝和镍进行。根据本发明的钢的硼含量限制在最高0.0035重量％，因为强度增强效果随硼含量的升高首先提高然后在最大值之上又重新下降。
锡属于所不希望的伴生元素。根据本发明的钢中的锡含量优选≤0.03重量％。
优选利用真空处理将元素氢优选降低到≤2.0ppm的含量。
砷属于所不希望的伴生元素且其在根据本发明的钢中含量因此优选为≤0.01重量％。
钙优选作为脱硫剂添加到熔融物中并且用于目的性影响硫化物形态，这优选导致了硫化物在热成型中的可塑性的改变。此外，通过添加钙也优选显著改善了根据本发明的钢的冷成型行为。因此，根据本发明的钢产品的钙含量优选为0.0007-0.0030重量％。
钴属于受生产所限在钢中无法避免的伴生元素。其在根据本发明的钢中的含量优选为≤0.01重量％。
钢的焊接行为可以借助于不同的碳当量来说明。在材料学中碳当量是用于评价钢的焊接性能的度量。钢中的碳含量和大量其它合金元素在此影响焊接行为。因此，为了评价焊接性能，在碳当量中将碳含量和与预期中碳类似地影响钢的焊接性能的元素的加权份额概括为一个数值。这里，低碳当量值意味着良好的焊接性能。与加工厚度相关地，更高的数值需要对材料进行预热。工件只能以更高的花费进行焊接，因为通过马氏体的形成可能出现冷开裂或者淬火开裂。这里，对于碳当量的计算来说没有普遍适用的方法。根据Ito&Bessyo的Pcm呈现了一种可能的碳当量。
在一个优选的实施形式中，该钢具有根据DIN EN ISO 643＞11的奥氏体晶粒大小。
在一个优选的实施形式中，根据本发明的钢的碳当量Pcm以下列公式计算：
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]和[B]是高强度钢中相应各个元素以重量％为单位的质量份额并且其中对于Pcm适用：
0.38重量％＜Pcm≤0.44重量％，更加优选0.38重量％＜Pcm≤0.41重量％。
另一个碳当量是根据kihara的Ceq。在一个优选的实施形式中，高强度钢的Ceq以下列公式计算：
Ceq＝[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14；
其中[C],[Si],[Mn],[Ni],[Cr],[Mo]和[V]是高强度钢中相应各个元素以重量％为单位的质量份额并且其中对于Ceq适用：
0.675≤Ceq≤0.78重量％，更加优选0.69≤Ceq≤0.72重量％。
根据本发明的钢可以很好地焊接。高强度细晶粒结构钢焊接的一个基本前提是焊接连接没有裂缝。钢或者焊缝金属是否容易冷裂可以通过碳氮量CET的计算来估计。除碳以外，元素锰、铬、钼、钒、铜和镍优选也会促进冷裂行为。
在一个优选的实施形式中，CET可以下列公式计算：
CET＝[C]+([Mn]+[Mo])/10+([Cr]+[Cu])/20+[Ni]/40
其中[C],[Mn],[Cr],[Mo],[Cu]和[Ni]是高强度钢中相应各个元素以重量％为单位的质量份额并且其中对于CET适用：
0.43重量％≤CET≤0.49重量％，更加优选0.44重量％≤CET≤0.46重量％。
在高强度钢中使用预热作为用于避免冷裂的有效措施，其中在焊接时焊缝区域的冷却优选在焊接过程中和/或焊接后进行延迟。在一个优选的实施形式中，对于高强度钢的焊接所必需的最小预热温度以下式计算：
Tp(℃)＝700CET+160tanh(d/35)+62HD0.35+(53CET-32)Q-330,
其中d是mm为单位的待焊接的板的厚度，HD是焊缝金属的氢含量，单位为cm3/100g，且Q是焊接时的热量输入，单位为kJ/mm，
并且其中Tp应最高为220℃。
优选通过对焊缝区域的预热目的性地抑制在焊缝区域中的马氏体形成，马氏体的形成会导致变硬。然而需要注意的是，不能超过由钢制造商规定的最大的预热温度或者回火温度。
优选将根据本发明的钢用在建筑领域，一般机械制造领域和/或电子技术领域。特别优选将根据本发明的钢用在起重机制造和移动起重机制造行业。
本发明的另一个方面涉及用于生产一种扁钢产品的方法，其中该方法包括以下步骤：
(a)生产钢水，其除铁外包括下列元素：
碳：0.23至0.25重量％；
硅：0.15至0.35重量％；
锰：0.85至1.00重量％；
铝：0.07至0.10重量％；
铬：0.65至0.75重量％；
铌：0.02至0.03重量％；
钼：0.55至0.65重量％；
钒：0.035至0.05重量％；
镍：1.10至1.30重量％；
硼：0.0020至0.0035重量％；
钙：0.0007至0.0030重量％；
以及必要情况下还含有其它元素，其中对于这些其它元素的最大含量适用：
磷：≤0.012重量％和/或
硫：≤0.003重量％和/或
铜：≤0.10重量％和/或
氮：≤0.006重量％和/或
钛：≤0.008重量％和/或
锡：≤0.03重量％和/或
氢：≤2.00ppm和/或
砷：≤0.01重量％和/或
钴：≤0.01重量％
(b)通过对钢水的真空处理降低氢含量；
(c)将钢水浇铸为板坯；
(d)将形成的板坯加热至1100℃至1250℃范围的温度；
(e)除去鳞皮；
(f)将板坯热轧为扁钢产品；
(g)如必要，将扁钢产品卷起，其中卷起温度为至少800℃；
其中在将板坯热轧为扁钢产品时辊轧开始温度在1050℃至1250℃范围内并且辊轧终止温度为≥880℃并且其中对于Pcm适用：0.38重量％＜Pcm≤0.44重量％。
所有之前所说明的关于根据本发明的高强度钢的优选实施例同样适用于根据本发明的方法，因此不再进行重复。
专业人员可知根据本发明的钢水可额外含有元素磷、硫、铜、氮、钛、锡、氢、砷或钴中的一种。根据本发明的钢中氮的含量优选在0.001至0.006重量％范围内。
在一个优选的实施形式中，根据本发明的钢水优选包含0.23至0.25重量％范围的碳，0.15至0.35重量％范围的硅，0.85至1.00重量％范围的锰，0.07至0.10重量％范围的铝，0.65至0.75重量％范围的铬，0.02至0.03重量％范围的铌，0.55至0.65重量％范围的钼，0.035至0.05重量％范围的钒，1.10至1.30重量％范围的镍，0.0020至0.0035重量％范围的硼，0.0007至0.0030重量％范围的钙和0.001至0.006重量％范围的氮。
钢水优选在转炉炼钢设备中生产。在根据本发明的方法的步骤(b)中对钢水进行真空处理以将氢含量降低为优选≤2.00ppm。
在生产钢时，由于硬化或者辊轧可能会产生具有定向特性的组织。那么对于经过辊轧的基础材料来说会在缺口冲击弯曲试验中出现与试样位置和检测方向相关的行为。这种各向异性主要由延伸的硫化锰引起。在劈裂区域中其影响很小并且过渡温度也只会受到很小的影响，而在韧性断裂区域中却显示出了明显影响。可通过降低硫含量和/或将硫结合为具有更高熔点以及相应更大的形态变化抗力的硫化物来获得韧性特性各向同性的改善。这种对硫化物形态的影响可以通过用铈、钛或者锆石的处理来进行。
脱硫和用于影响硫化物形态以降低材料各向异性的目的性钙处理优选通过对含有0.0007至0.0030重量％范围内的钙含量的钢水进行钙处理来进行。
在根据本发明的方法的步骤(c)中将钢水在连铸设备中浇铸为板坯。在连铸时，连续浇铸的铸坯通过形成坚固的铸坯壳而凝固，以便接下来在铸坯中心方向上凝固。这里，在凝固前沿处可能会出现合金元素的积聚。这些合金元素在完全凝固的铸坯中可能会引起中心偏析。偏析是某种熔融物的离析，其会直接导致在固溶体内部特定元素局部的增多或者减少。其出现在熔融物向固态的过渡过程中。中心偏析会导致不均一以及铸坯横断面上不均匀的特性。为了对板坯中偏析区域进行正面影响，优选使用连铸轻下压(Softreduction)方法。在此，将还未完全凝固的铸坯以及由此对依旧为液态的中心区域进行轻微轧制。
在根据本发明的方法的步骤(d)中，优选将在步骤(c)中形成的板坯加热至1100℃至1250℃范围的温度，更加优选1200℃至1250℃的范围。这里，加热速率优选为1至4K/min的范围。
在步骤(e)中优选将板坯去鳞皮。优选将板坯以高压板坯清洗机进行除鳞。
在除鳞时，将在高温下形成于钢表面的、优选由铁氧化物构成的氧化皮层去除。除鳞可以根据常见的，专业人员已知的方法进行，例如通过酸洗，刷拂，喷丸，弯曲除鳞或者火焰喷射进行。除鳞优选在150至300bar范围压力下通过水进行。
在根据本发明的方法的步骤(f)中，优选将板坯热轧成扁钢产品。辊轧开始温度优选在1050℃至1200℃范围内。辊轧终止温度优选≥880℃并且小于1000℃。优选在每个辊轧道次中达到≥10％的道次压下率e。每个道次的道次压下率e优选在10至50％范围内。每个道次的道次压下率e根据下列关系式给出：
e＝(hE-hA)/hE*100％
其中hE是辊轧物在进入辊轧机架时的mm为单位的厚度，也就是说在各个相应道次开始前，hA是辊轧物从辊轧机架中移出时的mm为单位的厚度，也就是说在各个相应道次结束后。
优选达到80至98％的总变形率ev。总变形率ev由下列关系式给出：
ev＝(h0-h1)/h0*100％
其中h0是辊轧物在总辊轧过程开始之前的mm为单位的厚度，也就是说在第一个道次开始前，h1是辊轧物总辊轧过程之后的mm为单位的厚度，也就是说在最后一个道次结束后。
将板坯到扁钢产品的热轧优选在具有双辊轧机架或者四辊轧机架以及必要情况下具有后续完成道的厚钢板道上往复地进行，该厚钢板道包含多个辊轧机架；或者通过由一个预辊轧机架和一个具有最多七个辊轧机架的完成道组成的热带材装置进行。
在一个优选的实施形式中，将根据本发明的扁钢产品直接在热轧结束后，从辊轧热开始进行至少一次淬硬处理，其中该淬硬处理包括将扁钢产品快速淬火至200℃以下的温度，其中冷却速率为至少25K/s。如果将该扁钢产品直接在热轧结束后，从辊轧热开始进行一次淬硬处理，将该扁钢产品尤其在不再进行另外的加热的情况下进行淬硬处理。这样，该扁钢产品在热轧后优选具有至少860℃的辊轧终止温度。
在另一个优选的实施形式中，将该扁钢产品在热轧后进行至少一次淬硬处理，其中该淬硬处理包括以下步骤：
(i)将扁钢产品加热至奥氏体化温度，该温度比根据本发明的钢的Ac3温度高至少40K，其中Ac3温度以下式计算：
Ac3[℃]＝902–255*[C]+19*[Si]–11*[Mn]–5*[Cr]+
13*[Mo]–20*[Ni]+55*[V]；
其中[C],[Si],[Mn],[Cr],[Mo],[Ni]和[V]为各个相应元素在高强度钢中的质量分数，单位为重量％；以及
(ii)将该扁钢产品快速退火至200℃以下的温度，使冷却速率为至少25K/s。
Ac3温度标识出在加热钢时的转化温度，在该温度下铁氧体到奥氏体的转化结束。Ac3温度可以根据Hougardy以下式近似地计算：
Ac3[℃]＝902–255*[C]+19*[Si]–11*[Mn]–5*[Cr]+13*[Mo]–20*[Ni]+55*[V]，
其中[C],[Si],[Mn],[Cr],[Mo],[Ni]和[V]为各个相应元素在高强度钢中的质量分数，单位为重量％。
当扁钢产品在热轧后降温时，将该扁钢产品加热至奥氏体化温度以进行淬硬处理尤其必要。为了淬硬处理，优选将扁钢产品首先加热至奥氏体化温度，以达到材料的完全奥氏体化，该奥氏体化温度比根据本发明的钢的Ac3温度高至少40K。为了淬硬处理，优选将扁钢产品加热至860℃至最大920℃范围的奥氏体化温度，更加优选870℃至920℃范围。
在加热过后，将该扁钢产品在适合的淬火介质中如此快地退火，使得形成至少70％的马氏体，优选80％的马氏体，特别优选90％的马氏体，非常特别优选100％的马氏体。适合的淬火介质有比如水或者油。这里，将根据本发明的扁钢产品快速地，也就是说以至少25K/s的冷却速率，从奥氏体化温度淬火到最高200℃。优选在800℃和500℃之间要求至少25K/s的冷却速率，优选至少50K/s，至少100K/s，至少150K/s或者至少200K/s。
在一个优选的实施形式中，将从辊轧热开始的淬硬处理后的扁钢产品至少进行另一次淬硬处理，其中该淬硬处理包括以下步骤：
(i)将扁钢产品加热至奥氏体化温度，该温度比根据本发明的钢的Ac3温度高至少40K，其中Ac3温度以下式计算：
Ac3[℃]＝902–255*[C]+19*[Si]–11*[Mn]–5*[Cr]+
13*[Mo]–20*[Ni]+55*[V]；
其中[C],[Si],[Mn],[Cr],[Mo],[Ni]和[V]为各个相应元素在高强度钢中的质量分数，单位为重量％；以及
(ii)将该扁钢产品快速退火至200℃以下的温度，使冷却速率为至少25K/s。
与由EP2267177A1中已知的扁钢产品的本质不同是，为了均匀奥氏体化根据本发明的扁钢产品的最小奥氏体化温度优选大于或等于860℃。小于860℃的较小的奥氏体化温度结合根据本发明的扁钢产品经过协调的化学组成优选会导致不希望的部分奥氏体化，这是应该避免的。此外，奥氏体化温度应优选≤920℃，因为更高的温度会促进奥氏体晶粒生长，这会导致机械工艺特性的下降。研究表明，对于根据本发明的扁钢产品来说最优的奥氏体化温度为约880℃。
除奥氏体化温度之外，奥氏体晶粒的生产还优选通过奥氏体化时长来影响，但其中温度对奥氏体晶粒生长优选有着更大的影响。在一个优选的实施形式中，根据本发明的扁钢产品在奥氏体化温度下保持的时长最高为60分钟，更加优选最高30分钟或者最高15分钟。
在一个优选的实施形式中，扁钢产品的淬硬处理多次进行，尤其进行两次或者三次。优选通过目的性地重复淬火过程目的性影响根据本发明的扁钢产品的晶粒精细度或者将其精细度改善一个根据DIN EN ISO 643的晶粒度等级。第二次淬硬处理优选通过奥氏体晶粒细化的效应来促使非常精细的、具有改善的机械工艺特性的马氏体组织结构。
在第一次淬硬处理中可以将扁钢产品紧接在热轧后从辊轧热开始进行淬硬处理，或者将该扁钢产品首先加热至比根据本发明的钢的Ac3温度高至少40K的奥氏体化温度，然后再进行淬硬处理。在另外每一次的淬硬处理中都首先将扁钢产品加热至比根据本发明的钢的Ac3温度高至少40K的奥氏体化温度，然后再进行淬硬处理。
在一个优选的实施形式中，将淬硬处理后的扁钢产品进行回火，其中回火的保持时间为少于15分钟并且回火处理的温度低于Ac 1温度，其中Ac1温度可以根据Hougardy以下式近似地计算：
Ac1[℃]＝739–22*[C]+2*[Si]–7*[Mn]+14*[Cr]+13*[Mo]–13*[Ni]+20*[V],
其中[C],[Si],[Mn],[Cr],[Mo],[Ni]和[V]为各个相应元素在高强度钢中的质量分数，单位为重量％。
这里，Ac1温度标识出钢在加热时的这样一个转化温度，即在该温度下，奥氏体开始形成。在一个优选的实施形式中保持时间最大为10分钟。
回火在这里包括热处理，在该热处理中将根据本发明的扁钢产品目的性加热以影响其热性。精细分散马氏体组织结构优选在150℃至300℃的温度范围内进行回火，更加优选在225℃至275℃的范围内。优选通过精细分散马氏体组织结构的短时回火调整得到强度和韧性的最佳结合，其中为了有利于韧性特性必须承担一定的强度降低。
优选将根据本发明的扁钢产品进行两次淬火和回火。更加优选将根据本发明的扁钢产品进行三次淬火和回火。
优选在根据本发明的扁钢产品的第一次淬硬处理后达到根据DIN EN ISO 643的晶粒度等级12的原奥氏体晶粒度。原奥氏体晶粒的意思是在淬硬处理前的奥氏体晶粒。如果根据本发明的扁钢产品还要进行第二次淬硬处理或者双淬火，这优选会促使晶粒度再次减半并优选调整得到根据DIN EN ISO 643的晶粒度等级13的原奥氏体晶粒度。晶粒细化优选有助于机械工艺特性的改善，尤其有助于提高屈服极限水平和韧性水平。根据本发明的扁钢产品在淬硬处理后的最小屈服极限优选为至少1300MPa，更加优选至少1350MPa，至少1370MPa，至少1400MPa，至少1440MPa，至少1480MPa或者至少1500MPa。根据本发明的扁钢产品在淬硬处理后的抗拉强度优选至少为1400MPa，更加优选1480MPa，至少1500MPa，至少1550MPa，至少1580MPa，至少1600MPa或者至少1650MPa。
在一个优选的实施形式中，根据本发明的扁钢产品在淬硬处理前具有根据DIN ENISO 643(2013.05)或者根据G0551(2005)的晶粒度等级＞11的原奥氏体晶粒度，这尤其促使了具有均一的强度特性和韧性特性的精细分散马氏体组织结构。由此，根据本发明的扁钢产品与由EP 2267177A1中已知的扁钢产品相比具有显著更精细的原奥氏体晶粒。
在一个优选的实施形式中，将根据本发明的扁钢产品在最后一次辊轧道次后利用合适的水淬火装置直接从辊轧热开始进行淬火。这里，将根据本发明的扁钢产品快速地，也就是说以至少25K/s的冷却速率，从≥880℃辊轧终止温度淬火到最高200℃。这里，在800℃和500℃之间冷却速率为至少25K/s，优选至少50K/s，特别优选至少100K/s，至少150K/s或者至少200K/s。
如果热轧通过热带材装置进行，可以在根据本发明的方法的步骤(g)中将扁钢产品卷起为卷材。卷起这里指的是辊轧后的扁钢产品的卷绕收取且卷材是指被卷绕起的金属带材。在一个优选的实施形式中，将根据本发明的扁钢产品卷起，其中卷起温度为至少800℃。
在另一个优选的实施形式中，将热带材由辊轧热开始利用水淬火到≤200℃的温度。
根据本发明的扁钢产品与由EP 2267177A1中已知的扁钢产品的另一个区别特征在于，本发明可以以3.0mm至40.0mm的板厚和最大3900mm的板宽生产。
在一个优选的实施形式中，该扁钢产品的板厚在3.0mm至40.0mm的范围内，更加优选在4.0至15.0mm范围内。
根据本发明的扁钢产品的板宽优选为≤3900mm。
为了生产根据本发明的扁钢产品，这里，优选需要0.23至0.25重量％范围内的高碳含量，优选为了调整得到优选纯马氏体的、具有相应可达到最大40.0mm板厚的强度特性的组织结构而结合对元素铬、镍、锰和钼进行的精确分析配置。碳含量的降低会将贝氏体形成的开始推移至较短的冷却时间，由此就只能形成由纯马氏体组织结构组成的更小的板厚度。更大的板厚度会具有马氏体和不同贝氏体份额组成的不期望的混合组织结构，这些不同的贝氏体份额又会对根据本发明的扁钢产品的机械工艺特性产生负面影响。
具体实施方式
接下来借助于实施例对本发明进行说明。
在系统的实验室和实际运行试验中一共制造了六种钢水，其化学组成在表1中示出。额外地，计算这些钢水的碳当量CET，Pcm和Ceq。钢水A，B，C，D和E在实验室中制造，钢水F在运行中试验。钢水A，B，C和D是作为对比实例一并考虑在内的钢水。只有钢水E和F涉及根据本发明的扁钢产品。所有的钢水都浇铸为板坯，接下来将这些板坯以4K/min的加热速率加热到根据表2的板坯温度，在辊轧前以200bar用水进行除鳞然后以10-50％的道次压下率e以及81和98％之间的总变形率ev轧制成为扁钢产品。辊轧之后将这些扁钢产品在空气中静置地或者以堆叠的形式静置地冷却。为了热处理，将该扁钢产品加热至根据表3的奥氏体化温度，在该温度下保持15min，然后从奥氏体化温度用水淬火到冷却停止温度。然后将一些扁钢产品加热至根据表5的回火温度，在该回火温度下保持10min，然后在空气中冷却。将其它的扁钢产品在第一次淬硬处理之后重新加热至根据表4的奥氏体化温度，在该奥氏体化温度下保持15min，然后从奥氏体化温度用水淬火到小于200℃的冷却停止温度，并且对其在根据表5的温度下进行回火处理并且分别经过10min的保持时间，随后进行空气冷却。经两次淬硬的扁钢产品的一部分在回火前进行根据表5的第三次淬硬处理并且每次分别经过15min的奥氏体化持续时间。经三次淬硬的扁钢产品的回火在根据表5的温度下进行，每次的保持时间为10min并随后进行空气冷却。为钢A至F分别制造出的扁钢产品的每一个都分配一个相应的试样编号。所制造出的扁钢产品的淬硬和回火处理的辊轧和热处理参数可以从表2至5中获取。
所制造的扁钢产品的从拉伸试验和缺口冲击弯曲试验中得到的机械特性以及表面硬度和原奥氏体晶粒度可以从表6中获得。表6中给出的奥氏体晶粒度为原奥氏体晶粒度。
原奥氏体晶粒度的确定根据DIN EN ISO 643在纵向磨片上进行，其取自一次淬硬至三次淬硬状态下的扁钢产品。酸蚀根据Bechet-Beaujard的方法以浓缩苦味酸进行。
用于确定屈服极限Rp0.2，抗拉强度Rm和断裂延伸率A的拉伸试验根据DIN EN ISO6892-1在横向试样上进行。用于获得在-20℃，-40℃和-60℃的测试温度下的缺口冲击功Av的缺口冲击弯曲试验根据DIN EN ISO 148-1在横向试样上进行。只要给出硬度值，那么指的是布氏硬度。该硬度在钢板表面下方约1mm处测得并且根据DIN EN ISO 6506-1确定。
从表7中可以得到钢A，B，C，D，E和F的每一个扁钢产品的热处理状态，组织结构，随后的评估和冷成型行为的评估。
组织结构研究借助于光学电子显微镜和扫描光学显微镜在纵向磨片上进行，该纵向磨片从这些扁钢产品上取得并且以奈塔尔硝酸乙醇腐蚀液(Nital)进行酸蚀。利用场发射透射电子显微镜(FE-TEM)既可以确定组织结构状态也可以确定析出状态。除传统的明视场图像以外还使用明视场扫描透射电子显微模式(扫描透射电子显微，STEM，scanningtransmission electron microscopy)和暗视场扫描透射电子显微模式。冷成型行为通过弯曲线垂直于和平行于辊轧方向，弯曲角度≥90°的弯曲试验根据DIN EN ISO 7438进行测试。
正如已经说明的，钢水A至D在实验室中制造并且作为对比实施例一并考虑在内。这些钢水与根据本发明的扁钢产品(钢水E和F)的成分分析相比具有更小的碳含量，这导致了更低的屈服极限水平和抗拉强度水平。对于根据本发明的扁钢产品来讲所要求的强度特性并不能由对比实例的钢水满足。
在实验室中测试的钢水E与对比实例相比具有更高的碳含量，由此达到了对于根据本发明的扁钢产品来说所要求的屈服极限水平和抗拉强度水平，同时具有足够的韧性。
根据这种认知，为根据本发明的扁钢产品制造了操作钢水F。在一次淬硬和回火(试样F1至F11)，两次淬硬和回火(试样F12至F37)和以及三次淬硬和回火(试样38至F50)之后探明操作钢水F在奥氏体化温度880℃或920℃的机械工艺特性并且可以从表6和7中获得。对于在880℃(试样F7至F11)或920℃(试样F1至F6)的奥氏体化温度下进行一次淬硬这一变体和在920℃的奥氏体化温度(F12)下进行两次淬硬这一变体，在回火之后得到了合格的屈服极限水平和抗拉强度水平以及良好的韧性。这些变体的冷成型行为可以一同视为合格。提到的变体具有根据DIN EN ISO 643的晶粒度等级KG12的奥氏体晶粒度。此外，在这些变体中可以证实具有更粗大的(Nb，Mo)C或者(Nb，Mo)C析出物的更粗大的马氏体板条，其具有痕量的钒。这里，这些析出物多数具有约8nm的平均直径。未证实有残余奥氏体，但却部分地存在针状渗碳体(Fe3C)。渗碳体和粗大的析出物将碳份额从组织结构中抽去并且使得其马氏体更软。因此，这些变体与在880℃的奥氏体化温度下进行两次淬硬并回火(试样F13至F37)的方法相比具有更小的强度水平。
试样F4与试样F12的比较或者试样F7至F11与试样F13至F37的比较显示出，在其余条件相同的试样中，经过两次淬硬并回火的变体与经过了一次淬硬和回火的变体相比，其屈服极限，抗拉强度和缺口冲击功是改善的。试样F13至F37与试样F38至F50的比较显示出，经过三次淬硬并回火的试样(F38至F50)与经过了两次淬硬和回火的试样(F13至F37)相比，通过进一步降低原奥氏体晶粒度，使得屈服极限和抗拉强度再一次提高。
试样F1至F6与试样F7至F11的比较或者试样F12与试样F35的比较显示出，在其余条件相同的情况下，具有880℃较低的奥氏体化温度的变体与具有920℃较高的奥氏体化温度的变体相比，其屈服极限，抗拉强度和韧性等机械特性得到了改善。在既经过了两次或者三次淬硬又在880℃较低的温度下为淬硬过程进行了奥氏体化的试样(试样F13至试样F37)中得到了特别好的结果和冷成型行为的改善。研究显示，根据本发明的扁钢产品的原奥氏体晶粒度通过分别在880℃的奥氏体化温度下进行的两次淬硬和回火(试样F13至F37)根据DIN EN ISO 643改进了最多一个晶粒度等级，从KG12上升至KG13。所提到的热处理方法结合880℃的奥氏体化温度在根据本发明的扁钢产品中促使了具有最精细的纳米碳化物析出物的精细马氏体针状束的形成。借助于STEM暗视场显示可以证实，根据本发明的扁钢产品在880℃的奥氏体化温度下的两次淬硬和回火过程后含有分布非常均匀的具有痕量钒的纳米碳化物析出物(Nb，Mo)C或者(Nb，Mo)C。这些纳米碳化物析出物大多具有4nm的平均直径。未证实存在残余奥氏体。也不存在针状的渗碳体(Fe3C)。
马氏体组织机构由非常精细的马氏体针状束组成的特殊基体结合非常精细和分布非常均匀的纳米碳化物析出物在根据本发明的扁钢产品中促使屈服强度水平和强度水平的显著提升，同时具有良好的冷成型性。
在选择两次淬硬(880℃的奥氏体化温度)和回火的方法时，与一次淬硬(880℃的奥氏体化温度)和回火的变体相比，根据本发明的扁钢产品的屈服极限水平和强度水平在韧性稳定良好的情况下提高了约60MPa。通过在880℃的奥氏体化温度下进行三次淬硬和回火，与在880℃的奥氏体化温度两次淬硬和回火的变体相比，根据本发明的扁钢产品的屈服极限水平再次提高约60MPa，其中抗拉强度水平和韧性水平还是保持稳定。通过在880℃的奥氏体化温度下进行三次淬硬并回火的特殊方法，甚至可以可靠地调整得到优选大于至少1400MPa，更加优选超过至少1440MPa的最小屈服极限。
Figure BDA0001557192850000231
Figure BDA0001557192850000241
表2-第1部分
Figure BDA0001557192850000251
表2-第2部分
Figure BDA0001557192850000261
表3-第1部分
Figure BDA0001557192850000271
表3-第2部分
Figure BDA0001557192850000281
表4-第1部分
表4-第2部分
Figure BDA0001557192850000301
表5-第1部分
Figure BDA0001557192850000311
表5-第2部分
Figure BDA0001557192850000321
表6-第1部分
对于尺寸不足的试验，也就是说对于由厚度小于10mm的板材制成的试样，将在缺口冲击弯曲试验中所吸收的能量换算成完整试样，也就是划算成具有10mm厚度的试样。
Figure BDA0001557192850000331
表6-第2部分
对于尺寸不足的试样，也就是说对于由厚度小于10mm的板材制成的试样，将在缺口冲击弯曲试验中所吸收的能量换算成完整试样，也就是换算成具有10mm厚度的试样。
Figure BDA0001557192850000341
表7-第1部分
Figure BDA0001557192850000351
表7-第2部分。

Claims (17)

1.具有至少1300MPa屈服强度的高强度钢，所述钢具有马氏体组织结构，其中所述钢包括下列组成：
(a)碳：0.23至0.25重量％；
(b)硅：0.15至0.35重量％；
(c)锰：0.85至1.00重量％；
(d)铝：0.07至0.10重量％；
(e)铬：0.65至0.75重量％；
(f)铌：0.02至0.03重量％；
(g)钼：0.55至0.65重量％；
(h)钒：0.035至0.05重量％；
(i)镍：1.10至1.30重量％；
(j)硼：0.0020至0.0035重量％；
(k)钙：0.0007至0.0030重量％；
并且其中所述钢还含有其它元素，其中对于这些其它元素的最大含量适用：
(l)磷：≤0.012重量％和/或
(m)硫：≤0.003重量％和/或
(n)铜：≤0.10重量％和/或
(o)氮：≤0.006重量％和/或
(p)钛：≤0.008重量％和/或
(q)锡：≤0.03重量％和/或
(r)氢：≤2.00ppm和/或
(s)砷：≤0.01重量％和/或
(t)钴：≤0.01重量％和/或；
其中其余包括铁和不可避免的杂质并且其中
(i)碳当量Pcm以下列公式计算：
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]和[B]是高强度钢中相应各个元素以重量％为单位的质量份额并且其中对于Pcm适用：
0.38重量％＜Pcm≤0.44重量％，和/或
(ii)碳当量Ceq以下列公式计算：
Ceq＝[C]+[Si]/24+[Mn]/6+[Ni]/40+[Cr]/5+[Mo]/4+[V]/14；
其中[C],[Si],[Mn],[Ni],[Cr],[Mo]和[V]是高强度钢中相应各个元素以重量％为单位的质量份额并且其中对于Ceq适用：
0.675≤Ceq≤0.78重量％；和/或
(iii)碳当量CET以下列公式计算：
CET＝[C]+([Mn]+[Mo])/10+([Cr]+[Cu])/20+[Ni]/40
其中[C],[Mn],[Cr],[Mo],[Cu]和[Ni]是高强度钢中相应各个元素以重量％为单位的质量份额并且其中对于CET适用：
0.43重量％≤CET≤0.49重量％。
2.根据权利要求1所述的高强度钢，其中所述高强度钢中碳和锰的含量总和在1.10至1.24重量％范围内。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢，其中所述钢具有根据DIN EN ISO 643的＞11的奥氏体晶粒度。
4.根据权利要求1所述的高强度钢，其中所述钢具有纳米碳化物沉积物，这些沉积物具有1至10nm范围内的平均直径。
5.根据权利要求1所述的高强度钢，其中如果试样纵向对准辊轧方向，那么在-40℃的试验温度下缺口冲击功Av为至少30J；和/或如果试样横向对准辊轧方向，那么在-40℃的试验温度下缺口冲击功Av为至少27J。
6.用于生产如权利要求1所述的具有至少1300MPa屈服强度的扁钢产品的方法，其中该方法包括下列步骤：
(a)生产钢水，其除铁外包括下列元素：
碳：0.23至0.25重量％；
硅：0.15至0.35重量％；
锰：0.85至1.00重量％；
铝：0.07至0.10重量％；
铬：0.65至0.75重量％；
铌：0.02至0.03重量％；
钼：0.55至0.65重量％；
钒：0.035至0.05重量％；
镍：1.10至1.30重量％；
硼：0.0020至0.0035重量％；
钙：0.0007至0.0030重量％；
以及还含有其它元素，其中对于这些其它元素的最大含量适用：
磷：≤0.012重量％和/或
硫：≤0.003重量％和/或
铜：≤0.10重量％和/或
氮：≤0.006重量％和/或
钛：≤0.008重量％和/或
锡：≤0.03重量％和/或
氢：≤2.00ppm和/或
砷：≤0.01重量％和/或
钴：≤0.01重量％
(b)通过对钢水的真空处理降低氢含量；
(c)将钢水浇铸为板坯；
(d)将形成的板坯加热至1100℃至1250℃范围内的温度；
(e)除去鳞皮；
(f)将板坯热轧为扁钢产品；
其中在将板坯热轧为扁钢产品时辊轧开始温度在1050℃至1250℃范围内并且辊轧终止温度为≥880℃并且其中对于Pcm适用：0.38重量％＜Pcm≤0.44重量％。
7.根据权利要求6所述的方法，其中所述方法还包括步骤(g)将扁钢产品卷起，其中卷起温度为至少800℃。
8.根据权利要求6所述的方法，其中所述扁钢产品直接在热轧结束后，从辊轧热开始进行至少一次淬硬处理，其中该淬硬处理包括将扁钢产品快速淬火至200℃以下的温度，其中冷却速率为至少25K/s。
9.根据权利要求6所述的方法，其中将所述扁钢产品在热轧后进行至少一次淬硬处理，其中该淬硬处理包括以下步骤：
(i)将扁钢产品加热至奥氏体化温度，该温度比钢的根据权利要求6的Ac3温度高至少40K，其中Ac3温度以下式计算：
Ac3[℃]＝902–255*[C]+19*[Si]–11*[Mn]–5*[Cr]+13*[Mo]–20*[Ni]+55*[V]；
其中[C],[Si],[Mn],[Cr],[Mo],[Ni]和[V]为各个相应元素在高强度钢中的质量分数，单位为重量％；以及
(ii)将该扁钢产品快速退火至200℃以下的温度，使冷却速率为至少25K/s。
10.根据权利要求8所述的方法，其中将从辊轧热开始的淬硬处理后的所述扁钢产品至少进行另一次淬硬处理，其中该淬硬处理包括以下步骤：
(i)将扁钢产品加热至奥氏体化温度，该温度比根据权利要求6的钢的Ac3温度高至少40K，其中Ac3温度以下式计算：
Ac3[℃]＝902–255*[C]+19*[Si]–11*[Mn]–5*[Cr]+13*[Mo]–20*[Ni]+55*[V]；
其中[C],[Si],[Mn],[Cr],[Mo],[Ni]和[V]为各个相应元素在高强度钢中的质量分数，单位为重量％；以及
(ii)将该扁钢产品快速退火至200℃以下的温度，使冷却速率为至少25K/s。
11.根据权利要求9或10中的任意一项所述的方法，其中将所述扁钢产品加热至860℃至920℃范围内的奥氏体化温度。
12.根据权利要求9或10所述的方法，其中所述扁钢产品在奥氏体化温度下保持时长最高为60分钟。
13.根据权利要求9所述的方法，扁钢产品的淬硬处理多次进行。
14.根据权利要求13所述的方法，扁钢产品的淬硬处理进行两次或者三次。
15.根据权利要求8所述的方法，其中所述扁钢产品在淬硬处理后具有根据DIN EN ISO643的＞11的奥氏体晶粒度。
16.根据权利要求8所述的方法，将经淬硬处理后的所述扁钢产品进行回火，其中回火的保持时间为少于15分钟并且回火处理的温度低于Ac1温度，其中Ac1温度以下式计算：
Ac1[℃]＝739–22*[C]+2*[Si]–7*[Mn]+14*[Cr]+13*[Mo]–13*[Ni]+20*[V],
其中[C],[Si],[Mn],[Cr],[Mo],[Ni]和[V]为各个相应元素在高强度钢中的质量分数，单位为重量％。
17.根据权利要求6所述的方法，其中所述扁钢产品的板厚在3.0mm至40.0mm的范围内，并且其板宽为≤3900mm。
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