CN113785079B - 高硬度钢产品及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种热轧钢带产品，其包括按重量百分比计组成如下的组合物：0.14％至0.35％的C、0％至0.5％的Si、0.05％至0.40％的Mn、0.1％以下的Al、0.1％至0.1％0.4％的Cu、0.2％至0.9％的Ni、0.2％至0.9％的Cr、0.2％以下的Mo、0.005％以下的Nb、0.035％以下的Ti、0.05％以下的V、0.0005％至0.050％的B、0.025％以下的P、0.008％以下的S、0.01％以下的N、0.01％以下的Ca，余量为Fe和不可避免的杂质，其中钢产品的布氏硬度在420‑580HBW的范围。

Description

高硬度钢产品及其制造方法

技术领域

本发明涉及高硬度钢带产品，所述高硬度钢带产品表现出高硬度与优异机械性能(如冲击强度和可成形性/可弯曲性)的良好平衡。本发明还涉及一种高硬度钢带产品的制造方法。

背景技术

高硬度直接影响钢材的耐磨性，硬度越高耐磨性越好。高硬度意味着布氏硬度为至少450HBW，尤其是在500HBW至650HBW的范围。

耐磨钢(wear resistant steel)也称为耐磨损钢(abrasion resistant steel)。它们用于需要高耐磨损性和高抗震磨损的应用中。此类应用可见于例如采矿和运土行业以及废物运输中。耐磨钢用于例如运送砂砾卡车的车身和挖掘机铲斗，从而由于耐磨钢提供的高硬度，因此可以延长车辆部件的使用寿命。

如果耐磨钢具有符合国家标准的足够机械性能，如可成形性、可焊接性和抗疲劳性，则耐磨钢还可以用作制造建筑构件的结构钢。在用于建筑目的的结构部件中使用耐磨钢的优点是需要较少的焊接并且可以降低重量。

钢产品中的这种高硬度通常通过在炉中奥氏体化后对具有高碳含量(0.41-0.50重量％)的钢合金进行淬火硬化而产生的马氏体微观结构获得。在此过程中，钢板先经热轧，由热轧热缓慢地冷却至室温，再加热至奥氏体化温度，均质化，最后淬火硬化。该过程在下文中称为再加热和淬火(reheating and quenching，RHQ)过程。以这种方式生产的钢的实例为CN102199737中公开的耐磨钢或一些商业耐磨钢。由于相对较高的碳含量(这是达到所期望的硬度所需的)，因此产生的马氏体反应会导致钢的显著的内部残余应力。这是因为碳含量越高，晶格畸变越大。因此，这类钢非常脆，甚至在淬火硬化过程中会开裂。由于碳含量高，这些钢的冲击强度变差、可成形性或可弯曲性较差且抗应力腐蚀开裂(stresscorrosion cracking，SCC)较低。应力腐蚀开裂是由拉伸应力和腐蚀环境共同作用引起的开裂。为了克服这些缺点，可以在淬火硬化后引入回火步骤以提高机械性能。然而，这增加了加工工作量和成本。

CN102392186和CN103820717涉及碳含量相对较低(CN102392186中为0.25-0.30重量％；CN103820717中为0.22-0.29重量％)和锰含量也相对较低的RHQ钢板。制造这种RHQ钢板需要进行淬火硬化后的回火步骤，不可避免地增加了加工工作量和成本。

EP2695960涉及一种表现出优异抗应力腐蚀开裂性的耐磨钢产品，这种钢板的制造工艺可是在热轧后立即进行直接淬火(direct quenching，DQ)，而无需像上述RHQ工序那样在热轧后进行再加热处理。EP2695960的钢板的碳含量(0.20-0.30重量％)较低且锰含量(0.40-1.20重量％)较高。为了增加抗应力腐蚀开裂性，EP2695960钢产品的微观结构的基相或主相必须为回火马氏体。另一方面，未回火马氏体的面积率限制为10％以下，这是因为在未回火马氏体的存在下抗应力腐蚀开裂性变差。在平衡耐磨性和抗应力腐蚀开裂性方面，EP2695960的钢产品具有520HBW以下的表面硬度。

发明内容

本发明扩展利用了具有成本效益的热机械控制加工(thermomechanicallycontrolled processing，TMCP)与直接淬火(direct quenching，DQ)的结合，并且可能与回火结合，以生产高硬度钢带产品，所述高硬度钢带产品表优异的可成形性/可弯曲性和冲击强度值。

鉴于现有技术，本发明的目的是解决如下技术问题：提供高硬度钢带产品，所述高硬度钢带产品表现出优异可成形性/可弯曲性和冲击强度值。所述问题通过特定合金设计与具有成本效益的TMCP工序的结合解决，这种结合产生主要包含马氏体的金相微观结构。

在第一方面，本发明提供一种热轧钢带产品，所述热轧钢带产品包含按重量百分比(重量％)计组成如下的组合物：

C 0.14-0.35，优选0.17-0.31，更优选0.20-0.28，

Si 0-0.5，优选0.01-0.50，更优选0.03-0.25，

Mn 0.05-0.40，优选0.05-0.30，

Al 0-0.1，优选0-0.08，

Cu 0.1-0.4，优选0.10-0.35，

Ni 0.2-0.9，优选0.3-0.8，更优选0.3-0.7，

Cr 0.2-0.9，优选0.3-0.8，更优选0.3-0.7，

Mo 0-0.2，优选0-0.1，

Nb 0-0.005，

Ti 0-0.035，

V 0-0.05，

B 0.0005-0.0050，优选0.0008-0.0040，

P 0-0.025，优选0-0.020，

S 0-0.008，优选0-0.005，

N 0-0.01，优选0-0.005，

Ca 0-0.01，优选0-0.005，更优选0-0.003，

余量为Fe和不可避免的杂质。

钢产品的Mn含量低，这对提高冲击韧性和可弯曲性很重要。

Cr和Ni的含量以提高淬透性。进一步设定Ni的水平以提高冲击韧性和可成形性。

Nb的水平应限制为尽可能低，以提高钢产品的可成形性或可弯曲性。Nb等元素可能会作为非有意添加的残余含量(residual content)存在。

残余含量与不可避免的杂质之间的区别在于，残余含量是合金元素的受控量，不视为杂质。通常由工业过程控制的残余含量对合金没有本质影响。

在第二方面，本发明提供一种热轧钢带产品的制备方法，所述方法包括以下步骤：

-提供钢坯，所述钢坯按重量百分比(重量％)计的组成如下：

C 0.14-0.35，优选0.17-0.31，更优选0.20-0.28，

Si 0-0.5，优选0.01-0.50，更优选0.03-0.25，

Mn 0.05-0.40，优选0.05-0.30，

Al 0-0.1，优选0-0.08，

Cu 0.1-0.4，优选0.10-0.35，

Ni 0.2-0.9，优选0.3-0.8，更优选0.3-0.7，

Cr 0.2-0.9，优选0.3-0.8，更优选0.3-0.7，

Mo 0-0.2，优选0-0.1，

Nb 0-0.005，

Ti 0-0.035，

V 0-0.05，

B 0.0005-0.0050，优选0.0008-0.0040，

P 0-0.025，优选0-0.020，

S 0-0.008，优选0-0.005，

N 0-0.01，优选0-0.005，

Ca 0-0.01，优选0-0.005，更优选0-0.003，

余量为Fe和不可避免的杂质

-将钢坯加热到1150℃至1300℃的奥氏体化温度；

-在Ar₃至1250℃范围的温度下热轧至所期望厚度，其中终轧温度在800℃至960℃，优选为870℃至940℃，更优选为880℃至930℃的范围；和

-将热轧钢带产品直接淬火至冷却末端(cooling end)，且卷取温度为450℃以下，优选为250℃以下，更优选为150℃以下，甚至更优选为100℃以下。

可选地，回火退火步骤在150℃至250℃范围的温度下对直接淬火的产品进行。然而，根据本发明不需要回火退火步骤。

钢产品厚度为10mm以下、优选为8mm以下的钢带。

所获得的钢产品的微观结构包括按体积百分比(体积％)计至少90体积％的马氏体，优选至少体积95％的马氏体，更优选至少98体积％的马氏体，从钢带产品的1/4厚度处测量。马氏体结构可以是未回火的、自回火的(autotempered)和/或回火的。通常，微观结构还包括保留的奥氏体、贝氏体、铁素体、珠光体和/或渗碳体。

所获得的钢产品在钢带产品的1/4厚度处测量的原始奥氏体晶粒尺寸为50μm以下，优选30μm以下小，更优选20μm以下。

原奥氏体晶粒结构的纵横比是影响钢产品冲击韧性和可弯曲性的因素之一。为了提高冲击韧性，原奥氏体晶粒结构的纵横比应为至少1.5，优选为至少2，且更优选为至少3。为了提高可弯曲性，原奥氏体晶粒结构的纵横比为7以下，优选为5以下，更优选为1.5以下。本发明获得的钢产品的原始奥氏体晶粒结构的纵横比在1.5-7，优选为1.5-5，且更优选为2-5的范围，这确保了能够实现优异的冲击韧性和优异的可弯曲性之间的平衡。

钢产品具有高硬度和优异机械性能如冲击强度和可成形性/可弯曲性的良好平衡。

钢产品至少具有下列力学性能之一：

布氏硬度在420-580HBW，优选为450-550HBW，更优选为460-530HBW，且甚至更优选为470-530HBW的范围；

-40℃温度下的夏比-V(Charpy-V)冲击韧性为至少50J/cm²。

钢产品表现出优异的可弯曲性或可成形性。钢产品在纵向于轧制方向的测量方向上的最小弯曲半径为3.2t以下，其中弯曲轴线纵向于轧制方向；钢产品在横向于轧制方向的测量方向上的最小弯曲半径为2.5t以下，其中弯曲轴线横向于轧制方向；且其中t为钢带产品的厚度。

具体实施方式

术语“钢”定义为含有碳(C)的铁合金。

术语“布氏硬度(Brinell hardness，HBW)”指代钢硬度。布氏硬度测试是通过如下方式进行：将3000千克力将直径为10毫米的球形碳化钨球压在洁净的准备好的钢板表面上，产生压痕，测量并给出特定数值。将直径为5mm的球形碳化钨球和750千克力施加至具有更薄规格例如3毫米厚的测试样品。

术语“规格”通常是指金属板厚度的量度。

术语“极限抗拉强度(ultimatetensilestrength，UTS，R_m)”是指钢在拉伸下断裂的极限，因此是最大的拉伸应力。

术语“屈服强度(yield strength，YS,Rp0.2)”是指0.2％偏移屈服强度，定义为导致0.2％塑性应变的应力量。

术语“总伸长率(total elongation，TEL)”是指材料在断裂前可以拉伸的百分比；可成形性的粗略指标，通常表示为在测量伸长计的固定标距长度上的百分比。两种常见的标距长度是50mm(A₅₀)和80mm(A₈₀)。

术语“最小弯曲半径(Ri)”用于指可施加于测试板而不出现裂纹的弯曲的最小半径。

术语“可弯曲性”是指Ri与板厚度(t)的比率。在本说明书的上下文中，术语“可弯曲性”还用于与“可成形性”互换使用。

术语“热影响区(heat-affected zone，HAZ)”是指金属材料的非熔化区域，所述非熔化区域因暴露于高温而经历了金属材料特性的变化。材料的变化通常是焊接或高温切割工序的结果。HAZ视为焊缝或切口与基体材料之间的区域。这些区域的大小和严重程度可能会有所不同，具体取决于所涉及材料的特性、热的强度和集中度以及所采用的工序。

钢的合金含量以及加工参数决定微观结构，进而决定了钢的机械性能。

在开发具有目标机械性能的钢产品时，合金设计是首先要考虑的问题之一。下面对本发明的化学成分进行更详细的说明，其中各组分的％是指重量百分比。

碳C的用量在0.14％至0.35％的范围。

C合金化通过固溶强化提高钢的强度，因此C含量决定强度水平。根据目标硬度，C的用量在0.14％至0.35％的范围。如果碳含量低于0.14％，则很难达到420HBW以上的布氏硬度。C还是一种奥氏体稳定化元素。然而，C对可焊性、冲击韧性、可成形性或可弯曲性以及抗应力腐蚀开裂性有不利影响。因此，C含量设定为不超过0.35％。

优选地，C的用量在0.17％至0.31％，更优选额0.20％至0.28％的范围。

硅Si的用量为0.5％以下。

Si添加到组合物中有利于在腐蚀性气候条件下形成保护性氧化层，这提供了良好的耐气候腐蚀性并增加了因磨损而容易损坏或从机器表面去除的漆层的耐久性。Si是一种有效的脱氧剂或杀灭剂，可以在炼钢过程中从熔体中去除氧。Si合金化通过固溶强化提高强度，并通过增加奥氏体淬透性提高硬度。此外，Si的存在可以稳定保留的奥氏体。然而，高于0.5％的硅含量可能会不必要地增加碳当量(carbon equivalent，CE)值，从而削弱可焊性。此外，如果Si的水平过高，则表面质量可能会变差。

优选地，Si的用量在0.01％至0.50％，且更优选为0.03％至0.25％的范围。

锰Mn的用量在0.05％至0.40％的范围。

Mn合金化降低了马氏体起始温度(Ms)和马氏体终止温度(Mf)，这可以抑制马氏体在淬火过程中的自回火。马氏体自回火减少会导致更高的内应力，所述内应力可增加淬火诱导的开裂或形状变形的风险。尽管较低程度自回火的马氏体微观结构有利于更高的硬度，但不应低估其对冲击强度的负面影响。

Mn合金化通过固溶强化提高强度，并通过增加奥氏体淬透性提高硬度。但是，如果Mn的量太高，虽然钢的淬透性增加，代价却是冲击韧性降低。过量的Mn合金化还可能导致C-Mn偏析和形成MnS，这可能诱导形成点腐蚀和应力腐蚀开裂的起始位点。

因此，Mn的用量为至少0.05％，以确保可淬透性，但不超过0.40％，以避免上述不利的影响并确保优异的机械性能例如冲击强度和可弯曲性。优选地，低水平的Mn的量在0.05％至0.30％的范围，以进一步提高可弯曲性。

铝Al的用量为0.1％以下。

铝是一种有效的脱氧剂或杀灭剂，可以在炼钢过程中从熔体中去除氧。Al通过形成稳定的AlN颗粒去除N并提供晶粒细化，这有利于高韧性。此外，Al稳定保留的奥氏体。然而，过量的Al可能会增加非金属夹杂物，从而降低洁净度。

优选地，Al的用量在0.08％以下的范围。

铜Cu的用量在0.1％至0.4％的范围。

Cu添加到组合物中有利于在腐蚀性气候条件下形成保护性氧化层，这提供了良好的耐气候腐蚀性并增加了因磨损而容易损坏或从机器表面去除的漆层的耐久性。Cu可促进低碳贝氏体结构的形成，引起固溶强化并有助于析出强化。Cu还可以具有抑制应力腐蚀开裂的有益效果。当过量添加时，Cu会使现场焊接性和热影响区(heataffectedzone，HAZ)韧性变差。因此，Cu的上限设为0.4％。

优选地，Cu的用量在0.10％至0.35％的范围。

镍Ni的用量在0.2％至0.9％的范围。

Ni用于避免淬火诱导的开裂并提高韧性和可成形性。Ni是一种提高奥氏体淬透性从而提高强度而使冲击韧性和/或热影响区(HAZ)韧性没有或几乎没有损失的合金元素。Ni还能够提高表面质量，从而防止了点腐蚀，即应力腐蚀开裂的起始位点。Ni添加到组合物中有利于在腐蚀性气候条件下形成保护性氧化层，这提供了良好的耐气候腐蚀性并增加了因磨损而容易损坏或从机器表面去除的漆层的耐久性。但是，镍含量超过0.9％，会使合金成本会大大增加，而没有显著技术改进。Ni过量的会产生高粘度的铁氧化物膜，这会使钢产品的表面质量变差。更高的Ni含量还会因CE值和裂纹敏感性系数增加而对可焊性产生负面影响。

Ni的用量优选在0.3％至0.8％，且更优选为0.3％至0.7％的范围。

铬Cr的用量在0.2％至0.9％的范围。

Cr添加至组合物有利于在腐蚀性气候条件下形成保护性氧化层，这提供了良好的耐气候腐蚀性并增加了因磨损而容易损坏或从机器表面去除的漆层的耐久性。Cr合金化提供更好的耐点蚀性，从而防止早期应力腐蚀开裂。Cr作为中等强度的碳化物形成元素，增加了钢基材和焊接的强度，而冲击韧性下降很小。Cr合金化还通过增加奥氏体淬透性提高强度和硬度。然而，如果Cr的用量超过0.9％，则热影响区(HAZ)韧性和现场焊接性可能会受到不利影响。

优选地，Cr的用量在0.3％至0.8％，且更优选为0.3％至0.7％的范围。

钼Mo的用量在0.2％以下的范围。

Mo合金化提高冲击强度、低温韧性和抗回火性。Mo的存在通过增加奥氏体淬透性增强强度和硬度。Mo可以添加到组合物中代替Mn提供淬透性。在B合金化的情况下，通常需要Mo确保B的有效性。但是，Mo不是经济上可接受的合金元素。如果Mo以高于0.2％的量使用，则韧性可能变差，从而增加脆性的风险。过量的Mo也可能降低B的影响。此外，发明人已经注意到，Mo合金化减缓了奥氏体的再结晶，从而增加了原有奥氏体晶粒结构的纵横比。因此，应小心控制Mo含量的水平，以防止原奥氏体晶粒过度伸长而使钢产品的可弯曲性变差。

优选地，Mo的用量为在0.1％以下的范围。

铌Nb的用量为0.005％以下。

Nb形成碳化物NbC和碳氮化物Nb(C,N)。Nb被认为是主要的晶粒细化元素。Nb有助于钢的增强和增韧。然而，Nb的添加量应限制在0.005％，这是因为过量的Nb会使可弯曲性变差，尤其是在实施直接淬火和/或组合物中存在Mo时。此外，Nb可能对热影响区(HAZ)韧性不利，这是因为Nb可通过形成相对不稳定的TiNbN或TiNb(C,N)析出物而促进粗大上贝氏体组织的形成。Nb的含量应限制在尽可能低的水平，以提高钢产品的可成形性或可弯曲性。

钛Ti的用量为0.035％以下。

TiC析出物能够有效捕获大量的氢H，这会降低材料中的H扩散，还会从微观结构中去除一些不利的H，从而防止应力腐蚀开裂。Ti的添加还会结合游离N，游离N通过形成稳定的TiN而对韧性不利，TiN还会与NbC一起在高温再加热阶段有效防止奥氏体晶粒生长。TiN析出物可以在焊接过程中进一步防止热影响区(HAZ)的晶粒粗化，从而提高韧性。TiN的形成抑制了BN的析出，从而使B自由地对淬透性做出贡献。然而，如果Ti含量过高，则TiN的粗化和TiC引起的析出硬化发展，韧性可能变差。因此，有必要将Ti限制为不超过0.035％。

钒V的用量为0.05％以下。

V具有与Nb基本相同但比Nb较小的效果。V₄C₃析出物能够有效捕获大量的氢H，从而降低材料中的H扩散，并从微观结构中去除一些不利的H以防止氢诱导开裂(hydrogeninducedcracking，HIC)。V是强的碳化物和氮化物形成物，但也可以形成V(C,N)，且其在奥氏体中的溶解度高于Nb或Ti在奥氏体中的溶解度。因此，V合金化具有分散强化和析出强化的可能性，这是因为大量V被溶解并可用于在铁素体中的析出。然而，添加超过0.05％的V会对焊接性、淬透性和合金化成本产生负面影响。

硼B的用量为0.0005％至0.0050％。

B是一种使用已久的提高淬透性的微合金元素。可加入硼以阻止磷偏析至晶界，从而在焊接过程中减少热影响区(HAZ)的脆化。有效的B合金化需要存在Ti，以防止形成BN。在B的存在下，Ti含量可以降低到小于0.02％，这对韧性有利。然而，如果B含量超过0.005％，则淬透性变差。

优选地，B的用量在0.0008％至0.0040％的范围。

钙Ca的用量为0.01％以下。

钙的添加在炼钢过程中是为了精炼、脱氧、脱硫以及控制氧化物和硫化物夹杂物的形状、大小和分布。钙通常添加以改善后续涂层。然而，应避免过量的Ca以获得洁净钢，从而防止硫化钙(CaS)或氧化钙(CaO)或其混合物(CaOS)的形成，硫化钙(CaS)或氧化钙(CaO)或其混合物(CaOS)的形成可使机械性能变差，例如使可弯曲性和耐应力腐蚀开裂(stresscorrosioncracking，SCC)性变差。

优选地，Ca的用量为0.005％以下，且更优选为0.003％以下，以确保优异的机械性能，例如冲击强度和可弯曲性。

不可避免的杂质可以是磷P、硫S和氮N。其按重量百分比(重量％)计的含量优选定义如下：

P 0-0.025，优选0-0.020，

S 0-0.008，优选0-0.005，

N 0-0.01，优选0-0.005。

其他不可避免的杂质可以是氢H、氧O和稀土金属(rareearthmetal，REM)等。它们的含量受到限制，以确保优异的机械性能，例如冲击韧性。

钢中奥氏体向马氏体转变很大程度上取决于以下因素：化学成分和一些加工参数，主要是再加热温度、冷却速度和冷却温度。关于化学成分，一些合金元素的影响比其他元素大，而其他元素的影响可以忽略不计。描述奥氏体淬透性的方程可用于评估冷却过程中不同合金元素对马氏体形成的影响。下面给出了一个这样的方程。从这个方程我们可以看出，碳的影响最大，Mn、Mo和Cr的影响居中，而Si和Ni的影响较小。此外，该方程表明，任何单一元素对于马氏体的形成都不是至关重要的，并且一种元素的缺失可以用其他合金元素的量和加工参数例如冷却速度来补偿。

具有目标机械性能的钢产品在确定特定微观结构的工序中制造，微观结构转而决定钢产品的机械性能。

第一步是提供钢坯，所述钢坯通过例如连续铸造工序提供，连续铸造工序也称为连铸(strand casting)。

在再加热阶段，钢坯被加热到1150℃至1300℃的奥氏体化温度，然后进行可能需要30-150分钟的均温步骤。再加热和均衡步骤对于控制奥氏体晶粒生长很重要。加热温度升高会引起合金析出物溶解和粗化，从而导致晶粒异常生长。

从钢带产品的1/4厚度处测量，最终钢产品的原始奥氏体晶粒尺寸为50μm以下，优选30μm以下，更优选20μm以下。

在热轧阶段，将板坯在Ar₃至1250℃范围的温度下热轧至所需厚度，其中终轧温度(finishrolling temperature，FRT)在800℃至960℃，优选为870℃至940℃，更优选为880℃至930℃的范围。

原奥氏体晶粒结构的纵横比是影响钢材冲击韧性和可弯曲性的因素之一。为了提高冲击韧性，原奥氏体晶粒结构的纵横比应至少为1.5，优选至少为2，更优选至少为3。为了提高可弯曲性，原奥氏体晶粒结构的纵横比应为7以下，优选为5以下，更优选为1.5以下。可以通过调整许多参数获得原始奥氏体晶粒的所需纵横比，所述参数例如精轧温度、应变/变形、应变速率和/或与阻止奥氏体再结晶的元素例如钼的合金化。

本发明获得的钢产品的原始奥氏体晶粒结构的纵横比在1.5-7，优选为1.5-5，且更优选为2-5的范围，这确保了可以实现优异的冲击韧性和优异的可弯曲性之间的平衡。

所获得的钢带产品的厚度为10mm以下，优选8mm以下。

将热轧钢带产品直接淬火至冷却末端且卷取温度为450℃以下，优选为250℃以下，更优选为150℃以下，甚至更优选为100℃以下。冷却速度至少为30℃/s。

直接淬火的钢带产品的卷取温度在450℃以下，优选在250℃以下，更优选在150℃以下，甚至更优选100℃以下。

从钢带产品的1/4厚度处测量，所获得的钢带产品的微观结构包括按体积百分比(体积％)计的至少为90体积％的马氏体，优选至少95体积％的马氏体，更优选至少98体积％的马氏体。马氏体结构可以是未回火的、自回火的和/或回火的。优选地，微观结构包括超过10体积％的未回火马氏体。优选地，微观结构包括1体积％以下的保留的奥氏体，且更优选包括0.5体积％以下的保留的奥氏体。通常，微观结构还包括贝氏体、铁素体、珠光体和/或渗碳体。

可选地，额外的回火退火步骤在150℃至250℃范围的温度下进行。

该钢带产品具有硬度和其他机械性能的良好平衡，所述其他性能例如优异的冲击强度和优异的可成形性/可弯曲性。

钢带产品的布氏硬度高，在420-580HBW，优选为450-550HBW，更优选为460-530HBW，且甚至更优选为470-530HBW范围。

具有高硬度的钢带产品在-40℃的温度下的夏比-V冲击韧性为至少50J/cm²，从而满足常规冲击强度的要求。

钢产品表现出优异的可弯曲性或可成形性。钢产品在纵向于轧制方向的测量方向上的最小弯曲半径(R_i)为3.2t以下，其中弯曲轴线纵向于轧制方向；钢产品在横向于轧制方向的测量方向上的最小弯曲半径(R_i)为2.5t以下，其中弯曲轴线横向于轧制方向；且其中t为钢带产品的厚度。

以下实施例进一步描述和阐释本发明范围内的实施方案。给出的实施例仅用于说明的目的，而不应解释为对本发明的限制，因为在不脱离本发明范围的情况下，许多变化是可能的。

用于制造测试用钢带产品的化学成分列于表1。A-C型钢为本公开的发明组合物。D型和E型钢为对比组合物，包含相对高含量的Mn，Mn含量分别为1.20重量％和1.19重量％(表1)。

制造测试用钢带产品的生产条件列于表2。

制造测试用钢带产品的力学性能列于表3。

微观结构

微观结构可以用SEM显微照片表征，且体积分数可以使用点计数或图像分析方法确定。测试用发明实施例1-3的微观结构均具有至少90体积％的马氏体主相。

布氏硬度HBW

布氏硬度测试通过如下方式进行：使用3000千克力将直径为10毫米的球形碳化钨球压在洁净的准备好的厚度为6毫米的钢带样品表面上，产生压痕，测量并给出特定数值。对于厚度为3毫米的带样品，施加直径为5mm的球形碳化钨球和750千克力施加。测量在垂直于钢板的上表面距离钢板表面10-15％的深度处进行。如表3所示，每个发明实施例1-3的布氏硬度在467–489HBW的范围内。对比实施例4的布氏硬度为485HBW，而对比实施例5的布氏硬度为502HBW。

夏比-V冲击韧性

在-40℃下的冲击韧性值根据ISO 148标准获得。在测量方向纵向于轧制方向的情况下，每个发明实施例1-3在-40℃下的夏比-V冲击韧性均在78-118J/cm²的范围内。在测量方向横向于轧制方向的情况下，每个发明实施例1-3在-40℃下的夏比-V冲击韧性均在65-90J/cm²的范围内。与对比实施例4和对比实施例5相比，发明实施例1-3的冲击韧性提高。

伸长率

伸长率根据ISO 6892标准使用纵向试样测定。发明实施例1、2和3的总伸长率(A80)平均值分别为4.5、7.6和7.7(表3)。对比实施例4和对比实施例5的平均A₅₀值分别为10.1和9.1。对比实施例4和对比实施例5的伸长率值优于发明实施例1-3的伸长率值，但却以牺牲夏比-V冲击韧性和可弯曲性为代价。

可弯曲性

弯曲试验包括：通过三点弯曲对试样进行单冲程塑性变形，直到卸载后达到规定的90°弯曲角度。在整个测试系列中，弯曲的检查和评估是一个连续的过程。这是为了能够决定是否应该增加、保持或减少冲头半径(R)。如果在纵向和横向上以相同的冲头半径(R)实现最小3m的弯曲长度，而没有任何缺陷，则可以在测试系列中确定材料的可弯曲性极限(R/t)。裂纹、表面颈缩痕迹和扁平弯曲(显着颈缩)记录为缺陷。

根据弯曲试验，发明实施例1-3在纵向于与轧制方向的测量方向上的最小弯曲半径(R_i)均为2.8t以下；在横向于轧制方向的测量方向上的最小弯曲半径(R_i)均为2.0t以下；其中t为钢带产品的厚度(表3)。对比实施例4和5，在纵向于与轧制方向的测量方向上的最小弯曲半径(R_i)分别为3.7t和3.3t，且在横向于轧制方向的测量方向上的最小弯曲半径(R_i)分别为3.0t和2.7t(表3)。

屈服强度

屈服强度根据ISO 6892标准使纵向试样测定。发明实施例1-3纵向测量的屈服强度平均值(Rp0.2)均在1310Mpa至1413MPa的范围内(表3)。对比实施例4和对比实施例5纵向测量的屈服强度平均值(Rp0.2)分别为1375MPa和1397MPa(表3)。

拉伸强度

极限拉伸强度(R_m)根据ISO 6892标准使用纵向试样测定。发明实施例1-3纵向测量的极限拉伸强度(R_m)的平均值均在1511MPa至1609MPa的范围内(表3)。对比实施例4和对比实施例5纵向测量的极限拉伸强度平均值(R_m)分别为1617MPa和1654MPa(表3)。

Claims (22)

1.一种热轧钢带产品，包含按照重量百分比(重量％)计组成如下的组合物：

余量为Fe和不可避免的杂质，其中所述钢带产品的布氏硬度在420-550HBW的范围，其中所述钢带产品的微观结构按体积百分数(体积％)计的组成如下：

马氏体，至少90体积％，且

余量为保留的奥氏体、贝氏体、铁素体、珠光体和/或渗碳体，

其中所述钢带产品的厚度为10mm以下并且其中所述钢带产品在-40℃下的夏比-V冲击韧性为至少50J/cm²，且

其中，所述钢带产品在纵向于轧制方向的测量方向上的最小弯曲半径为3.2t以下；所述钢带产品在横向于轧制方向的测量方向上的最小弯曲半径为2.5t以下；且其中t为所述钢带产品的厚度。

2.根据权利要求1所述的钢带产品，其中，在所述组合物中，

3.根据权利要求2所述的钢带产品，其中，在所述组合物中，

4.根据权利要求1所述的钢带产品，其中，所述钢带产品的布氏硬度在450-550HBW的范围。

5.根据权利要求1所述的钢带产品，其中，所述钢带产品的布氏硬度在460-530HBW的范围。

6.根据权利要求1所述的钢带产品，其中，所述钢带产品的布氏硬度在470-530HBW的范围。

7.根据权利要求1-6中任一项所述的钢带产品，其中所述钢带产品的微观结构按体积百分数(体积％)计的组成如下：

马氏体，至少95体积％，且

余量为保留的奥氏体、贝氏体、铁素体、珠光体和/或渗碳体。

8.根据权利要求1-6中任一项所述所述的钢带产品，其中所述钢带产品的微观结构按体积百分数(体积％)计的组成如下：

马氏体，至少98体积％，且

余量为保留的奥氏体、贝氏体、铁素体、珠光体和/或渗碳体。

9.根据权利要求1-6中任一项所述的钢带产品，其中，所述钢带产品的原奥氏体晶粒尺寸为50μm以下。

10.根据权利要求1-6中任一项所述的钢带产品，其中，所述钢带产品的原奥氏体晶粒尺寸为30μm以下。

11.根据权利要求1-6中任一项所述的钢带产品，其中，所述钢带产品的原奥氏体晶粒尺寸为20μm以下。

12.根据权利要求1-6中任一项所述的钢带产品，其中，所述钢带产品原始奥氏体晶粒结构的纵横比在1.5-7的范围。

13.根据权利要求1-6中任一项所述的钢带产品，其中，所述钢带产品原始奥氏体晶粒结构的纵横比在1.5-5的范围。

14.根据权利要求1-6中任一项所述的钢带产品，其中，所述钢带产品原始奥氏体晶粒结构的纵横比在2-5的范围。

15.根据权利要求1-6中任一项所述的钢带产品，其中，所述钢带产品的厚度为8mm以下。

16.一种根据权利要求1至15中任一项所述的钢带产品的制造方法，所述方法包括以下步骤：

-提供钢坯，所述钢坯由根据权利要求1所述的组合物组成；

-将所述钢坯加热到1150℃至1300℃的奥氏体化温度；

-在Ar₃至1250℃范围的温度下热轧至所需厚度，其中终轧温度在800℃至960℃的范围；

-将热轧钢带产品直接淬火至冷却末端，且卷取温度为450℃以下。

17.根据权利要求16所述的钢带产品的方法，其中终轧温度在870℃至940℃的范围。

18.根据权利要求16所述的钢带产品的方法，其中终轧温度在880℃至930℃的范围。

19.根据权利要求16所述的钢带产品的方法，卷取温度为250℃以下。

20.根据权利要求16所述的钢带产品的方法，卷取温度为150℃以下。

21.根据权利要求16所述的钢带产品的方法，卷取温度为100℃以下。

22.根据权利要求16-21中任一项所述的钢带产品的方法，其中所述方法包括以下步骤：

-在150℃至250℃范围的温度下进行回火退火。