CN113825846B - 生产连续铸造热轧高强度钢片产品的方法 - Google Patents

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Abstract

公开了生产高强度连续铸造热轧钢片产品的方法。该方法包括连续铸造钢坯且随后在带钢热轧机上进行热轧和精轧，在带钢热轧机上进行淬火以形成主要为马氏体的显微组织，并且执行热循环步骤，该热循环步骤包括在临界温度下均热且随后在较低温度下保持。所得的热轧钢片产品具有包括铁素体和残余奥氏体的显微组织。根据本发明加工的钢表现出有利的组合极限拉伸强度和总伸长率(UTS·TE)性能，并且可以落入第三代先进高强度钢的类别内，这在包括汽车制造商在内的各种行业中都是理想的。

Description

生产连续铸造热轧高强度钢片产品的方法
相关申请的交叉引用
本申请是2019年8月19日提交的申请号为16/544,127的美国专利申请的部分继续申请，该美国专利申请是2017年5月10日提交的申请号为15/591,344、现在的专利号为10,385,419的美国专利的部分继续申请，其要求2016年5月10日提交的申请号为62/334,189和2016年9月19日提交的申请号为62/396,602的美国临时申请的优先权。本申请还要求2019年5月7日提交的申请号为62/844,301的美国临时申请的优先权。通过引用将前述的所有申请并入本文。
技术领域
本发明涉及提供连续铸造热轧高强度钢片产品的方法，包括在带钢热轧机上淬火精轧钢片以产生主要为马氏体的显微组织，随后在临界状态的温度下均热并在较低温度下保持以产生主要为铁素体和残余奥氏体的显微组织。
背景技术
在过去的若干年里，全世界的钢铁行业一直专注于为汽车市场开发第三代先进高强度钢(AHSS)。这些第三代钢具有拉伸强度和伸长率的良好平衡，通常在约20,000MPa％或更大的UTS·TE范围内。然而，由于大多数方法需要高合金含量(例如，通常大于4重量百分比的锰)，这导致在用常规钢生产设备制造这种钢时存在困难，因此钢铁行业很难将第三代AHSS商业化。此外，目前可用的AHSS难以通过诸如点焊的技术进行焊接，难以用锌基电镀涂层进行涂覆，并且难以制造成大规模应用所需的薄规格片材。
通过引用并入本文的专利号为10,385,419的美国专利和公开号为US2020/0040422的美国专利申请公开了用于制造高强度钢产品的退火工艺。
发明内容
本发明提供了生产连续铸造热轧钢片产品的方法，包括连续铸造钢坯(steelslab)且随后在带钢热轧机上进行热轧和精轧，在带钢热轧机上进行淬火以形成主要为马氏体的显微组织，并且执行热循环步骤，该热循环步骤包括在临界温度下均热且随后在较低温度下保持。热循环步骤可以在连续镀锌线或连续退火线上进行。所得的热轧钢片产品具有包括铁素体和残余奥氏体的显微组织。根据本发明加工的钢表现出有利的组合极限拉伸强度和总伸长率(UTS·TE)性能，例如大于25,000MPa-％。具有这些性能的钢可以落入第三代先进高强度钢的类别内，并且正是包括汽车制造商在内的各种行业所急需的。
本发明的一方面是提供一种生产高强度连续铸造热轧钢片产品的方法，该方法包括：连续铸造钢坯，所述钢坯包括0.15至0.5重量百分比的C、1至3重量百分比的Mn、以及0.8至3重量百分比的Si和Al的组合；热轧连续铸造的钢坯，其包括在带钢热轧机上使用至少820℃的精轧温度以在带钢热轧机上形成热轧钢片产品的精轧步骤；在带钢热轧机上淬火热轧钢片产品以形成主要为马氏体的显微组织；对淬火的热轧钢片产品进行热循环步骤，该热循环步骤包括在720℃至850℃温度下以临界状态均热片材产品，随后将片材产品保持在360℃至445℃的温度下；以及将经过热循环的片材产品淬火至室温，其中钢片产品包括铁素体和残余奥氏体晶粒，并且具有大于25,000MPa％的组合极限拉伸强度和总伸长率UTS·TE。
本发明的另一方面是提供一种通过上述方法生产的高强度连续铸造热轧钢片产品。
根据以下的说明内容，本发明的这些和其他方面将更加显而易见。
附图说明
图1包括温度-时间曲线图，示出了两步退火工艺。
图2包括温度-时间曲线图，示出了两步退火工艺。
图3是温度-时间曲线图，示出了在单个生产设施中将两步热处理与可选的锌基热浸涂覆操作相结合的两步退火工艺。
图4是用于退火工艺的第二步的温度-时间曲线图，定义了在热循环中的均热区和保持区。
图5和图6是电子背散射衍射(EBSD)显微照片，示出了高强度钢片产品的显微组织。
图7是经过图1所示热处理的钢片产品的光学显微照片，示出了较暗的铁素体晶粒和较亮的奥氏体晶粒。
图8是示出了图7所示奥氏体晶粒的纵横比的柱状图。
图9和图10是用于高强度钢片产品的曲线图，示出了奥氏体和铁素体晶粒的尺寸分布。
图11是EBSD显微照片，示出了如图1所示进行加工的高强度钢片产品的显微组织。
图12和图13是EBSD显微照片，示出了如图2所示进行加工的钢片产品。
图14是如图3所示进行加工的钢片产品的EBSD显微照片。
图15是与本发明范围之外进行加工的其它钢片产品相比，用于高强度钢片产品的总伸长率-极限拉伸强度曲线图。
图16是在工厂试验中生产的高强度钢产品的总伸长率-极限拉伸强度曲线图。
图17是用热循环进行处理的冷轧和热轧基材的温度-时间曲线图。
图18是经过图17所示热处理的冷轧钢片基材的EBSD显微照片，示出了较暗的铁素体晶粒和较亮的残余奥氏体晶粒。
图19是经过图17所示热处理的热轧钢片基材的EBSD显微照片，示出了较暗的铁素体晶粒和较亮的残余奥氏体晶粒。
图20是温度-时间曲线图，示出了根据本发明实施例的两步热处理工艺的第一步，其中热轧片材在输出辊道上淬火以形成马氏体。
图21是温度-时间曲线图，示出了根据本发明实施例的两步热处理工艺的第二步，其中对图17的淬火退火片材进行热循环步骤。
具体实施方式
本发明的高强度钢片产品具有受控的组成，该受控的组成与受控的退火工艺结合，产生期望的显微组织和包括高强度和超高成形性的良好机械性能。在某些实施例中，钢组成可以包括碳、锰和硅，以及本领域技术人员已知的任何其他合适的合金添加物。包括C、Mn、Si、Al、Ti和Nb范围的钢组成的示例列于下表1中。
表1
钢组成(重量百分比)
示例 C Mn Si Al Si+Al Ti Nb
A 0.15-1 0.5-4 0-2 0-2 0.8-3 0-0.05 0-0.05
B 0.2-0.4 1.3-2.5 0.2-1.8 0-1.5 0.9-2.5 0-0.03 0-0.03
C 0.17-0.35 1.5-2.3 0.4-1.6 0-1 1-2 0-0.02 0-0.02
除了表1中列出的C、Mn、Si、Al、Ti和Nb的量之外，钢组成还可以包括少量或杂质量的其他元素，例如最大为0.015的S、最大为0.03的P、最大为0.2的Cu、最大为0.02的Ni、最大为0.2的Cr、最大为0.2的Mo、最大为0.1的Sn、最大为0.015的N、最大为0.1的V、以及最大为0.004的B。当涉及钢片产品的组成时，本文中使用的术语“基本上不含”是指特定的元素或材料并非特意地添加到组成中，并且只是作为杂质或以微量存在。
在本发明的钢片产品中，C提供增加的强度并促进残余奥氏体的形成。Mn提供硬化并用作固溶体强化剂。Si在热处理期间抑制碳化铁析出，并且增加奥氏体保留。Al在热处理期间抑制碳化铁析出，并且增加奥氏体保留。Ti和Nb可以用作强度增强的晶粒细化剂。
在某些实施例中，Al的存在量可以为至少0.1重量百分比或至少0.2重量百分比。例如，在某些实施例中，Al的存在量可以为0.5至1.2重量百分比、或0.7至1.1重量百分比。替代地，钢片产品可以基本上不含Al。
正如下文更全面描述的那样，具有上述组成的钢片产品经过两阶段退火工艺。已经发现所得的片材产品具有良好的机械性能，包括期望的极限拉伸强度、高伸长率、高λ值、高弯曲性、以及高屈服比(YS/UTS)。
在某些实施例中，钢片产品的极限拉伸强度(UTS)在700至1,100MPa或更高的范围内。在某些实施例中，钢片产品具有大于700MPa的极限拉伸强度，例如，720至1,100Mpa、或750至1050MPa。
在某些实施例中，钢片产品的总伸长率(TE)通常大于22％，例如，大于27％、或大于33％。例如，钢片产品可以具有至少20％或至少25％或至少27％的总伸长率，例如，从22％到45％、或从25％到40％。
钢片产品可以具有通过标准孔扩张试验测量的通常大于20％的λ值，例如，大于25％，或大于30％，或大于35％。整体扩张率或λ可以大于20％，例如，从22％至80％，或从25％至60％。
在某些实施例中，总伸长率(TE)和孔扩张(λ)这两者的增加值都会导致钢片产品表现出良好的整体成形性和局部成形性。
对于本发明的钢片产品观察到大于25,000的强度伸长率平衡(UTS·TE)，使得它们落入汽车行业等行业所急需的第三代钢的类别。在某些实施例中，UTS·TE值可以大于26,000，或大于27,000，或大于30,000。
根据本发明的某些实施例，钢片产品的最终显微组织可以主要包括铁素体(例如，至少50％直至80％或更高)，具有更少量的残余奥氏体(例如，5％至25％)、以及少量的初生马氏体(例如，从0至10％或15％)。铁素体、奥氏体和马氏体的量可以通过标准EBSD技术来确定。替代地，残余奥氏体含量可以通过磁饱和方法确定。除非本文另有说明，否则残余奥氏体的体积百分比由EBSD技术确定。
在某些实施例中，残余奥氏体包括1至25体积百分比，例如，5至20体积百分比。初生马氏体的量可以包括小于15体积百分比，或小于10体积百分比，或小于5体积百分比。在某些实施例中，钢片产品基本上不含初生马氏体。已经发现当初生马氏体的量大于15％时，孔扩张值显著降低，例如，局部成形性显著降低。
至少一部分铁素体可以如下所述地在均热或加热阶段期间通过马氏体的再结晶和/或回火形成，或者在热循环工艺的冷却和保持阶段期间通过奥氏体分解形成。一些铁素体可以被认为是贝氏体铁素体。铁素体相、奥氏体相和马氏体相是细晶粒，例如，具有小于10微米的平均晶粒尺寸，譬如小于5微米或小于3微米。例如，铁素体晶粒尺寸可以在小于10微米的范围内，例如，小于8微米，或小于6微米。平均奥氏体晶粒尺寸可以在小于2微米的范围内，例如，小于1微米，或小于0.5微米。当存在时，马氏体晶粒尺寸可以在小于10微米的范围内，例如，小于8微米，或小于6微米。
奥氏体晶粒可以是基本等轴的，例如，具有小于3:1或小于2:1的平均纵横比，例如，约为1:1。已经发现残余奥氏体的量低于约5％会导致总伸长率(TE)显著降低。进一步发现，只有在非常高的碳水平下才会获得超过25％的残余奥氏体的量，这会导致不良的焊接性。
在本发明的某些实施例中，使用两步热处理工艺来生产具有良好机械性能(例如，上述那些机械性能)的先进高强度钢产品。第一步是在钢坯被连续铸造和热轧之后在带钢热轧机上执行，包括在带钢热轧机上的精轧步骤。精轧钢片在带钢热轧机上淬火以形成主要是马氏体的显微组织，第二步包括以临界状态对钢片进行均热处理，随后保持在较低温度。第二步可以在连续退火线或连续镀锌线上执行。最终的钢片产品包括铁素体和残余奥氏体，即，具有主要为铁素体和残余奥氏体的显微组织。
在某些实施例中，钢片产品可以在组合的连续铸造和热轧线上生产，其中钢水(molten steel)被连续铸造以形成钢坯，该钢坯可以经过初始粗热轧以减小厚度，随后经过精热轧以进一步减小厚度。连续铸造/热轧线可以包括无头带钢生产(ESP)工艺等。在精热轧之后，片材可以被进给到输出冷却辊道，在输出冷却辊道片材可以经过淬火工艺(例如使用如图20所示的热机械方案)达到低于MF的温度。所得的淬火热轧片材可以随后经过该工艺的第二步，例如通过采用如图21所示的两阶段热循环。
在某些实施例中，两步工艺的步骤1可以使用例如Arvedi的专利号为5,329,688、5,497,821、6,125,916、7,343,961、7,832,460、7,967,056、8,025,092、8,162,032、8,257,647和9,186,721等的美国专利中公开的连续铸造和热轧设备与工艺来执行；这些专利通过引用而并入本文。
在第一和第二退火或热循环步骤的每个步骤中，可以使用多种方法进行热处理。在专利号为10,385,419的美国专利和公开号为US2020/0040422的美国专利申请中描述的两步退火工艺的示例在图1至图3中示出并在下面描述。图1表示连续退火线(CAL)，随后是连续退火线(CAL)生产路线。图2表示CAL加连续镀锌线(CGL)生产路线。图3表示允许CAL+CAL或CAL+CGL步骤都在单个设施中进行的专门设计线。虽然图3中示出了直接燃烧炉(DFF)随后是辐射管(RT)炉的实施例，但是也可以使用其他实施例(例如，全辐射管、电辐射加热等)来实现期望的热循环。
步骤1
该工艺第一步的目标是在连续铸造和热轧钢片产品中获得主要为马氏体的显微组织。在第一步中，热轧钢片具有高于A3的精轧温度，例如，在淬火之前可以在带钢热轧机上提供至少820℃的精轧温度。在某些实施例中，淬火退火温度通常可以在830至980℃的范围内，例如，830至940℃、或840至930℃、或860至925℃。
正如下文更全面描述的那样，将连续铸造和精轧的钢片淬火至室温或高于室温的受控温度。淬火温度不一定是室温，但应低于马氏体起始温度(Ms)，并优选低于马氏体终止温度(MF)，以形成以马氏体为主的显微组织。
淬火至低于MF(通常低于250℃)可通过常规技术完成，例如，水淬火，浸没刀式/喷嘴水淬火，气体冷却，使用冷水、温水或热水和气体的组合的快速冷却，水溶液冷却，其他液体或气体流体冷却，冷却辊淬火，水雾喷射，湿闪蒸冷却，非氧化湿闪蒸冷却等。例如，水淬火可用于步骤1，原因在于水淬火通常用于在常规带钢热轧机、CSP轧机或ESP轧机的输出辊道上精轧之后冷却带钢。通常可以使用30至1000℃/秒的淬火速率。
本领域技术人员已知的各种类型的冷却和淬火系统以及工艺可适用于本发明的工艺。在商业基础上常规使用的合适的冷却/淬火系统和工艺可以包括水淬火，水雾冷却，干闪蒸和湿闪蒸，氧化和非氧化冷却，烷烃流体到气体的相变冷却，热水淬火，包括两步的水淬火，辊式淬火，高百分比氢气或氦气喷射冷却等。例如，可以使用Fives Stein的已公布的公开号为W02015/083047的PCT申请中公开的干闪蒸和/或湿闪蒸氧化和非氧化冷却/淬火。描述了可适用于本发明方法的冷却/淬火系统和工艺的其他的Fives Stein的专利文献包括专利号为6,464,808B2；6,547,898B2和8,918,199B2的美国专利、以及公开号为US2009/0158975A1；US2009/0315228A1和US2011/0266725A1的美国专利申请。可适用于本发明工艺的冷却/淬火系统和工艺的其它示例包括专利号为8,359,894B2；8,844,462B2和7,384,489B2的美国专利、以及公开号为2002/0017747A1和2014/0083572A1的美国专利申请中所公开的那些。
在某些实施例中，在钢被淬火以形成马氏体之后，马氏体可以可选地被回火以在一定程度上软化钢从而使得进一步的加工更加可行。回火可以在连续退火工艺中通过在从室温至约500℃的范围内提高钢的温度(例如，从30到500℃)并保持至多600秒(例如，从1秒到600秒)来进行。回火也可以使用分批退火工艺进行，在分批退火工艺中可以在几天的时段内达到相同的温度。例如，中间批次回火可以在125至500℃的温度下执行至多7天。如果使用回火，则回火温度可以保持恒定，或者可以在该优选范围内变化。
回火后，温度可以下降至室温。这种下降的速率通常可以至多为40℃/秒，例如为0.1至20℃/秒。
步骤2
热处理工艺的第二步可以包括在相对高的均热温度下进行的第一均热阶段，以及在相对低的温度下进行的第二保持阶段。这些阶段可以被定义为“均热”区和“保持”区，如图4和图21所示。控制温度以用于促进最终产品中的期望显微组织的形成。
在第二步的第一均热阶段，可以使用在A1和A3之间的临界状态下的均热区温度，例如，可以使用至少720℃的均热温度。在某些实施例中，均热温度通常可在720至850℃的范围内，例如，760至825℃。在某些实施例中，峰值退火温度通常可保持至少15秒，例如，20至300秒，或30至150秒。
在第二步的第一阶段期间，均热区温度可以通过以0.5至50℃/秒的平均速率(例如，约2至20℃/秒)从低于MS的相对低的温度(例如，室温)加热钢来实现。在某些实施例中，升温可能需要25至800秒，例如，100至500秒。第二步的第一阶段加热可以通过任何合适的加热系统或工艺来完成，例如使用辐射加热、感应加热、直接燃烧炉加热等。
达到均热温度并保持期望的时间段后，可以在送往保持区时将钢冷却至室温以上的受控温度。在某些实施例中，钢片产品在第二步均热工艺和第二步保持工艺之间保持在300℃以上的温度。从均热区到保持区的冷却可以通过常规技术完成，例如水冷却、气体冷却等。通常可以使用5至400℃/秒的平均冷却速率。任何合适类型的冷却和淬火系统都可以适用于从均热温度到保持温度的冷却，包括上述的那些。
根据本发明的实施例，保持区的步骤在360至445℃的典型温度下进行，例如，370至440℃。保持区可以保持至多800秒，例如，30至600秒。
保持区温度可以保持恒定，或者可以在优选的温度范围内有所变化。在保持之后，如果钢要被热浸涂覆，则可以例如通过感应加热或其他加热方法将钢重新加热，以在适当的温度下进入热浸涂覆炉以获得良好的涂覆效果。
在某些实施例中，在保持区温度已经保持了期望的时间段之后，温度可以下降到室温。这种下降通常需要10至1000秒，例如约20至500秒。这种下降的速率通常在1至1000℃/秒，例如2至20℃/秒。
专利号为5,798,007；7,368,689；8,425,225和8,845,324的美国专利、以及转让给Fives Stein的公开号为2009/0158975的美国专利申请和公开号为WO/2015083047的PCT申请公开了可适用于本发明的均热和保持的热循环步骤的加热系统的示例。可适用于本发明的均热和保持的热循环步骤的加热系统的其它示例包括转让给Drever International的专利号为7,384,489的美国专利和转让给Nippon Steel and Sumitomo Metal公司的专利号为9,096,918的美国专利。任何其他合适的已知类型的加热系统和工艺可以适用于步骤1和步骤2。
根据某些实施例，第二步热循环工艺可以在连续退火线(CAL)上执行。在经过CAL工艺之后，钢可以被电镀锌以生产出锌基涂覆产品。
在某些实施例中，退火钢片在保持区的端部处被热浸镀锌。镀锌温度通常可在440至480℃的范围内，例如，从450至470℃。在某些实施例中，镀锌步骤可作为连续镀锌线(CGL)上的第二步保持区工艺的一部分来执行，例如，如图2所示。该CGL工艺可用于生产锌基或锌合金基的热浸镀锌产品或在涂覆后再加热以生产铁-锌镀锌退火型涂覆产品。可选的镍基涂覆步骤可以在工艺中的CGL步骤之前进行以改善锌涂覆性能。在第二步中使用连续镀锌线可以提高生产涂覆GEN3产品的效率。
以下示例并不旨在限制本发明的范围。
示例1
对具有表2的样品编号1中所列组成的冷轧钢片进行如图1所示的两步退火工艺。所得产品的显微组织如图5和图6所示。使用商用EDAX取向显微成像软件的EBSD技术在图5中示出了暗色铁素体晶粒和亮色奥氏体晶粒。
示例2
对具有表2的样品编号2中所列组成的冷轧钢片进行如图1所示的两步退火工艺。所得产品的显微组织如图11所示。样品编号2的机械性能列于表2中。奥氏体和铁素体的晶粒尺寸分布分别如图9和图10所示。平均奥氏体晶粒尺寸小于1微米，平均铁素体晶粒尺寸小于10微米。
显微组织包括：约80体积百分比的平均晶粒尺寸约为5微米的铁素体，约10体积百分比的具有基本等轴晶粒且平均晶粒尺寸约为0.5微米的残余奥氏体，以及约10体积百分比的平均晶粒尺寸约为5微米的初生马氏体。样品编号1的机械性能列于下表2中。
示例3
对具有表2的样品编号3中所列组成的冷轧钢片进行如图2所示的两步退火工艺。所得产品的显微组织如图12和图13所示。在图13中，奥氏体为亮色，并且铁素体为暗色。样品编号3的机械性能列于表2中。
示例4
对具有表2的样品编号4中所列组成的冷轧钢片进行如图3所示的两步退火工艺。所得产品的显微组织如图14所示。在图14中，奥氏体为亮色，铁素体为暗色。样品编号4的机械性能列于表2中。
示例5
对具有表2的样品编号5中所列组成的冷轧钢片进行如图1所示的两步退火工艺。样品编号5的机械性能列于表2中。
示例6
对具有表2的样品编号6中所列组成的冷轧钢片进行如图1所示的两步退火工艺。样品6的机械性能列于表2中。图7是示出表2所示的样品编号6的钢(其经过了图1中所示的两步退火工艺)的显微组织的光学图像。在图7中，显微照片的暗色区是铁素体晶粒，而亮色区是奥氏体晶粒。图8是示出图7所示奥氏体晶粒的纵横比的图。图7的光学图像用于使用商业上可获得的软件进行图像分析来确定奥氏体晶粒的纵横比。图7示出了奥氏体晶粒的平均纵横比小于3:1。
示例7
对具有表2的样品编号7中所列组成的冷轧钢片进行如图2所示的两步退火工艺。样品编号7的机械性能列于表2中。
示例8
对具有表2的样品编号8中所列组成的冷轧钢片进行如图3所示的两步退火工艺。样品编号8的机械性能列于表2中。
示例1至8中的钢显示出700至1100MPa范围内的UTS水平。
比较例1至4
对具有表2的样品编号C1至C4中所列组成的冷轧钢片进行如图1所示的两步退火工艺。样品编号C1至C4的机械性能列于表2中。钢在比较例1至4中显示出低于700MPa的UTS水平。
比较例5至8
对具有表2的样品编号C5至C8中所列组成的冷轧钢片进行如图1所示的两步退火工艺。样品编号C5至C8的机械性能列于表2中。钢在比较例5至8中显示出大于1,100Mpa的UTS水平。
比较例9至11
对具有表2的样品编号C9至C11中所列组成的冷轧钢片进行类似于图1所示的两步退火工艺，区别在于第二次退火中的均热温度或保持温度在本发明的优选范围之外。样品编号C9至C11的机械性能列于表2中。
比较例12
对具有表2的样品编号C12中所列组成的冷轧钢片进行类似于图2所示的两步退火工艺，区别在于第二次退火中的均热温度或保持温度在本发明的优选范围之外。样品编号C12的机械性能列于表2中。
表2
表2(续)
图15绘出了示例1至8的样品1至8以及比较例C1至C12的样品C1至C12的总伸长率(TE)和极限拉伸强度(UTS)。在图15中粗略地画出了对应于UTS·TE为25,000的线。可以看出，与比较样品相比，根据本发明生产的高强度钢片样品具有强度和伸长率的优异组合，即，对于本发明的示例观察到高UTS水平下的高的总伸长率性能。样品1至样品8钢落入第三代先进高强度钢的类别，这是汽车行业和其他行业所急需的。
示例9
使用CAL+CAL或CAL+CGL工艺对下表3中标记为M1至M5的样品进行了工厂试验。对于样品M1、M2和M5，使用图1所示的CAL+CAL处理时间和温度。对于样品M3和M4，使用图2所示的CAL+CGL处理时间和温度。
表3
工厂试验结果
图16示出了工厂试验材料的强度-伸长率平衡，所有材料都满足25,000的最小UTS·TE。试验材料表现出大于20％的λ值。
示例10
对与表4中的样品编号9A至12B相对应的组成为0.23重量百分比的C、2.3重量百分比的Mn、0.6重量百分比的Si和0.8重量百分比的A1的冷轧和热轧钢片进行如图17所示的两阶段退火工艺。在表4中，冷轧样品列为“CR”基材类型，热轧样品列为“HR”基材类型。样品编号9A至12B的机械性能列于表4。热轧基材样品显示出与冷轧样品相当的优异的YS、UTS、TE和孔扩张性能，表明直接在两阶段退火工艺中进行加工的热轧基材可以产生第三代AHSS性能。此外，如图18和图19示出的EBSD相图所示，其中残余奥氏体晶粒比铁素体晶粒更亮，当与冷轧材料相比时热轧材料观察到类似的奥氏体含量、分布和形态。图18示出了冷轧样品11A的奥氏体含量，图19示出了热轧样品12A的奥氏体含量。在两种显微组织中都观察到细小的、主要是等轴的奥氏体分布。
表4
示例11
根据本发明的一个实施例，对组成为C＝0.29％、Mn＝1.85％、Si＝1.55％、Al＝0.04、余量为典型钢残留物的热轧钢片进行如图20和21所示的两步工艺。在步骤1中，使用图20所示的热机械方案在精轧后通过水淬火在带钢热轧机上形成马氏体。在该热循环结束时可以可选地添加过时效步骤(未示出)，以软化和韧化热轧带以用于后续加工。随后在步骤2中执行如图21所示的热循环。最终的机械性能为：YS＝864MPa；UTS＝864MPa；总伸长率＝31.2％；和UTS x TE＝26957MPa％。
如本文所用的“包括”、“包含”等术语在本申请的上下文中应理解为与“包括”同义，因此是开放式的并且不排除存在另外的未描述或未提及的元素、材料、相或方法步骤。如本文所用“由…组成”在本申请的上下文中应理解为排除任何未指明的元素、材料、相或方法步骤的存在。如本文所使用的“基本上由…组成”在本申请的上下文中应理解为包括指明的元素、材料、相或方法步骤(当适用时)，并且还包括不会实质上影响本发明的基本或新颖特征的任何未指明的元素、材料、相或方法步骤。
尽管阐述本发明广泛范围的数值范围和参数是近似值，但是尽可能精确地报告了在具体示例中阐述的数值。然而，任何数值固有地包含必然由其相应的测试测量值中发现的标准差引起的某些误差。
此外，应当理解的是，本文提及的任何数值范围旨在包括其中所包含的所有子范围。例如，“1至10”的范围旨在包括所述最小值1和所述最大值10之间的所有子范围(并且包括所述最小值1和所述最大值10)，即具有等于或大于1的最小值和等于或小于10的最大值。
在本申请中，单数的使用包括复数，复数涵盖单数，除非另有特别说明。此外，在本申请中，“或”的使用意味着“和/或”，除非另有特别说明，不过在某些情况下可以明确地使用“和/或”。在本申请和所附权利要求中，冠词“一”、“一个”和“该”包括多个指代物，除非明确且毫无疑义地限定成一个指代物。
尽管已经在上面出于说明的目的描述了本发明的特定实施例，但是本领域技术人员将清楚，在不脱离本发明的情况下，可以对本发明的细节进行多种修改。

Claims (17)

1.一种生产高强度连续铸造热轧钢片产品的方法，所述方法包括：
连续铸造钢坯的连续铸造步骤，所述钢坯包括0.15至0.5重量百分比的C、1至3重量百分比的Mn、0.8至3重量百分比的Si和Al的组合、不超过0.05重量百分比的Ti、不超过0.05重量百分比的Nb，并且余量为铁和杂质；
热轧连续铸造的钢坯的热轧步骤，其包括在带钢热轧机上使用至少820℃的精轧温度精轧以在带钢热轧机上形成热轧钢片产品的精轧步骤；
在带钢热轧机上以30至1000℃/秒的淬火速率淬火热轧钢片产品以形成主要为马氏体的显微组织；
对淬火的热轧钢片产品进行热循环步骤，所述热循环步骤包括在720℃至850℃的温度下以临界状态均热钢片产品持续15至150秒，随后以5至400℃/秒的速率进行冷却并且将钢片产品保持在360℃至445℃的温度下；以及
以1至1000℃/秒的速率将经过热循环的钢片产品淬火至室温的淬火步骤，其中，所述淬火步骤的钢片产品包括铁素体和残余奥氏体晶粒且包括小于15体积百分比的初生马氏体，并且具有大于26000MPa％的组合极限拉伸强度和总伸长率UTS·TE。
2.根据权利要求1所述的方法，其中热轧步骤在连续铸造步骤之后立即执行。
3.根据权利要求1所述的方法，其中在带钢热轧机上淬火热轧钢片产品的步骤在带钢热轧机的输出辊道上执行。
4.根据权利要求1所述的方法，其中在带钢热轧机上淬火热轧钢片产品的步骤包括水淬火。
5.根据权利要求1所述的方法，还包括在精轧步骤之前的热轧步骤期间粗轧连续铸造的钢坯。
6.根据权利要求1所述的方法，其中精轧步骤的精轧温度为830℃至940℃。
7.根据权利要求1所述的方法，还包括在热循环步骤之前对淬火的热轧钢片产品进行中间回火步骤。
8.根据权利要求7所述的方法，其中所述中间回火步骤在30℃至500℃的温度下执行至多7天。
9.根据权利要求7所述的方法，其中所述中间回火步骤在125℃至500℃的温度下执行。
10.根据权利要求1所述的方法，其中C含量为大于0.2重量百分比。
11.根据权利要求1所述的方法，其中C含量为0.2至0.4重量百分比，Mn含量为1.3至2.5重量百分比，Si含量为0.2至1.8重量百分比，并且A1含量为至多1.5重量百分比。
12.根据权利要求1所述的方法，其中铁素体含量为钢片产品的至少50体积百分比，并且残余奥氏体含量为钢片产品的5至25体积百分比。
13.根据权利要求1所述的方法，其中轧制钢片产品具有720至1,100MPa的极限拉伸强度并且具有至少20％的总伸长率。
14.根据权利要求1所述的方法，其中热轧钢片产品具有大于20％的扩孔率。
15.根据权利要求1所述的方法，还包括在热轧钢片产品上施加锌基涂层。
16.根据权利要求1所述的方法，其中，所述淬火步骤的钢片产品具有大于27000MPa％的组合极限拉伸强度和总伸长率UTS·TE。
17.一种通过权利要求1所述的方法生产的高强度连续铸造轧制钢片产品。
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