热轧钢及制造热轧钢的方法与流程

本发明涉及高强度热轧钢和制造这种热轧钢的方法。

背景技术：

许多年来，马氏体扁钢产品是采用包括以下步骤的方法制造的：将钢坯加热至奥氏体化温度，热轧，再加热，淬火和回火；或者将钢坯加热至奥氏体化温度，热轧，直接淬火和回火。

例如，欧洲专利号ep2,576,848公开了一种由钢生产热轧钢的方法，按重量百分比计其组成为c0.075-0.12％，si0.1-0.8％，mn0.8-1.7％，al0.015-0.08％，p小于0.012％，s小于0.005％，cr0.2-1.3％，mo0.15-0.80％，ti0.01-0.05％，b0.0005-0.003％，v0.02-0.10％，nb小于0.3％，ni小于1％，cu小于0.5％，剩余部分为铁和不可避免的杂质。该专利描述了对其进行回火退火的经直接淬火的马氏体片状钢。该热轧钢在直接淬火过程之后具有超凡的回火抗力，其中通过回火，实现了高强度(即至少890mpa的rp0.2)与良好的冲击韧性(夏比(charpy)v(-20℃)＝37j)和凸缘性以及良好的可焊接性的结合。

这种扁钢产品可用于诸如耐磨损应用或结构应用之类的应用中，其中，钢必须在生产的钢产品中以及在焊接钢产品的haz(热影响区)区域中均表现出高强度并具有足够的硬度、可弯曲性和冲击韧性。

技术实现要素：

本发明的目的是提供一种改进的热轧钢。

该目的通过这样的热轧钢来实现，该热轧钢在沿轧制方向和/或横向于轧制方向的屈服强度(rp0.2)为至少1100mpa，并且其化学组成包含(按质量％计)：

·c0.10-0.2，优选地0.10–0.18，更优选地0.12–0.18，

·si0-0.7，优选地0.03–0.50，更优选地0.10–0.30，

·mn1.1–2.2，优选地1.4–1.8，更优选地1.4–1.7，

·nb0-0.06，优选地0–0.04，更优选地0-0.005，

·ti0-0.15，优选地0-0.05更优选地0.005-0.02，

·v大于0.03且≤0.25，优选地大于0.10且≤0.20，

·al0.01-0.15，优选地0.015-0.06，

·b0.0005-0.010，优选地0.0005-0.005，更优选地0.001–0.003，

·cr0.1-1.7，优选地0.4–1.7，或0.6-1.5，或大于1.0质量％

·mo0.15-0.8，优选地0.2-0.5，

·cu0-1.5，优选地0.3-1.0，

·ni0.3-2.5，优选地0.5–2.5，更优选地0.7-1.7，

·p0-0.015，优选地0–0.009，

·s0-0.008，优选地0–0.004，

·zr0–0.2，优选地0–0.01，

·ca0–0.004，

·优选地n0-0.01质量％，更优选地≤0.006质量％；

·余量为fe和不可避免的杂质，

其中：

a)当0.1<c<0.11时，则mn≥1.6且v>0.14且mo≥0.5(按质量％计)。

b)当0.11<c<0.125时，则mn≥1.45且v≥0.13且mo≥0.35(按质量％计)。

c)当0.125<c<0.15时，则mn≥1.35且v≥0.12且mo≥0.20(按质量％计)。

d)当c≥0.15且v>0.11时，则mn≥1.3且mo≥0.15(按质量％计)，或者

当c≥0.15且v为0.03-0.11时，则mn>1.3且mo>0.15且nb>0.02且cr+cu+ni>1.4(按质量％计)。

通过以这些量添加这些合金元素，可以实现良好的基础材料韧性和强度性能的组合，并且在焊接处的拉伸试验期间发生的任何断裂都将尽可能地远离熔合线。

需要碳才能达到较高的基础材料强度，并且上面列出的其他元素可以提高焊接处的强度，从而避免焊接缝中形成软化区域，这种软化区域会“捕捉”(“catch”)断裂。锰、钼和钒也可促进调质(quenchedandtempered)钢的强度。

从韧性的观点来看，碳含量尽可能低是很重要的。实施方案a)至d)中每种元素的量提供了韧性和高强度的良好组合。

具有上述化学组成并使用本文中所述的方法制造的热轧钢展现出高的沿轧制方向和/或横向于轧制方向的强度(即，至少1100mpa的屈服强度(rp0.2))，至少1120mpa的沿轧制方向和/或横向于轧制方向的拉伸强度，良好的可弯曲性(即，沿轧制方向和/或横向于轧制方向的最小弯曲半径为5.0x厚度，优选地沿轧制方向的最小弯曲半径为4.0x厚度，或更优选地沿轧制方向的最小弯曲半径为3.5x厚度)，并且当在-40℃下纵向于轧制方向测量厚度为5-10mm的夏比v型缺口试样时冲击韧性为至少34j/cm²，更优选地至少50j/cm²，并且良好的延展性(即，沿轧制方向和/或横向于轧制方向的a％-伸长率为至少8％，优选地至少10％，或者最优选地至少12％)。机械性能是根据标准iso10025-6的测试说明定义的。

优选地，在生产的热轧调质钢产品中以及在焊接的热轧钢产品(其是使用填充材料焊接的，所述填充材料被设计用于屈服强度至少1100mpa、优选地至少960mpa、更优选地至少900mpa、最优选地至少890mpa的钢，例如x90或者优选地x96)的haz(热影响区)区域均实现这种性能组合。

现有技术包括屈服强度(rp0.2)为至少1100mpa的热轧钢板，尽管如此，那些现有技术的热轧钢板在焊接时不具有这种良好的可焊接性或这种良好的机械性能。

如本文所使用的表述“热轧钢”是指被热轧成片状的钢，例如热轧厚钢板或优选地热轧带钢。热轧带钢的厚度可以是2-15mm，优选2.5-10mm。热轧厚板的厚度可以是4-50mm，优选5-25mm。

根据本发明的一个实施方式，热轧钢包含0.4-1.7质量％的cr，优选地1.0-1.7质量％的cr。

根据本发明的一个实施方式，化学组成包含ni和cu二者，并且ni的量≥0.33xcu的量，优选地ni的量≥0.5xcu的量，从而在热轧过程中保持钢的高表面质量。此外，在获得根据本发明的热轧钢的有利性能的同时，可以保持热轧钢的合金成本尽可能低(因为镍是昂贵的合金元素)。镍防止铜在热轧之前退火时可在钢的外表面上形成的包含氧化铁的氧化皮(scale)下熔化，从而防止铜进入晶界，铜进入晶界可使晶界变弱。变弱的晶界会在热轧过程中促进表面开裂和缺陷。

根据本发明的一个实施方式，化学组成以至少0.5质量％、优选地至少1.0质量％或至少1.2质量％的总量包含ni和cu。

根据本发明的一个实施方式，热轧钢沿轧制方向和/或横向于轧制方向的拉伸强度为至少1120mpa，或至少1130mpa，或至少1200mpa，和/或最多1250mpa或最多1300mpa，或者最多高达1450mpa。

根据本发明的一个实施方式，热轧钢是使用v型或y型坡口焊接方法采用加固(reinforcement)方式或不采用加固方式、优选地采用加固方式经金属活性气体(mag)焊接的，其中第一道是从底面或顶面焊接的，优选地从底面焊接的，并且其他道是从顶面焊接的，使用的焊接材料的拉伸强度为1100mpa、优选地960mpa、更优选地900mpa、最优选地890mpa，并且t8/5时间为8–12秒、优选地6–18秒、更优选地5-20秒。断裂距离熔合线至少1mm，优选地2mm，更优选地3mm或更长。

使用v型或y型坡口焊接方法，其中第一道是从底面或顶面焊接的，优选地从底面焊接的，并且其他道是从顶面焊接的，使用的焊接材料的拉伸强度为1100mpa、优选地960mpa、更优选地900mpa、最优选地890mpa，并且t8/5时间为8–12秒、优选地6–18秒、更优选地5-20秒。

t8/5时间是焊缝和相邻的热影响区(haz)从800℃冷却到500℃所花费的时间。表述“焊缝”是指总焊接面积(wm和haz)。t8/5时间小于5秒可能对钢的韧性产生不利影响。t8/5时间大于20秒可能对钢的强度产生不利影响。当使用拉伸强度为1100mpa、优选为960mpa、更优选为900mpa、最优选为890mpa且t8/5时间为8-12秒、优选为6-18秒、更优选为5-20秒的焊接材料时，经mag焊接的横向拉伸测试试样在焊接金属或熔合线中不发生断裂，并且在加固或不加固的情况下，断裂距离熔合线移动≥1mm或≥2mm或≥3mm。

根据本发明的一个实施方式，当沿焊接热轧钢产品的焊缝(在热轧钢产品中焊接是纵向于轧制方向)进行拉伸测试且的时，热轧钢的伸长率为至少7％，优选地至少8％，更优选地至少9％。热轧钢是使用焊接材料焊接的，该焊接材料的拉伸强度为1100mpa、优选地960mpa、更优选地900mpa、最优选地890mpa且t8/5为8-12秒、优选地6–18秒、更优选地5-20秒。

本发明还涉及制造根据本发明的任意实施方式的热轧钢的方法，该热轧钢的化学组成包含(按质量％计)：

·c0.10-0.2，优选地0.10–0.18，更优选地0.12–0.18

·si0-0.7，优选地0.03–0.50，更优选地0.10–0.30

·mn1.1–2.2，优选地1.4–1.8，更优选地1.4–1.7，

·nb0-0.06，优选地0–0.04，更优选地0-0.005，

·ti0-0.15，优选地0-0.05更优选地0.005-0.02，

·v大于0.03且≤0.25，优选地大于0.10且≤0.20，

·al0.01-0.15，优选地0.015-0.08，

·b0.0005-0.010，优选地0.0005-0.005，更优选地0.001–0.003，

·cr0.1-1.7，优选地0.4–1.7或0.6-1.5，或大于1.0质量％，

·mo0.15-0.8，优选地0.2-0.5，

·cu0-1.5，优选地0.1-1.0，

·ni0.3-2.5，优选地0.5–2.5，更优选地0.7-1.7，

·p0-0.015，优选地0–0.009，

·s0-0.008，优选地0–0.004，

·zr0-0.2，优选地0–0.01，

·ca0–0.004，优选地0.001–0.003，

·优选地n0-0.01质量％，更优选地≤0.006质量％，

·余量为fe和不可避免的杂质，

其中：

a)当0.1<c<0.11时，则mn≥1.6且v>0.14且mo≥0.5(按质量％计)

b)当0.11<c<0.125时，则mn≥1.45且v≥0.13且mo≥0.35(按质量％计)

c)当0.125<c<0.15时，则mn≥1.35且v≥0.12且mo≥0.20(按质量％计)

d)当c≥0.15且v>0.11时，则mn≥1.3且mo≥0.15(按质量％计)，或者

当c≥0.15且v为0.03-0.11时，则mn>1.3且mo>0.15且nb>0.02且cr+cu+ni>1.4(按质量％计)。

该方法包括以如下顺序进行的如下步骤：

-加热至1000-1350℃、优选地1200–1350℃的奥氏体化温度，

-热轧，以使精轧温度为760-1050℃、优选地760–960℃，

-淬火至300℃或更低，优选地150℃或更低。

淬火导致当以1/4厚度检查显微组织时，显微组织中至少90％马氏体、优选地95％马氏体并且更优选地99％马氏体。

使用这样较高的奥氏体化温度是有利的，因为在带材轧制中最终厚度很小，并且钢在轧制过程中趋于冷却。通过使用较高的加热温度，钢在带材轧制中温度更高，轧制力更小。然后，奥氏体晶粒细化也更容易。较高的奥氏体化温度还可以促进轧制前更均匀的晶粒结构。

如果使用非常高的温度(超过1350℃)，则存在会获得大晶粒尺寸的风险。此外，钢可能会剧烈氧化，并且由于氧化皮大量形成而可能导致产率损失。另外，生产成本将增加。

淬火步骤优选地为直接淬火步骤，其例如在最后的热轧道次之后最多进行15秒。淬火期间的冷却速率通常为30-150℃/s。

根据本发明的一个实施方式，为了使在横向于轧制方向的方向上总伸长率最大，该方法包括以下步骤：在500-650℃、更优选地550–650℃的温度下进行回火退火，其中回火时间为1小时或更长；或者，如果回火时间为少于1小时，则在500-750℃、更优选地550–750℃的温度下进行回火退火。回火时间是钢已经达到回火温度后的保持时间。回火退火改善了热轧钢的冲击韧性和伸长率，同时保持其强度。当不要求最大总伸长率时，在使用任何回火时间的情况下，在150-499℃、更优选180-250℃的温度下进行回火退火步骤。当以1/4厚度检查热轧钢的显微组织时，在回火退火步骤之前显微组织包含至少90％的马氏体，优选至少95％的马氏体，更优选至少99％的马氏体。

应当指出，回火退火步骤可以在淬火之后立即进行。或者，可以在淬火步骤和回火退火步骤之间进行一个或多个额外的方法步骤。例如，可以对淬火钢进行酸洗步骤和/或卷取和/或矫直。

所生产的热轧钢和焊接时的热轧钢的机械性能良好，这归因于该钢的化学组成，以及归因于该材料在至少500℃、优选至少550℃且更优选地至少580℃的相对较高的温度下回火。如果回火时间相对较短，即小于1小时(例如，当使用感应回火时)，则回火温度可以更高，例如高出50℃或更高。最大回火温度优选地为750℃。

根据本发明的一个实施方式，回火退火优选地在除罩式炉以外的炉中进行，即，回火退火步骤优选不在罩式炉中进行，而是在任何其他合适类型的炉中进行。罩式炉是一种由带钢壳的隔离室和加热系统组成的间歇式炉。罩式炉具有称为“钟罩”的可移动盖，可使用起重机将可移动盖降低到整个装载物和炉膛上。内部钟罩放在整个炉膛上并密封以提供保护气氛。降低外部钟罩以提供热量。如果在罩式炉中进行回火退火，则由于在隔离室内的温度缓慢上升和下降，钢通常可能会长时间承受450-600℃的温度，这可能会导致某些钢的脆性，因为在晶界可能会形成原子偏析，这会使钢变弱并使其在室温下非常脆弱。

根据本发明的一个实施方式，本方法包括对热轧钢进行带材轧制的步骤。当热轧钢被带材轧制时，热轧钢包含最多0.005质量％的铌和<0.15质量％的碳。

当热轧钢没有被带材轧制时，热轧钢包含最少0.005或0.04或0.02质量％的铌。大于0.06质量％的铌对热轧钢的强度性能没有影响或者仅有很小的影响。

当直接淬火时，带材轧制比板材轧制产生更加伸长的奥氏体晶粒结构(扁平化)，而再结晶的时间更长且再结晶更容易。通过使用铌，可以提高扁平率。为了获得与带材轧制相同的扁平率，通常将钢板与铌合金化。奥氏体的扁平化增加了钢的强度和冲击韧性。

当钢在热轧后再加热和淬火时，需要铌才能获得高强度和冲击强度。那么所需的最小铌量＞0.005质量％，优选地＞0.02质量％。

附图简要说明

在下文中将参考附图通过非限制性示例进一步解释本发明，其中：

图1示出了流程图，其示出了根据本发明的一个实施方式的方法的步骤，

图2示出了从正面(即进行焊接的一侧)和根部(即与进行焊接的一侧相反的一侧)进行测试的焊接处上的厚度为8mm的材料的硬度曲线，以及

图3示出了从正面和根部进行测试的焊接处上的厚度为4mm的材料的硬度曲线。

应当注意，关于根据本发明的热轧钢公开的所有特征也适用于根据本发明的方法，反之亦然。

具体实施方式

图1示出了制造根据本发明的任意实施方式的热轧钢的方法的步骤，该热轧钢的化学组成包含(按质量％计)：

·c0.10-0.2，优选地0.10–0.18，更优选地0.12–0.18，

·si0-0.7，优选地0.03–0.50，更优选地0.10–0.30，

·mn1.1–2.2，优选地1.4–1.8，更优选地1.4–1.7，

·nb0-0.06，优选地0–0.04，更优选地0-0.005，

·ti0-0.15，优选地0-0.05更优选地0.005-0.02，

·v大于0.03且≤0.25，优选地大于0.10且≤0.20，

·al0.01-0.15，优选地0.015-0.08，

·b0.0005-0.010，优选地0.0005-0.005，更优选地0.001–0.003，

·cr0.1-1.7，优选地0.4–1.7或0.6-1.5，或大于1.0质量％，

·mo0.15-0.8，优选地0.2-0.5，

·cu0-1.5，优选地0.1-1.0，

·ni0.3-2.5，优选地0.7-1.7，

·p0-0.015，优选地0–0.009，

·s0-0.008，优选地0–0.004，

·zr0–0.2，优选地0–0.01

·ca0–0.004，优选地0.001–0.003，

·优选地n0-0.01质量％，更优选地≤0.006质量％，

·余量为fe和不可避免的杂质，

其中：

a)当0.1<c<0.11时，则mn≥1.6且v>0.14且mo≥0.5(按质量％计)，

b)当0.11<c<0.125时，则mn≥1.45且v≥0.13且mo≥0.35(按质量％计)，

c)当0.125<c<0.15时，则mn≥1.35且v≥0.12且mo≥0.20(按质量％计)，

d)当c≥0.15且v>0.11时，则mn≥1.3且mo≥0.15(按质量％计)，或者

当c≥0.15且v为0.03-0.11时，则mn>1.3且mo>0.15且nb>0.02且cr+cu+ni>1.4(按质量％计)。

该方法包括以下步骤：将具有上文所述的化学组成的钢坯加热至1000-1350℃的奥氏体化温度。

钢坯的厚度是例如210mm，并且优选地加热至1200-1350℃的奥氏体化温度，保持在该温度下直到温度足够均匀为止，并且合金元素已充分溶解在基体中。通常，这需要若干小时。如果奥氏体化温度低于1200℃，可能存在并非所有合金元素都会溶解到奥氏体中的危险，即奥氏体不是均匀的，并且在回火期间，沉淀硬化可能保持在较低水平。另一方面，如果奥氏体化温度高于1350℃，这将导致奥氏体的晶粒尺寸异常大，并增加坯材表面的氧化。在再加热中的退火时间通常在2-4小时的范围内变化，但是，根据所选的炉技术和坯材的厚度，退火时间也可以长于4小时或短于2小时。

在加热步骤之后，进行热轧，其通常可以包括粗加工步骤和随后的精轧步骤。最后道次的热轧温度为760-1050℃。优选地，热轧的最后道次的精轧温度为760-960℃。热轧的最终温度优选地高于830℃，或更优选地至少850℃，以使轧制力保持合理，并且最高为940℃，且更优选地最高为920℃，其中特别是确保了优异的表面质量。

在热轧或带钢轧制之后，在合适的淬火介质(例如水或油)中，将钢淬火，即以加速的冷却速率(通常为30-150℃/s)进行冷却，例如使用一步冷却，最好以120℃/s的最大冷却速率进行冷却，至300℃或更低、或优选150℃或更低的温度，即在室温/环境温度至300℃之间的任何温度。如果其是带材产品，则在该温度下卷取，即在300℃或更低的卷取温度。优选地，淬火是在最后的热轧道次之后进行最多15秒的直接热淬火。

这种淬火赋予钢以优异的机械性能，包括良好的冲击韧性和良好的可弯曲性的组合。优选地，淬火的最终温度最高为150℃，因为在这种情况下，在淬火之后，可获得具有良好平坦度的钢材。

如果回火时间为1小时或更长，则随后在500-650℃的温度下对淬火钢进行回火退火，或者如果回火时间小于1小时，则在500-750℃的温度下进行回火退火。如果回火温度为400-750℃，则回火退火通常在除罩式炉以外的炉中进行，从而避免了不利地影响钢的强度和韧性的风险。然而，如果回火温度为150-250℃，则也可以在罩式炉中进行回火退火，而不会不利地影响钢的强度和韧性，并使生产成本最小化。如果需要良好的韧性，则由于低温回火脆化，不建议在250-400℃的退火温度下回火。通常，较高的温度促进良好的总伸长率值，而较低的回火温度促进较高的强度性能。

合适的回火处理由公式p＝t*(20+logt)定义，其中温度t以°k为单位，时间以小时为单位。larsenmiller参数p为15-19.5，优选地16-18。

回火退火步骤可以在淬火钢上进行，例如从卷材上切下的钢片材，或者在从卷材上连续退绕的钢片材或厚板上进行。在带材产品的情况下，回火退火步骤可以替代地在整个卷材上进行，例如在罩式炉中。

当以1/4厚度检查热轧钢的显微组织时，在回火退火步骤之前热轧钢的显微组织包含至少90％的马氏体，优选至少95％的马氏体，更优选至少99％的马氏体。尽管其中可能包含一些贝氏体，但大多数显微组织将是马氏体。在回火退火步骤之前，铁素体和珠光体的含量必须总计小于10％，优选小于5％。

锰含量以重量百分比计为1.1-2.2质量％，以确保在焊接热轧钢的焊接金属和haz中具有良好的淬硬性。锰还可以在淬火步骤中提高基础材料的淬硬性。表述“焊接金属”旨在表示主要由填充材料组成的焊缝部分。

应根据公式设置最大锰含量，以防止过度偏析并确保良好的冲击强度：最大锰含量(按质量％计)＝2.7-5*碳含量(按质量％计)。

钼在回火退火中沉淀，这减少了由于回火处理引起的强度降低，因此有助于获得高强度。另外，钼尤其用于通过在回火退火过程中减慢磷渗入晶界来防止钢的脆性。钼还可以有效地提高基础材料的淬硬性，并确保焊接热轧钢的焊缝的良好强度性能。

已经发现，如果大量存在，铌可降低热轧钢的可弯曲性。然而，使用铌作为合金元素有利于在热轧钢中获得足够的强度和冲击韧性。铌促进了钢中较小的晶粒尺寸，从而使钢的性能更优。可能需要铌，尤其是在厚板的情况下，来使得能够使用少量能促进良好强度和韧性的其他合金元素。对于直接淬火带材产品，也可以不使用铌来制造钢。因此，铌是根据本发明的热轧钢中的任选的合金元素，其含量应限定至0.06质量％，优选地0.04质量％，并且更优选地0.005质量％，其中确保了热轧钢具有最佳的可弯曲性。

钛是根据本发明的热轧钢中的任选的合金元素，其对于钢中的氮结合可能是必需的，以使硼有效地用作淬硬性的改进剂并且不形成氮化硼。之所以使用钛，是因为钛在淬火钢中比铝更可靠地工作。钛含量为0-0.15质量％，优选0-0.05质量％，更优选0.005-0.02质量％。氮化钛在焊接处的热影响区中表现出晶粒长大，并改善了焊缝的韧性。另一方面，含量高于0.02质量％时，相对大尺寸的氮化钛tin的量可能增加，这对热轧钢的冲击韧性和弯曲性能不利。热轧钢的ti/n比优选地在3-4的范围内。尽管如此，可使用高达0.15质量％的较大钛含量以在回火状态下提高强度。

根据本发明的热轧钢中的钒含量必须大于0.1质量％且≤0.25质量％，优选大于0.10且≤0.20质量％，或至少0.11质量％的钒，或至少0.12质量％的钒，或至少0.13质量％的钒，或至少0.14质量％的钒，以确保高强度。然而，已经发现，钒的含量过高对调质钢的冲击韧性不利。因此，钒的含量不应超过0.25质量％。钒在回火后具有很强的析出强化作用，因此为了在基础金属和haz中都实现高强度需要钒。

铝用于使钢冷凝，即结合钢中的氧。铝含量为0.01-0.15质量％，优选为0.015-0.08质量％，以防止氧化铝的过量形成。

硼是一种提高钢在淬火中的淬硬性的有效的合金元素。其在本发明中是必不可少的合金元素，因为它可提高焊接金属和热影响区(haz)的强度和硬度。在焊接过程中，硼从基础材料移动到焊接金属，从而增加了焊接金属的硬度。这确保了在焊接金属或熔合线中不会发生断裂。在高静态载荷下，断裂可以尽可能远离熔合线向基础材料移动。硼含量为0.0005-0.010质量％，优选为0.0005-0.005质量％，更优选为0.001-0.003质量％。至少0.0005质量％的硼含量促进基础材料的淬硬性和haz的淬硬性，从而确保良好的强度特性。另一方面，就基础材料和haz的淬硬性而言，超过0.005质量％的硼含量是毫无价值的。当硼含量大于0.001质量％时，其确保了如前所述的焊接处的强度特性和断裂位置匹配。大于0.010质量％的硼含量可能对钢的机械性能不利。

为了在所生产的热轧钢和焊接热轧钢产品的haz中均获得高强度和良好的淬硬性，根据本发明的热轧钢的铬含量为0.1-1.7质量％，优选0.4-1.7或0.6-1.5质量％，或大于1.0质量％。铬还促进回火抗力。

根据本发明的一个实施方式，根据本发明的热轧钢的化学组成包含的镍和铜的总量为至少0.5质量％，或至少1.0质量％，或至少1.2质量％。铜是可选的合金元素。为了提高强度或改善热轧钢的耐候性，其可以以至多1.5质量％，优选0.1-1.0质量％的量使用。

根据本发明的一个实施方式，化学组成包含ni和cu二者，并且ni的量≥0.33xcu的量，优选地ni的量≥0.5xcu的量。cr+cu+ni在0.4–5.7之间，优选地1.4–3.5之间并且更优选地2–3之间。

镍是根据本发明的热轧钢中必需的合金元素，并且它提高了热影响区的韧性和焊缝的焊接金属的韧性，并且还提高了含铜的热轧钢的表面质量，但在某些情况下，可能会略微降低回火钢的冲击韧性。

磷削弱了调质钢的冲击韧性，因此磷含量应限制为最多0.015质量％，优选地最多0-0.009质量％。

为了确保在本发明的热轧钢中良好的冲击韧性和可成形性，硫含量限制到最多0.008质量％，优选最多0.004质量％。

锆是可选的合金元素，如果需要，可以替代铌。锆含量可以在0-0.2质量％之间，优选地0-0.01质量％。

钙是可选的合金元素，可用于改变钢中夹杂物的形态。钙含量可以在0-0.004质量％之间。如果钙的含量超过0.004质量％，则钢中的夹杂物可能过大，这可能对钢的物理性能产生不利影响。

根据本发明的一个实施方式，热轧钢的拉伸强度为至少1120mpa且至多1450mpa。

根据本发明的一个实施方式，沿轧制方向和/或横向于轧制方向，热轧钢的a％-伸长率为至少8％(即长度的永久伸长率，以长度的百分比表示)或者甚至为至少10％或至少12％。热轧钢在其生产状态下具有这样的伸长率。当沿焊接热轧钢产品的焊缝(其中焊接处是纵向于轧制方向)进行拉伸测试时，热轧钢也具有至少7％、优选地至少8％、更优选地至少9％的伸长率。

根据本发明的一个实施方式，在-20℃下且更优选地在-40℃下纵向和/或横向于轧制方向测量厚度为5-10mm的夏比v型缺口试样时，热轧钢的冲击韧性为至少34j/cm²，且更优选地至少50j/cm²。热轧钢在其生产状态下具有这样的冲击强度。

本文件中列举的热轧钢的机械性能是根据标准iso10025-6:2004的测试说明确定的。

根据本发明的一个实施方式，热轧钢是使用v型或y型坡口焊接方法采用加固方式或不采用加固方式经金属活性气体(mag)焊接的，其中第一道是从底面或顶面焊接的，优选地从底面焊接的，并且其他道是从顶面焊接的，使用的焊接材料的拉伸强度为1100mpa、优选地960mpa、更优选地900mpa、最优选地890mpa，并且t8/5时间为8–12秒、优选地6–18秒、更优选地5-20秒，t8/5时间可以通过焊接热轧钢并测量焊缝和相邻的热影响区(haz)从800℃冷却到500℃所耗费的时间来确定。

根据本发明的一个实施方式，热轧钢纵向和/或横向于轧制方向的最小弯曲半径为5.0x厚度，或更优选地最小弯曲半径为4.0x厚度，或更优选地最小弯曲半径为3.5x厚度。采用7mm或更大的板厚度，钢材纵向于轧制方向的最小弯曲半径为5.0x厚度，或优选地最小弯曲半径为4.0x厚度，或更优选地最小弯曲半径为3.5x厚度，并且横向于轧制方向的最小弯曲半径为5.0x厚度。

根据本发明的热轧钢适用于诸如耐磨损应用或结构应用之类的应用中，其中钢必须在生产的钢产品中以及在焊接热轧钢产品的haz(热影响区)中均表现出高强度并具有足够的硬度、可弯曲性和冲击韧性。例如，根据本发明的热轧钢可用于生产用于建筑、采矿、物料搬运、土方、打桩、扫雪、园林绿化或凿岩设备的任何部件。例如，热轧钢可用于生产用于挖掘机或起重机的起重臂。

测试结果

使用具有下表1所示的化学组成的钢进行测试。每种元素的量以质量％给出，余量为fe和除氮以外的不可避免的杂质。应当注意，氮也可以被认为是不可避免的杂质。然而，在表1中给出了有意添加的合金元素以及氮的量。氮的量优选在0-0.01质量％的范围内。

应当注意，表1中标记为“inv”的组成是具有根据本发明的钢的化学组成和物理性质并且已经使用根据本发明的方法制造的钢。在表1中，不具有根据本发明的钢的化学组成或物理性能或者未使用根据本发明的方法制造的对比例标记为“ref”。

表1：化学组成

将具有表1所示化学组成的钢热轧至4mm、6mm和8mm的最终厚度。在热带材轧制生产线上进行热轧，轧制后将热轧带材直接淬火，然后进行卷取。根据所用回火炉的类型，回火是在定尺切割工艺之前或之后进行的。如果在罩式炉中进行回火(下表2中的回火代号“c”)，则在回火后对淬火带材进行定尺切割加工。在板材回火的情况下(表2中的回火代码“s”)，在回火退火之前进行定尺切割加工。根据回火方法，回火期间的保持时间在15-720分钟之间变化。

更具体的制造参数示于表2中。

表2：工艺参数

其中：炉t＝热轧前的再加热温度

frt＝精轧温度

ct＝卷取温度

t＝回火温度

t＝回火时间

并且工艺代码指示每个工艺进行的地理位置。

机械测试和弯曲测试的测试结果列于表3。根据本发明的钢具有超过1100mpa的屈服强度，超过1120mpa的拉伸强度，良好的冲击韧性，以及与已知的钢材相比，令人惊讶的极好的伸长率。考虑到其高强度，根据本发明的钢还表现出非常好的弯曲性能。

使用三点弯曲对面积为300x300mm²的样品进行弯曲测试。样品在一次压制中弯曲成90°的角度，并将所有样品弯曲成z形，以便对样品的上表面和下表面进行测试。相对于轧制方向纵向地和相对于轧制方向横向地测试样品的机械性能和可弯曲性。

表3：物理性质

焊接测试

使用金属活性气体(mag)焊接方法以及v型和y型坡口进行焊接测试。所使用的焊接材料符合标准eng895m21mn4ni2.5crmo(商业等级x96)。第一道是从底面或顶面焊接的，优选地从底面焊接，其他道焊则是从顶面焊接的。使用拉伸强度为960mpa的焊接材料，并且t8/5在6–18秒之间变化。整个焊接处上的拉伸测试表明，焊接处的屈服强度为1100mpa(rp0.2)，并且断裂位于基础金属(bm)处。

目标是在焊接处中实现强度和韧性性能的尽可能好的组合，以便在不损失韧性的情况下获得匹配的拉伸性能。此外，目的是在静态拉伸测试中在整个焊接处上获得尽可能远离焊接金属(wm)和熔合线(fl)的断裂，从而使得焊接结构体能够具有极佳的断裂伸长率值。当静态载荷下的断裂尽可能远离wm和fl发生且断裂伸长率很高时，焊接结构体的表现性能是可预测的且安全的。发明人已经发现，根据本发明的钢能够满足这些要求，即使基础材料的屈服强度大于1100mpa时亦是如此。通常，具有如此高强度的已知钢在进行拉伸测试时具有位于整个焊接处(wm或fl)上的断裂，特别是在使用不匹配的焊接材料时(不匹配的焊接材料的屈服强度通常会小于1100mpa)。

表4示出了测试中使用的焊接参数以及获得的测试结果。当在整个焊接处上设置拉伸试验中的静态载荷时，根据本发明的钢具有的断裂位于距焊接处(wm和/或fl)一定距离处。与已知的钢相比，令人惊讶的是，在加固或者甚至没有加固的情况下都可以实现这种表现性能。在没有加固的情况下，这种性能的实现是非常创新的。当在基础材料中发生断裂时，在表4中将断裂位置标记为“bm”，当其发生在热影响区中时标记为“haz”，并且当断裂发生在焊接金属中则标记为“wm”。

表4：焊接结果

其中t8/5＝焊缝中从800℃到500℃的冷却时间

冲击韧性是使用5mm厚度的试样测量的。

图2和图3显示了在焊接样品的正面和根部附近测试的整个焊缝上的典型硬度分布。令人惊讶的是，根据本发明的钢可以在整个焊接处上具有非常光滑的硬度分布，并且不存在在拉伸试验期间可开始颈缩并由此影响断裂位置的软区域。正常情况下，使用不匹配的焊接材料(x90和/或x96)焊接的屈服强度为1100mpa的钢在haz中以及特别是在wm中展现出一些软化。由于促进硬化的合金元素(即硼)的扩散，根据本发明的钢可以在haz中保持良好的硬度，而且在wm中也具有良好的硬度。根据本发明的钢中的低碳含量(即0.1-0.20质量％的碳)确保了焊接处具有高的韧性以及良好的硬度。

在权利要求书的范围内，本发明的进一步修改对本领域技术人员将是显而易见的。