体。在II型热社情况下，应考虑将Al设置为低于1.0%。 最优选地，侣Wo. 01-0.1 %的范围使用。
[0041] 铭Cr含量低于2.0%，因为其可部分或完全用提供可硬化性的其他元素，例如用Mn 或Si代替，W获得可硬化性。然而，优选铭是WO. 1-1.5%的范围或更优选WO.2-1%的范围 使用（W避免过度使用Mn和Si)。过高含量的化未必增加 CE并且削弱可焊性。
[0042] 钢Mo含量低于1.0%，因为使用其他合金化元素更成本有效地获得可硬化性。然 而，优选Mo是至少0.1%，因为如果需要，那么其改善低溫初性和回火稳定性。因为钢改善初 性，所W在此类型的钢中其将被高度合金化。另外，如果需要，那么回火稳定性将因 Mo合金 化而得W改善。Mo的最优选范围是0.1-0.8%。
[0043] 铁Ti含量高达0.2%或0.1%，因为在热社期间Ti可有助于晶粒细化。然而，如果还 需要优良冲击初性，那么优选限制铁，使得其低于0.02%或甚至更佳低于0.01%。运防止在 显微结构中形成粗TiN粒子，如实施例中所示运可能对冲击初性有害。
[0044] 棚B含量低于0.01 %。运意味着B可W例如0.0005-0.005%的含量使用W增加可硬 化性。然而，当使用其他元素可硬化性已良好时，不需要合金化棚，即B<0.0005%是优选 的。换句话说，钢可本质上不含棚。运使得Ti含量可优选降低至低于0.02%，运非常有益于 低溫初性。有效棚合金化将需要铁含量是至少3.4NW防止棚变成棚氮化物。
[0045] 另外，可包括低于1.5%的铜Cu含量、低于0.5%的饥V含量W及低于0.2%的妮Nb 含量，但运些合金化元素不是必然需要的。因此，优选其上限如下化<0.5%，V<0.1%而Nb <0.01%。
[0046] 巧化含量低于0.01%，运是基于在冶炼加工时可能存在的化-或化Si-处理。优选 地，巧含量是0.0001-0.005 %。
[0047] 残余内容物包括可不可避免地存在于钢中的内容物，即具有残余内容物的合金化 元素不是有目的地添加的。残余内容物的实例是在表1的组成A和B中0.01%的铜含量。
[004引不可避免的杂质可W是憐P、硫S、氮N、氨H、氧OW及稀±金属(REM)等。为确保优良 冲击初性，其含量优选限制如下：
[0049] 憐 P<〇.〇15%
[0050] 硫 S<0.002%
[0051] 氮 N<0.006%
[0052] 氨 H<0.0002%
[0053] 氧 〇<〇.〇〇5%
[0化4] REM<0.1%。
[0055] 残余内容物与不可避免的杂质之间的差异在于残余内容物是受控制量的合金化 元素，其不被考虑为杂质。如由工业过程正常控制的残余内容物对合金不具有重要影响。
[0056] 热社钢制品的显微结构是马氏体显微结构。运意味着显微结构可W体积百分比计 包含至少90%马氏体或者马氏体60-95%、贝氏体10-30%、残留奥氏体0-10% W及铁素体 0-5%。换句话说，如表3中所示，主相是马氏体(M)。高含量的至少90%的马氏体是优选的， 因为运样获得更高硬度。
[0057] 根据本发明的制造方法包括W下按给定顺序进行的步骤a)至e):
[005引a)提供由上述的化学组成构成的钢板巧的步骤，
[0化9] b)将钢板巧加热至在950-135(TC范围内的溫度町胁的加热步骤，
[0060] C)溫度均衡步骤，
[0061] d)用于获得热社钢材料的在Ar3至1300°C的溫度范围内的热社步骤，W及
[0062] e)将热社钢材料从热社热量直接泽火至低于Ms的溫度W获得具有至少450皿W的 布氏硬度的热社钢制品的步骤。
[0063] 此制造方法可产生具有沿社制方向伸长W使得纵横比大于或等于1.2的原始奥氏 体晶粒结构的热社钢制品。换句话说，热社钢制品是通过根据本发明的方法可获得的。
[0064] 钢板巧可通过例如连续铸造来获得。在根据本发明的方法中，对此类钢板巧进行 将钢板巧加热至在950-1350°C范围内的溫度T力胁的加热步骤并且其后进行溫度均衡步骤。 均衡步骤可进行例如30至150分钟。所述加热和均衡步骤暂时提供由奥氏体组成的显微结 构并且溶解合金化元素 W及沉淀。如果加热溫度低于950°C，那么溶解不充分，并且另一方 面，使用大于1350°C的溫度是不经济的。
[0065] 在Ar3至1300°C的溫度范围内对均衡钢板巧进行热社步骤，W获得热社钢材料。运 可产生可具有沿社制方向伸长W使得纵横比大于或等于1.2的原始奥氏体晶粒结构的热社 钢制品。如果溫度低于Ar3,那么未必获得高硬度，因为运样可在起始直接泽火步骤之前在 显微结构中形成过量的铁素体，并且W两个阶段进一步热社可引起不需要的显微结构条带 化。
[0066] 在热社步骤之后，热社钢材料从热社热量直接泽火至低于Ms的溫度。此直接泽火 步骤由细化的原始奥氏体晶粒结构提供基本上马氏体显微结构，如随后所示此增加硬度。
[0067] 与常规畑Q工艺相比，直接泽火的益处在于在泽火之前合金化元素极大程度地呈 溶液形式，因为可使用更高加热溫度。运意味着获得合金化元素的更佳可硬化性和利用率。 在常规工艺中，奥氏体化溫度通常低于950°C W避免奥氏体晶粒变粗。在本发明中，在直 接泽火之前变粗的奥氏体晶粒得W细化并且任选地还得W伸长，此意味着可使用更高奥氏 体化溫度。
[0068] 如下文中所解释，热社步骤可包括I型热社阶段或I型和II型热社阶段。
[0069] 根据优选实施方案，根据本发明制造热社钢制品的方法包括在再结晶溫度范围内 的I型热社阶段的热社。运意味着I型热社阶段是超过奥氏体再结晶极限溫度化T而进行。在 再结晶溫度范围内的热社的实例是在950-125(TC范围内的溫度下的热社。在I型热社期间， 粗原始奥氏体晶粒结构因静态再结晶而细化。此外，在连续铸造期间在钢板巧中形成的孔 隙和空隙是封闭的。为获得此类效果，优选的是I型热社中的社缩量是至少60%，优选至少 70%。举例来说，200mm厚钢板巧在I型热社期间可热社成具有小于或等于80mm、优选小于或 等于60mm的厚度的热社钢。
[0070] 根据图1中所示的更优选实施方案，根据本发明制造热社钢制品的方法除I型热社 之外还包括在非再结晶溫度范围内超过铁素体形成溫度Ar3的II型热社阶段的热社。运意味 着II型热社阶段是在低于奥氏体再结晶终止溫度RST但超过铁素体形成溫度Ar3的溫度下进 行。在非再结晶溫度范围内的热社的实例是视化学组成而定在Ar3-950°C或优选Ar3-900°C 范围内的溫度下的热社。在II型热社期间，细化的奥氏体晶粒在奥氏体的非再结晶区发生 变形W获得精细伸长(扁平形)奥氏体晶粒。运增加每单位体积原始奥氏体晶粒的界面并且 增加变形条带的数目。运又使得显微结构能够进一步细化，运是在泽火之后获得良好初性 所必需的。运还使得热社钢制品可具有沿社制方向伸长W使得纵横比大于1.3或更优选大 于2.0的原始奥氏体晶粒结构。为获得此类效果，优选的是II型热社中的社缩量是至少 50%，优选至少70%。其实例是80mm厚热社钢在II型热社期间进一步热社成具有小于或等 于40mm、优选小于或等于24mm的厚度的热社钢。
[0071] 在进行热社步骤之后，起始直接泽火W使奥氏体结构转化成基本上由马氏体组成 的马氏体结构。如果泽火终社溫度已高（然而低于Ms),那么马氏体显微结构可含有自回火 区。如果侣含量已高，那么马氏体显微结构可含有低于5%的铁素体。显微结构还可W含有 10-30%的贝氏体相。另外，可存在低于10%的残余奥氏体，运可增加应变诱导的可塑性。
[0072] 通过将原始奥氏体晶粒转化成马氏体束(madensite pack)来获得精细伸长马氏 体束。根据经验，可W说马氏体束越精细，原始奥氏体晶粒越精细。
[0073] 根据图2中所示的第一任选实施方案，直接泽火步骤包括通过使用至少10°C/s，诸 如10-200°C/S的平均冷却速率将热社钢从高于Arl的溫度，优选从高于Ar3的溫度泽火至Ms 与100°C之间，诸如300与100°C之间的溫度Tqft2。此实施方案进一步使得泽火诱导型破裂能 够得W避免，尤其在所得硬度高于500HBW的情况下。冷却速率是至少IOtVs，诸如10-200 °C/s，W避免奥氏体在泽火期间分解。最优选地，冷却速率高于或等于可通过在文献中完全 可获得的公式来定义的临界冷却速率(CCR)。如果从高于Ar3的溫度开始泽火，那么可随后产 生最大量的马氏体，运对高硬度来说是有利的。如果泽火终社溫度高于Ms或300°C，那么因 为诸如自回火马氏体显微结构等不需要的显微结构的程度高，所W未必实现高硬度。
[0074] 根据也显示于图2中的另一任选实施方案，直接泽火步骤包括通过使用至少IOtV S，诸如10-200°C/S的平均冷却速率将热社钢从高于Arl的溫度，优选从高于Ar3的溫度泽火 至低于100°C的溫度Tqfti。最优选地，冷却速率高于或等于可通过在文献中完全可获得的公 式来定义的临界冷却速率(CCR)。此实施方案进一步使得能够制备在450-500HBW目标硬度 范围内的高强度热社钢。冷却速率是至少l〇°C/s，诸如10-200°C/s，W避免奥氏体在泽火期 间分解。如果从高于Ar3的溫度开始泽火，那么可随后产生最大量的马氏体，运对高硬度来说 是有利的。
[0075] 不管在热社之后如何进行直接泽火，所述方法均可在直接泽火步骤之后包括将热 社钢制品回火的回火步骤。然而此类步骤未必需要，因为即使没有回火本发明也能够提供