优良冲击初性和其他机械性质(考虑到高硬度）。因此，当在泽火条件下性质可能已良好时， 优选所述方法不包括回火。运意味着加工可W是纯粹热机械加工，而没有后续热处理。
[0076] W上所描述的方法可在板材社机或更优选在带材社机上进行。类似地，高硬度制 品可W分别是热社钢板或热社钢带。
[0077] 热社钢制品可具有2-80mm范围内的厚度化。特别地，热社钢板典型地具有8-80mm， 优选8-50mm范围内的厚度化，而热社钢带具有2-15mm范围内的厚度化。
[0078] 如果加工是在带材社机中进行，那么所述方法另外包括卷绕步骤，其在直接泽火 步骤之后进行。
[0079] 钢制品优选是钢带制品，因为带材社机能够非常有效地细化并且伸长原始奥氏体 晶粒结构，由此极大地加强本发明的效果。另外，当高硬度提供优良的耐磨和防弹性质时， 可使用通过带材社制可获得的在2-15mm(甚至2-6mm)范围内的甚至非常低的厚度，运意味 着由根据本发明的钢制品可实现重量节省W及新的应用类型。此外，借助于本发明可获得 的良好可翻边性进一步有利于新的应用。另外，更小的厚度本身降低泽火诱导型破裂的风 险。
[0080] 参考符号和术语的简要描述
[0081] RST奥氏体再结晶终止溫度
[0082] RLT奥氏体再结晶极限溫度
[0083] Tqft泽火终社溫度
[0084] Acd在加热期间开始形成奥氏体时的溫度
[0085] Ae3在加热期间铁素体向奥氏体转化完成时的溫度
[0086] Ari在冷却期间奥氏体向铁素体转化完成时的溫度
[0087] Ar3在冷却期间奥氏体开始向铁素体转化时的溫度
[0088] CCR临界冷却速率(从硬化溫度开始的最慢冷却速率，其将产生完全硬化的马氏体 显微结构）
[0089] Ms使得马氏体转化可W开始的溫度
[0090] 在本专利公开的上下文中，布氏硬度化BW)是根据ISO 6506-1基于通过使用由硬 质金属(W)制成并且具有IOmm的直径的球并且另外通过使用3000kg的团块化BW10/3000)在 带材或板材表面下研磨0.3-2mm的表面加 W定义。
[0091] 原始奥氏体晶粒(PAG)结构的晶粒尺寸和纵横比是根据W下程序获得。首先，将试 样在35(TC下热处理45minW蚀刻原始奥氏体晶粒边界。然后安装试样并且在蚀刻之前磨 光。使用由l，4g苦味酸、100mL蒸馈水、Iml润湿剂(Ag邱〇1)W及0,75-1，0ml肥1构成的蚀刻 剂来显露原始奥氏体晶粒边界。然后，使用光学显微镜来检验显微结构。平均原始奥氏体晶 粒尺寸是使用样线截取法计算(ASTM E 112)。另外，PAG的纵横比是用样线截取法由沿社制 方向切割的板材的截面测定。截取晶粒边界是从沿社制方向（RD)和沿垂直方向(NR)具有相 同长度的线开始算起。纵横比是晶粒沿RD的平均长度除W沿NR的平均高度，即沿垂直方法 的线截段的总和除W沿社制方向的线截段的总和。
[0092] 残留奥氏体的量是用X射线衍射来测定。
[0093] 图式
[0094] 图1示意性地示出了根据一个实施方案的制造方法。请注意，图1不是按比例绘制。 [00%]图2示意性地示出了直接泽火步骤的任选实施方案。请注意，图1不是按比例绘制。
[0096] 图3和4是显示基于下文中更详细描述的少数实施例的本发明效果的图形。 实施例
[0097] 在实施例中，使用表1中所示的化学组成。组成值是W重量百分比给出。如可见，所 有运些化学组成均除化之外包含(：、51、111、41、化、化、1〇、不可避免的杂质^及残余内容物。 如同样可见，所有运些化学组成均本质上不含棚，即它们含有B: <0.0005%。
[0098] 组成A、B、NW及0是包括真空除气和化处理的大规模冶炼。组成A与B之间的主要区 别在于组成B还包括Ti合金化。组成N和0包含比组成A和B略微更高的碳含量。
[0099] 将组成C、D、E、F、G、H、I、J、K、LW及M铸造成实验室锭，因此它们不包括Ca处理。组 成C与D之间的主要区别是在组成C中碳含量更低。组成D与E之间的主要区别在于组成E包括 小Ti合金化。组成F是包括高（3.87 % )Ni合金化的组成的实例。组成G和H是还包括高 (0.99%和1.47% )Cu合金化的组成的实例。组成I进一步含有Ti合金化。组成J进一步显示 Cu与Ni合金化的不同组合。组成K和L还含有高（0.7%和1.5% )Si合金化。组成M还含有高 合金化。
[0101] 表1:化学组成（W重量百分比计）
[0102] 表2示出了实施例1-37中和参考实施例REF中所用的参数。参考实施例R邸是通过 将通过实施例2制备的钢带进一步再加热和泽火(RHQ)而获得，W证实在即将泽火之前奥氏 体精炼和/或变形对高硬度热社钢制品的所得布氏硬度(HBW)的影响。表2示出了 "工艺"栏 中的在各实施例中所用的工艺，"Th"栏中的最终制品厚度，"HT"栏中的加热溫度，W及 "QFT"栏中的泽火终社溫度。另外，热社条件显示于"社制类型"栏中，其中1意指奥氏体再结 晶方案中的I型热社，而2意指在非再结晶溫度范围内但超过铁素体形成溫度Ar3的II型热 牵L "QFT"栏中的RT意指室溫。
[0103]
[0104] 表2:工艺
[0105] 表3示出了拉伸强度和硬度测试、夏比-V测试(化a巧厂V testing)、可翻边性（即 可弯曲性)测试W及其显微结构表征的结果。
[0106] 表3示出了 "Rm"栏中的拉伸强度，"夏比-V测试"栏下的不同溫度下的冲击初性， 叮20J"栏中的20J的转变溫度，"主相"栏中的主要显微结构相，其中M意指马氏体显微结构， "PAG"栏中的原始奥氏体晶粒尺寸，W及"PAG AR"栏中的纵横比。此外，给出了硬度、最小弯 曲半径W及残余奥氏体测量结果。值的单位在括号中给出。
[0107]实施例1-8和36-37中的硬度测量是根据上述测试条件W=次不同测量的平均值 形式而取得。与此相反，实施例9-35和服F的硬度测量是根据SFS-EN ISO 6507-1:2006的维 氏硬度(Vickers hardness)测量而取得并且转化为根据ASTM E 140-97的布氏硬度。实施 例9-35中的硬度值是W在板材厚度上的平均硬度形式给出。
[010 引
[0109] 表3:拉伸测试、夏比-V测试、硬度测试、可翻边性测试W及显微结构表征的结果.
[0110] 如可见，与参考实施例REF(540HBW)相比，实施例1-37全部提供Whbw计的更高硬 度。确实如此，尽管事实是在实施例3中使用了包括比参考实施例REF的组成A更低的碳含量 的组成B。运实际上有些违背碳含量与马氏体硬度之间的关系的普遍理论。由此，实施例清 楚地显示硬度改善，并且表明通过本发明使得能够降低高硬度Ni合金化钢的碳含量。
[0111] 还可见，如果热社步骤包括I型和II型热社阶段，那么每个和每一个实施例均提供 550HBW或更高的布氏硬度。
[0112] 还可见，实施例能够提供高于1500M化或甚至高于ISOOMPa的拉伸强度。总伸长率 (A)是显著地至少8%。此外，Rm>1800M化与A>=8%的组合是显著令人满意的。
[0113] 还可见，在热社步骤中除I型热社之外包括II型热社阶段的实施例2能够在-20°C 或更高的溫度下提供通过夏比-V测试所测量冲击初性超过lOOJ/cm2的高硬度热社钢制品。
[0114] 还可见，实施例能够提供可W紧凑弯曲半径翻边的高硬度热社钢制品。当弯曲角 度等同或高于90°时和当下部的弯曲工具具有最大宽度是IOOmm的V形间隙时，具有2-15mm 的厚度化的高硬度热社钢可翻边至3.3*化(mm)，优选甚至3.0*化(mm)的最小弯曲半径，而 不会在弯曲中产生视觉可注意到的破裂或断裂。紧凑弯曲半径意味着在由此钢实现的应用 中的设计的改进。换句话说，考虑到高硬度，钢的可弯曲性是优良的。
[0115] 下面更详细描述实施例1-37。
[0116] 在表2和3中所示的大规模实施例1-8和36-37中，使用具有化学组成A、B、NW及0的 钢板巧。如由表2可见，钢板(DQ-板)与钢带(DQ-带）均由运些板巧制备。在所述实施例1-8和 36-37中，用于制备钢带和钢板的钢板巧是分别通过加热至1280°C和1230°C的加热溫度 化T)而奥氏体化的。加热步骤随后是持续约1小时的均衡步骤。
[0117] 在实施例1、2W及37中，在均衡步骤之后，W粗社步骤起始热社工艺，随后是带材 社制步骤，其中社制了 5.0mm、5.9mmW及3.9mm的不同最终带材厚度。在粗社步骤与带材社 制步骤之间，照常使用卷绕箱。在最后一道社制之后，进行直接泽火达到泽火终社溫度 (QFT)。将钢带通过使用50°C/s的平均冷却速率从热社热量直接泽火至室溫(RT)。如可见， 直接泽火钢带的硬度值明确高于参考实施例REF的硬度。
[0118] 实施例1、2W及37在热社步骤中除I型热社阶段之外包括II型热社阶段。II型热社 产生伸长的奥氏体晶粒，运可在由实施例2的原始奥氏体晶粒结构测量高于1.3的纵横比 (PAG AR)中看出。如可见，除高硬度之外，实施例2部分归因于伸长的原始奥氏体晶粒而在 夏比-V测试中具有优良的性质。
[0119] 使用组成B的实施例3显示0.024 %Ti合金化对夏比-V冲击初性的有害影响。如可 见，当Ti低于0.02%时冲击初性是多倍的。原因可能是粗TiN粒子对此类型的钢的冲击初性 有害。因此，如果另外还需要优良的冲击初性值，那么Ti优选低于