具有改善的HAZ-软化抵抗性的热轧高强度钢带材及生产所述钢的方法

摘要

本发明提供了具有改善的HAZ-软化抵抗性的热轧高强度微合金化钢带材，其具有包含马氏体、回火马氏体和/或贝氏体的显微组织。

说明书

本发明涉及具有改善的HAZ-软化抵抗性的热轧高强度钢带材及 生产所述钢的方法。

传统上，已通过奥氏体化和淬火制造具有高屈服强度的钢，但通 过该技术，可能不能实现例如优化的表面品质和冲击韧性。制备费用 也高。

EP1375694记载了通过热轧生产具有良好的加工性能和焊接性能 高强度、高韧性钢的方法。但是，本发明人发现这些钢易于HAZ-软化。 热影响区（HAZ）为由焊接或热密集切割操作改变了其显微组织和性质 的基底材料的区域。来自焊接过程和随后的再冷却的热量导致了包围 该焊缝的区域中的变化。形成邻近该钢中的焊缝的热影响区是焊接失 效的最常见区域之一。现代的热机械轧制（TMCP）钢，由于它们的贫 化学成分，且特别地低碳含量，因此需要仔细控制的焊接参数以实现 焊缝HAZ中充分的强度。对于常规的低碳钢和某些TMCP管线钢，例如 X70和X80，HAZ软化经常是由于HAZ中缓慢的热量耗散的高热量输入 焊接工序的结果。对于较高等级的TMCP钢，例如X100，由于基底金 属的超细晶粒尺寸和其贝氏体和马氏体主导的显微组织，HAZ软化可 甚至在中等焊接热量输入下发生。HAZ中的硬度和强度的降低使其为 经焊接的管道结构的薄弱点。因此，根据基底材料和焊接条件的性质， 限制该软化发生的程度是重要的。关于HAZ软化受到最多的研究的领 域为高强度中厚钢板，例如用于管道应用，且更近期用于汽车应用的 AHSS。

WO2007/129676涉及由高碳冷轧钢片材制造的热压钢部件，该钢 片材被奥氏体化、热压以生产钢部件且被淬火以实现1.8GPa的最小拉 伸强度。待冷轧的热轧钢含有至少50%的铁素体。

EP2028284公开了无缝钢管且EP1662014公开了低碳热轧钢板材， 其在450～650℃之间卷取且随后迅速被再次加热至550～750℃之间 以实现三相铁素体、贝氏体和岛状马氏体组织。

本发明的目的是实现高强度热轧钢带材，其比现在可获得的高强 度热轧钢带材较不易于HAZ-软化。

在第一个方面，通过具有改善的HAZ软化抵抗性的热轧高强度微 合金化的钢带材达到了该目的，其具有2～16mm之间的厚度，具有包 含马氏体、回火马氏体和/或贝氏体的显微组织，且其中该钢以重量% 计含有：

●0.07～0.30%的C；

●0.8～2.0%的Mn；

●0.01～0.08%的Al_sol；

●0.2～1.5%的Cr；

●0.1～0.7%的Mo；

●0.0005～0.005的B；

●0.01～0.07%的Nb；

●最多0.5%的Si；

●最多0.03%的P；

●最多0.015%的S；

●最多0.05%的Ti；

●最多0.1%的V；

●最多0.2%的Cu；

●最多0.2%的Ni；

●最多0.008%的N；

●任选地最多0.015%的用于硫化物形状控制的钙添加；

●处于杂质水平的量的其他元素，余量为铁；

该钢带材的屈服强度为至少960MPa。

所有的组成%均以重量%给出，除非另有指定。

本发明思路基于以下事实，通过选择所述的量的化学元素的结合， 且特别是铌和钼的存在，可保持良好的硬化。由于低锰和碳含量，在 铸造过程期间，钢组织对于锰和碳的偏析并不关键。该钢性质对于带 材中的卷取温度的局部起伏并不关键，其促进了钢生产，且对其机械 性质的均匀性具有有利作用，这再次对最终产品的平整度和残余应力 具有积极的影响。该钢片材高度适合焊接和激光切割，且同时其具有 良好的疲劳强度，不受所述热处理影响。而且，该钢片材具有优异的 弯曲性能、良好的冲击韧性及在回火时对软化的良好的抵抗性。随后， 在焊接之后的HAZ的冷却期间可获得的用于析出的溶体中的析出元素 的存在保证了HAZ软化抵抗性的明显改善。

可例如通过激光将根据本发明的钢热切割为准确限定的形状。已 观察到在激光切割物品中实现了显著平滑的切割表面。另一方面，已 发现在技术的切割过程中产生的基底材料和软区之间的强度差异（该 区域位于紧邻硬化区）是小的或不存在的，这也由于在该热切割之后 的冷却期间的随后可获得的用于析出的溶体中的析出元素的存在。这 些共同对疲劳强度具有有利的影响。此外，相对低的碳含量降低了硬 化区的峰值硬度，使得不论在物品的加工还是在实际使用中该切割表 面对脆化和开裂不敏感。

在控制强度方面，碳是重要的元素，但需要将其限制到某种程度 以给出韧性、焊接性能和成型性能的良好平衡。将该C含量保持为相 对低的0.07～0.30%之间以实现良好的韧性（所有的组成%均以重量% 表示）。与低温卷取温度结合，该显微组织将含有马氏体和/或贝氏体。 确切的量强烈取决于组成、在输出辊道上的冷却速率和卷取温度。在 相对低的C含量下，该Ms温度将相当高，因此，马氏体将在某种程度 上自回火。根据强度要求，发现了合适的碳窗口。对于具有至少960MPa 的屈服强度的钢，优选碳含量为至少0.07和/或最多0.13%。对于具 有至少1100MPa的屈服强度的钢，碳含量优选为至少0.13和/或最多 0.18%，且对于具有至少1300MPa的屈服强度的钢，碳含量优选为至少 0.19%，更优选至少0.23和/或最多0.30%之间。

合适的最大碳含量为0.27%，或甚至0.25%。

像锰、铬、钼和硼的元素，提供了促进贝氏体和/或马氏体的形成 的淬硬性。将该锰含量限制为0.8～2.0%。当锰超过该上限，偏析的 风险变得明显，且这可有害地影响显微组织的均匀性。低于0.8%的水 平时，对淬硬性的作用是不充分的。合适的最小的锰水平为1.1%。

添加硼以促进淬硬性。避免硼氮化物的形成是重要的，因为其将 使硼对于淬硬性的提高无效。根据本发明的组合物中的钛的作用为保 护硼，因为Ti形成钛氮化物，且因此没有形成BN。合金化的硼的量 为至少0.0005%B(即5ppm)，但不超过0.005%B(即50ppm)以降低晶粒 尺寸且提高淬硬性。如果添加钛作为合金化元素，钛的量一般为至少 0.01%Ti，但不超过0.05%，以结合氮N且防止硼氮化物BN的产生。 在本发明的范围内的备选为使用铝来结合氮，且由此保护硼。在TiN 颗粒的形成被视为不需要（例如因为它们对夏比韧性的作用）的情况 下，通过铝保护游离的硼可为优选的选择。

在热轧期间，铌在奥氏体中部分析出，由此通过奥氏体的再结晶 的延滞对最终转变的显微组织的晶粒细化有贡献。此外，在转变中保 留在溶体中的铌，特别是在较快的冷却速率下对降低转变温度具有有 力的作用，因此其对于淬硬性也是有利的。在低的卷取温度下（＜ 500℃），预期铌通过析出强化的贡献是小的，因为该温度对于细NbC 的析出太低。合适的Nb含量为至少0.02%，优选至少0.025%。

在这种情况下，V具有与Nb类似但较不有力的作用。但是，Nb 和V的添加的主要原因是改善HAZ-软化抵抗性。在HAZ的相关部分中， 热循环使得达到了允许通过Nb和V的析出强化的温度，因此导致了硬 度的增大，这是由于通过低的卷取温度保持在溶体中的元素的析出。 据认为主要的贡献是由Nb和V碳化物、氮化物或碳氮化物产生的。在 较低程度上，认为可形成具有类似作用的MoC析出物。如果存在，合 适的最小的V含量为0.04%。

根据本发明的钢为铝脱氧或铝-硅脱氧钢，以将氧含量降至最小值， 以便在凝固期间在碳和氧之间不发生反应。在生产期间添加至钢的铝 的量因此包括需要用于脱氧的那些。在最终产品中保持的量（也称为 可溶的铝(Al_sol)）为0.01～0.08%Al。在本发明的上下文中，铝含量 意指可溶的铝。

除了铝，硅在本发明的钢中也充当脱氧剂。它始于约至少0.10%Si 且至多0.50%Si也充当固溶强化物，这对冲击韧性和加工性能具有有 益的作用。高于0.5%，硅有害地影响钢的表面品质至不可接受的程度， 且伴随着增多的硅含量，通过酸洗的热轧铁鳞的去除变得更加困难。

包含的作为杂质的磷P应该为最多0.03%，且硫S应该甚至更低， 且应被限定为最多0.015%，这意味着限制这些含量以实现良好的冲击 韧性和弯曲性能。当必要时，通过采用含有Ca-Si或Ca-Fe(Ni)的带 芯焊丝处理该熔体可改善进一步的性能。在钙处理期间，由于表面张 力作用，氧化铝和氧化硅夹杂物转化为熔融的球形形状的钙铝酸盐和 硅酸盐。留在钢液中的钙铝酸盐夹杂物在钢的凝固期间抑制了MnS发 纹（stringer）的形成。钢凝固期间硫化物夹杂物的析出的组成和模 式方面的这种变化称为硫化物形态或硫化物形状控制。这导致了在铸 造期间较少的喷嘴堵塞，较好的机械性能，因为长伸展的MnS发纹充 当裂纹产生点。用于硫化物形状控制的钢中的钙的一般量为0.0015～ 0.015%的Ca。合适的最大值为0.005%的Ca。

铬应该为0.2～1.5%。钼应该优选为0.1%Mo～0.7%Mo。添加两 种元素以提高硬化和回火抵抗性。这使在较高的卷取温度下的析出成 为可能，可将其用于降低且甚至防止钢的软化，以及用于减轻由于在 卷材的冷却期间由于局部温差异导致的强度起伏。合适的最小的钼含 量为0.15%。

考虑到与铜相关的表面问题，优选避免与经常用于该强度水平的 钢中的元素例如铜和镍合金化。因为经常将铜结合镍进行合金化以减 轻铜的有害影响，所以这也是需要的。因此优选镍和/或铜以最多杂质 水平存在或更优选地完全不存在。

根据本发明的钢的显微组织被表征为主要由回火马氏体组成的显 微组织，其特征在于在魏氏组织和/或贝氏体中的小的碳化物。理想地， 该显微组织不含铁素体和珠光体成分，因为这些将有害地影响待达到 的强度水平。实际上，存在某些小片的铁素体也许是不可避免的，但 该量可不超过明显影响强度水平的水平。应该将在高转变温度下形成 的以上所述的有害的和随后不需要的铁素体成分与在低转变温度下形 成的贝氏体的铁素体部分或魏氏组织铁素体或针状铁素体清楚分开。 前者成分是不需要的，后者不是。

可将直接热轧至2mm～16mm厚度的本发明的热轧钢带材制备为耐 磨和具有不同的最小屈服强度。仅通过在本发明的范围内改变分析和/ 或带材的后轧制冷却速率和/或卷取之前的温度，在市场上一般的阈值 为960、1100和1300MPa。也可将该种高屈服强度钢用于靶中，在该 靶中组织需要结构钢通常所要求的性能，例如良好的加工性能、焊接 性能和冲击韧性，这意味着根据本发明的热轧钢带材作为可焊接的结 构钢也是可形的。在以下的说明书中将进行解释的钢分析中，所有的 含量%均为重量%，且钢的余量为铁Fe和不可避免的杂质，除非另有限 定。甚至对于至多16mm的热带材的厚度值，也可达到960MPa的值。 对于至多12mm的值，可达到1100和1300MPa的值。较高的厚度在某 种程度上导致了较低的冷却速率，且因此导致了在相转变之前的较少 富集的奥氏体。这导致有些较低的强度水平，意味着采用这些贫组成， 对于厚度超过12mm的热带材不能获得S1100或S1300水平。优选地， 最小厚度为3mm和/或最大厚度为10mm。应注意，如在本发明中定义 的强度值是在纵向方向上测量的（即拉伸试样在该带材的纵向方向上 （通过轧机的运动方向）取得）。在横向方向上的值（即拉伸试样在 该带材的宽度方向上取得）与在纵向方向上的值可能不同，且通常比 纵向方向上的这些在强度上高，且在延伸率上低。

在一个实施方案中，钢的碳含量为0.07～0.13%，且屈服强度为 至少960MPa。

在一个实施方案中，钢的碳含量为0.13～0.18%，且屈服强度为 至少1100MPa。

在一个实施方案中，其中碳含量为至少0.19%，优选0.23～0.30% 之间，且屈服强度为至少1300MPa。

根据本发明的热轧钢的合适的最大拉伸强度为1700MPa。

根据第二个方面，本发明体现在用于制备热轧高强度微合金化的 钢带材的方法，该钢带材具有2～16mm之间的厚度，具有改善的HAZ- 软化抵抗性和至少960MPa的屈服强度，具有包含马氏体、回火马氏体 和/或贝氏体的显微组织，且其中该钢以重量%计含有：

●0.07～0.30%的C；

●0.8～2.0%的Mn；

●0.01～0.08%的Al_sol；

●0.2～1.5%的Cr；

●0.1～0.7%的Mo；

●0.0005～0.005的B；

●0.01～0.07%的Nb；

●最多0.5%的Si；

●最多0.03%的P；

●最多0.015%的S；

●最多0.05%的Ti；

●最多0.1%的V；

●最多0.2%的Cu；

●最多0.2%的Ni；

●最多0.008%的N；

●任选地最多0.015%的用于硫化物形状控制的钙添加；

●以杂质水平的量的其他元素，余量为铁。

该带材在高于Ar₃温度下进行热精轧，其中该方法包括至少以下 步骤：

●精轧至2～16mm的最终厚度

●在自最后的热轧道次最多10秒内，以足以将经轧制的显微组织 转变为包含马氏体和/或贝氏体的显微组织的冷却速率，冷却该热轧带 材至20～500℃的卷取温度。

该热轧工艺为常规的热轧工艺，不论是从具有150～350mm的厚度 的板坯（即常规连铸板坯），还是或低于150的（即薄板坯连铸或甚 至带坯连铸）开始。优选在钢仍为奥氏体时精轧以提供具有细晶粒的 钢，且由此提供良好的冲击韧性。优选卷取温度为低的以实现需要的 机械性质。优选卷取温度为低于400℃。通过热轧之后快冷或直接淬 火，制备该类型的钢，获得了优异的冲击韧性，因为发生从细晶粒的、 经加工的奥氏体到马氏体和/或贝氏体的相变。其也改善了表面品质， 因为在轧制之前在除鳞机中移除了最初的铁鳞。而且，不需要非常昂 贵的长的额外退火处理以溶解所有的析出物。在热带材轧制生产线中， 在再加热炉中再加热该待轧制的板坯至1100～1250℃的温范围度，并 保持几小时。在该情况下，特定碳化物例如Cr和Mo碳化物的溶解， 以及组织的均匀化是尽可能彻底的。另一方面，在高的加热温度下的 奥氏体晶粒的生长并不使最终产品更脆，因为首先通过在轧制过程的 初始阶段中的高温轧制期间的再结晶和在热轧过程的最后阶段中的热 机械轧制期间的奥氏体转变的迟滞导致而形成的变形奥氏体晶粒的转 变细化了奥氏体晶粒。在输出辊道上的冷却期间，严重变形的奥氏体 晶粒转变为非常细的转变产物。这导致与优异的冲击韧性结合的高的 屈服应力。如果使用薄板坯连铸和直接轧制设施（其中在轧制开始之 前元素像Cr和Mo碳化物甚至还没有析出），则制备成本和生产时间 还可进一步降低。

根据本发明，在钢仍然为奥氏体，即高于Ar₃的终轧温度下将该 钢制成最终热轧厚度。带材的冷却在最后的热轧道次之后不晚于10 秒开始，且将其充分快速冷却以允许奥氏体转变为贝氏体和/或马氏体 显微组织，冷却速率优选为至少30℃/s，降低至20～500℃的卷取温 度，优选降低至20～450℃的卷取温度。获得的结果一般为近完全贝 氏体和/或马氏体显微组织，使得贝氏体和/或马氏体含量优选为至少 90体积%，优选至少95体积%。该显微组织也优选不含在高温下形成 的铁素体且不含珠光体成分，因此使显微组织基本完全为贝氏体/马氏 体，其中出于该目的，魏氏组织铁素体或针状铁素体被认为是贝氏体 组织。在低于100℃的卷取温度范围中，不将马氏体回火，尽管在这 些低温下，对于低碳等级，可出现一些自回火，而当卷取温度为至少 100℃时，马氏体被回火。在高于200℃的温度下马氏体被回火且该碳 被析出。

在优选的实施方案中，对于含有最多0.12%的碳含量的钢，卷取 温度为最多450℃，更优选425℃，对于含有至少0.13%的碳含量的钢， 为最多275℃，更优选250或225℃。

在一个实施方案中，在热轧之后和卷取之前的加速冷却期间，冷 却速率为5～100℃/s。

在一个实施方案中，精轧温度为高于Ar₃且也低于920℃，且优选 也低于900℃。

根据第三个方面，将根据本发明的钢用于汽车、卡车、造船、施 工工程、重载设备、运土设备或起重车部件的生产。

利用下述非限制性实施例进一步解释了本发明。表1显示了种类 S700，S960，S1100和S1300的每一个的钢组成。

表1.钢的组成（除B和N（ppm）外，均以重量%×1000计。所有的钢 均经Ca处理，imp=杂质水平）

SEM显微组织显示所有的热轧钢试样均具有主要由回火马氏体组 成的显微组织，特征在于魏氏组织中的小的碳化物。由于这些相对低 C钢的高M_s温度，且也由于用来模拟卷取冷却的缓慢冷却，因此将会 导致马氏体的回火。显示了碳化物和基体之间的取向关系的几种变体 的碳化物的图案，特征在于回火马氏体。之前的奥氏体晶界也是可见 的，且显示了沿轧制方向的某些延伸，如使用光学金相观察到的。强 度水平强烈取决于卷取温度（参见S1100材料的图1和S1300材料的 图2），其可参考主要由回火马氏体组成的所需要的显微组织来理解。

图3显示了根据本发明的钢（a、c）和对比性钢（b、d）在Y轴 上的HAZ软化作用。清楚可见，就HAZ的降低的软化而言，本发明的 钢超过了对比性钢。钢b和d分别为S960-Nb和S960+Cr-Nb（参见 表1），且a和c分别为S960基和S960+V。