用于制造高强度结构钢的方法以及高强度结构钢产品

摘要

本发明涉及生产高强度结构钢的方法并且涉及高强度结构钢产品。所述方法包括用于提供钢坯的提供步骤，用于将所述钢坯加热至950～1300℃的加热步骤（1），用于平衡所述钢坯温度的温度平衡步骤（2），包括用于在低于所述重结晶停止温度（RST）而高于铁氧体形成温度A3的非重结晶温度范围内热轧所述钢坯的I型热轧阶段（5）的热轧步骤，用于以至少20℃/s的冷却速率将所述热轧钢淬火至Ms至Mf温度之间的淬火停止温度（QT）的淬火步骤（6），用于将所述热轧钢分配以便将碳从马氏体转移至奥氏体的分配处理步骤（7，9），以及用于将所述热轧钢冷却至室温的冷却步骤（8）。

说明书

本专利申请中公开的本发明是由奥卢（Oulu）大学的发明人Mahesh  Chandra Somani、David Arthur Porter、Leo Pentti Karjalainen和Rautaruukki  Oyj的Tero Tapio Rasmus和Ari Mikael Hirvi完成。本发明已经通过各方之 间签署的独立协议转移给受让人Rautaruukki Oyj。

技术领域

本发明涉及用于制造根据权利要求1的高强度结构钢的方法以及涉 及根据权利要求25的高强度结构钢产品。具体而言，本发明涉及应用于 热轧工厂的Q&P（淬火&分配）方法以及涉及具有基本上马氏体微结构以 及少部分的精细分开的保留奥氏体的高强度、易延展的、韧性的结构钢产 品。

背景技术

传统上，淬火和回火用于获得具有良好冲击韧性和伸长率的高强度结 构钢。然而，回火是需要时间和能量的额外工艺步骤，因为在淬火之后要 从低于M_f的温度重新加热。

近年来，通过直接淬火有利地得到具有改进韧性的复杂高强度钢。然 而，在单轴拉伸测试中在伸长率或断裂面积降低率方面这些钢的延展性通 常是可以接受的，但其均匀伸长率，即加工硬化能力（work hardening  capacity）可能还有待改进。这一缺陷是限制这种钢更宽且更苛刻应用的 重要因素，因为制造期间应变的局域化或在最终应用中过载可能对结构的 完整性不利。

由于对具有优良韧性和合理延展性和可焊性的先进高强度钢 （AHSS）的需求不断增加，新的努力已经被引导至开发新的组合物和/或 工艺，以满足行业的挑战。在这一类别中，在过去几十年期间内已经开发 出了双相（DP）钢，复相（CP）钢，相变诱发塑性（TRIP）钢和孪晶诱 发塑性（TWIP）钢，主要是用于满足汽车工业的要求。主要目标是以节 约能源和原材料，提高安全标准和保护环境。到目前为止，碳含量范围为 0.05wt%～0.2wt%的上述AHSS钢的屈服强度通常限制于约500～1000MPa。

专利出版物US2006/0011274Al公开了一种相对较新的工艺，称为淬 火与分配（Q＆P），这种方法能够生产具有包含保留奥氏体的微结构的钢。 这种称为淬火与分配的工艺由两个步骤的热处理组成。在再加热以获得部 分或完全奥氏体微结构之后，将钢淬火至马氏体开始（M_S）和完成（M_f） 温度之间的合适预定温度。在此淬火温度（QT）下的希望的微结构由铁 氧体、马氏体和未转化的奥氏体或马氏体和未转化的奥氏体组成。在第二 个分配处理步骤中，所述钢保持在QT下，或者升至更高的温度，所谓的 分配温度（PT），即，PT>QT。后一步骤的目的在于通过耗尽碳过饱和的 马氏体用碳富集未转化的奥氏体。在所述Q＆P工艺中，故意地抑制碳化 铁或贝氏体的形成，并且将保留的奥氏体稳定以便在随后的成形操作期间 获得应变诱发相变的优点。

上述开发旨在提高有待用于汽车应用中的薄板钢的机械和成形相关 的特性。在这些应用中，并不需要良好的冲击韧性但屈服强度限于低于 1000MPa。

本发明的目标是在淬火之后优选不采用由低于M_f的温度额外加热来 完成结构钢产品，其具有至少960MPa的屈服强度R_p0.2和优良的冲击韧 性，如27J Charpy V转变温度≤-50℃，优选≤-80℃，连同良好的总均匀伸 长率。

然而，即使最佳的实践是在结构钢领域内利用本发明，但应该理解的 是，根据本发明所提及的方法和钢产品也能够用作制造热轧耐磨钢的方 法，并且即使在耐磨钢应用中并不总是需要这种良好冲击韧性和延展性的 情况下，所涉及的高强度结构钢产品能够用作热轧耐磨钢。

发明内容

在所述方法中，钢坯，钢锭或小钢坯（以下简称为钢坯）在加热步骤 中加热至指定温度，随后在热轧步骤中进行热机械轧制。热机械轧制包括 用于在低于重结晶停止温度（RST）而高于铁氧体形成温度A₃的温度范围 内热轧所述钢坯的I型热轧阶段。如果用于加热钢坯的加热步骤包括加热 到1000～1300℃范围内的温度，则热机械轧制另外地包括用于在高于重结 晶极限温度（RLT）的静态重结晶域内热轧钢坯的II型热轧阶段，在用于 在低于重结晶停止温度（RST）而高于铁氧体形成温度A₃的温度范围内热 轧钢坯的I型热轧阶段之前进行这种II型热轧阶段。在较低的加热温度， 如950℃下进行加热步骤的情况下，较小的得到的初始奥氏体粒径排除了 对于在高于所述重结晶极限温度（RLT）下进行的II型热轧阶段的需要， 因此大部分热轧能够在低于重结晶停止温度（RST）下发生。

在低于重结晶停止温度（RST）下的累积应变优选至少0.4。在此热 机械轧制，即热轧制步骤之后，热轧钢直接在淬火步骤中淬火至M_s至M_f温度之间的温度，以获得希望的马氏体-奥氏体分数，随后将热轧钢保持 于淬火停止温度（QT），从QT缓慢冷却或甚至加热到分配温度PT>QT 从而通过进行用于将碳从过饱和马氏体分配到所述奥氏体中的分配处理 步骤来提高奥氏体的稳定性。在碳分配处理即分配处理步骤之后，进行用 于将热轧钢冷却至室温的冷却步骤。在冷却步骤期间一些奥氏体可以转变 为马氏体，但有些奥氏体在室温或更低温度下仍保持稳定。与在回火的情 况下不同，在分配处理期间通过适当地选择钢的化学组成，主要是通过使 用高硅含量连同使用铝或不使用铝一起（以能够提供这种效应的含量）有 意地抑制碳化铁的形成和奥氏体的分解。

用于提供具有高强度、高冲击韧性的结构钢的方法要求在淬火前控制 奥氏体状态，即粒径和形状，以及位错密度，这意味着在重结晶方案中和 非重结晶方案中都优选变形，紧接着是DQ＆P处理（直接淬火和分配）。 热机械轧制紧接着直接淬火导致在不同方向上短缩和随机化的精细马氏 体板条的精细包和块的形成。这种微结构增强了强度。它还通过使裂纹扩 展更曲折增强了冲击和断裂韧性。此外，所述分配处理增加了冷却至QT 之后存在的奥氏体的稳定性从而导致在室温和更低温度下保留奥氏体的 存在。

然而，所述保留奥氏体是部分亚稳态的并且在塑性形变期间会部分转 化成马氏体，如钢的故意应变，钢的拉伸试验，或在最终应用中钢结构的 过载中发生的。这种奥氏体转变成马氏体提高了钢产品的加工硬化率和均 匀拉伸率，有助于防止应变局域化和由于延展性断裂所致的过早结构破 坏。连同精细的、短缩的和随机化的马氏体板条一起，保留奥氏体的薄膜 改进了冲击和断裂韧性。

I型轧制阶段导致原奥氏体颗粒（PAG）应变的优点是在随后淬火至 QT期间奥氏体更精细地分布。当通过分配进一步稳定这种奥氏体时，实 现了机械性能的改进的组合，尤其是在总均匀伸长率和冲击韧性方面。

因此，根据本发明的方法提供了具有冲击韧性，优选还有断裂韧性和 总均匀伸长率的改进组合的高强度结构钢。根据本发明的结构钢产品能够 用于更广泛的应用中（其中冲击和断裂韧性是必要的和/或要求更好的变形 能力而无延展性断裂）。使用高强度钢意味着能够制造重量更轻的结构。

本发明的方法命名为TMR-DQP，即热机械轧制紧接着直接淬火&分 配。

附图说明

图1描述了根据本发明的实施方式的温度-时间曲线，

图2描述了高强度结构钢的微结构，其具有保留奥氏体和在不同方向 上短缩和随机化的精细马氏体板条的精细包/块，

图3描述了具有精细马氏体板条（白色）和板条间奥氏体（黑色）的 包/块的Gleeble模拟样品的TEM显微图，

图4描述了根据本发明的一个实施方式的温度-时间曲线，

图5描述了根据本发明的一个实施方式的温度-时间曲线，以及

图6描述了与未采取分配处理的直接淬火钢相比较，与冲击韧性相关 的第一主要实施方式（称为高Si实施方式）的测试结果，

图7描述了根据本发明的一个实施方式的温度-时间曲线，

图8描述了与未采取分配处理的直接淬火钢相比较，与冲击韧性相关 的第二主要实施方式（称为高Al实施方式）的测试结果，以及

图9描述了根据本发明的一个实施方式的微结构的示意图。

缩写和符号的说明

ε             真实应变

ε₁，ε₂，ε₃  在三个主要垂直方向上主要塑性真实应变

e_eq            等效塑性真实应变

ε'            恒定真实应变率

A      总伸长率

AC     空冷

AF     合金因子

A_g     塑性均匀伸长率

A_gt    总均匀伸长率

A₃     低于奥氏体相对于铁氧体变得过饱和温度的温度

CEV    碳当量

CP     复杂相

CS     卷曲模拟

DI     理想临界直径

DP     双相

DQ&P   直接淬火与分配

EBSD   电子背向散射衍射

FRT    最终轧制温度

GAR    颗粒长径比

h      在塑性应变之后体积元素的长度

H      在塑性应变之前体积元素的长度

M_f     马氏体最终温度

M_s     马氏体起始温度

PAG    原奥氏体颗粒

PT     分配温度（如果在大于QT的温度下完成分配处理）

Q&P    淬火和分配

QT     淬火终止或淬火温度

RLT    重结晶极限温度

R_m     最终拉伸强度

R_p0.2  0.2%屈服强度

R_p1.0     1.0% 保证强度（proof strength）

RST       重结晶停止温度

RT        室温

SEM       扫描电子显微镜

t         时间

T27J      对应于27J冲击能量的温度

T50%      对应于50%剪切断裂的温度

TEM       透射电镜术

TMR       热机械轧制

TMR-DQP   热机械轧制紧接着直接淬火和分配

TRIP      相变诱发塑性

TWIP      孪晶诱发塑性

XRD       X-射线衍射

Z         面积收缩率

参考标号和说明的列表

1  加热步骤

2  温度平衡步骤

3  在重结晶温度范围内的II型热轧阶段

4  温度降低至低于RST的等待时间

5  在非重结晶温度范围内的I型热轧步骤

6  淬火步骤

7  分配处理步骤

8  冷却步骤

9  可替代的分配处理步骤

10 保留奥氏体

11 马氏体

具体实施方式

用于制造根据独立权利要求1所述的高强度结构钢的方法包括以下 步骤：

-提供步骤，用于提供钢坯（图中未显示），

-加热步骤1，用于将钢坯加热至在950～1300℃范围内的温度，

-温度平衡步骤2，用于平衡钢坯的温度，

-热轧步骤，包括用于在低于RST但高于铁氧体形成温度A₃的非重 结晶温度范围内热轧钢坯的I型热轧阶段5，

-淬火步骤6，用于以至少20℃/s的冷却速率将热轧钢淬火至淬火停 止温度（QT），其中所述淬火停止温度（QT）在M_s至M_f温度之间，

-分配处理步骤7、9，用于将热轧钢分配以便将碳从马氏体转移至 奥氏体，以及

-冷却步骤8，用于通过强力或自然冷却将所述热轧钢冷却至室温。

所述方法优选的实施方式公开于所附权利要求2～24中。

所述方法包括用于将钢坯加热至950～1300℃范围内的温度从而具有 完全奥氏体微结构的加热步骤1。

所述加热步骤1之后是允许钢坯的所有部分达到基本相同温度水平 的温度平衡步骤2。

如果用于将钢坯加热至950～1300℃范围内的温度的加热步骤1包括 将钢坯加热至在1000～1300℃范围内的温度，则热轧步骤还包括II型热轧 阶段3，其在I型热轧阶段5之前实施，用于在高于重结晶方案中的RLT 的温度下热轧钢坯从而细化奥氏体粒径。为了达到本发明的目标，热轧步 骤包括在非重结晶温度范围内，即低于RST而高于铁氧体形成温度A₃， 实施的I型热轧阶段5。如果热轧步骤包括在非重结晶温度范围内，即低 于RST而高于铁氧体形成温度A₃，实施的I型热轧阶段5和用于在高于 重结晶方案中RLT的温度下热轧钢坯的II型热轧阶段3，则在II型热轧 阶段3和I型热轧阶段5之间可以有并不包括任何热轧的等待期4。在II 型热轧阶段3和I型热轧阶段5之间的这种等待期4的目的是使热轧钢的 温度降低至低于RST温度。在II型热轧阶段3和I型热轧阶段5期间具 有其他等待期也是可能的。还可能的是热轧步骤包括在低于RLT而高于 RST的温度范围内的等待期4内进行的III型热轧阶段。出于例如生产率 的原因，这种实践可以是令人希望的。

如果热轧步骤包括I型热轧阶段、II型热轧阶段和III型热轧阶段， 则在I型热轧阶段期间，在II型热轧阶段期间和在III型热轧阶段期间以 及当从II型热轧阶段移至III型热轧阶段以及相应地当从III型热轧阶段移 至I型热轧阶段时，优选地，但非必须地，连续轧制钢坯。

在低于A₃下并未实现热轧，因为否则不能达到高屈服强度。

在非重结晶温度范围内的I型热轧阶段5之后进行淬火步骤6，导致 在微结构中在不同方向上短缩和随机化的精细马氏体板条的精细包和块。 在淬火步骤6和分配处理步骤7之前奥氏体的正确状态，对于保证随后马 氏体的精细度和碳分配至精细分开的亚微米尺寸奥氏体池/板条的特性是 重要的。马氏体板条之间精细分开的纳米/亚微米尺寸奥氏体池/板条提供 了必要的加工硬化能力从而改进了这种高强度结构钢的断裂伸长率和拉 伸强度的平衡。

根据一个实施方式，在非重结晶温度范围内的I型热轧阶段5包括至 少0.4的总累积等效应变。这是因为，在低于RST下0.4的总累积冯·米 塞斯（von Mises）等效应变被认为是在淬火步骤6和分配处理步骤7之前 需要提供足够奥氏体调节的优选最小值。

这意味着，原奥氏体颗粒（PAG）的颗粒长径比（GAR）可以为例如 2.2～8.0或2.3～5.0，例如，分别对应于总累积等效应变0.4～1.1和0.4～0.8。

在本说明书中，所述术语“应变”是指等效冯·米塞斯真实塑性应变。 它描述了在以下描述的Gleeble模拟实验中的轧制道次，或压制步骤期间 塑性形变的程度，或在使用之前给予钢的预应变。它由以下方程给出：

ε_等效={2（ε₁²+ε₂²+ε₃²）/3}

其中ε₁，ε₂和ε₃是钢中的主要塑性真实应变从而使得

ε₁+ε₂+ε₃=0。

通过塑性应变之后的体积元素的长度（h）与塑性应变之前的体积元 素的长度（H）之比的自然对数得到真实应变，即

ε=ln（h/H）。

由此可以看出，尽管真实应变可正或可负，但等效应变始终是正的量 值而与主要应变是拉伸还是压缩无关。

如上述例子，0.4的累积真实等效应变对应于钢板轧制中29%的厚度 降低率或棒材轧制中33％的面积降低率。

优选完成热轧步骤从而使得热轧钢的最终厚度为3～20mm，并且根据 本说明书中后续更详细描述的实施方式，厚度范围为3至11以及11至 20mm。

在热轧步骤之后立即地将热轧坯在淬火步骤6中以至少20℃/s的冷 却速度淬火至M_s至M_f温度之间的温度。这种淬火步骤6，即，强制冷却 提供马氏体和奥氏体的混合物。在分配处理步骤7期间，碳分配进入奥氏 体中，从而增加其在随后至室温的冷却步骤8中对于转变成马氏体的稳定 性。应能够理解的是，在分配处理步骤7期间一些，但并非全部的碳，从 马氏体转移到奥氏体中。以这种方式，在冷却至室温后，一小部分精细分 开的奥氏体10保留于转化的马氏体板条11之间。因此，马氏体基质提供 所需的强度，而小部分的非常精细分布于马氏体板条之间的保留奥氏体提 高了加工硬化率，总均匀伸长率和冲击韧性。

如通常已知，直接淬火意味着所有热机械加工操作，即，热轧步骤3、 5在直接由热轧工艺过程中可利用的热完成淬火6之前完成。这意味着在 任何情况下对于硬化温度不需要任何单独的后加热步骤。

此外，如从上述理解的，所述方法不包括在淬火之后从低于M_f的温 度，如回火步骤（其需要更多的加热能量），的任何额外的加热步骤。

根据一个实施方式，在淬火步骤6中，热轧钢坯以至少对应于临界冷 却速率（CCR）的冷却速率淬火至M_s至M_f温度之间的温度。

M_s和M_f温度根据钢的化学组成而变化。它们可以使用文献中可得到 的公式计算，或使用膨胀测定法以实验方式进行测定。

根据一个实施实施方式，所述淬火停止温度（QT）小于400℃，而 大于200℃。

优选地选择淬火停止温度（QT）使得在淬火步骤6之后在分配处理 步骤7开始时在QT下合适量的奥氏体保留在微结构中。这意味着，QT 必须大于M_f。合适量的奥氏体为至少5％从而确保在室温下对于改善延展 性和韧性足够的保留奥氏体。另一方面，在淬火之后立即地在QT下奥氏 体的量不能高于30％。在本说明书中的微结构以体积百分比给出。

根据使用参考号7在图1中描述的一个优选实施方式，优选地基本上 在淬火停止温度（QT）下完成分配处理步骤7。

根据采用参考号9在图1中描述的可替代的实施方式，基本上在高于 淬火停止温度（QT）下完成分配处理步骤9，优选高于M_s温度。例如， 可以通过在热轧制机上的感应加热设备来完成加热至高于淬火停止温度 （QT）的温度。

优选地在250～500℃范围内的温度下完成分配处理步骤（7或9）。

优选地完成分配处理步骤7、9从而使得在分配处理步骤7、9期间的 平均冷却速率小于在所述温度下自由空气冷却的平均冷却速率。在这个步 骤期间最大平均冷却速率可以为，例如，0.2℃/s，即，远小于在所述温度 （QT）下自由空气冷却的冷却速度。冷却速度的减缓可按照各种方式完 成。

根据一个实施方式，所述方法包括在淬火步骤6之后以及在分配处理 步骤7、9之前进行的卷绕步骤。在该实施方式中，在淬火步骤6之后所 述冷却速率通过缠绕条状材料而降低。这种线圈允许非常缓慢地冷却，但 在某些情况下，能够优选在线圈上也使用隔热板以便进一步降低冷却速 率。在这种情况下，分配处理步骤7、9在线圈缠绕之后完成，这与最终 冷却步骤8是难以区分的。

根据一个实施方式，冷却速率受限于施加于热轧钢板或钢棒的隔热 板。

根据一个实施方式，分配处理步骤7、9在基本恒定的温度下完成。 这能够，例如，在炉子中完成。

优选地分配处理步骤7实施10～100000秒，优选600～10000秒时间 期间内（由达到淬火停止温度（QT）计算）。

冷却步骤8在分配处理步骤7、9之后自然地进行。这可以是自由空 气冷却或加速冷却至室温。

所述方法能够提供具有Rp_0.2≥960MPa，优选Rp_0.2≥1000MPa的屈服 强度的结构钢。

根据一个实施方式，预应变步骤在分配处理步骤7、9之后实施。在 分配处理步骤7、9之后0.01～0.02的预应变能够导致具有屈服强度 Rp_0.2≥1200MPa的结构钢。

优选地，但非必须地，钢坯以及热轧高强度结构钢产品包括，按质量 百分比计，铁和不可避免的杂质，以及进一步的至少以下成分：

C：0.17%～0.23%，

Si：1.4%～2.0%或Si+Al：1.2%～2.0%，其中Si为至少0.4%而Al为 至少0.1%，优选至少0.8%，

Mn：1.4%～2.3%，以及

Cr：0.4%～2.0%。

这种优选的化学限制的理由如下：

需要在指定范围内的碳，C，来实现期望的强度水平连同足够的韧性 和可焊接性一起。较低水平的碳会导致过低的强度，而较高水平将会削弱 钢的韧性和可焊接性。

硅，Si和铝，Al，防止碳化物（如，碳化铁，渗碳体）形成，并促 进碳从过饱和的马氏体分配至精细分开的奥氏体。这些合金元素有助于在 分配处理7、9期间和之后通过阻止碳化物形成将碳保留于奥氏体内的溶 液中。由于高硅含量可能导致较差的表面质量，则用铝，Al，部分取代硅 是可能的。这是因为，与硅相比较，铝在稳定奥氏体中的作用稍差。已知 铝能够升高转化温度，因此，需要小心控制化学特性，以防止在轧制和/ 或随后的加速冷却期间临界区延伸或应变诱导铁氧体形成。这就是为什么 钢坯以及热轧高强度结构钢优选地包括，按质量百分比计，Si：1.4%～2.0% 或可替代地Si+Al：1.2%～2.0%，其中按钢坯或结构钢的质量百分比计， Si为至少0.4%而Al为至少0.1%，优选至少0.8%。这种定义包括，第一 主要实施方式（称为高-Si实施方式）和第二主要实施方式（称为高-Al实 施方式）。

在指定范围内的锰，Mn，会提供了淬透性，从而在淬火期间能够形 成马氏体并避免形成贝氏体或铁氧体。这就是为什么存在1.4％的下限。 2.3％的锰上限是为了避免过度偏析和结构成带，这对延展性不利。

在指定范围内的铬，Cr，也会提供了淬透性，从而在淬火期间能够形 成马氏体并避免形成贝氏体或铁氧体。这就是为什么存在0.4％的下限。 2.0％的上限是为了避免过度偏析和结构成带，这对延展性不利。

根据第一主要实施方式（称为高-Si实施方式），需要至少1.4%的硅， Si，以防止碳化物形成并促进碳从过饱和马氏体分配至精细分开的奥氏 体。高硅含量有助于在分配处理7、9期间和之后通过阻止形成碳化物将 碳保留在奥氏体中的溶液中。根据这个第一实施方式（称为高-Si实施方 式）钢坯以及热轧高强度结构钢包括，按质量百分比计，铁和不可避免的 杂质，以及进一步的至少以下成分：

C：0.17%～0.23%，

Si：1.4%～2.0%，

Mn：1.4%～2.3%，以及

Cr：0.4%～2.0%。

根据第二主要实施方式（称为高-Al实施方式）钢坯以及热轧高强度 结构钢包括，按质量百分比计，铁和不可避免的杂质，以及进一步的至少 以下成分：

C：0.17%～0.23%，

Si+Al：1.2%～2.0%，其中Si为至少0.4%而Al为至少0.1%，优选 至少0.8%，

Mn：1.4%～2.3%，

Cr：0.4%～2.0%，以及

Mo：0～0.7%，优选Mo0.1%～0.7%。

根据所述第二主要实施方式的优选形式（称为高-Al实施方式）钢坯 以及热轧高强度结构钢包括，按质量百分比计，铁和不可避免的杂质，以 及进一步的至少以下成分

C：0.17%～0.23%，

Si+Al：1.2%～2.0%，其中Si为0.4%～1.2%而Al为0.8%～1.6%，最 优选Si为0.4%～0.7%而Al为0.8%～1.3%，

Mn：1.4%～2.3%，

Cr：0.4%～2.0%，以及

Mo：0～0.7%，优选Mo0.1%～0.7%。

在指定范围内的钼，Mo，优选0.1％～0.7％，能够延迟贝氏体反应从 而提高淬透性。虽然已知Mo从热力学观点看能够促进碳化物形成，但由 于其强大的溶质拖曳作用，实际上在较低温度下延迟或阻止了碳化物沉 淀，从而有利于奥氏体的碳分配和稳定化。除了改善钢的强度和延展性， 它实际上能够有助于降低所需要的硅水平的可能性。

不论如何完成碳分配，优选钢化学会提供进一步的合适淬透性。

淬透性能够按照各种方式进行确定。在本专利说明书中，淬透性可以 通过DI确定，其中DI是基于以下公式给出的ASTM标准A255-89的改 进形式的淬透性指数：

DI=13.0C×（1.15+2.48Mn+0.74Mn²）×（l+2.16Cr）×（l+3.00Mo）× （1+1.73V）×（1+0.36）×（l+0.70Si）×（l+0.37Cu）    （1）

其中合金元素以wt%计而DI以mm计。

在一个实施方式中，完成热轧从而使得热轧钢的厚度为3～20mm，优 选3～11mm而钢坯以及热轧高强度结构钢包括，按质量百分比计，以下组 成，即使用公式（1）计算的淬透性指数DI大于70mm。这将确保尤其是 具有3～111mm厚度的条状或板状产品的淬透性，而无不希望的贝氏体形 成。

表1显示了分别在第一主要实施方式（称为高Si实施方式），和第二 主要实施方式（称为高-Al实施方式）中先前提到的化学组成范围，这些 组成已经发明用来在具有3～11mm厚度的条状或板状产品中给出必要性 能并根据本发明方法生产。

此外，表1显示了分别在第一主要实施方式（称为高Si实施方式） 和第二主要实施方式（称为高-Al实施方式）中可能的另外合金元素的上 限，如Mo（分别为≤0.3％，≤0.7％），Ni（分别为≤1.0％，≤1.0％），Cu（分 别为≤1.0％，≤1.0％）和V（分别为≤0.06％，≤0.06％），其中一种或多种 合金元素，其也是单独可选择的，是优选的，以便将根据本发明的方法扩 展至高达约20mm，如厚度11～20mm的更厚板材。例如，如表1中给出 的合金元素Mo、Ni、Cu、Nb、V中的一种或多种，能够用于提高，尤其 是11～20mm较厚板材的淬透性。也可以使用其他合金元素来提高淬透性。

表1：优选实施方式的化学组成范围

在另一个实施方式中，完成热轧3、5从而使得热轧钢的厚度为 3～20mm，优选11～20mm，并且钢坯以及热轧高强度结构钢包括，按质量 百分比计，这种组成，即使用公式（1）计算的淬透性指数DI为至少125mm。 这将确保尤其是厚度为11～20mm的条状或板状产品的淬透性，而无不希 望的贝氏体形成。

除了方程1中提到的元素，能够加入硼B，按质量百分比计， 0.0005%～0.005％，以提高TMR-DQP钢的DI，即淬透性。硼的作用通过 在ASTM标准A255-89中更详细描述的硼乘数因子BF进行描述。包含硼 的钢能够按照针对无硼钢所描述的方式进行加工处理。

在第一主要实施方式（称为高Si实施方式）中，上述加入硼也需要 按质量百分比计添加0.01%～0.05％的Ti，以形成TiN沉淀并且防止在热 机械加工处理期间硼B与钢中的氮N反应。然而，在这种情况下，所述 钢可能由于存在TiN内含物而稍微降低冲击性能。然而，TiN内含物的有 害影响可以通过添加达到4％，如0.8％～4％的Ni来抵消，从而提供等效 于非硼DQP钢的冲击性能。

在第二主要实施方式（称为高-Al实施方式）中，以质量百分比计， 添加0.0005%～0.005％的硼B，也可以非故意地添加Ti，因为氮N将会结 合为A1N。

还可能，但并非必须地是，钢坯以及热轧高强度结构钢不含故意加入 的钛，Ti。这是因为，如从上述可知的，钛可以形成TiN，其可能影响韧 性。换句话说，钢坯以及热轧高强度结构钢优选地，但并非必须地，不含 Ti。

此外，如后面在实施例中说明的，还可以在不使用硼的情况下完成所 希望的淬透性，所以在本质上，从这个角度看并不必须地存在对合金钛的 任何需要。如由以上理解的，钢坯以及热轧高强度结构钢可能，而非必须 地也不含B。

还可能，但并非必须地，钢坯以及热轧高强度结构钢不含铌，Nb。 然而，少量添加Nb，能够用于控制RST，从而有助于TMR（I型轧制5）。 出于这个原因，钢坯以及热轧高强度结构钢可以包含0.005%～0.05％，如 0005%～0.035％的Nb。

尤其是在第一主要实施方式（称为高Si实施方式）中，Al 0.01%～0.10％，优选用于将钢脱氧由此获得较低氧化物内含物水平。另外， 钢坯以及热轧高强度结构钢可以包含少量的钙，Ca，其可以，例如，由于 边界上Al-脱氧钢的内含物控制而存在。

另外，优选地杂质元素P、S和N的最大允许水平为，按质量百分比 计，以下值P<0.012％，S<0.006％和N<0.006％，这意味着这些水平将要 通过良好的熔融实践进行充分控制以获得良好的冲击韧性和弯曲性。

在没有进行故意添加的情况下，钢坯和钢产品可以包含，按质量百分 比计，残余含量如

Cu：小于0.05%，

Ni：小于0.07%，

V：小于0.010%，

Nb：小于0.005%，

Mo：小于0.02%，

Al：小于0.1%，

S：小于0.006%，

N：小于0.006%，和/或

P：小于0.012%。

所选择的合金元素的精确组合将通过产品厚度和可用于直接淬火的 设备的冷却功率进行确定。在一般情况下，目的是使用符合需要的最小合 金水平以在淬火期间完成奥氏体微结构而无贝氏体或铁氧体形成。按照这 种方式，生产成本能够保持最低。

所述高强度结构钢产品具有屈服强度Rp_0.2≥960MPa，优选Rp_0.2≥1000 MPa，并其特征在于微结构包含至少80％的马氏体和5%～20％的保留奥氏 体。

需要至少80％的马氏体以达到希望的强度而需要5%～20％的保留奥 氏体以实现较高的冲击韧性和延展性。

优选地高强度结构钢产品具有小于-50℃，优选小于-80℃的Charpy  V27J温度（T27J）。

Charpy V27J温度（T27J）是指根据标准EN10045-1采用冲击样品能 够到达冲击能量27J的温度。冲击韧性随着T27J降低而提高。

机械性能将随后在本说明书中进行证明。

高强度结构钢产品的最优选实施方式公开于所附权利要求26至38 中。

图2描述了高强度结构钢产品的优选微结构，如使用光学显微镜所 见，即在不同方向上短缩和随机化的精细马氏体板条和保留奥氏体。图3， 透射电子显微图，显示了马氏体板条11之间存在奥氏体（黑色）10的细 长池。保留奥氏体的存在在SEM-EBSD显微图中也是可见的。

保留奥氏体10的精细度（亚微米/纳米尺度）改善其稳定性，从而在 应变期间，如拉伸翻边或弯曲或过载期间，保留奥氏体在较大范围应变内 转变为马氏体。按照这种方式，5%～20％的保留奥氏体为高强度结构钢产 品提供改善的可成形性和过载承载能力。

如上面理解的，通过碳从过饱和马氏体分配至奥氏体来稳定保留奥氏 体。由此获得稳定的保留奥氏体。

即使少量的过渡碳化物可能存在于钢中，可以说根据本发明的钢产品 优选基本上不含碳化铁（如，渗碳体），最优选地但并非必须地，在fcc（面 心立方）至bcc（体心立方）转变之后基本上不含形成的碳化物。

图9描述了根据本发明一个实施方式的微结构的示意图。如所见，微 结构由几个包构成。在某些情况下，这些包（包1、2和3等）能够延伸 到达到原奥氏体颗粒（PAG）的尺寸。如还可以看出的，微结构由马氏体 板条11和保留奥氏体构成。每个包由在不同方向上短缩和随机化的马氏 体板条11，以及严重错位的少部分的在马氏体板条之间的精细分开的保留 奥氏体10构成。微结构，如图9中所绘制，基本上不含碳化物。

根据一个实施方式，高强度结构钢产品是板钢。

根据另一个实施方式，高强度结构钢产品是条钢。

根据另一个实施方式，高强度结构钢产品是棒状形式的长形钢产品。

第一主要实施方式（称为高Si实施方式）的实施例

现在通过实施例来描述本发明的第一主要实施方式（称为高Si实施 方式），其中将含有（以wt％计）0.2C-2.0Mn-1.5Si-0.6Cr的实验钢热轧， 直接淬火至M_s至M_f的范围并分配处理以便证明本发明用于制造具有至少 960MPa的屈服强度并具有强度、延展性和冲击韧性的改善组合的结构钢 的可行性。

对淬火之前的两种奥氏体状态进行研究：应变的和重结晶的。在 Gleeble模拟器中进行热机械模拟以确定在淬火停止温度QT下用于获得 70%～90%范围内的马氏体分数的合适冷却速率和冷却停止温度。随后的实 验室轧制实验表明，获得了所希望的马氏体-奥氏体微结构，并且在这个 高强度类别中改进了延展性和冲击韧性。

现在将在1）Gleeble模拟实验的结果和2）实验室热轧实验的结果的 帮助下更加详细地描述本发明。

1.Gleeble模拟实验

在Gleeble模拟器上进行初步膨胀测试以粗略模拟采用较高和较低最 终轧制温度的工业轧制，从而在淬火之前分别导致未变形（重结晶）奥氏 体和变形（应变）奥氏体。

对于未变形奥氏体，将样品以20℃/s再加热至1150℃，保持2分钟， 然后以30℃/s冷却至低于M_s温度从而提供70%～90％范围内的初始马氏 体分数。然后，保持所述样品以允许在所述淬火停止温度QT或所述淬火 停止温度QT以上的温度下分配碳持续10～1000秒，接着在Gleeble铁砧 之间空气冷却（～10-15℃/s下降至100℃）。

在变形奥氏体的情况下，将样品以类似方式再加热，冷却至850℃， 保持10秒，随后采用三次冲击进行压制（每次冲击具有-0.2的应变，应 变速率为1s^-1）。这些冲击之间的时间为25秒。然后将样品保持25s之后 以30℃/s冷却至低于M_s的淬火温度从而提供70%～90％的初始马氏体分 数。图4描述了这种热机械模拟方案的温度相对于时间的示意图。

以30℃/s冷却样品的膨胀曲线能够测定M_s（395℃）和M_f温度 （255℃）。这些都如基于文献中给出的标准方程所预期的。膨胀计结果表 明，约70%、80%和90％的初始马氏体分数分别在340、320和290℃的 淬火温度下存在。

在直接淬火重结晶的未变形奥氏体之后，在微结构中可观察到马氏体 板条的粗糙包和块。然而，淬火之前在850℃下压制的样品显示出在不同 方向上短缩和随机化的马氏体11板条的更精细的包和块，图2。奥氏体 10的细长集合体存在于马氏体板条之间。精细分开的板条间奥氏体10的 实例如图3所示。

最后的奥氏体10分数在7%～15％的范围内变化；一般随着较高的淬 火停止温度QT（290，320，340℃）和/或分配温度PT（370，410，450℃） 而增加。

2.实验室轧制实验

基于膨胀实验的结果，采用实验室轧机进行轧制试验，以由铸锭切下 的110×80×60mm坯开始，具有按wt％计的组成为0.2C-2.0Mn- 1.5Si-0.6Cr。按照图1中所示的方式进行轧制。通过放置在相对于长度中 点的宽度中点在样品边缘钻出的孔中的热电偶来监测热轧和冷却期间样 品的温度。在两阶段轧制（图1中步骤3～5）之前在炉中将这些样品在 1200℃下加热2小时（图1中的步骤1和2）。步骤3即II型热轧步骤包 括采用约0.2应变/道次热轧四道次至厚度26mm，而第四道次的温度约 1040℃。等待步骤4包括等待温度下降至低于900℃，这估计为RST，而 步骤5，即，I型热轧步骤包括采用800～820℃（>A₃）范围内的最终轧制 温度（FRT）以约0.21应变/道次热轧四道次至11.2mm的最终厚度，图5。 所有轧制道次都在同一方向上，即平行于所述坯的长边。热轧3、5之后 立即地，将样品淬火6，即，以至少20℃/s的冷却速率（平均冷却速度约 为30～35℃/s下降到约400℃），在水罐中冷却至接近～290或320℃（QT）， 随后在同一温度下在炉子中进行10分钟分配处理7，图5。

实验室高强度DQ＆P材料在马氏体块和包尺寸方面的微结构特征与 在Gleeble模拟样品的光学微结构中所见的那些颇为相似，表明热轧和直 接淬火至QT的变形条件控制适当。无论淬火和炉温度（290或320℃） 如何，轧制至低FRT的板的微结构由在不同方向上短缩和随机化的精细马 氏体板条11和含量范围6%～9%的奥氏体10（如，通过XRD测量）的精 细包和块构成。

表2列出了实验室轧制板A、B和C的工艺参数和机械性能的汇总， 全部都具有组成0.2C-2.0Mn-1.5Si-0.6Cr。表2清楚地显示了与仅包括II 型热轧阶段3（FRT=1000℃）的轧制相比，由于TMR-DQP，即，在采 用低于RST（FRT=800℃）的I型热轧阶段5的两阶段轧制之后性能的全 面改善。还清楚的是，与简单地直接淬火具有类似屈服强度的低碳钢相比， 性能得以改善。

表2：根据第一主要实施方式（称为高-Si实施方式），11.2mm厚板 材的工艺参数和机械性能

*低C全马氏体DQ钢

通过直接淬火&分配（DQ＆P）生产的板材A、B和C的机械性质与 采用简单地直接淬火至低于M_f温度，即至室温而获得的板材D进行比较 （使用具有提供类似屈服强度特性的组成的钢，即以wt%计，为 0.14C-1.13Mn-0.2Si-0.71Cr-0.15Mo-0.033Al-0.03Ti-0.0017B）。这种钢的坯 按照如上所述的相同方式采用两阶段轧制方案热轧至低FRT并直接水淬 火至室温。

对于每种板材，提取了3个拉伸样品。板材A和B的0.2％屈服强度 （Rp_0.2）稍微低于采用D获得的1100MPa。采用重结晶DQ＆P的板材C （在约1000℃下最终轧制）获得的屈服强度和拉伸强度均低于具有800℃ 的最终轧制温度（FRT）的A和B的屈服强度和拉伸强度。这表明热机械 轧制，即奥氏体的应变对于随后相变特性和得到性能的重要性。

针对某些应用对钢进行预应变可以是可行的或甚至是自然的，并且在 这些情况下使用的屈服强度将提高超过表2中的Rp_0.2值：然后根据所施 加的预应变所述屈服强度可以超过1100、1200或甚至1300MPa。这由钢 A和B所示的Rp_1.0较高值表明。

如表2所示，低最终轧制温度（FRT），即，在低于重结晶停止温度 （RST）下进行的I型热轧阶段5对于DQ＆P处理过程中的冲击韧性具有 显著的影响。对于每种板材，在横跨延展性-脆性转变范围的不同温度下 测试了大约9个10×10mm Charpy V冲击试验样品。这些结果用于确定表 2中的T27J和T50％的值。吸收能量的单独的值如图6所示。由图6可以 看出，与FRT1000℃紧接着直接淬火和分配处理（板材C）相比，或与低 碳钢简单地直接淬火至室温相比，FRT800℃紧接着直接淬火和分配处理 （板材A和B）导致了冲击强度改善。

此外，令人惊讶的是，尽管样品A和B的碳含量（0.20％）高于样 品D的碳含量（0.14％）的事实，但是板材A和B的对应于27J Charpy V 冲击能量（T27J）和50％剪切断裂（T50％）的温度显著地低于，即好于 板材D。

根据表2，通过使用热机械轧制，即，在低于RST的温度下使用I 型轧制阶段5，对应于DQP钢的27J Charpy V冲击能量（T27J）的温度 可以小于-50℃。

表2中的TMR-DQP板（A和B）满足了与良好的Charpy V冲击韧 性转变温度T27J≤-50℃，优选≤-80℃相关的目标，以及还有屈服强度Rp_0.2至少960MPa，连同良好的总均匀伸长率。

尽管总伸长率（A）和断裂面积降低率（Z）在狭窄的范围内变化， 但是在290℃的较低淬火温度下总均匀伸长率（A_gt）和塑性均匀伸长率 （A_g）却高于在淬火温度320℃下获得的相应性能，如表2中可以看出。

根据表2，实现了总伸长率A≥10％，甚至≥12％，在这种强度水平下 这也是良好的值。

根据表2，实现了总均匀伸长率A_gt≥3.5％，甚至A_gt≥4.0％，在这种 强度水平下这也是良好的值。

优选尤其是在第一主要实施方式（称为高-Si实施方式）中，淬火停 止温度（QT）处于M_s至M_f温度之间并进一步小于300℃但大于200℃从 而获得与伸长率相关的改进性能。

在本发明中获得的机械性能比在相同强度等级的常规淬火和回火钢 中获得的那些更好。此外，必须注意，机械性能的整体组合是良好的，包 括强度、延展性和冲击韧性特性。所有这些同时获得。

第二主要实施方式（称为高-Al实施方式）的实施例

现在通过另一实施例来描述本发明的第二主要实施方式（称为高-Al 实施方式），其中将含有（以wt％计）0.2C-2.0Mn-0.5Si-1.0Al-0.5Cr-0.2Mo 的实验钢热轧，直接淬火至M_s至M_f的范围并进行分配处理，从而证明本 发明用于制造具有至少960MPa屈服强度和强度、延展性和冲击韧性的改 进组合的结构钢的可行性。

对淬火之前的两种奥氏体状态进行研究：应变的和重结晶的。在 Gleeble模拟器中进行热机械模拟以确定在淬火停止温度QT下用于获得 75%～95%范围内的马氏体分数的合适的冷却速率和冷却停止温度。随后的 实验室轧制实验表明，获得了希望的马氏体-奥氏体微结构，并且在这种 高强度类别中改进延展性和冲击韧性。

现在将在1）Gleeble模拟实验的结果和2）实验室热轧实验的结果的 帮助下更加详细地描述本发明的第二主要实施方式。

1.Gleeble模拟实验

在Gleeble模拟器上进行初步膨胀测试以粗略模拟采用较高和较低最 终轧制温度的工业轧制，在淬火之前分别导致未变形（重结晶）奥氏体和 变形（应变）奥氏体。

对于未变形奥氏体，将样品以20℃/s再加热至1000℃，保持2分钟， 然后以30℃/s冷却至低于M_s温度从而提供75%～95％范围内的初始马氏 体分数。然后，保持样品以允许在淬火停止温度QT下进行碳分配10～1000 秒，接着在Gleeble铁砧之间空气冷却（～10-15℃/s下降至100℃）。

在变形奥氏体的情况下，按照与上述类似的方式再加热样品，冷却至 850℃，保持10秒，随后以1s^-1的应变速率采用三次冲击进行压制每次具 有约0.2的应变。这些冲击之间的时间为25秒。然后将样品保持25s之后 以30℃/s冷却至低于M_s的淬火温度从而提供75%～95％的初始马氏体分 数。图7描述了这种热机械模拟方案的温度相对于时间的示意图。

以30℃/s冷却的样品膨胀曲线能够测定M_s（400℃）和M_f温度 （250℃）。这些都是基于文献中给出的标准方程预测的。所述膨胀计结果 表明，约25%、12%和7％的初始奥氏体分数分别在340、310和290℃的 淬火温度下存在。

在直接淬火重结晶的未变形奥氏体之后，在微结构中可观察到马氏体 板条的粗糙包和块。然而，在淬火之前在850℃下压制的样品显示出在不 同方向上短缩和随机化的马氏体11板条的更精细的包和块，如在上述高 -Si DQP钢中所见。

无论淬火和分配温度（QT=PT）和/或10～1000s的时间如何，最终的 奥氏体10分数在5%～10％的窄范围内变化（在340、310和290℃下分别 为平均9%、9%和7%）。

2.实验室轧制实验

基于膨胀实验的结果，在实验室轧机上采用反向轧制进行轧制试验， 以由铸锭切下具有长度110mm和宽度80mm的60mm厚度的坯开始，具 有以wt％计的组成为0.2C-2.0Mn-0.5Si-1.0Al-0.5Cr-0.2Mo。按照图1中所 示的方式进行轧制。通过放置在相对于长度中点的宽度中点在样品边缘钻 出的孔中的热电偶来监测热轧和冷却期间样品的温度。在两阶段轧制（图 1中步骤3～5）之前在炉中将这些样品在1200℃下加热2小时（图1中的 步骤1和2）。步骤3即II型热轧步骤包括采用约0.2应变/道次热轧四道 次至厚度26mm，其中第四道次的温度约1040℃。步骤4包括等待温度下 降至约920℃，这估计为RST，而步骤5，即，I型热轧步骤包括采用最终 轧制温度（FRT）≥820℃（>A₃）以约0.21应变/道次的四个道次热轧至 11.2mm的最终厚度。所有轧制道次都平行于坯的长边。在热轧3、5之后 立即地，将样品淬火6，即，以至少20℃/s的冷却速率（约30～35℃/s的 平均冷却速度下降到约400℃），在水罐中冷却至接近340、320或270℃ （QT）温度，随后在同一温度下在炉子中进行10分钟分配处理7或在 27～30h的极慢冷却期间下降至50～100℃。这还能够理解与分配约10min 相比较，卷曲模拟CS对机械性能的影响。

实验室高强度TMR-DQP材料在马氏体块和包尺寸方面的微结构特 征与在Gleeble模拟样品的光学微结构中所见的那些颇为相似，表明热轧 和直接淬火至QT的变形条件控制适当。无论淬火和炉温度（270～340℃） 如何，轧制至低FRT的板的微结构由在不同方向上短缩和随机化的精细马 氏体板条11和含量范围4%～7%的最终奥氏体10（通过XRD测量）的精 细包和块构成。

表3列出了实验室轧制板材A、B、C、D和E的工艺参数和机械性 能的汇总，全部都具有组成0.2C-2.0Mn-0.5Si-1.0Al-0.5Cr-0.2Mo。表3清 楚地显示了由于TMR-DQP，即，在采用低于RST（FRT≥820℃）的I型 热轧步骤5的两阶段轧制之后这些特性的平衡改进。还清楚的是，与简单 地直接淬火具有类似屈服强度的低碳钢相比，性能得以改善。

表3：根据第二主要实施方式（称为高-Al实施方式），11.2mm厚板 材的工艺参数和机械性能

*低C全马氏体钢

CS=卷曲模拟

通过直接淬火&分配（DQ＆P）生产的表3中的高Al TMR-DQP钢板 A、B、C、D和E的机械性质与采用简单地直接淬火至低于M_f温度，即 至室温所获得的表3中的板材F相比较（使用具有提供类似屈服强度特性 组成的钢，即以wt%计，为 0.14C-1.13Mn-0.2Si-0.71Cr-0.15Mo-0.033Al-0.03Ti-0.0017B）。这种钢的坯 按照如上所述的相同方式采用两阶段轧制方案热轧至低FRT并直接水淬 火至室温。通过在340℃下直接淬火和分配来生产高-Al DQP钢的DQP板 材A和B（表3）。当板材A在340℃炉子中分配了10min接着进行空冷 时，将板材B转移至维持于340℃的炉子中，接着关闭炉子以容许其在 27～30h内非常缓慢地冷却，由此模拟在实际工业实践中的卷曲。板材C 和D分别在320℃和270℃下淬火，接着在炉子中缓慢冷却期间进行分配。

对于每种板材，提取了至少2个拉伸样品。与板材A的短时间（10min） 分配和快速（空气）冷却相比，通过在340℃下直接淬火和分配（DQ＆P） 生产的板材A和B的机械性能，表现出在缓慢冷却期间（板材B）延长 分配的影响。板材B具有稍低的强度，但具有更好的27J Charpy V冲击转 变温度（T27J）。这就是为什么要优选在分配处理步骤7、9期间平均冷 却速率小于在所述温度下自由空气冷却的平均冷却速率。

降低所述淬火温度至320℃，随后在炉子中缓慢冷却（C板材），即 使与板材B相比面积降低率（Z）和冲击性能稍微受损，却导致均匀伸长 率改善（3.7％）。淬火温度进一步降低至270℃，随后缓慢冷却（D板材）， 表现出可与参比钢（板材F）比较的较高的屈服强度和拉伸强度，但均匀 延伸率仅有微不足道的变化而并无韧性损失。

使用较高FRT（890℃）的另外的轧制测试（板材E）需要在970℃ 下开始受控轧制，其落在RLT和RST之间的部分重结晶区域，接着淬火 至310℃（类似于板材C）并在炉子中慢速冷却以模拟卷曲CS。这个试验 表明DQP之前部分重结晶对高-Al DQP钢机械性能的影响。采用890℃的 较高FRT温度按照RLT和RST之间的温度方案轧制，接着在310℃下淬 火和分配（板材E），导致较低的A_g和较高的T27J温度，导致与板材C 相比更高的Rp_0.2和Rp_0.1值，板材C经历了非常类似的DQP处理，但在 较低的FRT下轧制。这加强了该独立权利要求，即在DQP处理中，热轧 步骤应该包括用于在低于RST但高于铁氧体形成温度A₃的非重结晶温度 范围内热轧钢坯的I型热轧阶段5。

针对某些应用TMR-DQP钢的冷预应变能够可能是可行的或甚至是 自然的并在这些情况下所使用的屈服强度将会提高超过表3中的Rp_0.2值： 然后根据所施加的预应变，屈服强度可以超过1200或1300MPa。这通过 板材A至E所示的Rp_1.0的较高值来表明。

如表3中所述，低最终轧制温度（FRT），即在低于所述重结晶停止 温度（RST）下实施的I型热轧步骤5在DQ＆P加工处理的情况下对冲击 韧性和伸长率具有显著影响。对于每种板材，在横跨延展性-脆性转化范 围的不同温度下测试了大约9个10×10mm的Charpy V冲击试验样品。 所述结果用于确定T27J和T50％（50％剪切断裂转变温度）的值，见表3。 吸收能量单独的值如图8中所示。由图8可见，与将具有类似屈服强度的 低碳钢（板材F）简单地直接淬火至室温相比，受控轧制降低至FRT820℃ 接着加速冷却至淬火温度并在炉中缓慢冷却期间进行分配处理（板材B， C和D）导致冲击强度得以改善。

而且，令人惊奇的是，尽管样品A至E的碳含量（0.20％）高于样 品F的碳含量（0.14％）的事实，板材A至E对应于27J Charpy V冲击能 量（T27J）和50％剪切断裂（T50％）的温度显著地低于，即好于板材F。

根据表3，通过使用热机械轧制，即，在低于RST的温度下使用I 型热轧阶段5，对应于DQP钢27J Charpy V冲击能量（T27J）的温度可 以小于-50℃。

表3中的TMR-DQP板材（B、C和D）满足与优异的Charpy V冲击 韧性转变温度T27J≤-50℃，优选≤-80℃以及还有屈服强度Rp_0.2至少 960MPa连同良好的总均匀伸长率一起相关的目标。

尽管总伸长率（A）和断裂面积降低率（Z）在狭窄范围内变化，但 是总均匀伸长率（A_gt）和塑性均匀伸长率（A_g）在320和270℃的较低淬 火温度下高于在淬火温度340℃下获得的相应性能，如表3中所见。

根据表3，实现了总伸长率A≥8％，在这种强度水平下它也是良好的 值。

根据表3，实现了总均匀伸长率A_gt≥2.7％，甚至A_gt≥3.5％，在这种 强度水平下它也是良好的值。

优选尤其是在第二主要实施方式（称为高-Al实施方式）中，所述淬 火停止温度（QT）处于M_s至M_f温度之间并进一步低于350℃但高于200℃ 以获得与伸长率相关的性能改进。

在本发明中获得的机械性能比在相同强度等级的常规淬火和回火钢 中获得的那些更好。此外，必须注意，机械性能的整体组合是良好的，包 括强度，延展性和冲击韧性特性。所有这些都同时获得，而无需在淬火之 后额外地从低于M_f的温度进行加热。

实验的测试条件

对于拉伸试验，根据标准EN10002，带有螺纹端部（10mm×M10 螺纹）且直径为6mm且总平行长度40mm的圆形样品在相对轧制方向的 横向方向上进行机加工。

对于测试冲击韧性，根据标准EN10045-1，将Charpy V冲击样品（10 ×10×55mm；沿着横向法线方向2mm深的凹口，根半径0.25±0.025mm） 在纵向方向上，即平行于轧制方向进行机加工。

在上面，本发明已经通过具体实施例进行了举例说明。然而，应当指 出的是，本发明的细节可以按照所附权利要求范围内的许多其他方式进行 实施。