具体实施方式

在本文中在一个实例中描述了轻型超高强度耐候钢板。轻型超高强度耐候钢板可由熔融熔体制成。可将该熔融熔体通过双辊铸造机加工。在一个实例中，轻型超高强度耐候钢板可通过包括如下的步骤制成：(a)准备熔融钢熔体，其包括：(i)以重量计，0.20％和0.35％之间的碳、小于1.0％的铬、0.7％和2.0％之间的锰、0.10％和0.50％之间的硅、0.1％和1.0％之间的铜、小于或等于0.12％的铌、小于0.5％的钼、0.5％和1.5％之间的镍，且为含有小于0.01％铝的硅镇静的，和(ii)余量为铁和由熔炼产生的杂质；(b)以大于10.0MW/m²的热通量凝固，从而产生厚度小于2.5mm的钢板，并且在快速冷却前和/或当热轧时在热轧前在非氧化气氛中以大于15℃/s的冷却速率冷却到1080℃以下且Ar₃温度以上；和(c)快速冷却以形成钢板，其具有拥有至少75体积％马氏体或马氏体加贝氏体的微观结构、700和1600MPa之间的屈服强度、1000和2100MPa之间的抗拉强度、以及1％和10％之间的伸长率。在一个实例中，还可将轻型超高强度耐候钢板在快速冷却前热轧至15％和50％之间压下率。可将所述板在快速冷却前和/或当热轧时在热轧前在非氧化气氛中以大于15℃/s的冷却速率冷却至1100℃以下且Ar₃温度以上。Ar₃温度为在冷却期间奥氏体开始转变为铁素体的温度。也就是说，Ar₃温度为奥氏体转变点。在各实例中，镍的包括将包晶点转移成远离碳区域和/或提高钢板组合物的包晶点的转变温度以提供无缺陷的钢板。镍对腐蚀指数的影响体现在用于确定腐蚀指数计算结果的以下方程式中：Cu*26.01+Ni*3.88+Cr*1.2+Si*1.49+P*17.28–Cu*Ni*7.29–Ni*P*9.1–Cu*Cu*33.39(其中各元素以重量百分数计)。

本文中还描述具有如下的热轧的外部侧表面的薄铸钢带：所述外部侧表面的特征在于主要不含、基本上不含或不含原奥氏体晶界凹坑但具有抹平、或伸长的表面结构，例如在高摩擦轧制高强度马氏体钢的实例中。本文中还描述用于制造其的方法或工艺。这些实例不仅适用于前述的超高强度耐候钢，而且可另外适用于马氏体钢、其它耐候钢、和/或呈现原奥氏体晶界凹坑的钢带或产品。

本文中进一步描述具有如下的热轧的外部侧表面的薄钢带：所述外部侧表面的特征在于主要不含、基本上不含或不含原奥氏体晶界凹坑并且不含抹平、或伸长的表面结构，例如在高摩擦轧制高强度耐候钢的实例中。本文中还描述用于制造其的方法或工艺。这些实例不仅适用于前述的超高强度耐候钢，而且可另外适用于马氏体钢、其它耐候钢、和/或具有原奥氏体晶界凹坑的钢带或产品。

如本文中使用的，主要不含意指各相反的热轧的外部侧表面的小于50％包含原奥氏体晶界或酸蚀刻(酸洗)后的原奥氏体晶界凹坑。至少基本上不含所有的原奥氏体晶界或原奥氏体晶界凹坑意指各相反的热轧的外部侧表面的10％或更小包含原奥氏体晶界凹坑或酸蚀刻(酸洗)后的原奥氏体晶界凹坑。所述凹坑在酸蚀刻(也称为酸洗)后形成蚀刻的晶界凹坑而使得原奥氏体晶界在250x放大倍率下可见。在其它情形中，不含意味着各相反的热轧的外部侧表面不含(也就是完全没有)原奥氏体晶界凹坑，其包括在酸蚀刻后不含任何原奥氏体晶界凹坑。强调的是，原奥氏体晶界可仍旧在热轧后的带的材料内存在，其中表面上的晶界凹坑和间隔已经通过本文中描述的技术(例如其中热轧在A_r3温度以上的温度下使用等于或大于0.20的辊缝摩擦系数发生)的方式除去。

图1和图2说明用于连续铸造本发明的钢带或钢板的带铸造机的相继部件。双辊铸造机11可连续产生铸造钢带12，其在运输路径10中穿过导向台13传送至具有夹送辊14A的夹送辊机架14。所述带在离开夹送辊机架14后立即传送到具有一对工作辊16A和背辊16B的热轧机16中，在热轧机16中将铸带热轧以压下期望的厚度。热轧的带传送到输出辊道17上，其中带进入经由水射流18(或其它适合手段)的强烈冷却部分。经轧制和冷却的带然后传送通过包括一对夹送辊20A的夹送辊机架20和然后至卷取机19。

如图2中显示，双辊铸造机11包括主机框架21，其支承一对横向定位的具有铸造表面22A的铸造辊22。将熔融金属在铸造操作期间从盛钢桶(未显示)供应到中间包23、通过耐火砖套(shroud)24至分配器或可活动中间包25、和然后从分配器或可活动中间包25通过金属输送嘴26至铸造辊22之间在夹区27上方。输送至铸造辊22之间的熔融金属形成在夹区上方的被支承在铸造辊上的铸造池30。铸造池30在铸造辊的端部处通过一对侧封坝或板28约束，所述侧封坝或板28可通过包括连接至侧板保持器的液压缸单元(未显示)的一对推进器(未显示)而被推靠着铸造辊端部。铸造池30的上表面(通常称为“弯液面”型液面)通常在输送嘴下端的上方，使得输送嘴下端浸没在铸造池30内。将铸造辊22以内部方式进行水冷却，使得壳当其传送通过铸造池时凝固在移动的铸造辊表面上，并且在它们之间在夹区27处被组合在一起以产生铸造带12，其从在铸造辊之间的夹区向下输送。

双辊铸造机可为在美国专利No.5,184,668、5,277,243、5,488,988和/或作为美国公布No.2009/0236068 A1公布的美国专利申请No.12/050,987中相当详细地说明和描述的类型。对于可在本发明实例中使用的双辊铸造机的适当构造细节，参考这些专利和公布，将其引入作为参考。

在使用任何期望的工艺、例如以上结合图1和图2描述的带铸造工艺形成(铸造)薄钢带后，可将所述带热轧和冷却以形成具有至少主要不含、基本上不含或不含原奥氏体晶界凹坑的相反的热轧的外部侧表面的期望的薄钢带。如图1中说明的，线上热轧机16提供来自铸造机的带的15％至50％压下率。在输出辊道17上，冷却可包括用于控制奥氏体转变的冷却速率以实现期望的微观结构和材料性质的水冷却部分。

图3显示具有拥有来自晶粒尺寸为至少100μm的原奥氏体的至少75％马氏体的微观结构的钢板的显微照片。在一些实例中，将钢板快速冷却以形成具有拥有至少90体积％马氏体或马氏体和贝氏体的微观结构的钢板。在另一实例中，将钢板快速冷却以形成具有拥有至少95体积％马氏体或马氏体和贝氏体的微观结构的钢板。在这些实例的每个中，可另外地在快速冷却前将钢板热轧至15％和50％之间压下率。

重新参考图1，说明热箱15。如图1显示的，在带已经形成后，其可传送到环境受控的箱(称为热箱15)中，其中其在通过热轧机16热轧成其最终规格前继续被动冷却。维持具有保护性气氛的环境受控的箱直至进入到热轧机16中。在热箱内，使带在导向台13上移动到夹送辊机架14。在本公开内容的实例中，不期望的热蚀刻可在热箱15中发生。基于热蚀刻是否已经在热箱中发生，带可在基于下面更详细地限定的参数的高摩擦轧制条件下热轧。

在特定情形中，形成薄钢带的方法进一步包括使用一对反向的工作辊热轧薄钢带，所述工作辊产生足以产生薄钢带的如下的相反的热轧的外部侧表面的增高的摩擦系数(μ)：所述外部侧表面的特征在于主要不含、基本上不含或不含原奥氏体晶界凹坑，并且特征在于具有与在剪切下通过塑性形变形成的表面抹平图案相关的伸长的表面结构。在某些情况下，这对反向的工作辊在A_r3温度以上的温度下产生等于或大于0.20、0.25、0.268或0.27的摩擦系数(μ)，其各自在使用或不使用润滑的情况下产生。认识到，摩擦系数可通过增大工作辊表面的表面粗糙度、消除任何润滑的使用、减少使用的润滑的量和/或选择使用特定类型的润滑而增大。除先前描述的机制外还可另外地或单独地使用如可为普通技术人员所知晓的用于增大摩擦系数的其它机制。以上工艺在本文中通常称为高摩擦轧制。

如以上提到的，认识到高摩擦轧制可通过增大一个或多个工作辊的表面的表面粗糙度而实现。这在本文中通常称为工作辊表面织构化。工作辊表面织构化可通过在高摩擦轧制应用中使用的各种参数而改变和测量。例如，工作辊轮廓的平均粗糙度(Ra)可提供用于产生对于如以上在实例中指出的辊缝必不可少的摩擦系数的基准点。为通过工作辊表面织构化的方式实现高摩擦轧制，在一个实例中，新磨削和织构化的工作辊可具有在2.5μm和7.0μm之间的Ra。新磨削和织构化的工作辊在本文中更通常地称为新工作辊。在具体实例中，新工作辊可具有3.18μm和4.0μm之间的Ra。新工作辊的平均粗糙度可在使用期间或在磨损时减小。因此，也可依赖于用过的工作辊来产生上述的高摩擦轧制条件，只要用过的工作辊具有在一个实例中的2.0μm和4.0μm之间的Ra。在具体实例中，用过的工作辊可具有1.74μm和3.0μm之间的Ra，同时仍然实现上述的高摩擦轧制条件。

另外地或替代地，还可依赖于工作辊轮廓的平均表面粗糙度深度(Rz)作为实现上述高摩擦轧制条件的标识符。新工作辊可具有20μm和41μm之间的Rz。在一个具体实例中，新工作辊可具有21.90μm和28.32μm之间的Rz。在一个实例中对于上述的高摩擦轧制条件可依赖于用过的工作辊，只要其在停止服务前维持10μm和20μm之间的Rz。在一个具体实例中，用过的工作辊在停止服务前具有13.90μm和20.16μm之间的Rz。

然而此外，以上参数可进一步由在轮廓各处的峰间的平均间距(Sm)定义。为产生高摩擦轧制条件而依赖的新工作辊可包括90μm和150μm之间的Sm。在一个具体实例中，为产生高摩擦轧制条件而依赖的新工作辊包括96μm和141μm之间的Sm。在一个实例中对于上述的高摩擦轧制条件可依赖于用过的工作辊，只要其维持115μm和165μm之间的Sm。

下表1说明为产生高摩擦轧制条件而依赖的工作辊表面织构化的随工作辊上的位置测量的测试数据，并且进一步提供新工作辊参数和在用过的工作辊将要停止服务前的用过的工作辊参数之间的比较：

*“OS Qtr”为操作人员侧四分之一区；且“Avg”为平均值

**“Ctr”为带中央；且“Avg”为平均值

***“DS Qtr”为驱动侧四分之一区；且“Avg”为平均值

确定高摩擦轧制是否适用于本公开内容的实例可取决于热蚀刻是否已经在热箱中发生。热蚀刻为将钢带表面处的原奥氏体晶界凹坑暴露的铸造工艺的副作用或后果。如以上指出的，原奥氏体晶界凹坑可易于在进一步酸蚀刻时导致沿着蚀刻的原奥氏体晶界凹坑的前述缺陷现象。具体地，当钢在惰性气氛中暴露于高温例如热箱时，热蚀刻通过在原奥氏体晶界凹坑和表面之间的交叉处形成凹槽而显露钢带中的原奥氏体晶界凹坑。这些凹槽使得原奥氏体晶界凹坑在表面处可见。因此，本工艺的实例将高摩擦轧制确认为在热箱中热蚀刻时产生期望的钢性质的步骤。不管是否存在热蚀刻以及原奥氏体晶界凹坑的证据，都可提供高摩擦轧制以增加薄钢带的再结晶。

图5为说明用于施加高摩擦轧制和/或表面均匀化的工艺的流程图。在本实例中，确定钢带或钢产品是否应经历高摩擦轧制取决于不期望的热蚀刻是否已经在热箱510中发生。若热蚀刻尚未在热箱中发生，则不需要且不采取高摩擦轧制来(1)抹平原奥氏体晶界凹坑，(2)增大钢产品例如诸如超高强度耐候钢的成形性，和/或(3)改善耐氢(H₂)脆化性。然而，即使热蚀刻尚未在热箱中发生，为实现再结晶520或为产生如本文中另外公开的微观结构，仍然可追求高摩擦轧制。若热蚀刻已经在热箱510中发生，则进行高摩擦轧制530以(1)抹平原奥氏体晶界凹坑，(2)增大超高强度耐候钢的成形性，和/或(3)通过除去原奥氏体晶界凹坑和消除在120小时腐蚀测试之后作为缺陷形成的弱点而改善耐氢(H₂)脆化性。在本公开内容的一个实例中，产生具有抹平图案的超高强度耐候钢550。在本公开内容的另一实施方式中，除去抹平图案，由此改善耐点蚀性540，例如在汽车应用中需要的耐点蚀性。这样的实施方式产生例如高强度马氏体钢560。抹平图案可通过表面均匀化过程的方式除去。图5另外说明表面均匀化过程540。关于本公开内容在下文中更详细地讨论表面均匀化过程的适用性。代表性实例也在下文中更详细地讨论。

超高强度耐候钢

在一些实施方式中，轻型超高强度耐候钢板可由熔融熔体制成。熔融熔体可通过双辊铸造机加工。在一个实例中，轻型超高强度耐候钢板可通过包括如下的步骤制成：(a)准备熔融钢熔体，其包括：(i)以重量计，0.20％和0.35％之间的碳、小于1.0％的铬、0.7％和2.0％之间的锰、0.10％和0.50％之间的硅、0.1％和1.0％之间的铜、小于或等于0.12％的铌、小于0.5％的钼、0.5％和1.5％之间的镍，且为含有小于0.01％铝的硅镇静的，以及(ii)余量为铁和由熔炼产生的杂质；(b)以大于10.0MW/m²的热通量凝固，从而产生厚度小于2.5mm的钢板并且在快速冷却前和/或当热轧时在热轧前在非氧化气氛中以大于15℃/s的冷却速率冷却到1080℃以下且Ar₃温度以上；和(c)快速冷却以形成具有拥有至少75体积％马氏体或马氏体加贝氏体的微观结构、700和1600MPa之间的屈服强度、1000和2100MPa之间的抗拉强度、以及1％和10％之间的伸长率的钢板。在一个实例中，还可将轻型超高强度耐候钢板在快速冷却前热轧至15％和50％之间压下率。可将所述板在快速冷却前和/或当热轧时在热轧前在非氧化气氛中以大于15℃/s的冷却速率冷却到1100℃以下且Ar₃温度以上。Ar₃温度为在冷却期间奥氏体开始转变为铁素体的温度。也就是说，Ar₃温度为奥氏体转变点。在各实例中，镍的包括将包晶点转移成远离碳区域和/或提高钢板组合物的包晶点的转变温度以提供无缺陷的钢板。镍对腐蚀指数的影响体现在用于确定腐蚀指数计算结果的以下方程式中：Cu*26.01+Ni*3.88+Cr*1.2+Si*1.49+P*17.28–Cu*Ni*7.29–Ni*P*9.1–Cu*Cu*33.39(其中各元素以重量百分数计)。

本发明钢板实例提供镍的添加以在维持或改善硬化性的同时进一步防止包晶开裂。特别地，添加以重量计0.5％和1.5％之间的镍。镍的添加被认为防止带壳由在铸造辊上的相转变期间包晶区域的体积变化导致的翘曲，并且因此增强在带凝固期间的均匀传热。据认为，镍的添加将包晶点转移成远离碳区域和/或提高组合物的包晶点的转变温度以形成无缺陷的钢板。图4的相图说明这点。具体地，图4的相图说明0.0重量％镍100、0.2重量％镍110和0.4重量％镍120各自的影响。如图4说明的，在液相+δ相90、δ+γ相50、和液相+γ相60的交叉处发现的包晶点P₁₀₀、P₁₁₀和P₁₂₀是随镍的增多而将更低的质量百分比的碳(C)转移到更高温度。否则，碳含量使钢带易于在具有高屈服强度的钢带中在更低温度下受缺陷影响。镍的添加将包晶点转移成远离碳区域和/或提高钢板的包晶点的转变温度以提供具有高屈服强度的无缺陷的马氏体钢带。

镍对腐蚀指数的影响体现在用于确定腐蚀指数计算结果的以下方程式：Cu*26.01+Ni*3.88+Cr*1.2+Si*1.49+P*17.28–Cu*Ni*7.29–Ni*P*9.1–Cu*Cu*33.39(其中各元素以重量百分数计)。

下表2显示本公开内容的轻型超高强度耐候钢板的若干种组成实例。

表2

在表2中，LecoN为测量的重量百分比的氮气(N₂)且CEAWS为测量的重量百分比的碳当量(CE)。

对于硬化性而言所依赖的其它元素通过将包晶点转移到更接近碳区域而产生相反效果。这样的元素包括为增大硬化性而依赖的但最终导致包晶开裂的铬和钼。通过镍的添加，使硬化性改善和包晶开裂减少以提供具有高强度的全淬火的马氏体等级钢带。

在本发明组合物中，镍的添加可与有限量的铬和/或钼组合，如本文中描述的。结果，镍减轻这些硬化元素可具有的产生包晶开裂的任何影响。然而，在一个实例中，另外的镍不会与硼的故意添加组合。故意添加为5ppm的硼或更多。也就是说，在一个实例中，镍的添加将与实质上没有硼或小于5ppm的硼组合使用。另外，轻型超高强度耐候钢板可通过进一步将钢板在150℃和250℃之间的温度下回火2-6小时而制成。将钢板回火提供改善的伸长率以及最少的强度损失。例如，在如本文中描述的回火后，具有1250MPa的屈服强度、1600MPa的抗拉强度和2％的伸长率的钢板被改善为1250MPa的屈服强度、1525MPa的抗拉强度和5％的伸长率。

轻型超高强度耐候钢板可为硅镇静的，含有以重量计小于0.008％的铝或小于0.006％的铝。熔融熔体可具有5-70ppm之间或5-60ppm之间的游离氧含量。钢板可具有大于50ppm的总氧含量。夹杂物包括典型地其中50％为小于5μm尺寸的MnOSiO₂并且具有增强微观结构演变和由此的带机械性质的潜力。

熔融熔体可以大于10.0MW/m²的热通量凝固成厚度小于2.5mm的钢板，并且在非氧化气氛中以大于15℃/s的冷却速率冷却至1080℃以下且Ar₃温度以上。非氧化气氛为典型地惰性气体例如氮气或氩气或其混合物的气氛，其包含以重量计小于约5％氧气。

在一些实施方式中，钢板中的马氏体可由晶粒尺寸大于100μm的奥氏体形成。在其它实施方式中，钢板中的马氏体可由晶粒尺寸大于150μm的奥氏体形成。以大于10MW/m²的热通量的快速凝固使得能够产生响应于受控冷却的奥氏体晶粒尺寸以实现无缺陷的板的制造。

另外可将钢板热轧至15％和50％之间压下率并且之后快速冷却以形成具有拥有至少75％马氏体加贝氏体的微观结构、700和1600MPa之间的屈服强度、1000和2100MPa之间的抗拉强度、以及1％和10％之间的伸长率的钢板。进一步地，可将钢板热轧至15％和35％之间压下率并且之后快速冷却以形成具有拥有至少75％马氏体加贝氏体的微观结构、700和1600MPa之间的屈服强度、1000和2100MPa之间的抗拉强度、以及1％和10％之间的伸长率的钢板。在一个实例中，将钢板热轧至15％和50％之间压下率并且之后快速冷却以形成具有拥有至少90体积％马氏体或马氏体和贝氏体的微观结构的钢板。在甚至又一个实例中，将钢板热轧至15％和50％之间压下率并且之后快速冷却以形成具有拥有至少95体积％马氏体或马氏体和贝氏体的微观结构的钢板。

很多产品可由本文中描述的类型的轻型超高强度耐候钢板制成。可由轻型超高强度耐候钢板制成的产品的一个实例包括钢桩。在一个实例中，钢桩包括由上述种类的碳合金钢带形成的腹板和一个或多个凸缘。钢桩可进一步包括长度，其中所述腹板和所述一个或多个凸缘使所述长度延伸。使用时，将钢桩的长度迫进到土地或土壤中以提供结构底座(地基，foundation)。使用夯(撞击装置，ram)例如活塞或锤子将钢桩迫进到土地或土壤中。夯可为桩驱动器的一部分并且至少受桩驱动器驱动。夯撞击或冲击钢桩，迫使钢桩进入土地或土壤中。由于冲击，先前的钢桩在夯的冲击下可翘曲或变形。为避免对先前的钢桩的翘曲或损害，将桩驱动器的RPM或力维持在损害阈值以下。本发明钢桩已经说明与先前的钢桩相比使对钢桩施加的RPM或力增大而未使钢桩翘曲或损害的能力，如由钢桩的强度性质所反映的。具体地，如测试的，尺寸特征相当的先前的钢桩被驱动且在结构上被破坏，其中本公开内容的钢桩提供25％的RPM增幅。而且，先前的钢桩另外不是耐候钢。因此，先前的钢桩由于其放置于外部条件(包括土地和土壤条件)中而易受腐蚀。再次，本发明钢桩提供对于经受住这些条件所必需的腐蚀指数。对于这样的产品而言，本发明强度性质和腐蚀性质之前尚未组合地见到过。

钢桩的一个实例为包括由具有包括如下的组成的碳合金钢带形成的腹板和一个或多个凸缘的钢桩：以重量计，0.20％和0.35％之间的碳、小于1.0％的铬、0.7％和2.0％之间的锰、0.10％和0.50％之间的硅、0.1％和1.0％之间的铜、小于或等于0.12％的铌、小于0.5％的钼、0.5％和1.5％之间的镍，且为含有小于0.01％铝的硅镇静的，其中所述碳合金钢带具有拥有至少75体积％马氏体或马氏体加贝氏体的微观结构、700和1600MPa之间的屈服强度、1000和2100MPa之间的抗拉强度、1％和10％之间的伸长率并且具有6.0或更大的腐蚀指数。在一个实例中，钢桩可由以小于或等于2.5mm的铸造厚度铸造的碳合金钢带形成。在另一实例中，钢桩可由小于或等于2.0mm的钢带形成。在甚至又一实例中，钢桩可由厚度为在1.4mm至1.5mm之间或1.4mm或1.5mm的钢板形成。钢桩可为槽形(channel)例如C槽形、箱(box)槽形、双槽形等。钢桩可另外地或替代地为工字形部件、角形(angle)、结构T形、中空结构截面形(hollow structural section)、双角形、S-形状、管等。而且，这些部件的很多可连接在一起例如焊接在一起以形成单钢桩。本文中认识到，可由轻型超高强度耐候钢板制成另外的产品。另外，本文中认识到，另外的产品可由不是通过双辊铸造机制造的超高强度耐候钢制成，而是反而超高强度产品可通过其它方法制成。

下面提供超高强度耐候钢的另外实例：

轻型超高强度钢板，其包括：以小于或等于2.5mm的铸造厚度铸造的碳合金钢带，其具有包括如下的组成：

(i)以重量计，0.20％和0.35％之间的碳、小于1.0％的铬、0.7％和2.0％之间的锰、0.10％和0.50％之间的硅、0.1％和1.0％之间的铜、小于或等于0.12％的铌、小于0.5％的钼、0.5％和1.5％之间的镍，且为含有小于0.01％铝的硅镇静的，和

(ii)余量为铁和由熔炼产生的杂质；

其中在所述组成中镍的包括将包晶点转移成远离碳区域和/或提高包晶点的转变温度以形成具有拥有至少75体积％马氏体或马氏体加贝氏体的微观结构、700和1600MPa之间的屈服强度、1000和2100MPa之间的抗拉强度、以及1％和10％之间的伸长率的无缺陷的碳合金钢带。

在上面的一种实例中，轻型超高强度钢板具有拥有至少75体积％马氏体的微观结构。在上面的另一实例中，轻型超高强度钢板具有拥有至少90体积％马氏体的微观结构。在上面的又一实例中，轻型超高强度钢板具有拥有至少95％马氏体的微观结构。

在上面的一种实例中，轻型超高强度钢板包括小于5ppm硼。

在上面的一种实例中，轻型超高强度钢板包括0.05％和0.12％之间的铌。

在上面的一种实例中，钢板中的马氏体来自于晶粒尺寸大于100μm的奥氏体。

在上面的一种实例中，钢板中的马氏体来自于晶粒尺寸大于150μm的奥氏体。

在上面的一种实例中，钢板可另外地在快速冷却前热轧至15％和50％之间压下率。

在上面的一种实例中，碳合金钢板在快速冷却前热轧至铸造厚度的15％和35％之间压下率的热轧厚度。

在上面的一种实例中，钢板为具有6.0或更大的腐蚀指数的耐候钢。

轻型超高强度耐候钢板的制造方法，其包括如下步骤：

(a)准备熔融钢熔体，其包括：

(i)以重量计，0.20％和0.35％之间的碳、小于1.0％的铬、0.7％和2.0％之间的锰、0.10％和0.50％之间的硅、0.1％和1.0％之间的铜、小于或等于0.12％的铌、小于0.5％的钼、0.5％和1.5％之间的镍，具有小于0.01％铝的硅镇静的，以及

(ii)余量为铁和由熔炼产生的杂质；

(b)将熔体形成为被支承在其间具有夹区的一对经冷却的铸造辊的铸造表面上的铸造池；

(c)使所述铸造辊反向旋转并且将熔融熔体以大于10.0MW/m²的热通量凝固成厚度小于2.5mm的从夹区向下输送的钢板，并且将所述板在非氧化气氛中以大于15℃/s的冷却速率冷却至1100℃以下且Ar3温度以上；和

(d)快速冷却以形成具有拥有至少75体积％马氏体或马氏体加贝氏体的微观结构、700和1600MPa之间的屈服强度、1000和2100MPa之间的抗拉强度、以及1％和10％之间的伸长率的钢板，其中镍的包括将包晶点转移成远离碳区域和/或提高包晶点的转变温度以抑制高强度马氏体钢板中的裂纹或缺陷形成。

在上面的一种实例中，微观结构具有至少75体积％马氏体。在上面的另一实例中，微观结构具有至少90体积％马氏体。在上面的又一实例中，微观结构具有至少95体积％马氏体。

在上面的一种实例中，形成具有小于5ppm硼的碳合金钢板。

在上面的一种实例中，碳合金钢板包括0.05％和0.12％之间的铌。

在上面的一种实例中，钢板中的马氏体来自于晶粒尺寸大于100μm的奥氏体。

在上面的一种实例中，钢板中的马氏体来自于晶粒尺寸大于150μm的奥氏体。

在上面的一种实例中，钢板在快速冷却前热轧至铸造厚度的15％和50％之间压下率的热轧厚度。

在上面的一种实例中，钢板在快速冷却前热轧至铸造厚度的15％和35％之间压下率的热轧厚度。

在上面的一种实例中，高强度钢板为无缺陷的。

还公开了钢桩，其包括由以小于或等于2.5mm铸造厚度铸造的碳合金钢板形成的腹板和一个或多个凸缘，所述碳合金钢板具有包括如下的组成：以重量计，0.20％和0.35％之间的碳、小于1.0％的铬、0.7％和2.0％之间的锰、0.10％和0.50％之间的硅、0.1％和1.0％之间的铜、小于或等于0.12％的铌、小于0.5％的钼、0.5％和1.5％之间的镍，且为含有小于0.01％铝的硅镇静的，其中碳合金钢板具有拥有至少75体积％马氏体或马氏体加贝氏体的微观结构、700和1600MPa之间的屈服强度、1000和2100MPa之间的抗拉强度、1％和10％之间的伸长率并且是无缺陷的。

在上面的一种实例中，轻型超高强度钢板具有拥有至少75体积％马氏体的微观结构。在上面的另一实例中，轻型超高强度钢板具有拥有至少90体积％马氏体的微观结构。在上面的又一实例中，轻型超高强度钢板具有拥有至少95％马氏体的微观结构。

在上面的一种实例中，钢桩的碳合金钢板包括小于5ppm硼。

在上面的一种实例中，钢桩的碳合金钢板包括0.05％和0.12％之间的铌。

在上面的一种实例中，钢桩中的马氏体来自于晶粒尺寸大于100μm的奥氏体。

在上面的一种实例中，钢桩中的马氏体来自于晶粒尺寸大于150μm的奥氏体。

在上面的一种实例中，钢板可另外地在快速冷却前热轧至15％和50％之间压下率。

在上面的一种实例中，碳合金钢板在快速冷却前热轧至铸造厚度的15％和35％之间压下率的热轧厚度。

在上面的一种实例中，碳合金钢板为具有6.0或更大的腐蚀指数的耐候钢。

高摩擦轧制高强度耐候钢

在下面的实例中，公开了高摩擦轧制高强度耐候钢板。超高强度耐候钢板的一种实例通过包括如下的步骤制成：(a)准备熔融钢熔体，其包括：(i)以重量计，0.20％和0.40％之间的碳、小于1.0％的铬、0.7％和2.0％之间的锰、0.10％和0.50％之间的硅、0.1％和1.0％之间的铜、小于或等于0.12％的铌、小于0.5％的钼、0.5％和1.5％之间的镍，且为含有小于0.01％铝的硅镇静的，以及(ii)余量为铁和由熔炼产生的杂质；(b)以大于10.0MW/m²的热通量凝固成小于或等于2.5mm的厚度的钢板并且将所述板在快速冷却前在非氧化气氛中以大于15℃/s的冷却速率冷却至1080℃以下且Ar₃温度以上；(c)将薄铸钢带高摩擦轧制至铸态厚度的15％和50％之间压下率的热轧厚度，产生主要不含、基本上不含或不含原奥氏体晶界凹坑且具有抹平图案的热轧的钢带；和(d)快速冷却以形成具有拥有以体积计至少75％马氏体或至少75％马氏体加贝氏体的微观结构、700和1600MPa之间的屈服强度、1000和2100MPa之间的抗拉强度、以及1％和10％之间的伸长率的钢板。此处和在本公开内容中的其它地方，伸长率意指总伸长率。“快速冷却”意指以大于100℃/s的速率冷却至100和200℃之间。将添加有镍的本发明组合物快速冷却实现最高达大于95％的马氏体相钢带。在一个实例中，快速冷却形成具有拥有以体积计至少95％马氏体或至少95％马氏体加贝氏体的微观结构的钢板。镍的添加必须足以将‘包晶点’转移成远离否则将存在于未添加镍的相同组合物中的碳区域。具体地，所述组合物中包括镍被认为有助于将包晶点转移成远离碳区域和/或提高所述组合物的包晶点的转变温度，这似乎抑制缺陷并且产生无缺陷的超高强度耐候钢板。

将超高强度耐候钢高摩擦轧制进一步改善超高强度耐候钢的成形性。成形性的度量由ASTM A370弯曲测试标准阐述。在实施方式中，本公开内容的超高强度耐候钢将通过3T180度弯曲测试并且将始终如此。特别地，高摩擦轧制由原奥氏体晶界凹坑在剪切下通过塑性形变产生抹平。以抹平图案为特征的这些伸长的表面结构对于超高强度耐候钢的性质是合乎需要的。具体地，超高强度耐候钢的成形性因所述抹平图案而改善。

钢带可进一步包括以重量计大于0.005％的铌或大于0.01％或0.02％的铌。钢带可包括以重量计大于0.05％的钼或大于0.1％或0.2％的钼。钢带可为硅镇静的，包含以重量计小于0.008％的铝或小于0.006％的铝。该熔融熔体可具有5-70ppm之间的游离氧含量。钢带可具有大于50ppm的总氧含量。夹杂物包括典型地其中50％为小于5μm尺寸的MnOSiO₂并且具有增强微观结构演变和由此的带机械性质的潜力。

该熔融熔体可以大于10.0MW/m²的热通量凝固成厚度为小于2.5mm的钢带，并且在非氧化气氛中以大于15℃/s的冷却速率冷却至1080℃以下且Ar₃温度以上。非氧化气氛为典型地惰性气体例如氮气或氩气或其混合物的气氛，其包含以重量计小于约5％氧气。

在一些实施方式中，钢带中的马氏体可来自于晶粒尺寸大于100μm的奥氏体。在其它实施方式中，钢带中的马氏体可来自于晶粒尺寸大于150μm的奥氏体。以大于10MW/m²的热通量的快速凝固使得能够产生响应于在随后热轧后的受控冷却的奥氏体晶粒尺寸以实现无缺陷的带的制造。

如以上指出的，本组实例的钢带可包括具有马氏体或马氏体加贝氏体的微观结构。马氏体在碳钢中通过奥氏体的快速冷却或淬火而形成。奥氏体具有称为面心立方(FCC)的特定晶体结构。若容许自然冷却，则奥氏体转变成铁素体和渗碳体。然而，当将奥氏体快速冷却或淬火时，面心立方奥氏体转变成被碳过饱和的高度应变的体心四方(BCT)形式的铁素体。作为结果的剪切形变产生大量位错，这是钢的主要强化机制。在冷却期间当奥氏体达到马氏体起始温度且母体奥氏体变得热力学不稳定时马氏体反应开始。随着样品被淬火，越来越大百分比的奥氏体转变成马氏体直至达到较低的转变温度，此时转变完成。

然而，马氏体钢易于产生在由低摩擦条件轧制钢形成的冷却的薄钢带的热轧的外表面上观察到的大的原奥氏体晶界凹坑。酸洗或酸蚀刻的步骤放大导致缺陷和间隔的这些瑕疵。现引入高摩擦轧制作为克服对于低摩擦条件轧制马氏体钢确认的问题的替代方案。高摩擦轧制产生抹平的边界(晶界)图案。抹平的边界图案在本文中可更通常地称为抹平图案。另外，抹平的边界图案可替代地描述性地称为鱼鳞图案。

正如依赖于以上的超高强度耐候钢产生产品形状和构造例如以上描述的桩那样，很多产品可由本文中描述的类型的高摩擦轧制高强度耐候钢板产生。如上文那样，可由高摩擦轧制高强度耐候钢板制造的产品的一个实例包括钢桩。在一个实例中，钢桩包括由以上描述的各种碳合金钢带形成的腹板和一个或多个凸缘。钢桩可进一步包括长度，其中所述腹板和所述一个或多个凸缘使所述长度延伸。使用时，将钢桩的长度迫进到土地或土壤中以提供结构底座。使用夯例如活塞或锤子将钢桩迫进到土地或土壤中。夯可为桩驱动器的一部分并且至少受桩驱动器驱动。夯撞击或冲击钢桩，迫使钢桩进入到土地或土壤中。由于冲击，先前的钢桩在夯的冲击下可翘曲或变形。为避免对先前的钢桩的翘曲或损害，将桩驱动器的RPM或力维持在损害阈值以下。本发明钢桩已经说明与先前的钢桩相比使对钢桩施加的RPM或力增大而未使钢桩翘曲或损害的能力，如由所述钢桩的强度性质所反映的。具体地，如测试的，尺度特征相当的先前的钢桩被驱动并且结构上遭破坏，其中本公开内容的钢桩提供25％的RPM增幅。而且，先前的钢桩另外不是耐候钢。因此，先前的钢桩由于其放置在外部条件(包括土地和土壤条件)中而易受腐蚀。再次，本发明钢桩提供对于经受住这些条件所必需的腐蚀指数。对于这样的产品，本发明的强度性质和腐蚀性质之前尚未组合地见到过。

在一个实例中，钢桩可由以小于或等于2.5mm铸造厚度的本实例的碳合金钢带铸件形成。在另一实例中，钢桩可由小于或等于2.0mm的本实例的钢带形成。在甚至又一实例中，钢桩可由厚度为1.4mm-1.5mm之间或1.4mm或1.5mm的本实例的钢板形成。钢桩可为槽形例如C槽形、箱槽形、双槽形等。钢桩可另外地或替代地为工字形部件、角形、结构T形、中空结构截面形、双角形、S-形状、管等。而且，这些部件的很多可连接在一起例如焊接在一起，以形成单钢桩。本文中认识到，另外的产品可由高摩擦轧制超高强度耐候钢板制成。

高摩擦轧制高强度马氏体钢

在本公开内容的实施方式中，还公开了高强度马氏体钢板。下面的高强度马氏体钢板实例可另外地包括耐候特性。因此，本文中的高强度马氏体钢板实例由于这样的性质也可称为超高强度耐候钢板。马氏体钢被越来越多地用在需要高强度的应用中诸如汽车工业中。马氏体钢提供汽车工业所必需的强度，同时减少能耗和改善燃料经济性。马氏体在碳钢中通过奥氏体的快速冷却或淬火而形成。奥氏体具有称为面心立方(FCC)的特定晶体结构。若容许自然冷却，则奥氏体转变成铁素体和渗碳体。然而，当将奥氏体快速冷却或淬火时，面心立方奥氏体转变成被碳过饱和的高度应变的体心四方(BCT)形式的铁素体。作为结果的剪切形变产生大量位错，这是钢的主要强化机制。在冷却期间当奥氏体达到马氏体起始温度且母体奥氏体变得热力学不稳定时马氏体反应开始。随着样品被淬火，越来越大百分比的奥氏体转变成马氏体直至达到较低的转变温度，此时转变完成。

然而，马氏体钢易于产生在由低摩擦条件轧制钢形成的冷却的薄钢带的热轧的外表面上观察到的大的原奥氏体晶界凹坑。酸洗或酸蚀刻步骤放大导致缺陷和间隔的这些瑕疵。现引入高摩擦轧制作为用于克服对于低摩擦条件轧制马氏体钢确认的问题的替代方案，然而，还已经观察到高摩擦轧制产生不期望的表面光洁度。特别地，高摩擦轧制产生与不均匀的表面光洁度组合的抹平的边界图案。抹平的边界图案可更通常地在本文中称为抹平图案。另外，抹平的边界图案可替代地描述性地称为鱼鳞图案。然后，具有抹平图案的不均匀的表面光洁度(例如当薄钢带经历随后的酸蚀刻时)变得易于截留酸和/或导致过度腐蚀，从而导致过量的点蚀。鉴于此，对于一些钢带或产品例如汽车应用中使用的马氏体钢板，有必要进行另外的表面处理以提供如下表面：其中从该表面除去抹平图案和/或不均匀的表面光洁度。

为减少或消除抹平图案和/或不均匀的表面光洁度，薄钢带在热轧机后经历表面均匀化工艺。表面均匀化工艺的实例包括喷磨例如诸如通过使用砂轮、喷丸、喷砂、湿法喷磨、其它磨料加压施加等。表面均匀化工艺的一种具体实例包括环保酸洗的(eco-pickled)表面(本文中称为“EPS”)。表面均匀化工艺的其它实例包括将磨料介质强有力施加到钢带表面上以将钢带表面均匀化。对于强有力施加，还可依赖于加压组分(组件)。例如，流体可推进磨料介质。如本文中使用的流体包括液体和空气。另外地或替代地，机械装置可提供强有力施加。表面均匀化工艺在薄铸钢带达到室温后发生。也就是说，表面均匀化工艺不在使用热轧机的线上工艺中发生。表面均匀化工艺可在与热轧机和/或双铸造轧机分开的位置或从其离线地发生。在一些实例中，表面均匀化工艺可在卷取后发生。

如本文中使用的，表面均匀化工艺将表面改变成不含抹平图案或消除抹平图案。不含抹平图案或其中抹平图案已经被消除的薄钢带表面为通过120小时腐蚀测试而没有任何表面点蚀的表面。未经历表面均匀化工艺的试样在120小时腐蚀测试期间在24小时后由于表面腐蚀而破裂(断裂)。图6为显示使用EPS进行表面均匀化的高摩擦热轧钢带的图像。作为对比，图7为显示尚未经历表面均匀化工艺的具有抹平图案的高摩擦热轧钢带表面的图像。如以上指出的，抹平图案，除非其通过表面均匀化工艺被除去，否则可在酸蚀刻时截留酸并且因此易于过度点蚀和/或腐蚀。总之并且如本文中使用的，已经经历表面均匀化的表面为不含先前通过高摩擦轧制条件形成的抹平图案的表面。

在热轧后，将热轧的薄钢带冷却。在每个实施方式中，钢带在冷却后经历表面均匀化工艺。认识到，冷却可通过任意已知方式实现。在某些情况下，当冷却薄钢带时，将薄钢带冷却到等于或小于马氏体起始转变温度M_S的温度，以由此由薄钢带内的原奥氏体形成马氏体。

高强度马氏体钢板的一个实施方式通过包括如下的步骤制成：(a)准备熔融钢熔体，其包括：(i)以重量计，0.20％和0.40％之间的碳、小于1.0％的铬、0.7％和2.0％之间的锰、0.10％和0.50％之间的硅、0.1％和1.0％之间的铜、小于或等于0.12％的铌、小于0.5％的钼、0.5％和1.5％之间的镍，且为含有小于0.01％铝的硅镇静的，以及(ii)余量为铁和由熔炼产生的杂质；(b)以大于10.0MW/m²的热通量凝固成厚度小于或等于2.5mm的钢板并且将所述板在快速冷却前在非氧化气氛中以大于15℃/s的冷却速率冷却至1080℃以下且Ar₃温度以上；(c)将薄铸钢带高摩擦轧制至铸态厚度的15％和50％之间压下率的热轧厚度，产生不含原奥氏体晶界凹坑的热轧钢带；(d)快速冷却以形成具有拥有以体积计至少75％马氏体或至少75％马氏体加贝氏体的微观结构、700和1600MPa之间的屈服强度、1000和2100MPa之间的抗拉强度、以及1％和10％之间的伸长率的钢板；和(e)将高摩擦热轧的钢带进行表面均匀化，产生具有不含抹平图案的一对相反的高摩擦热轧的均匀化表面的高摩擦热轧钢带。此处和在本公开内容中的其它地方，伸长率意指总伸长率。“快速冷却”意指以大于100℃/s的速率冷却至100和200℃之间。将添加有镍的本发明组合物快速冷却实现最高达大于95％马氏体相的钢带。在一个实例中，快速冷却形成具有拥有以体积计至少95％马氏体或至少95％马氏体加贝氏体的微观结构的钢板。镍的添加必须足以将‘包晶点’转移成远离否则将存在于未添加镍的相同组合物中的碳区域。具体地，组合物中包括镍被认为有助于将包晶点转移成远离碳区域和/或提高组合物的包晶点的转变温度，这似乎抑制缺陷并且导致无缺陷的高强度马氏体钢板。

高摩擦轧制高强度马氏体钢的实例的另外变型于下。在一些实例中，钢带可包括基本上不含原奥氏体晶界凹坑和抹平图案的一对相反的高摩擦热轧的均匀化表面。在又一实例中，钢带可进一步包括主要不含原奥氏体晶界凹坑和抹平图案的一对相反的高摩擦热轧的均匀化表面。在这些实例的每个中，表面可具有不超过2.5μm的表面粗糙度(Ra)。

在一些实例中，进一步可将薄钢带在150℃和250℃之间的温度下回火2-6小时。将钢带回火提供改善的伸长率以及最少的强度损失。例如，在如本文中描述的回火后，具有1250MPa的屈服强度、1600MPa的抗拉强度和2％的伸长率的钢带被改善为1250MPa的屈服强度、1525MPa的抗拉强度和5％的伸长率。

钢带可进一步包括以重量计大于0.005％的铌或大于0.01％或0.02％的铌。钢带可包括以重量计大于0.05％的钼或大于0.1％或0.2％的钼。钢带可为硅镇静的，包含以重量计小于0.008％的铝或小于0.006％的铝。熔融熔体可具有5-70ppm的游离氧含量。钢带可具有大于50ppm的总氧含量。夹杂物包括典型地其中50％为小于5μm尺寸的MnOSiO₂并且具有增强微观结构演变和由此的带机械性质的潜力。

可将熔融熔体以大于10.0MW/m²的热通量凝固成厚度小于2.5mm的钢带，并且在非氧化气氛中以大于15℃/s的冷却速率冷却至1080℃以下且Ar₃温度以上。非氧化气氛为典型地惰性气体例如氮气或氩气或其混合物的气氛，其包含以重量计小于约5％氧气。

在一些实施方式中，钢带中的马氏体可来自于晶粒尺寸大于100μm的奥氏体。在其它实施方式中，钢带中的马氏体可来自于晶粒尺寸大于150μm的奥氏体。以大于10MW/m²的热通量的快速凝固使得能够产生响应于在随后热轧后的受控冷却的奥氏体晶粒尺寸以实现无缺陷带的制造。

可提供高摩擦轧制钢板以在热冲压应用中使用。通常，为了在热冲压应用中使用而依赖的钢板为不锈钢组合物或需要铝-硅耐腐蚀涂层。在热冲压应用中，在维持高强度性质和有利的表面结构特性的同时，耐腐蚀保护层为期望的。本发明高摩擦轧制组合物已经实现所述期望的性质而不依赖于不锈钢组合物或另外地提供铝-硅耐腐蚀涂层。相反，本发明高摩擦轧制组合物依赖于如以上各种实例中说明的镍、铬和铜的混合物来改善耐腐蚀性。在热冲压应用中，高摩擦轧制钢板经历在900℃和930℃之间以6分钟和10分钟之间的时长的奥氏体化条件。在一个实例中，高摩擦轧制钢板经历在900℃以6分钟时长的奥氏体化条件。在另一实例中，高摩擦轧制钢板经历在900℃以10分钟时长的奥氏体化条件。在又一实例中，高摩擦轧制钢板经历在930℃以6分钟时长的奥氏体化条件。在甚至又一个实例中，高摩擦轧制钢板经历在930℃以10分钟时长的奥氏体化条件。下表3说明高摩擦轧制钢板的性质维持在对于热冲压应用的1500MPa的最小抗拉强度、1100MPa的最小屈服强度、和3％的最小伸长率以上。

表3

在这些实例中，为在热冲压应用中使用而提供的钢板可包括以上公开的钢板的实例的任一个的组成，但为可仍然未淬火的钢板。特别地，为在热冲压应用中使用而提供的钢板可通过包括如下的步骤制成：(a)准备熔融钢熔体，其包括：(i)以重量计，0.20％和0.40％之间的碳、小于1.0％的铬、0.7％和2.0％之间的锰、0.10％和0.50％之间的硅、0.1％和1.0％之间的铜、小于或等于0.12％的铌、小于0.5％的钼、0.5％和1.5％之间的镍，且为含有小于0.01％铝的硅镇静的，以及(ii)余量为铁和由熔炼产生的杂质；(b)以大于10.0MW/m²的热通量凝固成厚度为小于或等于2.5mm的钢板并且将所述板在快速冷却前在非氧化气氛中以大于15℃/s的冷却速率冷却至1080℃以下且Ar₃温度以上；(c)将薄铸钢带高摩擦轧制至铸态厚度的15％和50％之间压下率的热轧厚度，产生主要不含、基本上不含或不含原奥氏体晶界凹坑且具有抹平图案的热轧钢带；和(d)以小于100℃/s冷却以形成具有主要为贝氏体的微观结构的钢板。也就是说，为在热冲压应用中使用而提供的钢板可为除如下外的以上公开的钢板的实例的任一个：未将钢板快速冷却并且因此，未形成主要或基本上具有马氏体或马氏体加贝氏体的微观结构。相反，为热冲压应用中使用而提供的钢板以小于100℃/s冷却。

热轧，包括低摩擦热轧和高摩擦热轧

下面进一步描述如本公开内容的以上实例中依赖的热轧(和更具体地，低摩擦轧制和高摩擦轧制)。如下描述的构思可按需应用到以上提供的实例以实现各分别实例的性质。通常，在每个热轧实例中，在将带冷却，例如在具体实施方式中冷却至钢中的奥氏体转变成马氏体的温度前，将带传送通过热轧机以减小铸态厚度。在特定情形中，热凝固带(铸造带)可在处于大于1050℃和在某些情况下最高达1150℃的进入温度的同时传送通过热轧机。在带离开热轧机后，将带冷却，例如在某些示例性情况中冷却到钢中的奥氏体转变成马氏体的温度，这通过冷却到等于或小于马氏体起始转变温度Ms的温度进行。在某些情况下，该温度≤600℃，其中马氏体起始转变温度M_S取决于具体组成。冷却可通过利用任何已知机制(包括以上描述的机制)的任何已知方法而实现。在某些情况下，冷却足够快速以避免可观的铁素体的始发(出现，onset)，其也受组成的影响。在这样的情况下，例如，冷却配置成以每秒约100℃至200℃的速率降低带的温度。

热轧使用一对或多对反向的工作辊进行。工作辊常用于减小基材例如板或带的厚度。这通过将基材传送通过布置在该对工作辊之间的间隙而实现，该间隙小于基材的厚度。该间隙也称为辊缝。在热加工期间，由工作辊对基材施加力，从而在基材上施加轧制力以由此实现基材厚度的期望压下率。这样做时，当基材平移通过该间隙时在基材和各工作辊之间产生摩擦。该摩擦称为辊缝摩擦。

传统上，期望是，在钢板和带的热轧期间减小缝摩擦。通过减小缝摩擦(和因此的摩擦系数)，使轧制负荷和辊磨损减小而延长机器寿命。已经采用多种技术来减小辊缝摩擦和摩擦系数。在某些示例性情形中，将薄钢带润滑以减小辊缝摩擦。润滑可采取如下形式：施加到辊和/或薄钢带的油，或在热轧前沿着薄钢带外部形成的氧化皮。通过使用润滑，热轧可在低摩擦条件下发生，其中辊缝的摩擦系数(μ)小于0.20。

在一个实例中，摩擦系数(μ)基于由HATCH对于具体的一组工作辊开发的热轧模型而测定。该模型显示于图8中，其提供沿着X-轴的以百分比计的薄钢带厚度压下率和沿着Y-轴的以kN/mm计的比力“P”。比力P为由工作辊施加到基材的法向(垂直)力。该模型包括五(5)条曲线，各自表示摩擦系数并且提供压下率和工作辊力之间的关系。对于各摩擦系数，基于测量的压下率获得预期的工作辊力。在操作中，在热轧期间，目标摩擦系数通过调节工作辊润滑而预设，目标压下率通过为满足特定的客户订单而在轧机出口处需要的期望带厚度而设定，并且将调节实际的工作辊力以实现目标压下率。图8显示对于具体的摩擦系数而言为实现目标压下率所需的典型力。

在某些示例性情形中，摩擦系数等于或大于0.20。在其它示例性情形中，摩擦系数等于或大于0.25、等于或大于0.268或等于或大于0.27。认识到，这些摩擦系数在用于奥氏体钢(其为图中显示的实例中使用的钢合金)的某些条件下足以至少从热轧的表面主要或基本上消除原奥氏体晶界凹坑并且产生通过剪切而塑性形成的伸长的表面特征，其中在热轧期间钢为奥氏体但在冷却后形成具有存在的原奥氏体晶粒和原奥氏体晶界凹坑的马氏体。如前所述，可改变各种因素或参数以在某些条件下达成期望的摩擦系数。注意到，对于先前描述的摩擦系数值，对于在热轧前具有5mm或更小的厚度的基材而言，在基材进入该对工作辊并且以45-75米/分钟(m/min)的速率平移或前进时，在进入工作辊的基材的温度大于1050℃、和在某些情况下最高达1150℃的情况下，在热轧期间施加到基材的法向力可为600至2500吨。对于这些摩擦系数，工作辊具有400-600mm的直径。当然，可按需使用在这些参数范围的每个以外的变化以实现不同摩擦系数，如可对于实现本文中描述的热轧的表面特性而言期望的。

在一个实例中，热轧在摩擦系数为0.25的高摩擦条件下以60米/分钟(m/min)以22％的压下率在工作辊力近似为820吨的情况下进行。在另一实例中，热轧在摩擦系数为0.27的高摩擦条件下以60米/分钟(m/min)以22％的压下率在工作辊力近似为900吨的情况下进行。

如本公开内容的实例中依赖的，薄钢带的热轧当薄钢带在A_r3温度以上的温度下时进行。Ar₃温度为在冷却期间奥氏体开始转变为铁素体的温度。也就是说，Ar₃温度为奥氏体转变点。Ar₃温度在比A₃温度低几度的位置。在Ar₃温度以下，α铁素体形成。这些温度显示在图9中的示例性CCT图中。图9中，A₃ 170表示在平衡时铁素体的稳定性结束的上部温度。Ar₃为在冷却时铁素体的稳定性结束的上限温度。更具体地，Ar₃温度为在冷却期间奥氏体开始转变为铁素体的温度。也就是说，Ar₃温度为奥氏体转变点。作为对比，A₁ 180表示在平衡时铁素体的稳定性结束的下限温度。

还参考图9，铁素体曲线220表示产生1％铁素体的微观结构的转变温度，珠光体曲线230表示产生1％珠光体的微观结构的转变温度，奥氏体曲线250表示产生1％奥氏体的微观结构的转变温度，和贝氏体曲线(B_s)240表示产生1％贝氏体的微观结构的转变温度。如先前更详细地描述的，马氏体起始转变温度M_S由马氏体曲线190表示，其中马氏体开始由薄钢带内的原奥氏体形成。图9进一步说明的是表示具有至少50％马氏体的微观结构的50％马氏体曲线200。另外，图9说明表示具有至少90％马氏体的微观结构的90％马氏体曲线210。

在图9中显示的示例性CCT图中，显示马氏体起始转变温度M_S 190。在传送通过冷却器时，带中的奥氏体转变为马氏体。特别地，在该情形中，将带冷却至600℃以下导致粗奥氏体的转变，其中在马氏体内析出细小的铁碳化物的分布。

尽管本发明已经在前面的图和说明书中进行说明和描述，但其应被认为是在特征方面说明性的且非限制性的，将理解，已经显示和描述其仅为说明性的实施方式，并且期望保护落在由所附权利要求所描述的本发明精神内的所有变化和改变。对于本领域技术人员而言，在考虑说明书时，本发明的另外特征将变得明晰。在不背离本发明的精神和范围的情况下可进行改变。