CN103917682B - 弯曲特性和低温韧性优良的高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

弯曲特性和低温韧性优良的高强度热轧钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN103917682B
CN103917682B CN201280054316.8A CN201280054316A CN103917682B CN 103917682 B CN103917682 B CN 103917682B CN 201280054316 A CN201280054316 A CN 201280054316A CN 103917682 B CN103917682 B CN 103917682B
Authority
CN
China
Prior art keywords
hot rolled
rolled steel
temperature
high tensile
cooling
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201280054316.8A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103917682A (zh
Inventor
上力
山崎和彦
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Engineering Corp
Original Assignee
NKK Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by NKK Corp filed Critical NKK Corp
Publication of CN103917682A publication Critical patent/CN103917682A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103917682B publication Critical patent/CN103917682B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明提供一种适合用作大型建筑/工业机械的结构部件的高强度热轧钢板。将组成为C：0.08～0.25％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.8～2.1％且P、S、Al调整至适当范围的钢原材加热至1100～1250℃的温度，进行粗轧，并实施在部分再结晶γ区域和未再结晶γ区域的累积轧制率除以在再结晶γ区域的累积轧制率而得到的值为0～0.2的精轧，在精轧结束后，立即开始冷却，以750℃～500℃的温度范围内的平均冷却速度为生成马氏体的临界冷却速度以上的冷却速度进行冷却，在开始冷却后的30秒以内，冷却至Ms点+150℃以下的冷却停止温度，在该冷却停止温度±100℃的温度范围内保持5～60秒，并在所述冷却停止温度±100℃范围的卷取温度下卷取为卷状。由此，形成了具有以回火马氏体相或低温相变贝氏体相为主相并且在与轧制方向平行的截面中的原γ晶粒的平均粒径为20μm以下且在与轧制方向正交的截面中的原γ晶粒的平均粒径为15μm以下的组织，并且兼具屈服强度YS为960MPa以上的高强度和高韧性以及优良的弯曲特性的热轧钢板。

Description

弯曲特性和低温韧性优良的高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合用作建筑用机械、工业用机械的结构部件(以下，也称为建筑/工业机械的结构部件)的高强度热轧钢板，并特别涉及弯曲特性和低温韧性的提高。另外，此处所谓的“钢板”包括钢板、钢带。此外，此处所谓的“高强度热轧钢板”是指具有屈服强度YS：960～1200MPa级的高强度的热轧钢板。
背景技术
近年来，随着建筑物的高层化，用于建设建筑物的起重机、卡车等建设用机械也在大型化。此外，工业用机械也有大型化的趋势。因此，必须减轻这些机械的自重，要求使用具有屈服强度YS：960MPa以上的高强度的薄钢板作为这些大型建筑/工业机械的结构部件。
对于该要求，例如，专利文献1中提出了一种加工性和焊接性良好的高强度热轧钢板的制造方法，其中将钢坯加热至1250℃以上，在Ar3相变点～950℃下以80％以上的总终轧率进行热轧，以800～500℃范围的冷却速度为30～80℃/秒进行冷却，并在500℃以下卷取，其中所述钢坯以质量％计含有C：0.05～0.15％、Si：1.50％以下、Mn：0.70～2.50％、Ni：0.25～1.5％、Ti：0.12～0.30％、B：0.0005～0.0015％，并进一步将P、S、Al、N调整为适当量。根据专利文献1中记载的技术，可以确实地制造具有890MPa以上的屈服点、950MPa以上的拉伸强度的弯曲加工性、焊接性优良的高强度热轧钢板。
此外，专利文献2中提出了一种以150℃/小时以上的升温速度，将钢坯从至少1100℃加热至TiC的熔体化温度以上且1400℃以下的加热温度的温度范围，并且在加热温度下的保持时间为5～30分钟，然后进行热轧的高强度热轧钢板的制造方法，其中所述钢坯以质量％计含有C：0.05～0.20％、Si：0.60％以下、Mn：0.10～2.50％、solAl：0.004～0.10％、Ti：0.04～0.30％、B：0.0005～0.0015％。在专利文献2所记载的技术中，利用微量的Ti作为析出硬化元素以及微量的固溶B作为奥氏体(γ)稳定化元素，使冷却时的相变温度降低，使相变后的铁素体组织微细化，从而可以得到具有拉伸强度为1020MPa左右的高强度和断面转变温度vTrs为-70℃左右的高韧性的热轧钢板。
此外，专利文献3中提出了一种弯曲加工性、焊接性优良的高强度热轧钢板的制造方法，其中将钢坯加热至1250℃以上，在Ar3相变点～950℃下以总终轧率80％以上进行热轧，再在800～200℃的范围以20℃/秒以上且低于30℃/秒的冷却速度进行冷却，在200℃以下卷取，施加0.2～5.0％的加工应变，并在100～400℃范围的温度下实施保持适当时间的加工热处理，其中所述钢坯以质量％计含有C：0.05～0.15％、Si：1.50％以下、Mn：0.70～2.50％、Ni：0.25～1.5％、Ti：0.12～0.30％、B：0.0005～0.0015％，并进一步将P、S、Al、N调整为适当量。根据专利文献3中记载的技术，可以容易地制造屈服点为890MPa以上、拉伸强度为950MPa以上的高强度热轧钢板。
此外，专利文献4中记载了一种加工性优良的超高强度热轧钢板的制造方法，其中将钢坯进行铸造后，立即加热至1100～1300℃或暂时冷却后再加热至1100～1300℃，然后在轧制结束温度950～800℃下进行热轧，在轧制结束后0.5秒以内开始冷却，以30℃/秒以上的冷却速度进行冷却，再在500～300℃下进行卷取，其中所述钢坯的组成含有C：0.05～0.20％、Si：0.05～0.50％、Mn：1.0～3.5％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Nb：0.005～0.30％、Ti：0.001～0.100％、Cr：0.01～1.0％、Al：0.1％以下，并且Si、P、Cr、Ti、Nb、Mn满足特定的关系。由此，可以得到金属组织具有以体积百分比计为60％以上且小于90％的贝氏体为主相并且以珠光体、铁素体、残余奥氏体、马氏体中的至少一种为第2相的组织，并且贝氏体相的平均粒径小于4μm，拉伸强度为980MPa以上，延伸凸缘成型性和强度延展性平衡均优良，并且还具有低屈服比的加工性优良的超高强度热轧钢板。
此外，专利文献5中记载了一种高强度热轧钢板的制造方法，其中将钢坯加热至1000℃以上后，通过粗轧制成薄板坯，接着在精轧出口侧温度：800℃以上的条件下实施精轧，然后在精轧完成后3秒以内，以平均冷却速度：20℃/秒以上的冷却速度在400～600℃的温度范围内，冷却至满足11000-3000[％V]≤24×Ta≤15000-1000[％V]的Ta℃，并进行卷取，其中所述钢板的组成含有C：0.10～0.25％、Si：1.5％以下、Mn：1.0～3.0％、P：0.10％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.5％、N：0.010％以下、V：0.10～1.0％，并且满足(10Mn+V)/C为50以上。由此，可以得到具有回火马氏体相的体积率为80％以上，粒径：20nm以下的含V碳化物以1000个/μm3以上的量析出，并且该粒径：20nm以下的含V碳化物的平均粒径为10nm以下的组织，拉伸强度为980MPa以上，强度-延展性平衡优良的高强度热轧钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平05-230529号公报
专利文献2：日本特开平05-345917号公报
专利文献3：日本特开平07-138638号公报
专利文献4：日本特开2000-282175号公报
专利文献5：日本特开2006-183141号公报
发明内容
发明所要解决的问题
然而，专利文献1～5中记载的技术，存在如下问题：难以稳定地确保所希望的形状，并且难以稳定且容易地制造兼具屈服强度YS：960MPa以上的960MPa级～1100MPa级的高强度和在夏比冲击试验的试验温度：-40℃下的吸收能量vE-40：40J以上的高韧性的热轧钢板。
本发明目的在于解决上述现有技术的问题，提供适合用作大型建筑/工业机械的高韧性并且弯曲特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法。此处所谓的“高强度”是指屈服强度YS：960MPa以上的情况，“高韧性”是指具有vE-40为30J以上、优选为40J以上的韧性的情况，“弯曲特性优良”是指弯曲半径为(3.0×板厚)以下并且能够弯曲180度的情况。此外，本发明的目标热轧钢板，是板厚为3mm以上且12mm以下的热轧钢板。
用于解决问题的方法
本发明人为了达成上述目的，对于影响具有屈服强度YS：960MPa以上的高强度的热轧钢板的韧性、延展性的各种因素进行了深入研究。结果发现，通过形成以贝氏体或回火马氏体为主相，并且在与轧制方向平行的截面中的原奥氏体(γ)晶粒的平均粒径为20μm以下且在与轧制方向正交的截面中的原γ晶粒的平均粒径为15μm以下的组织，不仅可以确保具有屈服强度YS为960MPa以上的高强度，而且可以确保优良的韧性以及优良的弯曲特性。
此外发现，为了维持更优良的弯曲特性，优选形成原γ晶粒的与轧制方向正交的方向的平均长度相对于轧制方向的平均长度的比即(原γ晶粒的轧制方向的平均长度)/(原γ晶粒的与轧制方向正交的方向的平均长度)为10以下的组织，并且优选形成X射线面强度{223}<252>({223}<252>取向对于随机试样的X射线衍射强度的比)为5.0以下的组织。
并且发现，为了得到上述组织，重要的是在对具有预定组成的钢原材依次实施加热该钢原材的加热工序、对该加热后的钢原材实施由粗轧和精轧构成的热轧的热轧工序、冷却工序和卷取工序而制成热轧钢板时组合实施如下工序：加热工序，是加热至1100～1250℃的温度的工序；热轧工序，对粗轧所得的薄板坯实施在部分再结晶奥氏体区域和未再结晶奥氏体区域的累积轧制率除以在再结晶奥氏体区域的累积轧制率而得到的值为0～0.2的轧制作为精轧；冷却工序，是在精轧结束后，立即开始冷却，以750℃～500℃的温度范围内的平均冷却速度为生成马氏体的临界冷却速度以上的冷却速度，在开始冷却后的30秒以内冷却至Ms点+150℃以下的冷却停止温度，并在该冷却停止温度±100℃的温度范围内保持5～60秒的工序；卷取工序，是在使卷取温度为冷却停止温度±100℃范围的卷取温度下卷取为卷状的工序。
本发明基于上述见解，作了进一步的研究而完成。也就是说，本发明的要旨如下所述。
(1)一种弯曲特性和低温韧性优良的高强度热轧钢板，其特征在于，具有如下组成：以质量％计含有C：0.08～0.25％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.8～2.1％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.10％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并且具有如下组织：以贝氏体相或回火马氏体相为主相，原奥氏体晶粒的平均粒径在与轧制方向平行的截面为20μm以下且在与轧制方向正交的截面为15μm以下。
(2)如(1)所述的高强度热轧钢板，其特征在于，所述原奥氏体晶粒的与轧制方向正交的方向的平均长度相对于轧制方向的平均长度的比即(轧制方向的平均长度)/(与轧制方向正交的方向的平均长度)为10以下。
(3)如(1)或(2)所述的高强度热轧钢板，其特征在于，所述组织是X射线面强度{223}<252>为5.0以下的组织。
(4)如(1)～(3)中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有B：0.0001～0.0050％。
(5)如(1)～(4)中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有选自Nb：0.001～0.05％、Ti：0.001～0.05％、Mo：0.001～1.0％、Cr：0.01～1.0％、V：0.001～0.10％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％中的至少一种。
(6)如(1)～(5)中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有Ca：0.0005～0.005％。
(7)一种弯曲特性和低温韧性优良的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在对钢原材依次实施加热该钢原材的加热工序、对该加热后的钢原材实施由粗轧和精轧构成的热轧的热轧工序、冷却工序和卷取工序而制成热轧钢板时，所述钢原材的组成为：以质量％计含有C：0.08～0.25％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.8～2.1％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.10％，且余量由Fe及不可避免的杂质构成，所述加热工序是加热至1100～1250℃的温度的工序，所述热轧工序中的所述粗轧是将在所述加热工序中加热后的所述钢原材制成薄板坯的轧制，所述热轧工序中的所述精轧是对所述薄板坯实施在部分再结晶奥氏体区域和未再结晶奥氏体区域的累积轧制率除以在再结晶奥氏体区域的累积轧制率而得到的值为0～0.2的轧制，
所述冷却工序是实施如下处理的工序：冷却处理，在所述精轧结束后，立即开始冷却，以750℃～500℃的温度范围内的平均冷却速度为生成马氏体的临界冷却速度以上的冷却速度进行冷却，在开始该冷却后的30秒以内冷却至(Ms相变点+150℃)以下的冷却停止温度；和保持处理，停止该冷却处理后，在所述冷却停止温度±100℃的温度范围内保持5～60秒，所述卷取工序是在所述(冷却停止温度±100℃)范围的卷取温度下卷取为卷状的工序。
(8)如(7)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有B：0.0001～0.0050％。
(9)如(7)或(8)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有选自Nb：0.001～0.05％、Ti：0.001～0.05％、Mo：0.001～1.0％、Cr：0.01～1.0％、V：0.001～0.10％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％中的至少一种。
(10)如(7)～(9)中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有Ca：0.0005～0.005％。
发明效果
根据本发明，可以稳定地制造兼具屈服强度YS为960MPa以上的高强度和-40℃下的夏比冲击试验吸收能量为30J以上的高韧性、并且弯曲特性优良的热轧钢板，在产业中发挥了显著的效果。此外，本发明的热轧钢板，是板厚为3mm以上且12mm以下左右的热轧钢板，适合用作大型的建设用机械、工业用机械的结构部件，并且还具有能够有助于大大减轻建设用机械、工业用机械的车身重量的效果。
具体实施方式
首先，对本发明热轧钢板的组成限定理由进行说明。另外，只要没有特别说明，则质量％仅记作％。
C：0.08～0.25％
C是具有增加钢强度作用的元素，在本发明中为了确保所希望的高强度，必须含有0.08％以上。另一方面，超过0.25％而过量含有，则导致焊接性下降，同时导致母材韧性下降。因此，将C限定在0.08～0.25％的范围。另外，优选为0.10～0.20％。
Si：0.01～1.0％
Si通过固溶强化、淬透性的提高而具有增加钢强度的作用。在含有0.01％以上时，可以确认这种效果。另一方面，超过1.0％而大量含有Si，则使C富集在γ相中，促进γ相的稳定化，导致强度下降，而且在焊接部形成含Si的氧化物，导致焊接部品质下降。因此，在本发明中，将Si限定在0.01～1.0％的范围。另外，从抑制γ相形成的观点考虑，更优选将Si设定为0.8％以下。
Mn：0.8～2.1％
Mn通过淬透性的提高而具有增加钢板强度的作用。此外，Mn通过形成MnS固定S，从而防止S的晶界偏析，抑制钢坯(钢原材)的裂纹。为了获得这种效果，必须含有0.8％以上。另一方面，含有超过2.1％，则助长钢坯铸造时的凝固偏析，使Mn富集部残留在钢板中，会增加裂隙的产生。为了使这种Mn富集部消失，必须加热至超过1300℃的温度，以工业规模实施这种热处理是不现实的。因此，将Mn限定在0.8～2.1％的范围。另外，优选为0.9～2.0％。此外，从防止延迟断裂的观点考虑，更优选将Mn设定为1.3％以下。
P：0.025％以下
P作为杂质不可避免地包含在钢中，但具有提高钢强度的作用。但是，如果超过0.025％而过量含有，则焊接性下降。因此，将P限定在0.025％以下。另外，优选为0.015％以下。
S：0.005％以下
S和P同样，作为杂质不可避免地包含在钢中，而如果超过0.005％而过量含有，则导致产生钢坯裂纹，并且在热轧钢板中形成粗大的MnS，导致延展性下降。因此，将S限定在0.005％以下。另外，优选为0.004％以下。
Al：0.005～0.10％
Al是起脱氧剂作用的元素，为了获得这种效果，优选含有0.005％以上。另一方面，含有超过0.10％，则显著地损害焊接部的清洁性。因此，将Al限定在0.005～0.10％。另外，优选为0.05％以下。
上述成分是基本的成分，在基本组成的基础上，可以根据需要，进一步含有作为可选元素的B：0.0001～0.0050％，和/或Nb：0.001～0.05％、Ti：0.001～0.05％、Mo：0.001～1.0％、Cr：0.01～1.0％、V：0.001～0.10％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％中的1种或2种以上，和/或Ca：0.0005～0.005％。
B：0.0001～0.0050％
B是偏析至γ晶界并且通过少量含有而具有显著提高淬透性作用的元素，为了确保所希望的高强度，其可以根据需要而含有。为了获得这种效果，希望含有0.0001％以上。另一方面，即使含有超过0.0050％，由于其效果饱和，因此无法期待与含量相匹配的效果，在经济上是不利的。因此，在含有的情况下，优选将B限定在0.0001～0.0050％的范围。另外，更优选为0.0005～0.0030％。
Nb：0.001～0.05％、Ti：0.001～0.05％、Mo：0.001～1.0％、Cr：0.01～1.0％、V：0.001～0.10％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％中的1种或2种以上
Nb、Ti、Mo、Cr、V、Cu、Ni均为具有增加强度作用的元素，可以根据需要选择含有1种或2种以上。
Nb：0.001～0.05％
Nb是具有通过微细析出为碳氮化物而不会损害焊接性并且以较少的含量使热轧钢板高强度化的作用，并同时具有抑制奥氏体晶粒的粗大化、再结晶的作用的元素，从而能够进行热精轧中奥氏体未再结晶温度范围的轧制。为了获得这种效果，希望含有0.001％以上。另一方面，超过0.05％而过量含有，则导致热精轧中的轧制负荷增大，有时难以进行热轧。因此，在含有的情况下，优选将Nb限定在0.001～0.05％的范围。另外，更优选为0.005～0.04％。
Ti：0.001～0.05％
Ti具有通过微细析出为碳化物而使钢板高强度化以及形成氮化物固定N而防止钢坯(钢原材)裂纹的作用。这种效果在含有0.001％以上时变得显著，但是含有超过0.05％，则由于析出强化，导致屈服点显著上升，韧性下降。此外，Ti碳氮化物的熔体化，需要超过1250℃的高温加热，并且导致原γ晶粒的粗大化，难以调整所希望的原γ晶粒的长径比。因此，在含有时，优选将Ti限定在0.001～0.05％的范围。另外，更优选为0.005～0.035％。
Mo：0.001～1.0％
Mo是具有提高淬透性以及形成碳氮化物而使钢板高强度化的作用的元素。为了获得该效果，希望含有0.001％以上。另一方面，超过1.0％而过量含有，则导致焊接性下降。因此，在含有时，优选将Mo限定为0.001～1.0％。另外，更优选为0.05～0.8％。
Cr：0.01～1.0％
Cr是具有提高淬透性、增加钢板强度的作用的元素。为了获得该效果，希望含有0.01％以上。另一方面，超过1.0％而过量含有，则导致焊接性下降。因此，在含有时，优选将Cr限定为0.01～1.0％。另外，更优选为0.1～0.8％。
V：0.001～0.10％
V是在钢中固溶并通过固溶强化而有助于增加钢板强度、并且以碳化物、氮化物或碳氮化物的形式析出并通过析出强化而有助于增加强度的元素。为了获得该效果，希望含有0.001％以上。另一方面，含有超过0.10％，则导致韧性下降。因此，在含有时，优选将V限定在0.001～0.10％的范围。
Cu：0.01～0.50％
Cu是在钢中固溶而有助于增加强度、同时还提高耐腐蚀性的元素。为了获得该效果，希望含有0.01％以上。另一方面，含有超过0.50％，则导致钢板的表面性状变差。因此，在含有时，优选将Cu限定在0.01～0.50％的范围。
Ni：0.01～0.50％
Ni是在钢中固溶而有助于增加强度、同时还提高韧性的元素。为了获得该效果，希望含有0.01％以上。另一方面，含有超过0.50％的大量的Ni，则导致材料成本的高涨。因此，在含有时，优选将Ni限定在0.01～0.50％的范围。
Ca：0.0005～0.005％
Ca是具有以CaS形式固定S并使硫化物系夹杂物球形化，从而控制夹杂物形态的作用、而且具有减小夹杂物周围的基质的晶格变形而降低氢陷阱能的作用的元素，其可以根据需要含有。为了获得该效果，希望含有0.0005％以上，而如果含有超过0.005％，则导致CaO增加，使耐腐蚀性、韧性下降。因此，在含有时，优选将Ca限定在0.0005～0.005％的范围。另外，更优选为0.0005～0.0030％。
上述成分以外的余量为Fe和不可避免的杂质。另外，作为不可避免的杂质，可以允许N：0.005％以下、O：0.005％以下、Mg：0.003％以下、Sn：0.005％以下。
N在钢中不可避免地含有，但过量的含有，则导致钢原材(钢坯)铸造时的裂纹多发。因此，希望将N限定在0.005％以下。另外，更优选为0.004％。
此外，O在钢中以各种氧化物的形式存在，其是导致热加工性、耐腐蚀性、韧性等下降的原因。因此，在本发明中希望尽可能地减少，但可以允许0.005％以下。另外，极端的减低会导致精炼成本的高涨，因此希望将O减少至0.005％以下。
Mg和Ca同样地形成氧化物、硫化物，具有抑制粗大的MnS形成的作用，但含有超过0.003％，则导致Mg氧化物、Mg硫化物簇的多发，导致韧性下降。因此，希望将Mg减少至0.003％以下。
Sn是从用作炼钢原料的废渣等中混入的。Sn是容易偏析至晶界等的元素，如果超过0.005％而大量含有，则晶界强度下降，导致韧性下降。因此，希望将Sn减少至0.005％以下。
接着，对本发明热轧钢板组织的限定理由进行说明。
本发明的热轧钢板，具有上述组成，并进一步以贝氏体相或回火马氏体相、或者贝氏体相和回火马氏体相的混合相作为主相。另外，此处所谓的“贝氏体”，是指低温相变贝氏体。此外，此处所谓的“主相”是指该相以体积率计为90％以上、优选为95％以上的情况。通过以此作为主相，可以确保所希望的高强度。另外，主相以外的第二相是铁素体相或珠光体相。如果第二相的组织百分率变高，则强度下降，无法确保所希望的高强度。因此，第二相以体积率计优选为10％以下。另外，上述第二相以外当然也有不构成主相的贝氏体相、回火马氏体相混合而成的组织的情况。
此外，本发明的热轧钢板具有如下组织：以贝氏体相或回火马氏体相为主相或者它们混合而成的组织，在与轧制方向平行的截面的原γ晶粒的平均粒径为20μm以下，并且在与轧制方向正交的截面的原γ晶粒的平均粒径为15μm以下。通过形成这种组织，可以确保在夏比冲击试验的试验温度：-40℃下的吸收能量vE-40为30J以上，从而得到高韧性并且弯曲特性优良的热轧钢板。如果原γ晶粒的平均粒径在L方向截面超过20μm、在C方向截面超过15μm而粗大化，则无法确保上述韧性。另外，原γ晶粒的平均粒径，优选在L方向截面为18μm以下、在C方向截面为13μm以下。
此外，本发明的热轧钢板，优选形成原γ晶粒的与轧制方向正交的方向的平均长度相对于原γ晶粒的轧制方向的平均长度的比即(原γ晶粒的轧制方向的平均长度)/(原γ晶粒的与轧制方向正交的方向的平均长度)为10以下的组织。由此，弯曲特性进一步提高。如果(原γ晶粒的轧制方向的平均长度)/(原γ晶粒的与轧制方向正交的方向的平均长度)超过10，各向异性增强，则弯曲特性下降。另外，优选为7以下。
另外，对于原γ晶粒的平均长度来说，使用使原γ晶粒露出并拍摄的组织照片，通过图像处理，分别测定原γ晶粒的轧制方向的长度和与轧制方向正交的方向的长度，再进行算术平均，求出各平均长度。
此外，本发明的热轧钢板，X射线面强度{223}<252>({223}<252>取向对于随机试样的X射线衍射强度的比)优选为5.0以下。如果{223}<252>的面强度超过5.0而提高，则强度的各向异性增强，弯曲特性下降。因此，优选将钢板的{223}<252>的面强度设定为5.0以下。另外，更优选为4.5以下。钢板的{223}<252>的X射线面强度是通过在距离板厚表面1/4层的位置利用X射线进行织构解析(ODF)而求出的。
另外，此处所谓的“{223}<252>”，是指对通过X射线得到的织构解析进行BUNGE表示，在φ2＝45度截面表示中，显示为(φ1、Φ、φ2)＝(30.5、43.3、45.0)的{223}<252>。另外，作为与{223}<252>等价的取向，有{322}<225>、{232}<522>，考虑等价的取向，也可以记载为{223}<252>。由此，本发明中{223}<252>包括等价的取向。
接着，对本发明热轧钢板的优选制造方法进行说明。
对具有上述组成的钢原材依次实施加热该钢原材的加热工序、对该加热后的钢原材实施由粗轧和精轧构成的热轧的热轧工序、冷却工序和卷取工序，制成热轧板(钢板)。
另外，钢原材的制造方法不需要特别限定，但优选通过转炉等常用的熔炼方法熔炼上述组成的钢水，并通过连铸法等常用的铸造方法制成钢坯等钢原材。
首先，对所得的钢原材实施加热工序。
在加热工序中，将钢原材加热至1100～1250℃的温度。当加热温度低于1100℃时，变形阻力高，轧制负荷增大，对辊轧机的负荷过大。另一方面，如果加热温度为超过1250℃的高温，则晶粒粗大化，低温韧性下降，而且氧化皮生成量增大，成品率下降。因此，钢原材的加热温度优选设定为1100～1250℃。另外，更优选为1240℃以下。
接着，实施对加热后的钢原材进行粗轧而制成薄板坯、进而对该薄板坯实施精轧而制成热轧板的热轧工序。
粗轧只要可以将钢原材制成所希望尺寸形状的薄板坯即可，其条件没有特别限定。另外，由于薄板坯厚度对精轧机内的温度下降量具有影响，因此优选考虑精轧机内的温度下降量、精轧开始温度与精轧结束温度之差来选择薄板坯厚度。作为本发明对象的板厚为3mm以上12mm以下左右的热轧钢板，其薄板坯厚度优选设定为30～45mm。
在粗轧之后的精轧中，对薄板坯实施在部分再结晶奥氏体区域和未再结晶奥氏体区域的累积轧制率除以在再结晶奥氏体区域的累积轧制率而得到的值(以下，也称为累积轧制率)为0.2以下(包括0)的轧制。
如果累积轧制率超过0.2，则原γ晶粒在轧制方向上伸长，无法确保在与轧制方向平行的截面的原γ晶粒的平均粒径为20μm以下并且在与轧制方向正交的截面的原γ晶粒的平均粒径为15μm以下的组织。此外，(原γ晶粒的轧制方向的平均长度)/(原γ晶粒的与轧制方向正交的方向的平均长度)超过10，并且距离板厚表面1/4层的部位的X射线面强度{223}<252>超过5，弯曲特性和韧性下降。因此，优选将精轧时部分再结晶/未再结晶区域的累积轧制率比限定在0.2以下。另外，更优选为0.15以下。
另外，为了实现上述精轧的轧制状态，在本发明中使用的钢原材的组成范围中，优选将精轧入口侧(开始)温度设定为900～1050℃范围的温度，将精轧出口侧(结束)温度设定为800～950℃范围的温度，将精轧入口侧(开始)温度与出口侧(结束)温度之差ΔT设定为200℃以下。如果ΔT超过200℃而增大，则精轧结束温度下降，因此无法确保所希望的原γ粒径。另外，精轧的温度使用表面温度。
热轧工序中的精轧，通常为连轧，道次间的时间短，包括部分再结晶γ区域的未再结晶γ区域向高温侧位移，并且在制品板厚薄时，精轧机内的温度下降量容易变大。因此，为了更平衡地满足上述精轧条件，优选选择适当的薄板坯厚度，优化精轧的板厚进度管理(轧制进度)，并且利用氧化皮清理机、薄板冷却剂(ストリップクーラント)等调整精轧机内的温度下降量。
精轧结束后，立即通过设置在热金属辊道上的冷却装置实施冷却工序。精轧结束后，从送出精轧机架起立即、优选5秒以内开始冷却。如果到冷却开始的滞留时间变长，则可能会超过生成马氏体的临界时间，并且γ晶粒进行晶粒生长，回火马氏体相、贝氏体相的板条块大小不均匀。
在冷却工序中，在板厚中心部，以生成马氏体的临界冷却速度以上的冷却速度，在开始冷却后的30秒以内实施冷却至(Ms点+150℃)以下的冷却停止温度的冷却处理。另外，冷却速度使用750～500℃温度范围的平均冷却速度。Ms点使用通过下式算出的值。在式中所示的元素中，将不含有的元素作为零进行计算。
Ms(℃)＝486-470C-8Si-33Mn-24Cr-17Ni-15Mo
(此处，C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo：各元素的含量(质量％))
另外，希望在板厚中心部的温度为750℃以上时开始进行冷却处理。如果板厚中心部的温度低于750℃，则形成在高温下相变的铁素体(多边形铁素体)或珠光体，无法形成所希望的组织。
此外，当冷却速度低于生成马氏体的临界冷却速度时，无法确保以回火马氏体相或贝氏体相(低温相变贝氏体相)为主相或者它们混合而成的所希望的组织。另外，冷却速度的上限可根据所使用的冷却装置的能力确定，优选不会带来翘曲等钢板形状恶化的冷却速度。更优选的冷却速度为25℃/秒以上。另外，在本发明中使用的钢原材的组成范围中，生成马氏体的临界冷却速度大约为22℃/秒左右。
此外，当冷却停止温度为超过(Ms点+150℃)的温度时，无法确保以贝氏体相(低温相变贝氏体相)或回火马氏体相为主相或者它们混合而成的所希望的组织。另外，优选的冷却停止温度为(Ms点-200℃)～(Ms点+100℃)。此外，如果从冷却开始到冷却停止温度为止的冷却时间超过30秒而变长，则马氏体相和贝氏体相(低温相变贝氏体相)以外的第二相(铁素体、珠光体)的组织百分率增大，作为在低温下的相变的马氏体相变、贝氏体相变无法充分进行，有时无法确保所希望的组织。
此外，在冷却工序中，停止上述冷却处理后，进行在(冷却停止温度±100℃)的温度范围内保持5～60秒的保持处理。通过实施这种保持处理，能使生成的马氏体相、贝氏体相(低温相变贝氏体相)回火，在板条内析出微细的渗碳体。由此，强度(屈服强度)提高，并且韧性提高。而且，还能够防止成为氢陷阱位点的粗大渗碳体的生成，从而能够防止延迟断裂。另外，当保持温度低于(冷却停止温度-100℃)时，有时无法期待所希望的回火效果。另一方面，如果保持温度超过(冷却停止温度+100℃)，则回火效果过剩，渗碳体粗大化，有时无法确保所希望的韧性、耐延迟断裂性。
此外，当保持处理的保持时间小于5秒时，无法期待充分的保持处理效果、即所希望的回火效果。另一方面，如果超过60秒，则卷取工序中的回火效果减少，并且生产率下降。
另外，作为保持处理的具体方法，还可以采用感应加热等方法。此外，在(冷却停止温度±100℃)的温度范围内的保持，还可以利用热金属辊道上的马氏体相变发热并参照设置在热金属辊道上多个位置的表面温度计通过调整水冷库的水量或水压而进行。
在冷却工序结束后，接着实施在(冷却停止温度±100℃)范围的卷取温度下卷取为卷状的卷取工序。
在卷取工序中，卷取为卷状的热轧钢板承受预定的回火。如果卷取温度落在(冷却停止温度±100℃)的范围之外，则无法确保卷取工序中所希望的回火效果。
以下，进一步基于实施例对本发明进行详细说明。
实施例
使用表1所示组成的钢坯(钢原材)(壁厚：230mm)，实施表2所示的加热工序、热轧工序，在热轧结束后，依次实施进行表2所示条件的冷却处理和表2所示的保持处理的冷却工序，以及在表2所示的卷取温度下进行卷取的卷取工序，制成表2所示板厚的热轧钢板(钢带)。
从所得的热轧钢板上裁取试验片，实施组织观察、拉伸试验、冲击试验。试验方法如下所述。
(1)组织观察
从所得的热轧钢板上裁取组织观察用试验片，对与轧制方向平行的截面(L方向截面)和与轧制方向正交的截面(C方向截面)进行研磨，并腐蚀至露出原γ晶界，用光学显微镜(倍率：500倍)观察组织。观察位置为板厚方向1/4t的位置。此外，在各个观察位置各观察2个视野以上并拍照，再使用图像分析装置，测定与轧制方向平行的截面和与轧制方向正交的截面的各原奥氏体晶粒的粒径，进行算术平均，算出与轧制方向平行的截面的原奥氏体晶粒的平均粒径DL和与轧制方向正交的截面的原奥氏体晶粒的平均粒径DC。
并且，测定各原奥氏体晶粒的轧制方向的长度和与轧制方向正交的方向的长度，分别进行算术平均，然后算出其比值R(＝(原奥氏体晶粒的轧制方向的平均长度)/(与轧制方向正交的方向的平均长度))。
此外，研磨组织观察用试验片的C方向截面，并用硝酸乙醇溶液腐蚀，使用扫描电子显微镜(倍率：2000倍)在距离表面为板厚1/4位置的区域的3处以上观察组织并拍照，再使用图像分析装置，测定组织的种类、各相的组织百分率(体积率)。
此外，在所得的热轧钢板的ND方向，研削至距离板厚表面1/4层的位置，裁取X射线测定用试验片。对所得的X射线测定用试验片实施化学研磨，除去加工应变后，通过X射线实施织构分析(ODF)。对所得的织构分析结果进行BUNGE表示，并在φ2＝45度截面表示中，求出显示为(φ1、Φ、φ2)＝(30.5、43.3、45.0)的取向{223}<252>的X射线强度。
(2)拉伸试验
从所得的热轧钢板的预定位置(卷材长度方向端部，宽度方向1/4的位置)，以与轧制方向正交的方向(C方向)为长度方向的方式裁取板状的试验片(平行部宽度：25mm，标点间距离：50mm)，并根据JISZ2241的规定，在室温下实施拉伸试验，求出屈服强度YS、拉伸强度TS、总伸长率El。
(3)冲击试验
从所得的热轧钢板的预定位置(卷材长度方向端部，宽度方向1/4的位置)的板厚中心部，以与轧制方向正交的方向(C方向)为长度方向的方式裁取V型缺口试验片，并根据JIS Z2242的规定实施夏比冲击试验，求出在试验温度：-40℃下的吸收能量vE-40(J)。另外，试验片为3片，求出所得的吸收能量值的算术平均值，将其作为该钢板的吸收能量值vE-40(J)。另外，对于板厚小于10mm的钢板，记载小尺寸下的测定值。
(4)弯曲试验
从所得的热轧钢板的预定位置裁取弯曲试验片(长边侧为与轧制方向成直角的方向并且为300mm且短边侧为板厚的5倍以上的长方形试验片)，实施180度弯曲试验，求出未产生裂纹的最小内侧弯曲半径(mm)作为最小弯曲半径，并算出最小弯曲半径/板厚。将最小弯曲半径/板厚为3.0以下的情况评价为“弯曲特性优良”。
所得结果示于表3。
本发明例均制得了具有屈服强度YS：960MPa以上的高强度和vE-40为30J以上的高韧性并且具有未产生裂纹的最小弯曲半径为(3.0×板厚)以下的优良的弯曲特性的高强度热轧钢板。另一方面，落在本发明范围之外的比较例得到了屈服强度YS低于960MPa或vE-40低于30J或未产生裂纹的最小弯曲半径超过(3.0×板厚)，无法满足所希望的高强度和高韧性以及所希望的优良的弯曲特性的热轧钢板。

Claims (17)

1.一种弯曲特性和低温韧性优良的高强度热轧钢板，其特征在于，
具有如下组成：以质量％计含有C：大于0.10％且0.25％以下、Si：0.01～1.0％、Mn：0.8～2.1％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.10％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，
并且具有如下组织：以贝氏体相或回火马氏体相为主相，原奥氏体晶粒的平均粒径在与轧制方向平行的截面为20μm以下且在与轧制方向正交的截面为15μm以下。
2.如权利要求1所述的高强度热轧钢板，其特征在于，所述原奥氏体晶粒的与轧制方向正交的方向的平均长度相对于轧制方向的平均长度的比即(轧制方向的平均长度)/(与轧制方向正交的方向的平均长度)为10以下。
3.如权利要求1或2所述的高强度热轧钢板，其特征在于，所述组织是X射线面强度{223}<252>为5.0以下的组织。
4.如权利要求1或2所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有B：0.0001～0.0050％。
5.如权利要求3所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有B：0.0001～0.0050％。
6.如权利要求1、2、5中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有选自Nb：0.001～0.05％、Ti：0.001～0.05％、Mo：0.001～1.0％、Cr：0.01～1.0％、V：0.001～0.10％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％中的至少一种。
7.如权利要求3所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有选自Nb：0.001～0.05％、Ti：0.001～0.05％、Mo：0.001～1.0％、Cr：0.01～1.0％、V：0.001～0.10％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％中的至少一种。
8.如权利要求4所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有选自Nb：0.001～0.05％、Ti：0.001～0.05％、Mo：0.001～1.0％、Cr：0.01～1.0％、V：0.001～0.10％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％中的至少一种。
9.如权利要求1、2、5、7、8中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有Ca：0.0005～0.005％。
10.如权利要求3所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有Ca：0.0005～0.005％。
11.如权利要求4所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有Ca：0.0005～0.005％。
12.如权利要求6所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有Ca：0.0005～0.005％。
13.一种弯曲特性和低温韧性优良的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在对钢原材依次实施加热该钢原材的加热工序、对该加热后的钢原材实施由粗轧和精轧构成的热轧的热轧工序、冷却工序和卷取工序而制成热轧钢板时，
所述钢原材的组成为：以质量％计含有C：0.08～0.25％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.8～2.1％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.10％，且余量由Fe及不可避免的杂质构成，
所述加热工序是加热至1100～1250℃的温度的工序，
所述热轧工序中的所述粗轧是将在所述加热工序中加热后的所述钢原材制成薄板坯的轧制，所述热轧工序中的所述精轧是对所述薄板坯实施在部分再结晶奥氏体区域和未再结晶奥氏体区域的累积轧制率除以在再结晶奥氏体区域的累积轧制率而得到的值为0～0.2的轧制，
所述冷却工序是实施如下处理的工序：冷却处理，在所述精轧结束后，立即开始冷却，以750℃～500℃的温度范围内的平均冷却速度为生成马氏体的临界冷却速度以上的冷却速度进行冷却，在开始所述冷却后的30秒以内冷却至(Ms相变点+150℃)以下的冷却停止温度；和保持处理，停止该冷却处理后，在所述冷却停止温度±100℃的温度范围内保持5～60秒，
所述卷取工序是在所述(冷却停止温度±100℃)范围的卷取温度下卷取为卷状的工序。
14.如权利要求13所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有B：0.0001～0.0050％。
15.如权利要求13或14所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有选自Nb：0.001～0.05％、Ti：0.001～0.05％、Mo：0.001～1.0％、Cr：0.01～1.0％、V：0.001～0.10％、Cu：0.01～0.50％、Ni：0.01～0.50％中的至少一种。
16.如权利要求13或14所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有Ca：0.0005～0.005％。
17.如权利要求15所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有Ca：0.0005～0.005％。
CN201280054316.8A 2011-11-01 2012-10-31 弯曲特性和低温韧性优良的高强度热轧钢板及其制造方法 Active CN103917682B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011240051 2011-11-01
JP2011-240051 2011-11-01
PCT/JP2012/006975 WO2013065298A1 (ja) 2011-11-01 2012-10-31 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103917682A CN103917682A (zh) 2014-07-09
CN103917682B true CN103917682B (zh) 2016-11-09

Family

ID=48191672

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201280054316.8A Active CN103917682B (zh) 2011-11-01 2012-10-31 弯曲特性和低温韧性优良的高强度热轧钢板及其制造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US9752216B2 (zh)
EP (1) EP2759615B1 (zh)
JP (1) JP5594344B2 (zh)
KR (1) KR20140072180A (zh)
CN (1) CN103917682B (zh)
CA (1) CA2851325C (zh)
WO (2) WO2013065346A1 (zh)

Families Citing this family (58)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
ES2663747T3 (es) 2012-01-05 2018-04-16 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hoja de acero laminado en caliente y su método de fabricación
SI2789699T1 (sl) * 2013-08-30 2017-06-30 Rautaruukki Oyj Utrjeni vroče valjani jekleni proizvod in metoda za proizvodnjo le-tega
CN103526120B (zh) * 2013-09-25 2016-09-07 安徽宏源线路器材有限公司 输电铁塔用耐低温冲击角钢
JP6354268B2 (ja) * 2014-04-02 2018-07-11 新日鐵住金株式会社 打抜き穴広げ性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法
PL3144405T3 (pl) * 2014-05-15 2020-02-28 Nippon Steel Corporation Element z blachy stalowej cienkiej formowanej na gorąco
JP6191769B2 (ja) * 2014-05-28 2017-09-06 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
CN104164623A (zh) * 2014-08-12 2014-11-26 史洪松 一种低合金高强钢及其制造方法
CN104451391A (zh) * 2014-12-02 2015-03-25 阜新蒙古族自治县晟宇铸造有限公司 低温钢及其制备方法
CN104404390A (zh) * 2014-12-08 2015-03-11 钢铁研究总院 煤矿支护用高强度、高塑性锚杆用钢及制造方法
CN104492809A (zh) * 2014-12-12 2015-04-08 本钢板材股份有限公司 一种高强钢的轧制方法
JP6327277B2 (ja) * 2015-03-26 2018-05-23 Ｊｆｅスチール株式会社 板幅方向の強度均一性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN107532262A (zh) * 2015-05-12 2018-01-02 Posco公司 弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板及其制造方法
JP6327282B2 (ja) * 2015-05-12 2018-05-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR101725274B1 (ko) * 2015-10-16 2017-04-10 삼화스틸(주) 고강도 강판 및 그 제조방법
RU2605037C1 (ru) * 2015-11-20 2016-12-20 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" (ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина") Способ производства высокопрочной горячекатаной стали
EP3415656B1 (en) 2016-02-10 2020-12-23 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
CN105643050A (zh) * 2016-02-29 2016-06-08 广船国际有限公司 一种低温高韧性钢的单面多丝埋弧焊焊接方法
JP6477570B2 (ja) * 2016-03-31 2019-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
KR102109230B1 (ko) * 2016-06-20 2020-05-12 주식회사 포스코 초고강도 가스 메탈 아크 용접금속부
CN106584012B (zh) * 2016-12-30 2019-07-12 常州世竟液态金属有限公司 一种非晶态合金整形方法
MX2019009529A (es) * 2017-02-16 2019-09-16 Nippon Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente y metodo para producir la misma.
EP3584337B1 (en) 2017-02-17 2020-12-23 JFE Steel Corporation High strength hot-rolled steel sheet and method for producing same
EP3592871A1 (en) * 2017-03-10 2020-01-15 Tata Steel Limited Hot rolled steel product with ultra-high strength minimum 1100mpa and good elongation 21%
WO2018215600A1 (en) * 2017-05-24 2018-11-29 Tata Steel Uk Limited High-strength, hot rolled abrasive wear resistant steel strip
EP3666916B1 (en) * 2017-08-09 2022-04-20 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same
CN108130480A (zh) * 2017-12-07 2018-06-08 安徽科汇钢结构工程有限公司 一种韧性高的热轧钢板
KR102031455B1 (ko) 2017-12-26 2019-10-11 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 열연강판, 강관 및 그 제조방법
MX2020006763A (es) * 2017-12-27 2020-08-24 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para la produccion de la misma.
JP6569745B2 (ja) * 2018-01-29 2019-09-04 Ｊｆｅスチール株式会社 コイルドチュービング用熱延鋼板およびその製造方法
CN108866448B (zh) * 2018-06-26 2020-02-21 西宁特殊钢股份有限公司 一种棒磨料用贝氏体m45钢及制备方法
KR102075642B1 (ko) * 2018-08-06 2020-02-10 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 고강도 열연 도금강판 및 그 제조방법
KR102109271B1 (ko) * 2018-10-01 2020-05-11 주식회사 포스코 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
CN109097664B (zh) * 2018-10-10 2020-03-31 东北大学 一种900MPa级厚规格高韧性热轧钢带及其制备方法
KR102173920B1 (ko) * 2018-11-16 2020-11-04 고려대학교 산학협력단 항복비와 균일연신율이 우수한 항복강도 700 MPa급 철근 및 그 제조 방법
KR102209552B1 (ko) * 2018-12-19 2021-01-28 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
CN109536843B (zh) * 2019-01-04 2020-08-25 武汉钢铁有限公司 一种含氮双相耐腐蚀耐磨热轧钢及生产方法
JP6835294B2 (ja) * 2019-03-07 2021-02-24 日本製鉄株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
US20220042147A1 (en) * 2019-03-11 2022-02-10 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
WO2020229877A1 (en) * 2019-05-15 2020-11-19 Arcelormittal A cold rolled martensitic steel and a method for it's manufacture
CN110819878B (zh) * 2019-10-23 2021-10-29 舞阳钢铁有限责任公司 一种爆炸复合用具备优良低温韧性钢板及其生产方法
CN111041384A (zh) * 2019-12-14 2020-04-21 舞阳钢铁有限责任公司 一种铸坯成材具备优良心部冲击韧性钢板及其生产方法
KR102348555B1 (ko) * 2019-12-19 2022-01-06 주식회사 포스코 절단 균열 저항성이 우수한 내마모 강재 및 이의 제조방법
KR102404770B1 (ko) * 2019-12-20 2022-06-07 주식회사 포스코 항복비가 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
MX2022008976A (es) 2020-01-22 2022-08-11 Nippon Steel Corp Hoja de acero y metodo de produccion de la misma.
MX2022009852A (es) * 2020-02-11 2022-08-17 Tata Steel Ijmuiden Bv Acero ductil laminado en caliente de ultra alta resistencia con alta capacidad de bridado, metodo de fabricacion de dicho acero laminado en caliente y uso del mismo.
US20230140191A1 (en) * 2020-03-25 2023-05-04 Jfe Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
CN111676426A (zh) * 2020-06-09 2020-09-18 武汉钢铁有限公司 汽车车架复杂结构件用钢及其制造方法
CN115398019B (zh) * 2020-08-31 2023-07-07 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
CN114318129B (zh) * 2020-10-10 2022-12-16 宝山钢铁股份有限公司 一种890MPa级易焊接无缝钢管及其制造方法
CN112725686B (zh) * 2020-11-17 2022-06-14 邯郸钢铁集团有限责任公司 屈服强度为960MPa的起重机吊臂用钢及其生产方法
KR102560057B1 (ko) * 2020-12-21 2023-07-26 주식회사 포스코 굽힘 가공성이 우수한 고항복비 고강도 강판 및 그 제조방법
EP4047105A1 (de) * 2021-02-17 2022-08-24 ThyssenKrupp Steel Europe AG Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts
MX2023011353A (es) 2021-03-31 2023-10-05 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo de fabricacion de la misma.
CN113308648B (zh) * 2021-05-14 2022-11-15 唐山钢铁集团高强汽车板有限公司 一种冷轧马氏体钢基板及其生产方法
KR20230075081A (ko) * 2021-11-22 2023-05-31 주식회사 포스코 형상교정성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
CN115821156B (zh) * 2022-11-10 2024-04-19 舞阳钢铁有限责任公司 固定海上结构用特厚s355mlo钢板及其生产方法
KR20240075040A (ko) 2022-11-18 2024-05-29 주식회사 포스코 열연강판 및 그 제조방법
CN118086782B (zh) * 2024-04-28 2024-07-16 江苏永钢集团有限公司 一种8.8级非调型螺栓用高塑性热轧盘条及其制造方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1146784A (zh) * 1995-01-26 1997-04-02 新日本制铁株式会社 低温韧性优良的可焊性高强度钢
CN101535518A (zh) * 2006-11-02 2009-09-16 Posco公司 具有超高强度和优异低温韧性的管道钢板及其制造方法
CN101676430A (zh) * 2008-09-18 2010-03-24 韩国机械研究院 低温韧性优良的可焊接超高强度钢及其制造方法

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0295500B2 (en) * 1987-06-03 2003-09-10 Nippon Steel Corporation Hot rolled steel sheet with a high strength and a distinguished formability
JP2556411B2 (ja) 1992-02-25 1996-11-20 新日本製鐵株式会社 加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板の製造方法
JP3043517B2 (ja) 1992-06-15 2000-05-22 新日本製鐵株式会社 高強度熱延鋼板の製造方法
US5634988A (en) * 1993-03-25 1997-06-03 Nippon Steel Corporation High tensile steel having excellent fatigue strength at its weld and weldability and process for producing the same
JPH07138638A (ja) 1993-11-16 1995-05-30 Nippon Steel Corp 加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板の製造方法
JP2000282175A (ja) 1999-04-02 2000-10-10 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法
US20030015263A1 (en) * 2000-05-26 2003-01-23 Chikara Kami Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain aging hardening property and method for producing the same
US6364968B1 (en) 2000-06-02 2002-04-02 Kawasaki Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability, and method of producing the same
JP4692015B2 (ja) * 2004-03-30 2011-06-01 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法
JP4682822B2 (ja) 2004-11-30 2011-05-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板
JP5068688B2 (ja) * 2008-04-24 2012-11-07 新日本製鐵株式会社 穴広げ性に優れた熱延鋼板
JP5369712B2 (ja) * 2009-01-28 2013-12-18 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
CA2750291C (en) * 2009-01-30 2014-05-06 Jfe Steel Corporation Thick-walled high-strength hot rolled steel sheet having excellent hydrogen induced cracking resistance and manufacturing method thereof
JP5609383B2 (ja) * 2009-08-06 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4978741B2 (ja) * 2010-05-31 2012-07-18 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
BR112012031722B8 (pt) * 2010-06-14 2022-08-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Aço estampado a quente, método de produção de chapa de aço para um aço estampado a quente, e método de produção de aço estampado a quente
BR112013001864B1 (pt) * 2010-07-28 2019-07-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço laminada a quente, chapa de aço laminada a frio, chapa de aço galvanizada e método de produção das mesmas
WO2013011791A1 (ja) * 2011-07-20 2013-01-24 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5776398B2 (ja) * 2011-02-24 2015-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN103459634B (zh) * 2011-03-29 2015-12-23 杰富意钢铁株式会社 耐应力腐蚀断裂性优异的耐磨损钢板及其制造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1146784A (zh) * 1995-01-26 1997-04-02 新日本制铁株式会社 低温韧性优良的可焊性高强度钢
CN101535518A (zh) * 2006-11-02 2009-09-16 Posco公司 具有超高强度和优异低温韧性的管道钢板及其制造方法
CN101676430A (zh) * 2008-09-18 2010-03-24 韩国机械研究院 低温韧性优良的可焊接超高强度钢及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2013065298A1 (ja) 2013-05-10
EP2759615A1 (en) 2014-07-30
JP2013117068A (ja) 2013-06-13
US20140251513A1 (en) 2014-09-11
CN103917682A (zh) 2014-07-09
JP5594344B2 (ja) 2014-09-24
KR20140072180A (ko) 2014-06-12
EP2759615A4 (en) 2015-09-30
WO2013065346A1 (ja) 2013-05-10
US9752216B2 (en) 2017-09-05
CA2851325C (en) 2017-04-25
EP2759615B1 (en) 2020-07-15
CA2851325A1 (en) 2013-05-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103917682B (zh) 弯曲特性和低温韧性优良的高强度热轧钢板及其制造方法
CN106133173B (zh) 材质均匀性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法
JP5598225B2 (ja) 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5609383B2 (ja) 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN102918173B (zh) 延伸凸缘性和耐疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法
JP5630125B2 (ja) 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CA2954144C (en) Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained
KR101609969B1 (ko) 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP5860308B2 (ja) 温間成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
CN105143486B (zh) 高强度热轧钢板及其制造方法
JP5464302B2 (ja) 冷延鋼板及びその製造方法
JP4941619B2 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
TWI499676B (zh) 高降伏比高強度冷軋鋼板及其製造方法
EP2711439B1 (en) High carbon thin steel sheet and method for producing same
JP6327277B2 (ja) 板幅方向の強度均一性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4311049B2 (ja) 超微細粒組織を有し衝撃吸収特性に優れる冷延鋼板およびその製造方法
JP2011214073A (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
JP6221424B2 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
WO2020209149A1 (ja) 冷延鋼板及びその製造方法
JP2011214070A (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
EP2837705A1 (en) High carbon hot rolled steel sheet having excellent uniformity and method for manufacturing same
JP6631702B2 (ja) 低温靭性に優れた高張力鋼板
JP7398970B2 (ja) 厚鋼板およびその製造方法
JP2010275600A (ja) 高強度冷延鋼板用熱延鋼板およびその製造方法、ならびに高強度冷延鋼板の製造方法
JP5776764B2 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant