CN108474088A - 延展性优异的超高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的一个方面涉及一种延展性优异的超高强度热轧钢板，其特征在于，以重量％计，包含：0.15％～0.25％的C、0.6％～2.0％的Si、1.5％～3.0％的Mn、0.01％～0.1％的Al、0.01％～0.5％的Cr、0.005％～0.2％的Mo、0.001％～0.05％的P、0.001％～0.05％的S、0.001％～0.01％的N、0.003％～0.1％的Nb、0.003％～0.1％的Ti、0.003％～0.1％的V、0.0005％～0.005％的B、余量的Fe及不可避免的其他杂质，并且满足以下关系式1和关系式2，关系式1：4.5≤[Mn]+12[sol.C]+2.5[Mo]+2[Cr]+300[B]+[V]≤5.3；关系式2：[sol.C]＝[C]‑(0.25[Ti]+0.13[Nb]+0.125[Mo])，0.17≤[sol.C]≤0.22(所述关系式1和关系式2中，各元素符号是以重量％表示各元素的含量的值)。

Description

延展性优异的超高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种延展性优异的超高强度热轧钢板及其制造方法。
背景技术
应用于汽车用冲撞构件、保险杠、加固件的抗张强度为1GPa以上的超高强度钢在钢中含有适量的残留奥氏体相时才能容易进行实际构件的成型，并且成型后由于具有高强度而表现出优异的耐冲撞特性。
近年来，为此提出了各种方案，尤其，为了在获得抗张强度为1GPa级以上的强度的同时确保10％以上的延伸率，提出了一种利用由残留奥氏体相引起的相变诱导塑性(TRIP)现象的热轧淬火配分(Quenching and Partitioning，Q&P)钢。Q&P钢通过以下方式制造，将钢加热至奥氏体单相区或者奥氏体和铁素体双相区温度并进行规定时间的同质化热处理后，快速冷却至马氏体转变开始温度(Ms)和马氏体转变终止温度(Mf)之间的温度以形成马氏体相和残留奥氏体相，并且为了使残留奥氏体相稳定而保持冷却终止温度或者以略高于Ms温度的温度进行加热和热处理。
如上所述的Q&P钢的制造概念已由美国科罗拉多矿业大学(Colorado School ofMine)的J.G.Speer教授等通过非专利文献1和非专利文献2提出。但是，将进行再加热至双相区温度或者奥氏体单相区温度的方案进一步应用到通常的热轧工艺所需的制造费用高。
为了解决上述问题，在专利文献1至专利文献3中提出了在通常的热轧后的冷却工艺中也利用铬(Cr)、钛(Ti)及铝(Al)等以获得Q&P钢的技术。但是，进一步使用这种Cr、Al时，使钢的焊接性变差，并且由于淬透性增加过多而导致板的边缘(Edge)部和中心(Center)部的材质偏差变得严重，并且使用Ti时，由于在高温下形成碳化物而导致残留奥氏体相分率减少，因此难以获得充分的延展性和弯曲特性。
现有技术文献
(专利文献1)中国专利申请第2012-10461655号
(专利文献2)中国专利申请第2012-10461022号
(专利文献3)中国专利申请第2013-10121568号
(非专利文献1)J.G.Speer,D.V.Edmonds,F.C.Rizzo,D.K.Matlock:Curr.Opin.Solid State Mater.Sci.8(2004)219-237.
(非专利文献2)G.A.Thomas,J.G.Speer,and D.K.Matlock:AIST Trans.,2008,vol.5(5),pp.209-217.
发明内容
(一)要解决的技术问题
根据本发明的一方面，其目的在于通过精确地控制合金组成和制造方法，在不对现有的热轧钢板制造工艺进行大的改变的情况下也能够提供一种延展性优异的超高强度热轧钢板及其制造方法。
另外，本发明要解决的技术问题并不限定于上述的内容。本发明要解决的技术问题可以通过本说明书的整体内容来理解，对于本发明所属技术领域的普通技术人员而言，很容易理解本发明的附加的技术问题。
(二)技术方案
本发明的一方面涉及一种延展性优异的超高强度热轧钢板，其特征在于，以重量％计，包含：0.15％～0.25％的C、0.6％～2.0％的Si、1.5％～3.0％的Mn、0.01％～0.1％的Al、0.01％～0.5％的Cr、0.005％～0.2％的Mo、0.001％～0.05％的P、0.001％～0.05％的S、0.001％～0.01％的N、0.003％～0.1％的Nb、0.003％～0.1％的Ti、0.003％～0.1％的V、0.0005％～0.005％的B、余量的Fe及不可避免的其他杂质，并且满足以下关系式1和关系式2。
此外，本发明的另一方面涉及一种延展性优异的超高强度热轧钢板的制造方法，包括以下步骤：对钢坯以1200～1350℃进行加热，以重量％计，所述钢坯包含：0.15％～0.25％的C、0.6％～2.0％的Si、1.5％～3.0％的Mn、0.01％～0.1％的Al、0.01％～0.5％的Cr、0.005％～0.2％的Mo、0.001％～0.05％的P、0.001％～0.05％的S、0.001％～0.01％的N、0.003％～0.1％的Nb、0.003％～0.1％的Ti、0.003％～0.1％的V、0.0005％～0.005％的B、余量的Fe及不可避免的其他杂质，并且满足以下关系式1和关系式2；在850～1150℃的温度范围内对经过加热的所述钢坯进行热轧以获得热轧钢板；以50～100℃/秒的平均冷却速度对所述热轧钢板进行冷却至200～400℃的冷却终止温度之后进行收卷；及将收卷的所述热轧钢板装入加热炉内，在200～400℃温度范围下进行补热或者加热，以使其满足以下关系式3。
关系式1：4.5≤[Mn]+12[sol.C]+2.5[Mo]+2[Cr]+300[B]+[V]≤5.3
关系式2：[sol.C]＝[C]-(0.25[Ti]+0.13[Nb]+0.125[Mo])，0.17≤[sol.C]≤0.22
关系式3：T＝Temp(25[sol.C]+Log(Time))，2000≤T≤2500
(所述关系式1和关系式2中，各元素符号是以重量％表示各元素的含量的值，在所述关系式3中Temp和Time表示收卷后加热炉的温度(℃)和时间(分钟))。
另外，上述的技术方案并未全部列出本发明的特征。参照以下具体实施方式能够更加详细的理解本发明的各种特征和由这些特征带来的优点和效果。
(三)有益效果
根据本发明，能够提供一种由于强度和延展性优异而能够优选应用于汽车用冲撞构件、保险杠及加固件等的延展性优异的超高强度热轧钢板及其制造方法。
附图说明
图1是表示发明钢和比较钢的关系式1和关系式2的值的图表。
图2是表示发明钢和比较钢的收卷温度和关系式3的值的图表。
最佳实施方式
下面，对本发明的优选实施方式进行说明。但是，本发明的实施方式可以变形为各种其他方式，本发明的范围并不限定于以下说明的实施方式。并且，本发明的实施方式是为了向本发明所属技术领域的普通技术人员更加完整地说明本发明而提供的。
为了解决上述问题本发明人进行了深入的研究，结果确认能够通过精确地控制合金组成和制造方法，在不对现有的热轧钢板制造工艺进行大的改变的情况下也能够提供延展性优异的超高强度热轧钢板及其制造方法，并由此完成了本发明。
下面，对根据本发明的一方面的延展性优异的超高强度热轧钢板进行详细说明。
根据本发明的一方面的延展性优异的超高强度热轧钢板，其特征在于，以重量％计，包含：0.15％～0.25％的C、0.6％～2.0％的Si、1.5％～3.0％的Mn、0.01％～0.1％的Al、0.01％～0.5％的Cr、0.005％～0.2％的Mo、0.001％～0.05％的P、0.001％～0.05％的S、0.001％～0.01％的N、0.003％～0.1％的Nb、0.003％～0.1％的Ti、0.003％～0.1％的V、0.0005％～0.005％的B、余量的Fe及其他不可避免的杂质，并且满足以下关系式1和关系式2。
关系式1：4.5≤[Mn]+12[sol.C]+2.5[Mo]+2[Cr]+300[B]+[V]≤5.3
关系式2：[sol.C]＝[C]-(0.25[Ti]+0.13[Nb]+0.125[Mo])，0.17≤[sol.C]≤0.22
(在所述关系式1和关系式2中，各元素符号为以重量％表示各元素的含量的值。)
首先，对根据本发明的一方面的延展性优异的超高强度热轧钢板的合金组成进行详细说明。下面，各合金元素的单位是重量％。
C：0.15～0.25％
所述C是提高钢的淬透性来强化钢的最经济、最有效的元素，并且容易确保残留奥氏体相的稳定性。当C含量增加时，马氏体相和贝氏体相增加而抗张强度得以增加。
当C含量小于0.15％时，不足以形成稳定的残留奥氏体相。另一方面，当C含量超过0.25％时，焊接性变差，并且根据冷却速度微细组织的偏差增加而导致热轧钢板(热轧板材)的每个位置的材质偏差变得严重，并且延展性和剪切加工性变差。因此，C含量优选为0.15～0.25％。
Si：0.6～2.0％
所述Si起到钢水脱氧的作用，具有固溶强化效果，并且延迟形成粗大碳化物，从而有利于形成残留奥氏体相。
当Si含量小于0.6％时，延迟形成碳化物的效果较少而难以形成稳定的残留奥氏体相。另一方面，当Si含量超过2.0％时，焊接性降低。因此，Si的含量优选为0.6～2.0％。
Mn：1.5～3.0％
与Si相同，所述Mn是钢的固溶强化的有效元素，并且增加钢的淬透性而容易形成马氏体相。
当Mn含量小于1.5％时，不足以获得所述效果。另一方面，当Mn含量超过3.0％时，淬透性大大增加而难以控制期望的微细组织，在连铸工艺中铸造钢坯时，在厚度中心部中偏析部发展得较大，导致钢坯的品质变差，在热轧后进行冷却时，在厚度方向上形成不均匀的微细组织，并且焊接性也变差。因此Mn的含量优选为1.5～3.0％。
Cr：0.01～0.5％
所述Cr对钢进行固溶强化且增加钢的淬透性从而提高钢的强度。但是，当Cr的含量小于0.01％时，不足以获得基于添加的所述效果。另一方面，当Cr含量超过0.5％时，与Mn类似地，在厚度中心部的偏析部发展得较大，使得厚度方向的微细组织不均匀而导致成型性和焊接性变差。因此，优选将所示Cr的含量控制为0.01～0.5％。
Mo：0.005～0.2％
所述Mo对钢进行固溶强化且增加钢的淬透性从而提高钢的强度。并且，与Nb、Ti等一起添加时有助于形成碳化物，使固溶碳稳定。但是，当Mo含量小于0.005％时，不足以获得基于添加的所述效果。另一方面，当Mo含量超过0.2％时，由于淬透性过度增加而容易形成马氏体相，并难以形成稳定的残留奥氏体相，从而经济性差而且不利于焊接性。因此，所述Mo的含量优选为0.005～0.2％。
P：0.001～0.05％
与Si相同，所述P同时具有固溶强化和铁素体转变促进效果。但是，为了制造成P含量小于0.001％，所需的制造费用较多而经济性差，并且不足以获得高强度。另一方面，当P含量超过0.05％时，产生由晶界偏析导致的脆性，并且在剪切加工时容易产生微细的龟裂，大大降低延展性和耐冲击特性。因此，P含量优选为0.001～0.05％。
S：0.001～0.01％
所述S是钢中存在的杂质，当所述S含量超过0.01％时，与Mn等结合而形成非金属夹杂物，因此在钢的剪切加工时容易产生微细的龟裂，并且大大降低延伸凸缘性和耐冲击性。并且，为了制造成S含量小于0.001％，炼钢作业所需的时间过多而生产性降低。因此，S含量优选为0.001～0.01％。
Sol.Al：0.01～0.1％
所述Sol.Al是主要为了脱氧而添加的成分，当所述Sol.Al含量小于0.01％时，添加效果不充分，当所述Sol.Al含量超过0.1％时，与氮结合而形成AlN，从而在连铸时钢坯容易产生角裂，并且在热轧板的边缘(Edge)部由于形成夹杂物而容易产生缺陷。因此，Sol.Al的含量优选为0.01～0.1％。
N：0.001～0.01％
所述N与C一起是具有代表性的固溶强化元素，与Ti、Al等一起形成粗大析出物。通常，N的固溶强化效果优于碳，但是随着钢中的N含量增加，韧性会大大降低。并且，为了制造成N含量小于0.001％，炼钢作业所需的时间较多而生产性降低。因此，N含量优选为0.001～0.01％。
Ti：0.003～0.1％
所述Ti与Nb、V一起是具有代表性的析出强化元素，由于与N的较强的亲和力而在钢中形成粗大的TiN。TiN具有在用于热轧的加热过程中抑制晶粒生长的效果，并且，与N反应后剩余的Ti固溶在钢中并与碳结合而形成TiC析出物，因此Ti是有利于提高钢的强度的成分。
但是，当Ti含量小于0.003％时，不足以获得所述效果。另一方面，当Ti含量超过0.10％时，由于产生粗大的TiN而在剪切加工时容易形成微细的龟裂，并且减少钢中的固溶C而导致残留奥氏体相的稳定性降低。因此，Ti含量优选为0.003～0.1％。
Nb：0.003～0.1％
所述Nb与Ti、V一起是具有代表性的析出强化元素，在热轧过程中析出并基于延迟再结晶的晶粒微细化效果有效提高钢的强度和冲击韧性。但是，当Nb的含量小于0.003％时，不足以获得所述效果，当Nb含量超过0.1％时，由于在热轧过程中再结晶的过度延迟而形成延伸的晶粒，增加变形阻力，因此难以对薄板进行热轧，并且形状品质变差。此外，由于减少固溶C，残留奥氏体相的稳定性也会降低。因此，Nb的含量优选为0.003～0.1％。
V：0.003～0.1％
所述V与Nb、Ti一起是具有代表性的析出强化元素，但是，主要在收卷之后形成析出物而有助于提高钢的强度，并且还具有增加钢的淬透性的效果。但是当V含量小于0.003％时，不足以获得所述效果，当V含量超过0.1％时，由于形成粗大的复合析出物而导致剪切加工性变差，并且由于淬透性过度增加而难以控制微细组织，因此经济性差。因此，V含量优选为0.003～0.1％。
B：0.0005～0.005％
所述B是具有代表性的晶界稳定化元素，在热轧过程中延迟再结晶，并且在热轧后的冷却过程中延迟铁素体的相变来提高淬透性，即使添加少量的所述B其效果也明显。但是，当B含量小于0.0005％时，不足以获得所述效果。另一方面，当B含量超过0.005％时，在热轧过程中由于变形阻力增加而难以对薄板进行热轧，并且由于淬透性过度增加而难以控制微细组织。因此，B含量优选为0.0005～0.005％。
本发明的余量成分是铁(Fe)。但是，在通常的制造过程中，会不可避免地从原料或者周围环境中混入进去，因此无法排除。这种杂质对于通常的制造过程中的技术人员而言，是能够知晓的，因此在本说明书中没有特别地说明其全部内容。
根据本发明的一方面的延展性优异的超高强度热轧钢板不仅需要满足上述的合金组成，而且还要满足以下关系式1和关系式2。
只有满足以下关系式1和关系式2才能够在热轧后容易形成均匀的马氏体组织，并且容易使未转变的残留奥氏体相稳定。
以下关系式1和关系式2中，各元素符号是以重量％表示各元素的含量的值。
关系式1：4.5≤[Mn]+12[sol.C]+2.5[Mo]+2[Cr]+300[B]+[V]≤5.3
关系式1与钢的淬透性和偏析相关，尤其，构成关系式1的各成分提高钢的淬透性来容易地形成马氏体相。但是，C、Mn、Cr等容易偏析在钢板的中心部而在厚度方向上形成不均匀的微细组织，并且不利于焊接性。因此，当关系式1的值小于4.5时，钢的淬透性不足，当关系式1的值大于5.3时，微细组织的不均匀性变大，焊接性变差。
关系式2：[sol.C]＝[C]-(0.25[Ti]+0.13[Nb]+0.125[Mo])，0.17≤[sol.C]≤ 0.22
关系式2限制与钢的析出物的形成有关的成分，析出物的形成与所述组成的Ti、Nb、Mo及C的含量有关，因此，用于确认有助于残留奥氏体相的稳定性的固溶C的含量。当[sol.C]小于0.17时，难以使残留奥氏体充分的稳定化，当[sol.C]大于0.25时，由于形成大量的微细析出物而增加屈服强度，并使晶粒微细化，但是钢的淬透性增加且不利于焊接性。
另外，本发明的热轧钢板的微细组织，以面积分数计，包含：85％以上的马氏体、3～15％的残留奥氏体及其他不可避免的相。
当马氏体小于85％时，难以确保充分的抗张强度。并且，当残留奥氏体小于3％时，延伸率和成型性可能会变差，当残留奥氏体大于15％时，由于无法确保充分的马氏体而使抗张强度变差。
此时，所述不可避免的相可以是铁素体、贝氏体等，并且，铁素体和贝氏体的和优选小于5％。这是由于铁素体和贝氏体的和为5％以上时，可能会降低强度。
并且，本发明的热轧钢板的抗张强度可以是1200MPa以上，延伸率可以是10％以上。
另外，本发明的热轧钢板的表面可以形成有镀锌层。
下面，对作为本发明的另一方面的延展性优异的超高强度热轧钢板的制造方法进行详细说明。
根据本发明的另一方面的延展性优异的超高强度热轧钢板的制造方法可以包括以下步骤：对满足上述的合金组成、关系式1及关系式2的钢坯以1200～1350℃进行加热；在850～1150℃的温度范围内对经过加热的所述钢坯进行热轧以获得热轧钢板；以50～100℃/秒的平均冷却速度对所述热轧钢板进行冷却至200～400℃的冷却终止温度之后进行收卷；及将收卷的所述热轧钢板装入加热炉内，并在200～400℃的温度范围内进行补热或者加热，以使其满足以下关系式3。
钢坯加热步骤
对满足上述的合金组成、关系式1及关系式2的钢坯以1200～1350℃进行加热。
当所述钢坯加热温度小于1200℃时，由于由Ti、Nb、V、Mo等组成的碳化物、氮化物、析出物无法充分的再固溶而在热轧之后的工艺中降低析出物的形成效果，并且残留粗大的TiN。另一方面，当所述加热温度超过1350℃时，由于奥氏体晶粒的异常晶粒的生长而降低强度。因此，所述钢坯的加热温度优选为1200～1350℃。
此时，所述钢坯可以是在连铸工艺和热轧工艺直接连接的工艺中生产的。为了保持适当的热轧温度而将钢坯的温度设定为1200～1350℃是非常重要的，因此，可以优选应用于如上所述的连铸工艺和热轧工艺直接连接的工艺中。
热轧步骤
在850～1150℃的温度范围内对经过加热的所述钢坯进行热轧以获得热轧钢板。
在高于1150℃的温度下开始进行热轧时，热轧钢板的温度升高而晶粒的大小变得粗大，热轧钢板的表面品质变差。并且，在低于850℃的温度下终止热轧时，由于再结晶过度延迟而延伸的晶粒发达，以及由于再结晶延迟而轧制钢板的形状变差，并且，由于在热轧过程中形成析出物而降低淬透性，还降低残留奥氏体相的稳定性。
因此，优选在850～1150℃的温度范围内实施热轧。
冷却和收卷步骤
以50～100℃/秒的平均冷却速度对所述热轧钢板进行冷却至200～400℃的冷却终止温度之后进行收卷。
这是因为，当冷却终止温度小于200℃时，由于钢中的微细组织全部相变为马氏体相而钢的强度增加但延展性变差，当冷却终止温度超过400℃时，由于形成贝氏体相而钢的强度和延展性有可能都变差。
并且，当进行冷却时平均冷却速度小于50℃/秒时，由于形成铁素体相或者贝氏体相而微细组织变得不均匀，难以确保目标钢的材质，当平均冷却速度超过100℃/秒时，板的厚度方向和宽度方向的微细组织有可能变得不均匀，形状品质变差。
补热或者加热步骤
将收卷的所述热轧钢板装入加热炉内，并在200～400℃温度范围内进行补热或者加热，以使其满足以下关系式3。进行补热或者加热热处理后可以对热轧钢板进行炉冷。
关系式3：T＝Temp(25[sol.C]+Log(Time))，2000≤T≤2500
(在所述关系式3中Temp和Time表示收卷后加热炉的温度(℃)和时间(分钟)。)
通过热轧和冷却完成收卷之后，钢中残留未转变相，之后其可以根据热历史形成稳定的残留奥氏体相，也可以全部转变为马氏体相。
此时，优选地，将所述热轧钢板装入加热炉内，以使收卷的所述热轧钢板的温度不小于200℃。当装入前的温度小于200℃时，热轧钢板的一部分或者全部中未转变相全部转变为马氏体相而大大增加钢的强度，但是由于形成的残留奥氏体相不足而延展性和成型性变得很差。
并且，需要进行补热或者加热热处理以满足本发明的所述关系式3，以在钢中形成稳定的残留奥氏体相。
此时，热处理温度不需要以400℃以上的温度进行加热，这是因为由于50℃/秒以上的充分的冷却速度和钢的淬透性而未转变相内的固溶碳含量高。因此，仅通过满足关系式3的热处理也能够确保充分稳定的残留奥氏体相。但是，当关系式3小于2000时，所述热处理效果不足，残留奥氏体相不稳定而转变为马氏体相，当关系式3的值超过2500时，由于固溶碳的扩散而形成贝氏体相，钢的强度和延展性同时降低，并且由于长时间的热处理而经济性差。
通过上述的制造方法制造的热轧钢板的抗张强度为1200MPa以上，并且延伸率为10％以上，因此延展性和强度优异。
另外，在所述补热或者加热步骤之后，可以进一步包括对热轧钢板进行酸洗处理后涂油的步骤。
并且，可以包括所述酸洗处理后进行加热以使热轧钢板的温度变为450～480℃后进行热浸镀锌的步骤。
具体实施方式
下面，通过实施例对本发明进行更加具体的说明。但是，需要留意的是，以下实施例只是为了例示本发明以进行更加详细的说明而已，并不是用于限定本发明的权利范围。本发明的权利范围由权利要求书中记载的事项和由此合理地推理出的事项而决定。
对具有以下表1中表示的成分组成的钢坯以1250℃进行加热后，使用以下表2中记载的制造条件来制造热轧钢板。
以下表1中各合金元素的单位是重量％，以下表2中FDT和CT分别表示热轧时的精轧终止温度和收卷温度，Temp和Time表示卷板加热炉的热处理温度和热处理时间。以下表2中未表示的热轧之后的冷却中，将冷却速度控制在70～90℃/秒的范围。
并且，在以下表3中表示已制造的所述热轧钢板的机械性质和微细组织的观察结果。
在以下表3中，YS、TS、T-El分别表示热轧板的屈服强度、抗张强度、延伸率，抗张试验使用在轧制板材的轧制方向上，以0°方向为基准并根据JIS5号规格选取的试片。以下表3中表示的伸长试验结果是三次试验结果的平均值。
并且，在以下表3中贝氏体(Bainite)、马氏体(Martensite)、铁素体(Ferrite)及残留奥氏体(Retained Austenite)相的面积分数是对该轧制板材的中心部位的试片进行分析的结果，分别选取试片并进行蚀刻后，利用光学显微镜和扫描电子显微镜(SEM)来进行观察，并利用图像(image)分析仪进行分析和测量。残留奥氏体相的面积分数是利用电子背散射衍射(Electron Back Scattered Diffraction，EBSD)对该轧制板材的中心部位的试片进行分析的结果。
[表1]
区分 C Si Mn Cr Al P S N Mo Ti Nb V B
比较钢1 0.22 1.01 1.62 0.7 0.03 0.012 0.003 0.005 0.01 0.02 0.03 0.004 0.001
比较钢2 0.19 0.8 1.7 0.1 0.03 0.011 0.003 0.005 0.01 0.02 0.015 0.004 0.001
比较钢3 0.19 0.62 1.55 0.2 0.035 0.015 0.003 0.004 0.1 0.03 0.015 0.005 0.001
比较钢4 0.21 0.65 1.8 0.15 0.03 0.01 0.006 0.005 0.07 0.025 0.02 0.001 0.001
比较钢5 0.23 0.7 1.6 0.4 0.03 0.01 0.004 0.004 0.01 0.04 0.03 0.001 0.0005
比较钢6 0.18 0.8 1.82 0.1 0.035 0.01 0.003 0.005 0.06 0.005 0.005 0.001 0.001
比较钢7 0.21 0.6 1.88 0.1 0.027 0.009 0.003 0.004 0.01 0.05 0.04 0.05 0.0015
比较钢8 0.2 0.7 1.65 0.15 0.03 0.01 0.003 0.004 0.1 0.02 0.03 0.003 0.002
发明钢1 0.2 0.8 1.6 0.3 0.025 0.006 0.002 0.004 0.01 0.02 0.02 0.005 0.001
发明钢2 0.21 1.1 1.8 0.2 0.027 0.007 0.003 0.003 0.01 0.025 0.02 0.01 0.0005
发明钢3 0.19 1 1.7 0.25 0.025 0.006 0.003 0.005 0.1 0.015 0.02 0.005 0.001
发明钢4 0.2 1.45 1.7 0.4 0.025 0.01 0.003 0.004 0.1 0.01 0.02 0.005 0.0005
发明钢5 0.18 1.5 1.8 0.45 0.028 0.006 0.003 0.003 0.01 0.015 0.01 0.006 0.001
发明钢6 0.19 1 2 0.35 0.032 0.006 0.002 0.004 0.01 0.03 0.025 0.005 0.0005
[表2]
[表3]
试片 YS(MPa) TS(MPa) T-El(％) 贝氏体(％) 马氏体(％) 铁素体(％) 残留奥氏体(％)
比较钢1 1255 1427 7.3 2 95 0 3
比较钢2 765 986 16.5 26 72 1 1
比较钢3 1021 1159 10.4 15 83 0 2
比较钢4 1143 1406 7.8 2 98 0 0
比较钢5 895 1055 14 9 89 0 2
比较钢6 1010 1344 8.2 5 94 0 1
比较钢7 654 889 18.3 75 20 3 2
比较钢8 1180 1405 7.6 2 98 0 0
发明钢1 1062 1209 12.1 0 92 0 8
发明钢2 1108 1298 11.5 1 89 0 10
发明钢3 1070 1244 11.2 1 94 0 5
发明钢4 1195 1388 10.9 0 93 0 7
发明钢5 1176 1354 10.4 1 93 0 6
发明钢6 1189 1376 10.8 0 94 0 6
可知，全部满足本发明的合金组成、关系式1至关系式3及制造条件的发明钢1至6能够确保1200MPa以上的抗张强度和10％以上的延伸率。
另一方面，比较钢1是关系式1的值高并且未满足Cr含量的情况，由于过大的淬透性而大部分的微细组织形成为马氏体相，并且强度高但是延伸率差。
比较钢2是关系式1的值低的情况，由于淬透性不足，在冷却过程中发生贝氏体相转变而没有确保充分的马氏体相，并且几乎没有形成残留奥氏体相。
比较钢3满足关系式1而表现出充分的淬透性，但是由于没有满足关系式2而钢中稳定的残留奥氏体相不足，贝氏体相也增加而没有获得高强度。
比较钢4虽然全部满足关系式1至3，但是在热轧和冷却终止后收卷的卷板的温度被冷却至小于本发明中提出的200℃之后，装入卷板热处理炉内并进行热处理。因此，未转变相大部分转变为马氏体相，虽然强度大大增加，但是没有确保充分的延伸率。
比较钢5是关系式3的值过高的情况，由于冷却后在卷板热处理炉内以过高的温度进行长时间的热处理，相比较少的残留奥氏体相，观察到较多的贝氏体相。这可以推测由于残留奥氏体相的一部分未稳定而转变为贝氏体相，因此，未能确保充分高的强度。
比较钢6是关系式3的值低的情况，被判断为由于热处理温度和时间不足而也未能充分确保稳定的残留奥氏体相，从而相变为奥氏体相，并且延展性差。
比较钢7和比较钢8是未满足收卷温度的情况，以高于本发明中提出的收卷温度范围的温度制造的比较钢7的微细组织大部分形成为贝氏体而强度差。并且，以收卷温度低的方式制造的比较钢8的大部分微细组织转变为马氏体而延伸率差。
图1是表示发明钢和比较钢的关系式1和关系式2的值的图表，图2是表示发明钢和比较钢的收卷温度和关系式3的值的图表。可以确认除了满足与本发明的合金组成有关的关系式1和2之外，还需要满足关系式3时才能够实现本发明的效果。
以上，参照实施例对本发明进行了说明，但是本发明所属领域的技术人员应理解，在不脱离权利要求书中记载的本发明的思想和领域的范围内，可以对本发明进行各种修改和变更。

Claims (9)

1.一种延展性优异的超高强度热轧钢板，其特征在于，以重量％计，包含：0.15％～0.25％的C、0.6％～2.0％的Si、1.5％～3.0％的Mn、0.01％～0.1％的Al、0.01％～0.5％的Cr、0.005％～0.2％的Mo、0.001％～0.05％的P、0.001％～0.05％的S、0.001％～0.01％的N、0.003％～0.1％的Nb、0.003％～0.1％的Ti、0.003％～0.1％的V、0.0005％～0.005％的B、余量的Fe及不可避免的杂质，
并且满足以下关系式1和关系式2，
关系式1：4.5≤[Mn]+12[sol.C]+2.5[Mo]+2[Cr]+300[B]+[V]≤5.3
关系式2：[sol.C]＝[C]-(0.25[Ti]+0.13[Nb]+0.125[Mo])，0.17≤[sol.C]≤0.22
(所述关系式1和关系式2中，各元素符号是以重量％表示各元素的含量的值)。
2.根据权利要求1所述的延展性优异的超高强度热轧钢板，其特征在于，
所述热轧钢板的微细组织，以面积分数计，包含：85％以上的马氏体、3～15％的残留奥氏体及其他不可避免的相。
3.根据权利要求2所述的延展性优异的超高强度热轧钢板，其特征在于，
所述不可避免的相包括铁素体和贝氏体，并且所述铁素体和贝氏体的和小于5面积％。
4.根据权利要求1所述的延展性优异的超高强度热轧钢板，其特征在于，
所述热轧钢板的抗张强度为1200MPa以上，延伸率为10％以上。
5.根据权利要求1所述的延展性优异的超高强度热轧钢板，其特征在于，
所述热轧钢板的表面形成有镀锌层。
6.一种延展性优异的超高强度热轧钢板的制造方法，包括以下步骤：
对钢坯以1200～1350℃进行加热，以重量％计，所述钢坯包含：0.15％～0.25％的C、0.6％～2.0％的Si、1.5％～3.0％的Mn、0.01％～0.1％的Al、0.01％～0.5％的Cr、0.005％～0.2％的Mo、0.001％～0.05％的P、0.001％～0.05％的S、0.001％～0.01％的N、0.003％～0.1％的Nb、0.003％～0.1％的Ti、0.003％～0.1％的V、0.0005％～0.005％的B、余量的Fe及不可避免的其他杂质，并且满足以下关系式1和关系式2；
在850～1150℃的温度范围内对经过加热的所述钢坯进行热轧以获得热轧钢板；
以50～100℃/秒的平均冷却速度对所述热轧钢板进行冷却至200～400℃的冷却终止温度之后进行收卷；及
将收卷的所述热轧钢板装入加热炉内，在200～400℃温度范围内进行补热或者加热，以使其满足以下关系式3，
关系式1：4.5≤[Mn]+12[sol.C]+2.5[Mo]+2[Cr]+300[B]+[V]≤5.3
关系式2：[sol.C]＝[C]-(0.25[Ti]+0.13[Nb]+0.125[Mo])，0.17≤[sol.C]≤0.22
关系式3：T＝Temp(25[sol.C]+Log(Time))，2000≤T≤2500
(所述关系式1和关系式2中，各元素符号是以重量％表示各元素的含量的值，在所述关系式3中Temp和Time表示收卷后加热炉的温度(℃)和时间(分钟))。
7.根据权利要求6所述的延展性优异的超高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，
在所述补热或者加热步骤之后，进一步包括对热轧钢板进行酸洗处理后涂油的步骤。
8.根据权利要求6所述的延展性优异的超高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，包括所述酸洗处理后将所述钢板进行加热以达到450～480℃之后进行热浸镀锌的步骤。
9.根据权利要求6所述的延展性优异的超高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述钢坯在连铸工艺和热轧工艺直接连接的工艺中生产。
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