CN110997962A - 具有优异的强度和延伸率的热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

具有优异的强度和延伸率的热轧钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN110997962A
CN110997962A CN201880050706.5A CN201880050706A CN110997962A CN 110997962 A CN110997962 A CN 110997962A CN 201880050706 A CN201880050706 A CN 201880050706A CN 110997962 A CN110997962 A CN 110997962A
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
rolled steel
hot
steel sheet
martensite
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.)
Granted
Application number
CN201880050706.5A
Other languages
English (en)
Other versions
CN110997962B (zh
Inventor
李圣鹤
李圭荣
柳朱炫
李世雄
孙锡洙
李炯树
曺旼彻
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.)
Academy Industry Foundation of POSTECH
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Academy Industry Foundation of POSTECH
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 Posco Co Ltd, Academy Industry Foundation of POSTECH filed Critical Posco Co Ltd
Publication of CN110997962A publication Critical patent/CN110997962A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN110997962B publication Critical patent/CN110997962B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—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
    • 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
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12958—Next to Fe-base component
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]
    • Y10T428/12979—Containing more than 10% nonferrous elements [e.g., high alloy, stainless]

Landscapes

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

Abstract

根据本发明的一个方面，其目的在于提供一种利用锰偏析的具有优异的强度和延伸率的热轧钢板及制造方法。本发明的一个实施方式提供一种具有优异强度和延伸率的热轧钢板及其制造方法，以重量％计，所述热轧钢板包括：C：0.05％以上～小于0.4％、Mn：10～15％、Al：2％以下、Si：0.1～2％、Mo：0.5％以下(0除外)、V：0.5％以下(0除外)、P：0.01％以下、S：0.01％以下及余量的Fe和不可避免的杂质，以面积％计，微细组织包括：回火马氏体：50～75％、二次马氏体：20％以下(0除外)、ε马氏体：2％以下(0除外)、残余奥氏体：8～30％。根据本发明的一个方面，可以提供一种具有1500MPa以上的拉伸强度，900MPa以上的屈服强度，20％以上的延伸率的热轧钢板及制造方法。

Description

具有优异的强度和延伸率的热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种具有优异的强度和延伸率的热轧钢板及其制造方法。
背景技术
研发节能及环保车辆过程中的最重要的因素之一是车身轻量化，因此各国的汽车公司和钢铁公司都投入了大量的人力和研究资金来开发高强度及高成型性钢铁材料。用于车辆车身等结构部件中的钢主要适用于车辆碰撞时需要较高的能量吸收性能的部件中，并且需要较高的拉伸强度，同时还需要较高的延伸率。以车身轻量化为目的而采用的高强度钢铁材料中，千兆车辆钢板市场分为高强度冷轧钢板和热压成型(Hot Press Forming)钢，尤其，目前1.5Gpa以上级的钢铁材料仅使用HPF材。
作为上述现有技术有专利文献1。专利文献1公开了以下技术，即，通过高强度落料成型法，在900℃以上的高温中使材料具有足够的奥氏体组织后，在常温中对滚烫的材料进行成型的同时经过快速冷却过程，最终使产品具有马氏体组织，从而能够保持高强度，并且可加工复杂的形状。但是如同专利文献1的HPF钢经过以下工艺，即，在高温中成型后，通过实现水冷的与模具(Die)的接触来进行快速冷却，从而确保最终强度，由于这样的附加工艺，存在增加设备投资费用、热处理及工程费用的缺点。
作为弥补上述缺点的技术有专利文献2。虽然专利文献2欲通过控制合金组成并使微细组织包括马氏体、奥氏体、铁素体，由此提高强度和韧性，但是，必须包括Cr等昂贵的合金元素，因此存在增加费用的问题。并且，实施冷轧及冷轧后实施退火工艺，因此存在增加加工时间和制造费用的缺点。
(专利文献1)专利文献1：韩国公开专利公报第2014-0006483号
(专利文献2)专利文献2：韩国公开专利公报第2012-0113806号
发明内容
(一)要解决的技术问题
根据本发明的一个方面，其目的在于提供一种利用锰偏析来获得优异的强度和延伸率的热轧钢板及制造方法。
(二)技术方案
根据本发明的一个实施方式，提供一种具有优异的强度和延伸率的热轧钢板，以重量％计，其包括：C：0.05％以上～小于0.4％、Mn：10～15％、Al：2％以下、Si：0.1～2％、Mo：0.5％以下(0除外)、V：0.5％以下(0除外)、P：0.01％以下、S：0.01％以下及余量的Fe和不可避免的杂质，以面积％计，微细组织包括：回火马氏体：50～75％、二次(Secondary)马氏体：20％以下(0除外)、ε马氏体：2％以下(0除外)、残余奥氏体：8～30％。
本发明的另一个实施方式，提供一种具有优异的强度和延伸率的热轧钢板的制造方法，其包括以下步骤：在1150～1250℃下对板坯进行再加热，以重量％计，所述板坯包括：C：0.05％以上～小于0.4％、Mn：10～15％、Al：2％以下、Si：0.1～2％、Mo：0.5％以下(0除外)、V:0.5％以下(0除外)、P：0.01％以下、S：0.01％以下及余量的Fe和不可避免的杂质；在900～1100℃下对再加热的所述板坯进行热终轧以获得热轧钢板；在500～700℃下对所述热轧钢板进行收卷；将收卷的所述热轧钢板空冷至常温；在200～500℃下对空冷的所述热轧钢板进行回火；及对回火的所述热轧钢板进行空冷。
(三)有益效果
根据本发明的一个方面，可以提供一种具有1500Mpa级的拉伸强度和20％以上的延伸率的热轧钢板及制造方法。
附图说明
图1是通过电子探针显微分析(electronprobe micro-analysis，EPMA)观察热轧后钢材上出现锰偏析区的状态的照片，(a)是扫描电子显微镜(SEM)照片，(b)是(a)的锰组成的映射(Mapping)照片。
图2是通过电子背散射衍射技术(electron back-scatter diffraction，EBSD)观察本发明实施例的发明列3的照片，(a)是奥氏体(FCC)、马氏体(BCC)、ε马氏体(HCP)的相位图(Phase Map)，(b)是(a)的奥氏体(FCC)相的反极性照片(Inverse Pole Figure Map)。
图3是通过EBSD观察本发明实施例的比较列3的照片，(a)是奥氏体(FCC)、马氏体(BCC)、ε马氏体(HCP)的相位图，(b)是(a)奥氏体(FCC)相的反极性照片。
最佳实施方式
图1是通过EPMA观察热轧后钢材上出现锰偏析区的状态的照片，(a)是SEM照片，(b)是(a)的锰组成的映射照片。使钢板同时包括马氏体组织和具有多种变形结构的奥氏体组织以确保高强度及优异的延伸率时，如果大量添加Mn及C作为奥氏体稳定化元素，如图1所示，由于大量含有的Mn，使得轧制工程中在轧制方向上形成带状偏析并生成Mn富含层及欠缺层。据了解，所述偏析区一般会减少机械性机械物性的各向异性和延展性及成型性。但是，本发明人认识到利用所述Mn偏析区生成具有适宜稳定性的奥氏体带状结构，并适当形成马氏体和奥氏体，能够确保优异的强度、延伸率和加工淬透性等，从而提出了本发明。
下面，详细说明本发明。首先，说明本发明的合金组成。下面标记的％表示重量％。
C：0.05％以上～小于0.4％
碳(C)是高强度的必要元素，有助于固溶强化及析出强化效果。此外，作为用于奥氏体稳定化的元素，需要添加0.05％以上，小于0.05％时难以生成残余奥氏体。回火时C表现出较快的扩散速度，有助于残余奥氏体的生长及新奥氏体核生成。C含量越高，热处理后残余的奥氏体的相分率越高，但是C含量高于0.4％以上时，残余奥氏体的稳定性会过度增加，从而转变时难以显示相变诱导塑性的效果，并且减少加工硬化效果，减少拉伸强度。另外，所述C的含量范围优选为0.05～0.3％，更优选为0.1～0.25％。
Mn：10～15％
锰(Mn)是与C一起稳定奥氏体相的元素。此外，Mn与C具有高亲和性，随着添加Mn，可以增加固溶于钢内的C的量，从而可进一步有助于奥氏体相的稳定化。特别是添加本发明提出的范围的Mn时，在热轧工艺中生成Mn偏析区，通过形成Mn偏析区以及经过200～500℃回火调节残余奥氏体相的分率、形状及大小，从而形成适当稳定性的奥氏体，由此可基于转变时的相变诱导塑性效果获得充分的加工硬化效果。但是，在Mn含量小于10％的情况下，回火时无法使奥氏体充分稳定化，因此难以获得基于相变诱导塑性的强化效果，在Mn含量超过15％的情况下，回火后最终组织中的回火马氏体及二次马氏体的分率变低，因此存在强度低下的问题。另外，所述Mn的含量范围优选为10.1～14％，更优选为10.2～12.5％。
Al：2％以下
Al作为铁素体稳定化的元素，起到回火后通过确保一定量的回火马氏体和二次马氏体来增加屈服强度的作用。此外，Al可以增加奥氏体和双相区域的范围，从而能够在较宽的温度区间实现所需的相分率，因此有利于减少因制造工程偏差引起的材质变差。在所述Al含量超过2.0％的情况下，铸造性能变差，热轧时深化钢表面的氧化，存在表面品质低下的问题。此外，残余奥氏体的变形行为发生变化，因此会难以获得相变诱导塑性效果，且加工硬化量可能会减少。因此，本发明中所述Al含量限制在2.0％以下。另外，所述Al的含量范围优选为0.5～2％，更优选为0.5～1.5％。
Si：0.1～2％
Si在回火时的加热步骤中起到延迟碳化物生长的作用，是使固溶状态的碳扩散到奥氏体中以使奥氏体相稳定化的有效元素。此外，Si固溶于回火马氏体、二次马氏体及奥氏体中，并通过固溶强化提高钢的屈服强度和拉伸强度。在本发明中，为了获得上述效果，优选包含0.1％以上的Si。只是，当Si含量超过2.0％时，热轧时表面会形成大量的Si氧化物，因此存在表面品质低下的问题。
Mo：0.5％以下(0除外)
Mo具有缓和P、S等杂质元素引起的晶界破坏的脆化的效果，并且具有通过调节残余奥氏体的分率和稳定性来提高拉伸强度的效果。此外，显示出晶粒微细化和纳米晶粒引起的析出强化效果，因此可提高屈服强度和拉伸强度。但是Mo超过0.5％时，钢的韧性变差，存在费用增加的缺点。
V：0.5％以下(0除外)
V具有晶粒微细化效果，并在低温中形成微细的析出物，从而起到提高钢的屈服强度和拉伸强度的重要作用。但是，当V的含量超过0.5％时，在高温中会形成粗大的碳化物，存在热加工性低下问题。
P：0.01％以下
P是不可避免被包含的杂质，是通过偏析而降低钢的加工性的主要元素，因此优选尽可能地降低P含量。理论上，P含量控制为0％时较为有利，但从制造工艺方面考虑，其是必然被包含的元素。因此，重点是管理其上限，在本发明中，所述P含量的上限限制在0.01％。
S：0.01％以下
S是不可避免被包含的杂质，其形成粗大的硫化锰(MnS)，以产生边缘裂纹等的缺陷，并大幅降低钢板的孔扩张性，因此优选尽可能地降低S含量。理论上S含量控制为0％时较为有利，但从制造工艺方面考虑，其是必然被包含地元素。因此，重点是管理其上限，在本发明中，所述S含量的上限限制在0.01％。
本发明的热轧钢板除所述合金组成外还包括余量的Fe和其他不可避免的杂质。
另外，以面积％计，本发明的微细组织优选包含：回火马氏体：50～75％；二次(Secondary)马氏体：20％以下(0除外)；ε马氏体：2％以下(0除外)；及残余奥氏：8～30％。
回火马氏体：50～75面积％
回火马氏体是在热轧工艺中形成的马氏体回火后软化的马氏体，通过位错的产生和移动而有助于塑性变形。对于机械性物理性质而言，根据分率而有助于确保屈服强度和拉伸强度。当所述回火马氏体的分率小于50％时，存在屈服强度和拉伸强度低下的缺点，当超过75％时，存在无法确保充分的延伸率的缺点。
二次马氏体：20面积％以下(0除外)
二次马氏体有助于确保屈服强度。当所述二次马氏体的分率超过20％时，存在延伸率急剧下降的缺点。另外，本发明提到的二次马氏体是指在回火热处理及快速冷却后新生成的马氏体。回火时，奥氏体带组织沿着锰偏析区生成，粗大生长的奥氏体的稳定性降低，在快速冷却时重新剪切转变为马氏体。因此，显示出比回火马氏体更高的位错密度，这有助于屈服强度的提高，并且对延伸率有负面影响。
ε马氏体：2面积％以下(0除外)
ε马氏体是回火热处理和快速冷却后在部分奥氏体晶粒中生成的马氏体。所述ε马氏体使变形诱导马氏体的形成分成两个步骤，从而有助于增加加工硬化率，由此起到全面提高拉伸强度和延伸率值的作用。但是，在所述ε马氏体的分率超过2％情况下，预先提供拉伸变形时形成的变形诱导马氏体的核生成的位置，以快速进行相变诱导塑性，从而减少提高拉伸强度的效果。
残余奥氏体：8～30面积％
残余奥氏体有利于通过确保适当稳定性的相变诱导塑性效果来确保加工硬化效果，并有助于同时确保拉伸强度和变形率。在所述残余奥氏体的分率小于8％的情况下，难以确保充分的相变诱导塑性效果，在超过30％的情况下，马氏体分率减少，从而诱发屈服强度的减少。
另外，本发明的热轧钢板的锰偏析区的平均厚度优选为1.9～9.1μm。所述锰偏析区的平均厚度小于1.9μm时，回火热处理后生成的残余奥氏体的稳定性过于上升，因此变形时难以获得相变诱导塑性效果，当超过9.1μm时，回火热处理时，由奥氏体的生长而引起晶粒增加，在快速冷却步骤中，通过冷却转变而全部转变为二次马氏体，从而难以获得带状奥氏体的相变诱导塑性效果。
此外，本发明的热轧钢板的锰偏析区的平均间隔优选为2.2～30μm。在所述锰偏析区的平均间隔小于2.2μm的情况下，失去形成带状奥氏体时的优势。带状奥氏体具有被硬质相马氏体包围的结构，并通过马氏体而受到静水压。从奥氏体转变为马氏体时发生约0.9％的体积膨胀，但是会通过周边的马氏体而抑制体积膨胀，获得稳定化效果，因此直到破坏为止表现出持续的相变诱导塑性效果，最终能够有助于提高拉伸物理性质。通过由奥氏体转变为马氏体时发生的体积膨胀，在界面中产生几何必须位错(Geometrically NecessaryDislocation)，这是带组织中的变形率梯度，可带来有效的加工硬化效果。但是，当所述锰偏析区的平均间隔超过30μm时，因几何必须位错的生成，而难以满足充分的加工硬化效果。
如上所述，本发明的热轧钢板可同时具有1500Mpa以上的拉伸强度，900Mpa以上的屈服强度及20％以上的延伸率，从而有望能替代超高强度冷轧钢板及HPF钢，并且通过强度增加而引起的厚度减少的效果，可有助于车身轻量化效果和燃油效率的提高。
以下，说明本发明的热轧钢板的制造方法。
优选地，在1150～1250℃中对具有所述合金组成的钢坯进行再加热。所述再加热温度范围是奥氏体单相区域，可通过所述板坯的再加热处理而谋求材料的均质化。所述钢坯再加热温度低于1150℃时，存在后续热轧时荷重急剧增加的问题，当所述钢坯再加热温度超过1250℃时，存在表面氧化皮量增加且材料损失量增加的缺点。此外，含有大量的Mn时，可能会存在液相，因此优选限制在上述温度范围内。另外，所述板坯再加热温度范围更优选为1150℃～1200℃，再优选为1180℃～1200℃。
所述板坯再加热时间优选为1小时以上。当所述板坯再加热时间少于1小时时，存在难以获得充分的均质化效果的缺点。
优选地，在900℃～1100℃中对所述再加热的板坯进行热终轧，以获得热轧钢板。通过所述热轧可从厚度为约40～45mm的板坯生产厚度为约2.8mm的热轧钢板。在所述热终轧温度区域内，从900℃开始生成部分VC碳化物，但是几乎为实现单相奥氏体的区域。因此，所述热终轧温度小于900℃时，形成粗大的碳化物，从而产生热加工性低下差的问题，当超过1100℃时，存在诱发氧化皮引起的表面缺陷的可能性变大的问题。
优选在500℃～700℃中收卷如上所述得到的热轧钢板。所述收卷温度超过700℃时，在钢板表面形成过多的氧化膜，从而可能诱发缺陷，所述收卷温度小于500℃时，处于形成Mo2C碳化物的温度区间，因此形成粗大的碳化物，从而会导致物理性质的低下。另外，所述收卷温度范围更优选为550℃～700℃，再优选为600℃～700℃。
接着，优选将所述收卷的热轧钢板空冷至常温。
优选在200～500℃中对所述空冷的热轧钢板进行回火。本发明的热轧钢板在经过热轧工艺后获得包括马氏体和部分奥氏体的组织。但是，虽然经过冷却转变而生成的马氏体组织强度非常高，但是脆性非常强，冷却时残余的奥氏体不具有充分的稳定性，无法表现出相变诱导塑性等的变形行为，因而对加工硬化没有太大影响。因此，在本发明中，在所述温度范围内通过回火热处理，使脆性的马氏体通过回收而形成回火马氏体，这虽然能够使强度有所降低但却能够增加一定程度的延展性，并且作为奥氏体稳定化元素的Mn，C通过向残余奥氏体的扩散而提高稳定性，从而在变形时引导其发生相变诱导塑性。为了充分获得上述效果，所述回火温度优选为200℃。当回火温度超过500℃时，反而减少残余奥氏体的量，增加了冷却时生成的二次马氏体的量，从而存在减小延展性的缺点。另外，所述回火温度范围更优选为300～500℃，再优选为400～500℃。
此时，所述回火优选执行0.5～10小时。所述回火时间少于0.5小时时，存在难以确保充分的回火马氏体和残余奥氏体分率的缺点。另外，随着所述回火时间和温度的增加，残余奥氏体的分率表现出增加的倾向，当所述回火时间超过10小时时，反而减少残余奥氏体的量，增加冷却时生成的二次马氏体的量，因此存在减小延展性的问题。
优选对所述回火的热轧钢板进行空冷。通过所述空冷工艺，还可在常温中保持根据所述回火工艺生成的回火马氏体和奥氏体稳定化元素聚集的残余奥氏体。
下面，通过实施例更加详细地说明本发明。只是，如下实施例仅仅是用于说明本发明的例示，本发明并不限定于此。
(实施例)
准备具有如下表1所示组成的钢坯后，用如下表2的条件制造热轧钢板，然后进行空冷。测量这样获得的热轧钢板地微细组织和机械物理性质后，把其结果表示在表3中。
[表1]
Figure BDA0002379730310000101
[表2]
Figure BDA0002379730310000102
[表3]
Figure BDA0002379730310000103
满足本发明提出的合金组成和制造条件的发明例1至发明例6，具有适当水平的微细组织分率，能够确保本发明所期望的1500MPa以上的拉伸强度，900MPa以上的屈服强度以及20％以上的延伸率。
但是，比较例1至比较例6虽然满足本发明提出的合金组成，但是不满足回火温度，也没有确保本发明提出的适当水平的微细组织分率，因此无法确保优异的机械物理性质。
此外，比较例7至比较例10虽然满足了本发明的制造条件，但是没有满足合金组成，因此无法同时确保高水平的拉伸强度、屈服强度及延伸率。
图2是通过EBSD(electron back-scatter diffraction)观察本发明实施例的发明列3的照片，(a)是奥氏体(FCC)、马氏体(BCC)、ε马氏体(HCP)的相位图(Phase Map)，(b)是关于(a)奥氏体(FCC)相的反极性照片(Inverse Pole Figure Map)。如图2所示，满足本发明条件的发明例3的情况，带状残余奥氏体随着锰偏析区分布且这样的微细组织分布状态在拉伸变形时有效诱导相变诱导塑性。
图3是通过EBSD观察本发明实施例的比较列3的照片，(a)是奥氏体、马氏体、ε马氏体的相位图，(b)是(a)的奥氏体相的反极性照片。如图3所示，在锰耗尽层内生成有奥氏体晶粒。

Claims (6)

1.一种具有优异的强度和延伸率的热轧钢板，以重量％计，其包括：C：0.05％以上～小于0.4％、Mn：10～15％、Al：2％以下、Si：0.1～2％、Mo：0.5％以下(0除外)、V：0.5％以下(0除外)、P：0.01％以下、S：0.01％以下及余量的Fe和不可避免的杂质，
以面积％计，微细组织包括：回火马氏体：50～75％、二次马氏体：20％以下(0除外)、ε马氏体：2％以下(0除外)、残余奥氏体：8～30％。
2.根据权利要求1所述的具有优异的强度和延伸率的热轧钢板，其中，
所述热轧钢板的锰偏析区的平均厚度为1.9～9.1μm。
3.根据权利要求1所述的具有优异的强度和延伸率的热轧钢板，其中，
所述热轧钢板的锰偏析区的平均间隔为2.2～30μm。
4.根据权利要求1所述的具有优异的强度和延伸率的热轧钢板，其中，
所述热轧钢板具有1500MPa以上的拉伸强度、900MPa以上的屈服强度及20％以上的延伸率。
5.一种具有优异的强度和延伸率的热轧钢板的制造方法，其包括以下步骤：
在1150～1250℃下对板坯进行再加热，以重量％计，所述板坯包括：C：0.05％以上～小于0.4％、Mn：10～15％、Al：2％以下、Si：0.1～2％、Mo：0.5％以下(0除外)、V:0.5％以下(0除外)、P：0.01％以下、S：0.01％以下及余量的Fe和不可避免的杂质；
在900～1100℃下对再加热的所述板坯进行热终轧以获得热轧钢板；
在500～700℃下对所述热轧钢板进行收卷；
将收卷的所述热轧钢板空冷至常温；
在200～500℃下对空冷的所述热轧钢板进行回火；及
对回火的所述热轧钢板进行空冷。
6.根据权利要求5所述的具有优异的强度和延伸率的热轧钢板的制造方法，其中，
所述回火执行0.5～10小时。
CN201880050706.5A 2017-08-08 2018-04-12 具有优异的强度和延伸率的热轧钢板及其制造方法 Active CN110997962B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2017-0100390 2017-08-08
KR1020170100390A KR101940919B1 (ko) 2017-08-08 2017-08-08 우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판 및 제조방법
PCT/KR2018/004271 WO2019031681A1 (ko) 2017-08-08 2018-04-12 우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판 및 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN110997962A true CN110997962A (zh) 2020-04-10
CN110997962B CN110997962B (zh) 2022-02-22

Family

ID=65272242

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201880050706.5A Active CN110997962B (zh) 2017-08-08 2018-04-12 具有优异的强度和延伸率的热轧钢板及其制造方法

Country Status (5)

Country Link
US (1) US11186892B2 (zh)
JP (1) JP6997855B2 (zh)
KR (1) KR101940919B1 (zh)
CN (1) CN110997962B (zh)
WO (1) WO2019031681A1 (zh)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113151645B (zh) * 2021-04-14 2022-07-15 鞍钢集团北京研究院有限公司 一种抗疲劳性优异的高延展性马氏体时效钢及其制备方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4614551A (en) * 1979-01-12 1986-09-30 Nippon Steel Corporation Process for producing low yield ratio, high strength two-phase steel sheet having excellent artificial ageing property after working
CN1263168A (zh) * 1999-02-09 2000-08-16 川崎制铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
JP2001234282A (ja) * 2000-02-21 2001-08-28 Kawasaki Steel Corp 温間プレス成形性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
CN101696483A (zh) * 2005-01-18 2010-04-21 新日本制铁株式会社 加工性优异的烧结硬化型热轧钢板及其制造方法
KR20140083819A (ko) * 2012-12-26 2014-07-04 주식회사 포스코 고강도 열연강판, 이를 이용한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
CN106460124A (zh) * 2014-06-17 2017-02-22 Posco公司 具有优异的膨胀性和抗挤强度的可膨胀的高强度钢材和膨胀的高强度钢管及其制造方法
WO2017068756A1 (ja) * 2015-10-19 2017-04-27 Ｊｆｅスチール株式会社 ホットプレス部材およびその製造方法

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2930772B2 (ja) * 1991-05-21 1999-08-03 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼
JPH05255813A (ja) 1991-12-24 1993-10-05 Nippon Steel Corp 加工性と制振性能に優れた高強度合金
US5454883A (en) 1993-02-02 1995-10-03 Nippon Steel Corporation High toughness low yield ratio, high fatigue strength steel plate and process of producing same
KR100340546B1 (ko) 1997-11-25 2002-07-18 이구택 망간편석부위의마르텐사이트형성을억제할수있는선재의제조방법
KR100957944B1 (ko) 2007-12-28 2010-05-13 주식회사 포스코 신장플랜지성 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판,열연산세강판 및 그 제조방법
JP5194858B2 (ja) 2008-02-08 2013-05-08 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
KR101091294B1 (ko) 2008-12-24 2011-12-07 주식회사 포스코 고강도 고연신 강판 및 열연강판, 냉연강판, 아연도금강판 및 아연도금합금화강판의 제조방법
CN101696488B (zh) 2009-10-19 2011-09-28 重庆理工大学 镁合金表面磁控溅射铝/钛复合涂层及其工艺方法
KR101185320B1 (ko) 2009-10-29 2012-09-21 현대제철 주식회사 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP5287770B2 (ja) 2010-03-09 2013-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR101382981B1 (ko) 2011-11-07 2014-04-09 주식회사 포스코 온간프레스 성형용 강판, 온간프레스 성형 부재 및 이들의 제조방법
EP2808413B1 (en) 2012-01-26 2017-04-26 JFE Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet and method for producing same
KR101428168B1 (ko) 2012-07-05 2014-08-07 주식회사 포스코 열간 프레스 성형(ｈｐｆ) 제품의 제조방법
KR101461715B1 (ko) 2012-09-05 2014-11-14 주식회사 포스코 초고강도 냉연강판 및 그의 제조방법
KR101490567B1 (ko) 2012-12-27 2015-02-05 주식회사 포스코 용접성이 우수한 고망간 내마모강 및 그 제조방법
KR101299896B1 (ko) 2013-05-30 2013-08-23 주식회사 포스코 인장강도 1.5ＧＰａ급의 초고강도 강판의 제조방법
KR101543918B1 (ko) 2013-12-25 2015-08-11 주식회사 포스코 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20160074768A (ko) 2014-12-18 2016-06-29 주식회사 포스코 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101639919B1 (ko) 2014-12-24 2016-07-15 주식회사 포스코 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
KR101677396B1 (ko) 2015-11-02 2016-11-18 주식회사 포스코 성형성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR101758522B1 (ko) * 2015-12-23 2017-07-17 주식회사 포스코 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
WO2018055695A1 (ja) * 2016-09-21 2018-03-29 新日鐵住金株式会社 鋼板

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4614551A (en) * 1979-01-12 1986-09-30 Nippon Steel Corporation Process for producing low yield ratio, high strength two-phase steel sheet having excellent artificial ageing property after working
CN1263168A (zh) * 1999-02-09 2000-08-16 川崎制铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
JP2001234282A (ja) * 2000-02-21 2001-08-28 Kawasaki Steel Corp 温間プレス成形性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
CN101696483A (zh) * 2005-01-18 2010-04-21 新日本制铁株式会社 加工性优异的烧结硬化型热轧钢板及其制造方法
KR20140083819A (ko) * 2012-12-26 2014-07-04 주식회사 포스코 고강도 열연강판, 이를 이용한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
CN106460124A (zh) * 2014-06-17 2017-02-22 Posco公司 具有优异的膨胀性和抗挤强度的可膨胀的高强度钢材和膨胀的高强度钢管及其制造方法
WO2017068756A1 (ja) * 2015-10-19 2017-04-27 Ｊｆｅスチール株式会社 ホットプレス部材およびその製造方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
唐荻等: "《高品质热轧板带钢理论基础及品种开发》", 31 October 2016, 冶金工业出版社 *
崔忠圻: "《金属学与热处理》", 31 October 1994, 机械工业出版社 *

Also Published As

Publication number Publication date
US20200157649A1 (en) 2020-05-21
US11186892B2 (en) 2021-11-30
WO2019031681A1 (ko) 2019-02-14
CN110997962B (zh) 2022-02-22
JP2020528495A (ja) 2020-09-24
JP6997855B2 (ja) 2022-01-18
KR101940919B1 (ko) 2019-01-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101271974B1 (ko) 극저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
KR100414937B1 (ko) 냉간 가공성이 우수한 기계 구조용 봉강 또는 강선 및 그제조 방법
JP4161935B2 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
WO2014061270A1 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JPH05179396A (ja) 低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR102166592B1 (ko) 철근 및 그 제조방법
KR101070132B1 (ko) 저온 인성이 우수한 건설용 강재 및 그 제조방법
KR101518600B1 (ko) 충격특성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR102517187B1 (ko) 박강판 및 그의 제조 방법
CN110997962B (zh) 具有优异的强度和延伸率的热轧钢板及其制造方法
KR101726139B1 (ko) 연신율 및 충격 인성이 우수한 열간 프레스 부재 및 그 제조방법
KR101193655B1 (ko) 고강도 및 고연성을 갖는 고망간 규소 함유 강판 및 그 제조방법
KR102020390B1 (ko) 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR101736602B1 (ko) 충격인성이 우수한 선재 및 이의 제조방법
CN112442638A (zh) 抗拉强度500MPa以上的热轧车轮用钢及其制造方法
CN117966037A (zh) 各方向的材质偏差少的析出硬化型钢板及其制造方法
KR101736601B1 (ko) 충격인성이 우수한 선재 및 이의 제조방법
KR100555581B1 (ko) 균일한 소성변형 특성을 갖는 냉연강판 및 그 제조방법
KR20240098674A (ko) 강판 및 그 제조방법
KR101455464B1 (ko) 극후 강판 및 그 제조 방법
KR101696097B1 (ko) 충격인성이 우수한 고강도 비조질 선재 및 이의 제조방법
KR20160063168A (ko) 강재 및 그 제조 방법
KR20150025910A (ko) 고강도 열연강판 및 그 제조 방법
KR20230023097A (ko) 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법
KR101344563B1 (ko) 고탄소강 및 그 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CP03 Change of name, title or address

Address after: Seoul, South Kerean

Patentee after: POSCO Holdings Co.,Ltd.

Patentee after: POSTECH ACADEMY-INDUSTRY FOUNDATION

Address before: Gyeongbuk, South Korea

Patentee before: POSCO

Patentee before: POSTECH ACADEMY-INDUSTRY FOUNDATION

CP03 Change of name, title or address
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20230616

Address after: Gyeongbuk, South Korea

Patentee after: POSCO Co.,Ltd.

Patentee after: POSTECH ACADEMY-INDUSTRY FOUNDATION

Address before: Seoul, South Kerean

Patentee before: POSCO Holdings Co.,Ltd.

Patentee before: POSTECH ACADEMY-INDUSTRY FOUNDATION

TR01 Transfer of patent right