CN112292472A - 耐碰撞特性优异的高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

耐碰撞特性优异的高强度钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN112292472A
CN112292472A CN201980039392.3A CN201980039392A CN112292472A CN 112292472 A CN112292472 A CN 112292472A CN 201980039392 A CN201980039392 A CN 201980039392A CN 112292472 A CN112292472 A CN 112292472A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel sheet
collision resistance
steel
strength steel
phase
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
CN201980039392.3A
Other languages
English (en)
Other versions
CN112292472B (zh
Inventor
金成一
罗贤择
金炵完
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.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
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 filed Critical Posco Co Ltd
Publication of CN112292472A publication Critical patent/CN112292472A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN112292472B publication Critical patent/CN112292472B/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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • 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
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • 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
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing 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
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • 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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/18—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
    • 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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • 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
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation
    • 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
    • C21D2211/002—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
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明涉及一种用于车辆底盘部件等的钢板，更具体地，涉及一种耐碰撞特性优异的高强度钢板及其制造方法。

Description

耐碰撞特性优异的高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种用于车辆底盘部件等的钢板，更具体地，涉及一种耐碰撞特性优异的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
车辆底盘部件的构件、下臂、加强件、连接件等主要使用高强度热轧钢板，并且已经提出了提高这种高强度热轧钢板的成型性的技术。
例如，已经提出了将铁素体-贝氏体作为钢板的微细组织来制造双相(phase)复合组织钢以提高拉伸凸缘性，或者将铁素体或贝氏体相作为基本基体组织以制造具有高强度高冲缘加工性的钢板的技术。
更具体地，在专利文献1中，将热轧后的钢以特定的冷却条件在铁素体转变域中维持数秒，之后在贝氏体形成温度下收卷以形成贝氏体，从而使钢组织形成为多边形铁素体和贝氏体的混合组织，以同时确保强度和拉伸凸缘性。
另外，在专利文献2中，公开了基于C-Si-Mn成分系将贝氏体铁素体(bainiteferrite)和粒状(granular)贝氏体铁素体作为基体组织的高冲缘加工性的钢，在专利文献3中，公开了贝氏体相形成为95面积％以上，并最小化在轧制方向上延伸的晶粒以提高拉伸凸缘性的方案。
为了制造上述的高强度钢，主要使用Si、Mn、Al、Mo、Cr等的合金成分，它们对提高热轧钢板的强度和拉伸凸缘性非常有效。
但是，为了提高如上所述的物理性质，需要添加大量的所述合金成分，并且由此导致合金成分的偏析、微细组织的不均匀等，因此会有拉伸凸缘性差的问题。并且，使用了含有大量上述合金成分的钢的车辆在碰撞时，在发生合金成分偏析的部位和微细组织不均匀的部位容易发生断裂，从而耐碰撞性变差。
尤其，具有高淬透性的钢在冷却时微细组织的变化敏感，从而导致低温转变组织相不均匀地形成，耐碰撞特性降低。
另外，当过度添加Ti、Nb、V等析出物形成元素以实现钢的高强度化时，由于热轧中再结晶的发生被大幅度延迟而形成在轧制方向上延伸的微细组织，因此提高了强度和耐碰撞特性，但是存在成型性变差的问题。不仅如此，由于钢的制造成本的上升，而不利于经济。
(专利文献1)日本公开专利公报第1994-293910号。
(专利文献2)韩国授权公报第10-1114672号。
(专利文献3)韩国授权公报第10-1528084号。
发明内容
(一)要解决的技术问题
根据本发明的一方面，其目的在于提供一种具有高强度的耐碰撞特性优异的钢板及其制造方法。
本发明要解决的技术问题不限于上述内容。本发明要解决的附加的技术问题已记载于说明书的整体内容中，根据本发明的说明书中记载的内容，本发明所属领域的普通技术人员应不难理解本发明要解决的附加的技术问题。
(二)技术方案
根据本发明的一方面，提供一种耐碰撞特性优异的高强度钢板，以重量％计，包含：碳(C)：0.05～0.14％、硅(Si)：0.01～1.0％、锰(Mn)：1.5～2.5％、铝(Al)：0.01～0.1％、铬(Cr)：0.005～1.0％、磷(P)：0.001～0.05％、硫(S)：0.001～0.01％、氮(N)：0.001～0.01％、铌(Nb)：0.005～0.06％、钛(Ti)：0.005～0.11％以及余量Fe和其他不可避免的杂质，并且，在微细组织中，铁素体和贝氏体相之和的面积分数为90％以上，表层部(从表面到厚度方向1/10t处，其中t表示钢板的厚度(mm))和中心部(厚度方向超过1/10t处～1/2t处)之间的剪切组织({110}<112>、{112}<111>)面积分数的比率为0.05～1.0。
根据本发明的另一方面，提供一种耐碰撞特性优异的高强度钢板的制造方法，包括以下步骤：在1200～1350℃下再加热具有所述合金组成的钢坯；以满足下述关系式1和关系式2的条件，对再加热的所述钢坯进行热精轧；所述热轧之后，以10～100℃/s的冷却速度冷却至400～500℃；以及所述冷却之后，在400～500℃下进行收卷。
[关系式1]
Tn-50≤FDT≤Tn
(其中，Tn是开始延迟再结晶的温度，Tn＝730+92×[C]+70×[Mn]+45×[Cr]+780×[Nb]+520×[Ti]-80×[Si]，各元素表示重量含量，FDT表示热精轧后的热轧板的温度(℃)。)
[关系式2]
Ec≤E1+E2≤1.5×Ec
(其中，Ec＝4.75×10-4(125×Exp(Qdef/(R×(273+FDT))))0.17，Qdef＝277000-2535×[C]+1510×[Mn]+9621×[Si]+1255×[Cr]+53680×[Ti]0.592+70730×[Nb]0.565，各元素表示重量含量。
并且，E1表示热轧最终道次时的压下量，E2表示热轧最终道次之前(最终道次的前一个道次)的压下量，R是气体常数8.314。)(三)有益效果
根据本发明，可以提供确保高强度的耐碰撞特性优异的钢板。本发明的这种钢板适合用作车辆底盘部件的材料。
附图说明
图1是示出根据本发明的一个实施例中观察发明钢6的表层部A和中心部B的剪切组织的照片。
最佳实施方式
本发明人对根据可适用于钢的多种合金成分和微细组织的特性的钢板的强度和碰撞特性的变化进行了深入研究。结果，认识到通过适当控制钢板的合金组成范围，并优化微细组织的基体组织、剪切组织的面积率等，可以得到具有优异耐碰撞特性和高强度的钢板，并完成了本发明。
下面，对本发明进行详细说明。
优选地，根据本发明的一方面的耐碰撞特性优异的高强度钢板，以重量％计，包含：碳(C)：0.05～0.14％、硅(Si)：0.01～1.0％、锰(Mn)：1.5～2.5％、铝(Al)：0.01～0.1％、铬(Cr)：0.005～1.0％、磷(P)：0.001～0.05％、硫(S)：0.001～0.01％、氮(N)：0.001～0.01％、铌(Nb)：0.005～0.06％、钛(Ti)：0.005～0.11％。
以下，对限定所述钢板的合金组成的理由进行详细说明。此时，除非另有特殊说明，各元素的含量表示重量％。
碳(C)：0.05～0.14％
碳(C)是强化钢的最为经济且有效的元素。随着这种C的含量的增加，析出强化效果增加，并且贝氏体相的分数增加，从而提高抗拉强度。
当所述C的含量小于0.05％时，无法充分确保钢的强化效果，但是，当所述C的含量超过0.14％时，由于形成马氏体相而导致强度过度上升，并且成型性和耐碰撞特性降低。另外，焊接性也会变差。
因此，在本发明中，所述C的含量优选为0.05～0.14％。更优选地，可以包含0.06～0.13％的所述C。
硅(Si)：0.01～1.0％
硅(Si)起到对钢水进行脱氧，并通过固溶强化效果提高强度的作用。另外，所述Si延迟粗大的碳化物的形成，从而有利于提高钢板的成型性。
当所述Si的含量小于0.01％时，延迟碳化物形成的效果不充分，从而难以提高成型性。但是当所述Si的含量超过1.0％时，热轧时会在钢板表面形成由Si引起的红色氧化皮，导致钢板表面的质量变得很差，并且延展性和焊接性也降低。
因此，在本发明中，所述Si的含量优选为0.01～1.0％。更优选地，可以包含0.05％以上所述Si。
锰(Mn)：1.5～2.5％
如同所述Si，锰(Mn)是对钢的固溶强化有效的元素，其增加了钢的淬透性，以在热处理后的冷却中容易形成贝氏体相。
当所述Mn的含量小于1.5％时，无法充分获得添加Mn所带来的所述效果。但是当所述Mn的含量超过2.5％时，淬透性大幅度增加，从而容易引起马氏体相转变，并且，在连铸工艺中铸造板坯时，厚度中心部的偏析部变得非常发达，并在热轧后冷却时，在厚度方向上形成不均匀的微细组织，从而耐碰撞特性变差。
因此，在本发明中，所述Mn的含量优选为1.5～2.5％。更优选地，可以包含1.6～2.1％的所述Mn。
铝(Al)：0.01～0.1％
铝(Al)表示Sol.Al，所述Al是主要为了脱氧而添加的成分。当所述Al的含量小于0.01％时，所添加的效果不足，当所述Al的含量超过0.1％时，会与氮结合形成AlN析出物，从而连铸时容易在板坯产生角裂，并且容易产生由于形成夹杂物而导致的缺陷。
因此，在本发明中，所述Al的含量优选为0.01～0.1％。
铬(Cr)：0.005～1.0％
铬(Cr)使钢固溶强化，并延迟冷却时的铁素体相转变，从而起到在收卷温度下帮助贝氏体转变的作用。
当所述Cr的含量小于0.005％时，无法充分获得添加效果。但是当所述Cr的含量超过1.0％时，会过度延迟铁素体转变，从而形成马氏体相，使延伸率下降。并且，与Mn类似地，厚度中心部的偏析部变得非常发达，并且在厚度方向上的微细组织变得不均匀，从而耐碰撞特性变差。
因此，在本发明中，所述Cr的含量优选为0.005～1.0％。更优选地，可以包含0.3～0.9％的所述Cr。
磷(P)：0.001～0.05％
如同所述Si，磷(P)是具有固溶强化效果，并具有铁素体转变促进效果的元素。
为了制造成所述P的含量小于0.001％，所需要的制造成本过高，因此不利于经济，并且难以确保强度。但是当所述P的含量超过0.05％时，会产生由晶界偏析引起的脆性，并且在成型时容易产生微细的龟裂，使延展性和耐碰撞特性大幅度降低。
因此，在本发明中，所述P的含量优选为0.001～0.05％。
硫(S)：0.001～0.01％
硫(S)是钢中存在的杂质，在其含量超过0.01％的情况下，会与Mn等结合形成非金属夹杂物，因此，在钢的切割加工时容易产生微细的龟裂，并大幅度降低耐碰撞特性。另外，为了制造成所述S的含量小于0.001％，炼钢时需要消耗过多的时间，从而生产性降低。
因此，在本发明中，所述S的含量优选为0.001～0.01％。
氮(N)：0.001～0.01％
氮(N)和所述C是具有代表性的固溶强化元素，所述N与Ti或Al等结合形成粗大的析出物。所述N的固溶强化效果比碳优异，然而随着钢中N的量增加，韧性大幅度降低。因此，优选将其含量限制在0.01％以下。为了制造成所述N的含量小于0.001％，炼钢时需要消耗大量时间，从而生产性降低。
因此，在本发明中，所述N的含量优选为0.001～0.01％。
铌(Nb)：0.005～0.06％
铌(Nb)是具有代表性的析出强化元素，其在热轧中被析出，并且通过由再结晶的延迟引起的晶粒细微化效果，有效地提高钢的强度和冲击韧性。
当所述Nb的含量小于0.005％时，无法充分获得所述效果，但是当所述Nb的含量超过0.06％时，由于热轧中因过度延迟再结晶而延伸的晶粒的形成以及粗大的复合析出物的形成，成型性和耐碰撞特性变差。
因此，在本发明中，所述Nb的含量优选为0.005～0.06％。更优选地，可以包含0.01～0.05％的所述Nb。
钛(Ti)：0.005～0.11％
钛(Ti)和所述Nb是具有代表性的析出强化元素，所述Ti通过与氮(N)的强亲和力而形成钢中粗大的TiN。TiN在热轧的加热过程中，具有抑制晶粒生长的效果。另外，与氮反应后剩下的Ti会固溶于钢中，并且与碳(C)结合形成TiC析出物。因此，所述Ti是提高钢的强度的有用元素。
当所述Ti的含量小于0.005％时，无法充分获得上述效果，但是当所述Ti的含量超过0.11％时，由于粗大的TiN的形成以及析出物的粗大化，成型时耐碰撞特性变差。
因此，在本发明中，所述Ti的含量优选为0.005～0.11％。更优选地，可以包含0.01～0.1％所述Ti。
本发明的剩余成分是铁(Fe)。然而，在一般制造过程中不可避免地会从原料或周围环境混入不期望的杂质，因此不能排除这些杂质。由于这些杂质是传统制造过程中的技术人员所知晓的，因此不在本说明书中对其所有内容进行特别说明。
优选地，满足所述合金组成的本发明的钢板的基体组织包含铁素体和贝氏体的复合组织。
此时，所述铁素体和贝氏体相的面积分数之和优选为90％以上。当所述铁素体和贝氏体相的面积分数之和小于90％时，无法确保优异的强度和耐碰撞特性。
所述复合组织中包含的铁素体相的面积分数优选为10～80％。
另外，所述铁素体相的平均晶粒直径(圆当量直径)优选为1～5μm。当所述铁素体相的平均晶粒直径超过5μm时，由于形成不均匀的微细组织，成型性和碰撞特性变差。另一方面，为了制造成所述平均晶粒直径小于1μm，需要应用低轧制温度或者大压下率，因此在制造时会增加轧制负荷，并且过度形成剪切组织(shear texture)，从而成型性变差。
所述复合组织之外的余量组织可以包含MA相(马氏体和奥氏体混合组织)和马氏体相，并且包含的所述两相之和的面积分数优选为1～10％。当所述MA相和马氏体相之和的分数超过10％时，抗拉强度上升，但是屈服强度减小，因此碰撞时会在MA相和马氏体相的界面产生裂纹，从而导致耐碰撞特性变差。
如上所述，可以通过最小化基体组织内粗大的MA相和马氏体相的分数来获得消除组织不均匀的效果。
尤其，在本发明的钢板中，对应于从表面到厚度方向1/10t处(其中t表示钢板的厚度(mm))的表层部和对应于从厚度方向1/10t处到1/2t处的中心部的剪切组织(sheartexture){110}<112>、{112}<111>的面积比率优选满足0.05～1.0。
所述{110}<112>、{112}<111>集合组织主要是热轧中未再结晶的微细组织经过相转变过程而形成的集合组织，在轧制时的温度低或压下量变大时表层部中轧辊和材料(钢)之间的摩擦增加，从而在剪切变形(shear deformation)大时形成所述集合组织。这种集合组织会增加钢板的材料各向异性，导致成型性变差。但是，当在热轧中未再结晶的微细组织增加时，会在相转变时促进铁素体相的转变，有利于得到微细而均匀的组织。
因此，在将钢板的表层部和中心部的所述集合组织的面积比率控制在0.05～1.0时，可以形成均匀而微细的微细组织，并且铁素体相的分数增加，MA相和马氏体相的分数相对减少，从而钢的屈服强度上升，应变速率敏感度(strain sensitivity)增加，因此高速碰撞时的吸收能量增加。当所述集合组织的面积比率超过1.0时，所述效果将会饱和，并且反而会因在轧制方向上延伸的微细组织大幅度增加而导致材料的各向异性变大，从而成型性变差。
对于测量所述集合组织的面积分数的方法不做特别限制，例如，可以使用电子背散射衍射(Electron Back Scattered Diffraction，EBSD)来分析。更具体地，可以从轧制截面的EBSD分析结果分别计算表层部和中心部的结晶方位(110)[1-1-2]、(112)[-1-11]的面积分数之后，再用比率来表示。
具有所述合金组成和所述微细组织的本发明的钢板的抗拉强度为780MPa以上，碰撞时的吸收能量为80J/m3以上，因此可以确保高强度和优异的耐碰撞特性。
以下，对本发明的另一方面的弯曲性和低温韧性优异的高强度热轧钢板的制造方法进行详细说明。
根据本发明的高强度钢板，可以通过对满足本发明中提出的合金组成的钢坯进行[再加热-热轧-冷却-收卷]的一系列工艺而制造。
以下对所述各个工艺条件进行详细说明。
[钢坯的再加热]
在本发明中，在进行热轧之前优选经过再加热板坯以进行均质化处理的工艺，此时，优选在1200～1350℃下进行再加热工艺。
当再加热温度小于1200℃时，析出物无法充分再固溶，从而在热轧之后工艺中析出物的形成减少，并残留有粗大的TiN。但是当再加热温度超过1350℃时，由于奥氏体晶粒的异常粒生长而强度降低，因此并不优选。
[热轧]
优选将所述再加热的钢坯进行热轧以制造成热轧钢板，此时，优选地，在800～1150℃的温度范围内进行，并以满足下述[关系式1]和[关系式2]的条件来实施热精轧。
所述热轧时，当在高于1150℃的温度下开始热轧时，热轧钢板的温度变高导致晶粒的尺寸粗大，并且热轧钢板的表面质量变差。但是当在低于800℃的温度下结束热轧时，由于过度延迟再结晶而延伸的晶粒发达，从而导致各向异性加重，并且成型性变差。
尤其，在本发明的热轧工艺中，当在高于下述[关系式1]中提出的温度范围的温度(超过Tn的温度)下结束轧制时，钢的微细组织粗大而不均匀，并且由于相转变的延迟而形成粗大的MA相和马氏体相，从而耐碰撞特性变差。另外，当在低于下述[关系式1]中提出的温度范围的温度(小于Tn-50的温度)下结束轧制时，过度延迟钢的再结晶从而形成变形的组织，并且由于作为剪切组织(shear texture)的{110}<112>、{112}<111>的过度形成，从而成型性可能变差。
如上所述的微细组织的变化通过满足下述[关系式2]而被呈现为成型性和耐碰撞特性的效果。更具体地，当热轧时的压下量大于下述[关系式2]中提出的范围(超过1.5×Ec的值)时，剪切组织过度形成，从而成型性变差。但是当所述压下量小于下述[关系式2]中提出的范围(小于Ec的值)时，在热轧后冷却时无法形成微细而均匀的铁素体相，并难以促进铁素体相转变，从而形成不均匀而粗大的MA相和马氏体相，耐碰撞特性变差。
[关系式1]
Tn-50≤FDT≤Tn
(其中，Tn是开始延迟再结晶的温度，Tn＝730+92×[C]+70×[Mn]+45×[Cr]+780×[Nb]+520×[Ti]-80×[Si]，各元素表示重量含量，FDT表示热精轧后的热轧板的温度(℃)。)
[关系式2]
Ec≤E1+E2≤1.5×Ec
(其中，Ec＝4.75×10-4(125×Exp(Qdef/(R×(273+FDT))))0.17，Qdef＝277000-2535×[C]+1510×[Mn]+9621×[Si]+1255×[Cr]+53680×[Ti]0.592+70730×[Nb]0.565，各元素表示重量含量。
并且，E1表示热轧最终道次时的压下量，E2表示热轧最终道次之前(最终道次的前一个道次)的压下量，R是气体常数8.314。)
在本发明中，所提出的合金组成和制造条件尤其热轧条件同时满足所述[关系式1]和[关系式2]时，可以确保目标的钢的强度、成型性以及耐碰撞特性。更具体地，如上所述通过优化合金组成和制造条件(热轧条件)来有效地延迟热轧中的再结晶，从而在相转变时促进铁素体相转变，并且形成微细而均匀的晶粒，因此可以提高强度和耐碰撞特性。
不但如此，可以通过促进铁素体相转变而在后续冷却工艺中减少了未转变相，从而减少粗大的MA相和马氏体相的分数，并且消除了不均匀组织。
当再结晶被过度延迟时，变形的组织会在整个轧制板非常发达或只集中形成在表层部，从而会有成型性变差的问题。然而，在本发明的情况下，在开始延迟再结晶的温度Tn和Tn-50的范围内完成热精轧工艺，以获得上述效果。
同时，为了有效地延迟再结晶，并形成均匀而微细的铁素体晶粒，在热轧时需要使所述温度范围内的压下量高于特定值，然而过度的压下量会使成型性变差。因此，需要按照本发明中提出的[关系式2]来控制热轧时的压下量。
[冷却和收卷]
优选地，以10～100℃/s的平均冷却速度，将如上所述制造的热轧钢板冷却至400～500℃的温度范围，并在此温度下进行收卷。此时，所述温度以热轧钢板的温度为基准。
此时，当冷却结束温度(收卷温度)超过500℃时，会形成珠光体相，从而难以确保目标水平的强度，当冷却结束温度小于400℃时，会过度形成马氏体相，从而成型性和耐碰撞特性变差。
并且，在冷却至所述温度范围时，当平均冷却速度小于10℃/s时，基体组织的晶粒变粗大、微细组织变不均匀，但是当平均冷却速度超过100℃/s时，容易形成MA相，从而成型性和耐碰撞特性变差。
[最终冷却]
优选地，以0.1～25℃/小时，将如上所述冷却和收卷的卷板冷却至常温～200℃。
此时，当冷却速度超过25℃/小时时，容易将钢中一部分未转变的相转变为MA相，因此成型性和耐碰撞特性会变差。另外，为了将冷却速度控制在小于0.1℃/小时，需要额外的加热设备等，因此不利于经济。
在对完成所述最终冷却的钢板进行酸洗和涂油之后，可以加热至450～720℃的温度范围以进行热浸镀锌工艺。
所述热浸镀锌工艺可以使用锌类镀浴，对于所述锌类镀浴内合金组成不做特别限制，例如，可以是包括镁(Mg)：0.01～30重量％、铝(Al)：0.01～50重量％以及余量Zn和不可避免的杂质的镀浴。
以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明。然而，需要注意的是，下述实施例仅仅用于更详细说明本发明，而不是用于限制本发明的权利范围。这是因为，本发明的权利范围由权利要求书所记载的内容和由此合理推导的内容而确定。
具体实施方式
(实施例)
准备具有下表1的合金组成的钢坯。此时，所述合金组成的含量是重量％，其余包含Fe和不可避免的杂质。按照下表2的制造条件将准备的钢坯制造成钢板。下表2中FDT表示热精轧时的温度，CT表示收卷温度。
另外，钢坯的再加热温度为1200℃，热轧后热轧钢板的厚度为3mm，热轧后的冷却以20～30℃/s的冷却速度进行，收卷之后的冷却速度恒定为10℃/小时。
[表1]
区分 C Si Mn Cr Al P S N Ti Nb
比较钢1 <u>0.15</u> 0.03 1.7 0.4 0.03 0.01 0.003 0.004 0.08 0.03
比较钢2 0.08 0.4 1.8 0.8 0.03 0.01 0.003 0.004 0.09 0.02
比较钢3 0.07 0.5 2.1 0.5 0.04 0.01 0.002 0.005 0.10 0.04
比较钢4 0.08 0.1 1.8 0.01 0.03 0.01 0.003 0.004 0.09 0.04
比较钢5 0.11 0.2 2.0 0.3 0.03 0.01 0.003 0.004 0.08 0.03
比较钢6 0.095 0.3 1.9 0.4 0.03 0.01 0.003 0.003 0.03 0.05
比较钢7 0.12 0.5 1.9 0.7 0.04 0.01 0.003 0.003 0.10 0.02
比较钢8 0.13 0.1 1.8 0.8 0.04 0.01 0.003 0.003 0.07 0.05
发明钢1 0.065 0.3 1.8 0.5 0.03 0.01 0.003 0.004 0.08 0.03
发明钢2 0.07 0.01 1.6 0.7 0.03 0.01 0.003 0.0042 0.09 0.03
发明钢3 0.07 0.9 1.7 0.6 0.03 0.01 0.003 0.0035 0.07 0.035
发明钢4 0.07 0.3 1.6 0.7 0.03 0.01 0.003 0.004 0.10 0.02
发明钢5 0.10 0.7 2.0 0.9 0.03 0.01 0.003 0.004 0.03 0.025
发明钢6 0.11 0.06 2.0 0.9 0.03 0.01 0.003 0.004 0.04 0.04
发明钢7 0.13 0.6 1.95 0.6 0.03 0.01 0.003 0.003 0.05 0.03
[表2]
Figure BDA0002827823990000131
(所述表2的Ec值表示计算值的百分比(计算值×100)。)
对于如上所述制造的每种钢板，测量了抗拉强度(TS)、屈服强度(YS)、延伸率(T-El)的机械特性，以及碰撞吸收能量，并观察了其微细组织，将结果表示在下表3中。
更具体地，屈服强度和延伸率分别表示0.2％偏置(off-set)屈服强度、断裂延伸率，与此同时，抗拉强度的测量是在垂直于轧制方向的方向上采用JIS5号规格的试片而进行试验的。
另外，对于碰撞时的吸收能量，使用了高速抗拉试验法，并且考虑到车辆碰撞时施加到材料上的变形速度为100～500s-1，将在以变形速度为200s-1和500s-1的条件对与上述抗拉试片相同规格试片进行高速抗拉试验时所得到的应力-变形率的曲线中到延伸率10％的面积测量为碰撞吸收能量。
另外，钢中形成的MA相示出用Lepera蚀刻法进行蚀刻之后，使用光学显微镜和图像分析器(Image analyser)以1000倍率分析的结果，并且奥氏体相示出使用电子背散射衍射(Electron Back Scattered Diffraction，EBSD)测量并以3000倍率分析的结果。另外，马氏体相、铁素体和贝氏体的相分数示出使用电子扫描显微镜(SEM)以3000倍率、5000倍率分析的结果。另外，剪切组织的面积分数是如上所述使用电子背散射衍射测量的。
[表3]
Figure BDA0002827823990000141
(表3中的γ和M相表示MA相中的各分数。)
如所述表1至所述表3所示，满足所有本发明中提出的合金组成和制造条件的发明钢1至发明钢7的基体组织由铁素体和贝氏体复合组织形成，其剪切组织的比率，即表层部和中心部之间的剪切组织面积分数的比率(中心部剪切组织面积率/表层部剪切组织面积率)满足0.05～1.0，因此，确保了期望的高强度和优异的碰撞吸收能量。
但是，对于本发明中提出的合金组成中的C含量过多的比较钢1，由于未转变相内的C浓度过高而过度地形成了MA相和马氏体相，因此碰撞时的吸收能量低。这是因为，在高变形速度下变形时，在MA相和马氏体相界面快速进行断裂而引起的。
比较钢2和比较钢3是热轧时的热精轧温度没有满足关系式1的情况，其中，比较钢2由于FDT超过了关系式1的范围，导致剪切组织几乎没有发达，并且没有促进铁素体相转变，因此MA相和马氏体相形成为高分数，从而导致碰撞吸收能量变差。并且，比较钢3由于FDT过度低于关系式1的范围，导致表层部的剪切组织高于中心部，因此虽然强度增加，但是延伸率大幅度降低，并且碰撞吸收能量也没有提高。
比较钢4和比较钢5是热轧时的压下率条件没有满足关系式2的情况，其中，比较钢4由于最终道次时的压下量和前一次道次时的压下量之和超过了关系式2的范围，导致表层部的剪切组织高于中心部，因此，虽然强度增加，但是延伸率降低，并且碰撞吸收能量也没有提高。另外，比较钢5是最终道次时的压下量和前一次道次时的压下量之和低于关系式2的范围的情况，由于没有促进铁素体相转变，导致MA相和马氏体相的分数大幅度增加，从而碰撞吸收能量变差。
比较钢6是热轧条件均不满足关系式1和关系式2的情况，由于表层部的剪切组织过度高于中心部，因此延伸率大幅度降低，并且碰撞吸收的能量也低。尤其，在500s-1的条件下，吸收能量大幅度减少，因此可以知道不适合高变形速度的碰撞。
比较钢7和比较钢8是收卷时的温度范围超出本发明的情况，比较钢7的收卷温度过高，导致微细组织中形成了珠光体相，因此无法确保目标水平的强度，并且碰撞吸收的能量也低。这是因为，由于高收卷温度导致无法从未转变相形成贝氏体相而形成了珠光体相，从而无法充分确保钢的强度，并在高速变形时断裂快速传播至珠光体相而引起的。比较钢8是收卷温度低时的情况，由于形成了大量的马氏体相而导致强度过高，并且碰撞吸收的能量低。这是因为，由于高速变形时位错密度的局部上升，导致断裂快速发生而引起的。
图1示出了观察发明钢6的表层部A和中心部B的剪切组织的照片，表层部A集合组织的面积分数是0.217(0.130+0.087)，中心部B集合组织的面积分数是0.025(0.019+0.006)，因此可以确认其比率(B/A)显示为0.11。

Claims (9)

1.一种耐碰撞特性优异的高强度钢板，以重量％计，包含：
碳(C)：0.05～0.14％、硅(Si)：0.01～1.0％、锰(Mn)：1.5～2.5％、铝(Al)：0.01～0.1％、铬(Cr)：0.005～1.0％、磷(P)：0.001～0.05％、硫(S)：0.001～0.01％、氮(N)：0.001～0.01％、铌(Nb)：0.005～0.06％、钛(Ti)：0.005～0.11％以及余量Fe和其他不可避免的杂质，
并且，在微细组织中，铁素体和贝氏体相之和的面积分数为90％以上，表层部和中心部之间的剪切组织({110}<112>、{112}<111>)面积分数的比率为0.05～1.0，所述表层部为从表面到厚度方向1/10t处，t表示钢板的厚度(mm)，所述中心部为厚度方向超过1/10t处～1/2t处。
2.根据权利要求1所述的耐碰撞特性优异的高强度钢板，其中，
所述钢板的MA相和马氏体相之和的面积分数为1～10％，所述MA相为马氏体和奥氏体混合组织。
3.根据权利要求1所述的耐碰撞特性优异的高强度钢板，其中，
所述铁素体的平均晶粒直径为1～5μm。
4.根据权利要求1所述的耐碰撞特性优异的高强度钢板，其中，
所述钢板的抗拉强度为780MPa以上，碰撞时吸收能量为80J/m3以上。
5.一种耐碰撞特性优异的高强度钢板的制造方法，包括以下步骤：
在1200～1350℃下再加热钢坯，以重量％计，所述钢坯包含：碳(C)：0.05～0.14％、硅(Si)：0.01～1.0％、锰(Mn)：1.5～2.5％、铝(Al)：0.01～0.1％、铬(Cr)：0.005～1.0％、磷(P)：0.001～0.05％、硫(S)：0.001～0.01％、氮(N)：0.001～0.01％、铌(Nb)：0.005～0.06％、钛(Ti)：0.005～0.11％以及余量Fe和其他不可避免的杂质；
以满足下述关系式1和关系式2的条件，对再加热的所述钢坯进行热精轧；
所述热轧之后，以10～100℃/s的冷却速度冷却至400～500℃；以及
所述冷却之后，在400～500℃下进行收卷，
关系式1:
Tn-50≤FDT≤Tn
其中，Tn是开始延迟再结晶的温度，Tn＝730+92×[C]+70×[Mn]+45×[Cr]+780×[Nb]+520×[Ti]-80×[Si]，各元素表示重量含量，FDT表示热精轧后的热轧板的温度(℃)，
关系式2:
Ec≤E1+E2≤1.5×Ec
其中，Ec＝4.75×10-4(125×Exp(Qdef/(R×(273+FDT))))0.17，
Qdef＝277000-2535×[C]+1510×[Mn]+9621×[Si]+1255×[Cr]+53680×[Ti]0.592+70730×[Nb]0.565，各元素表示重量含量，
并且，E1表示热轧最终道次时的压下量，E2表示热轧最终道次之前即最终道次的前一个道次的压下量，R是气体常数8.314。
6.根据权利要求5所述的耐碰撞特性优异的高强度钢板的制造方法，进一步包括以下步骤：
以0.1～25℃/小时的速度，将经过所述收卷得到的卷板冷却至常温～200℃。
7.根据权利要求6所述的耐碰撞特性优异的高强度钢板的制造方法，进一步包括以下步骤：
所述冷却之后，对钢板进行酸洗和涂油。
8.根据权利要求7所述的耐碰撞特性优异的高强度钢板的制造方法，进一步包括以下步骤：
所述酸洗和涂油之后，将钢板加热至450～740℃的温度范围，并进行热浸镀锌。
9.根据权利要求8所述的耐碰撞特性优异的高强度钢板的制造方法，其中，
所述热浸镀锌所使用的镀浴包含：镁(Mg)：0.01～30重量％、铝(Al)：0.01～50重量％以及余量Zn和不可避免的杂质。
CN201980039392.3A 2018-07-25 2019-07-24 耐碰撞特性优异的高强度钢板及其制造方法 Active CN112292472B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020180086569A KR102098482B1 (ko) 2018-07-25 2018-07-25 내충돌 특성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR10-2018-0086569 2018-07-25
PCT/KR2019/009184 WO2020022778A1 (ko) 2018-07-25 2019-07-24 내충돌 특성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN112292472A true CN112292472A (zh) 2021-01-29
CN112292472B CN112292472B (zh) 2023-01-20

Family

ID=69180679

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201980039392.3A Active CN112292472B (zh) 2018-07-25 2019-07-24 耐碰撞特性优异的高强度钢板及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (2) US11591667B2 (zh)
EP (1) EP3828301A4 (zh)
JP (1) JP7244716B2 (zh)
KR (1) KR102098482B1 (zh)
CN (1) CN112292472B (zh)
WO (1) WO2020022778A1 (zh)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20230081832A1 (en) * 2020-05-13 2023-03-16 Nippon Steel Corporation Steel sheet for hot stamping and hot-stamping formed body
WO2022070608A1 (ja) * 2020-09-30 2022-04-07 日本製鉄株式会社 鋼板及び鋼板の製造方法
KR102451005B1 (ko) * 2020-10-23 2022-10-07 주식회사 포스코 열적 안정성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
CN117344203A (zh) * 2022-06-27 2024-01-05 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度800Mpa级热轧复相钢及其制造方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JP2000297350A (ja) * 1999-02-09 2000-10-24 Kawasaki Steel Corp 焼付硬化性、耐疲労性、耐衝撃性および耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
EP2740812A4 (en) * 2011-07-29 2015-04-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp HIGH-RESISTANCE STEEL PLATE WITH EXCELLENT IMPACT, MANUFACTURING METHOD, HIGH-FIXED GALVANIZED STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR
CN103534365B (zh) * 2011-03-24 2015-04-15 安赛乐米塔尔研究与发展有限责任公司 热轧钢板材及相关制造方法
KR20150074943A (ko) * 2013-12-24 2015-07-02 주식회사 포스코 전단변형부 성형이방성 및 내피로특성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
WO2018110853A1 (ko) * 2016-12-13 2018-06-21 주식회사 포스코 저온역 버링성이 우수한 고강도 복합조직강 및 그 제조방법
WO2018117470A1 (ko) * 2016-12-19 2018-06-28 주식회사 포스코 저온역 버링성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5967311U (ja) 1982-10-29 1984-05-07 株式会社クボタ 歩行型田植機の車輪支持装置
JP3188787B2 (ja) 1993-04-07 2001-07-16 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
JP3551064B2 (ja) 1999-02-24 2004-08-04 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝撃性に優れた超微細粒熱延鋼板およびその製造方法
JP4306078B2 (ja) * 2000-02-15 2009-07-29 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付け硬化性および耐衝撃性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP4465805B2 (ja) * 2000-05-02 2010-05-26 Ｊｆｅスチール株式会社 耐常温時効性と歪時効特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法
JP4088316B2 (ja) 2006-03-24 2008-05-21 株式会社神戸製鋼所 複合成形性に優れた高強度熱延鋼板
JP5228447B2 (ja) 2006-11-07 2013-07-03 新日鐵住金株式会社 高ヤング率鋼板及びその製造方法
JP5136609B2 (ja) * 2010-07-29 2013-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5724267B2 (ja) 2010-09-17 2015-05-27 Ｊｆｅスチール株式会社 打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5874581B2 (ja) 2012-08-28 2016-03-02 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
KR101560948B1 (ko) 2013-12-25 2015-10-15 주식회사 포스코 내충격특성 및 엣지부 성형성이 우수한 고강도 복합조직 열연강판 및 그 제조방법
EP3112488B1 (en) 2014-02-27 2019-05-08 JFE Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet and manufacturing method therefor
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
US11313009B2 (en) 2017-07-07 2022-04-26 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JP2000297350A (ja) * 1999-02-09 2000-10-24 Kawasaki Steel Corp 焼付硬化性、耐疲労性、耐衝撃性および耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
CN103534365B (zh) * 2011-03-24 2015-04-15 安赛乐米塔尔研究与发展有限责任公司 热轧钢板材及相关制造方法
EP2740812A4 (en) * 2011-07-29 2015-04-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp HIGH-RESISTANCE STEEL PLATE WITH EXCELLENT IMPACT, MANUFACTURING METHOD, HIGH-FIXED GALVANIZED STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR
KR20150074943A (ko) * 2013-12-24 2015-07-02 주식회사 포스코 전단변형부 성형이방성 및 내피로특성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
WO2018110853A1 (ko) * 2016-12-13 2018-06-21 주식회사 포스코 저온역 버링성이 우수한 고강도 복합조직강 및 그 제조방법
WO2018117470A1 (ko) * 2016-12-19 2018-06-28 주식회사 포스코 저온역 버링성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
JP7244716B2 (ja) 2023-03-23
US20230193416A1 (en) 2023-06-22
WO2020022778A1 (ko) 2020-01-30
EP3828301A1 (en) 2021-06-02
KR20200011742A (ko) 2020-02-04
US11591667B2 (en) 2023-02-28
JP2021531405A (ja) 2021-11-18
CN112292472B (zh) 2023-01-20
US20210269892A1 (en) 2021-09-02
US11981975B2 (en) 2024-05-14
EP3828301A4 (en) 2021-08-25
KR102098482B1 (ko) 2020-04-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CA2941202C (en) Method for producing a high-strength flat steel product
US8449698B2 (en) Dual phase steel sheet and method of manufacturing the same
CN112292472B (zh) 耐碰撞特性优异的高强度钢板及其制造方法
CN114686777B (zh) 具有良好耐老化性的扁钢产品及其制造方法
KR101264574B1 (ko) 딥 드로잉성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법
CN113166893B (zh) 耐久性优异的高强度钢材及其制造方法
KR20210047334A (ko) 열연 강판 및 그 제조 방법
US20220403489A1 (en) Thick composite-phase steel having excellent durability and manufacturing method therefor
KR101630977B1 (ko) 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP3932892B2 (ja) 延性、伸びフランジ性および衝撃吸収特性に優れた高強度鋼板および高強度電気めっき鋼板とそれらの製造方法
KR101505252B1 (ko) 성형성이 우수한 저항복비 특성을 갖는 자동차 외판재용 냉연강판 및 그 제조 방법
JP4747473B2 (ja) 伸びフランジ加工性に優れた熱延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板とそれらの製造方法
KR101657835B1 (ko) 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR102307927B1 (ko) 내구성 및 연신율이 우수한 후물 변태조직강 및 그 제조방법
JP7329550B2 (ja) 高強度、高成形性、優れた焼付硬化性を有する熱延めっき鋼板及びその製造方法
KR100978734B1 (ko) 복합조직강판 및 이를 제조하는 방법
KR20240061234A (ko) 고항복비 및 고항복강도의 냉연강재 및 그 제조방법
KR20240011284A (ko) 전단성 및 플렌지부 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR20220064621A (ko) 성형성이 우수한 고강도 아연계 도금강판 및 그 제조방법
CN116368253A (zh) 热稳定性优异的高强度钢板及其制造方法
CN116194606A (zh) 成型性和加工硬化率优异的钢板
JP2019059963A (ja) 低降伏比を有する鋼板の製造方法

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.

Address before: Gyeongbuk, South Korea

Patentee before: POSCO

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

Effective date of registration: 20230524

Address after: Gyeongbuk, South Korea

Patentee after: POSCO Co.,Ltd.

Address before: Seoul, South Kerean

Patentee before: POSCO Holdings Co.,Ltd.

TR01 Transfer of patent right