CN112996939A - 表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的一个实施方式提供一种表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板及其制造方法，以重量％计，上述热轧钢板包含C：0.16～0.27％、Mn：0.8～2.6％、Si：0.05～0.3％、Al：0.05％以下、Ti：0.01～0.08％、B：0.001～0.005％、Ca：0.001～0.005％、N：0.001～0.010％、余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足下述关系式1至3，以面积分数计，上述热轧钢板包含马氏体和自动回火(Auto Tempered)马氏体之和为95％以上以及铁素体为5％以下(包含0％)的微细组织，并且包含平均尺寸为40nm以下的M(X)(M＝Ti、Nb、Si、Al、B、Mg、Cr、Ca、P，X＝C、N)复合析出物，[关系式1]16≤100(C+Mn/100+B/10)≤28[关系式2]1≤[(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)]≤14[关系式3]0.05≤[(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)]/100(C+Mn/100+B/10)≤0.66在上述关系式1至3中，合金成分的含量为重量％。

Description

表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板及其制造 方法
技术领域
本发明涉及一种表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板及其制造方法。
背景技术
随着国际环境法规和车辆油耗法规的强化趋势，有必要实现车身的超高强度化和超轻量化，因此正在积极开发1.0GPa级以上的超高强度钢板。用于大多数作为车辆车身加强件的保险杠加强件和车门防撞梁等的超高强度热轧钢板要求具有高强度，而且由于辊轧成型(Roll Forming)，还要求弯曲加工性优异以及材质偏差少。为了满足这些物性，用于车辆结构件的钢板基本上是由铁素体(Ferrite)、贝氏体(Baintie)、马氏体(Martensite)和回火马氏体(Tempered Martensite)相(Phase)的组合构成，而根据这些相的构成比分为DP(双相)钢、TRIP(相变诱导塑性)钢、复相(Complex Phase)钢、MART钢等。
这些钢主要应用于车辆碰撞时需要高能量吸收性能的部件如构件类、柱类、保险杠加强件、侧梁等，由于利用辊轧成型进行加工，需要具有1.0GPa以上的拉伸强度和高延伸率。然而，这些钢很难避免确保超高强度而导致的延伸率降低，因此必须经历新的工艺如热轧后冷轧以及退火热处理(CAL，连续退火线)或者利用热轧后快速冷却的加工工艺HPF(热压成型)等，存在制造成本上升的缺陷。
另一方面，为了提供用作车辆车身加强件的拉伸强度为1.2GPa级以上的超高强度钢，进行了大量的研究和开发，典型的例子有专利文献1至5。
专利文献1中公开了一种用于车辆保险杠加强件的拉伸强度为1.2GPa级的超高强度冷轧钢板的制造方法，该制造方法包括以下步骤：在1050～1300℃下对铝镇静钢进行同质化处理后，在Ar3转变点以上的850～950℃下进行热精轧，然后在550～650℃下热轧收卷，以化学成分重量比计，上述铝镇静钢中加入C：0.15～0.20％、Si：0.3～0.8％、Mn：1.8～2.5％、Al：0.02～0.06％、Mo：0.1～0.4％、Nb：0.03～0.06％、S：0.02％以下、P：0.02％以下、N：0.005％以下，并且上述铝镇静钢包含炼钢时不可避免含有的元素；对该钢板以30～80％的冷轧压下率进行冷轧后，在A3温度以上的温度下进行连续退火；以及将该钢板第一次缓慢冷却至600～700℃，第二次以-10～-50℃/秒的冷却速度快速冷却至350～300℃，然后在350～250℃的范围内缓慢冷却并保持1分钟以上。
专利文献2中公开了一种冷轧钢板的制造方法，以重量％计含有C：0.05～0.20％、Si：2.5％以下、Mn：3.0％以下以及杂质和少量合金元素的钢中加入Cr：0.3％以下、Mo：0.3％以下、Ni：0.3％以下中的一种或两种以上，以制造具有1180～1400MPa的强度以及具有钢板的弯曲/扭曲为10mm以下的良好形状的冷轧钢板。另外，还公开了利用连续退火热处理设备将钢板从高温快速冷却后，通过在150～200℃的温度范围进行过时效处理，可以改善常规淬火(quenching)后回火(tempering)处理所导致的板形状不良(钢板的宽度方向变形)。
专利文献3中公开了一种拉伸强度为1470MPa级的超高强度冷轧钢板的制造方法，将以重量％计含有C:0.1～0.6％、Si：1.0～3.0％、Mn：1.0～3.5％、Al：1.5％以下和Cr：0.003～2.0％的冷轧钢板加热至Ac3～Ac3+50℃的温度，然后以3℃/s以上的冷却速度进行冷却，并在(Ms-100℃)～Bs(贝氏体转变开始温度)范围保持恒温，由此具有加工前残余奥氏体的相分数为10％以上、奥氏体晶粒的长度是短轴为1微米以上、平均轴比(长轴/短轴)为5以上的耐氢脆化特性。
专利文献4中公开了一种拉伸强度为1.5GPa的冷轧钢板的制造方法，该制造方法经过如下连续退火步骤：将冷轧后的带钢以1～5℃/s的加热速度加热至[(Ac3-90℃)～(Ac3±15℃)]的温度范围，再以1～3℃/s的冷却速度第一次冷却至500～750℃的温度范围，并以3～50℃/s的冷却速度第二次冷却至[(Ms-120)～460℃]的温度范围，然后保持恒温转变6～500秒或者以1℃/s以下的冷却速度缓慢冷却，以重量％计，上述带钢含有C：0.10～0.27％、Si：0.001～1.0％、Mn：2.3～3.5％、Al：1.0％以下(0％除外)、Cr：2％以下(0％除外)、P：0.02％以下(0％除外)、S：0.01％以下(0％除外)、N：0.01％以下(0％除外)、B：0.005％以下(0％除外)、Ti：0.004～0.03％、Mo：0.2％以下(0％除外)、Nb：0.05％以下(0％除外)、余量的Fe和其他不可避免的杂质。
然而，在专利文献1至4的情况下，由于热轧后需要经过冷轧和退火热处理(CAL，Continuous Annealing Line)工艺，不仅存在制造成本急剧上升的缺陷，而且在应用于目前商业用车辆保险杠或加强件方面存在拉伸强度相对低的问题。
另外，专利文献5中公开了一种通过对冷轧钢板进行热压成型来获得拉伸强度为1.8GPa的超高强度的制造方法，以重量％计，上述冷轧钢板包含C：0.26～0.45％、Mn+Cr：0.5～3.0％、Nb：0.02～1.0％、含量满足3.42N+0.001≤Ti≤3.42N+0.5的Ti、以及Si：0.5％以下、Ni：2％以下、Cu：1％以下、V：1％以下和Al：1％以下中的一种或两种以上，并且根据情况包含B：0.01％以下、Nb：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Ca：0.001～0.005％中的一种或两种以上。
在专利文献5的情况下，可以确保1.8GPa的超高强度，但是需要经过对冷轧后的钢板再进行热压成型的步骤(Hot Press Forming)，因此存在制造成本更高的问题。
因此，需要开发出一种超高强度热轧钢板及其制造方法，不仅可以替代传统的超高强度冷轧钢板和热成型钢，还可以确保更高的拉伸强度以及明显降低制造成本。
在先技术文献
专利文献1：韩国专利公开公报第2004-0057777号
专利文献2：日本专利公开公报第2007-100114号
专利文献3：韩国专利公开公报第2008-0073763号
专利文献4：韩国专利公开公报第2013-0069699号
专利文献5：韩国专利公开公报第2008-0111549号
发明内容
技术问题
本发明的一个方面旨在提供一种连铸-轧制直连工艺中利用无头轧制模式仅通过热轧工艺也具有优异的表面品质以及材质偏差少的超高强度热轧钢板及其制造方法。
另一方面，本发明所要解决的问题不限于上述的内容。本发明所要解决的问题可以通过本说明书的整个内容来理解，对于本发明所属技术领域的普通技术人员来说，理解本发明的附加问题没有任何困难。
技术方案
本发明的一个实施方式提供一种表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板，以重量％计，上述热轧钢板包含C：0.16～0.27％、Mn：0.8～2.6％、Si：0.05～0.3％、Al：0.05％以下、Ti：0.01～0.08％、B：0.001～0.005％、Ca：0.001～0.005％、N：0.001～0.010％、余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足下述关系式1至3，以面积分数计，上述热轧钢板包含马氏体和自动回火(Auto Tempered)马氏体之和为95％以上以及铁素体为5％以下(包含0％)的微细组织，并且包含平均尺寸为40nm以下的M(X)(M＝Ti、Nb、Si、Al、B、Mg、Cr、Ca、P，X＝C、N)复合析出物。
[关系式1]16≤100(C+Mn/100+B/10)≤28
[关系式2]1≤[(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)]≤14
[关系式3]0.05≤[(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)]/100(C+Mn/100+B/10)≤0.66
在上述关系式1至3中，合金成分的含量为重量％。
本发明的另一个实施方式提供一种表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，上述制造方法包含：对钢水进行连铸以获得薄板坯的步骤，以重量％计，上述钢水包含C：0.16～0.27％、Mn：0.8～2.6％、Si：0.05～0.3％、Al：0.05％以下、Ti：0.01～0.08％、B：0.001～0.005％、Ca：0.001～0.005％、N：0.001～0.010％、余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足下述关系式1至3；对上述薄板坯进行粗轧以获得中间坯(Bar)的步骤；对上述中间坯以精轧出口侧温度为Ar3+10℃～Ar3+60℃的方式进行精轧以获得热轧钢板的步骤；以及将上述热轧钢板在Ar3以上的温度下以200℃/秒以上的冷却速度进行冷却以在Mf-50℃以下的温度下卷取的步骤，并且上述各步骤连续进行。
[关系式1]16≤100(C+Mn/100+B/10)≤28
[关系式2]1≤[(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)]≤14
[关系式3]0.05≤[(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)]/100(C+Mn/100+B/10)≤0.66
在上述关系式1至3中，合金成分的含量为重量％。
发明效果
根据本发明的一个方面，通过适当地控制合金组分和制造条件，可以提供连铸-轧制直连工艺中利用无头轧制模式仅通过热轧工艺也具有优异的表面品质以及材质偏差少的超高强度热轧钢板及其制造方法。另外，本发明的热轧钢板可确保更高的拉伸强度，不仅能够代替超高强度冷轧钢板和热成型钢，还具有可明显降低制造成本的效果。同时，通过薄板坯连铸法，可以使用电炉中将废金属熔化而成的钢，从而可以提高资源的再利用性。
附图说明
图1是本发明的热轧钢板制造中可应用的用于连铸-轧制直连工艺的设备的示意图。
图2是本发明的热轧钢板制造可应用的用于连铸-轧制直连工艺的设备的另一示意图。
图3是示出针对根据本发明的一个实施例的发明例1至15和比较例1至13的关系式1和2的值的图。
图4是用扫描电子显微镜(SEM)观察根据本发明的一个实施例的发明例1的微细组织的图片。
图5(a)和(b)是用透射电子显微镜(TEM)观察根据本发明的一个实施例的发明例1的微细组织的图片。
图6是示出针对根据本发明的一个实施例的发明例1的马氏体和自动回火马氏体板条宽度的分布的图。
图7是用透射电子显微镜(TEM)观察根据本发明的一个实施例的发明例1的析出物的图片。
图8是用透射电子显微镜(TEM)观察根据本发明的一个实施例的比较例8的析出物的图片。
具体实施方式
在下文中，将描述根据本发明的一个实施方式的热轧钢板。首先，对本发明的合金组分进行描述。除非另有说明，否则下述合金组分的含量表示重量％。
C：0.16～0.27％
碳(C)是热轧后快速冷却时使微细组织变成马氏体而增加强度的非常重要的元素。如果C含量小于0.16％，则马氏体本身强度降低，可能难以确保本发明的目标强度。另一方面，如果C含量大于0.27％，则存在焊接性和强度过度上升导致弯曲加工性下降的问题。因此，C含量优选为0.16～0.27％。上述C含量的下限进一步优选为0.17％，更优选为0.18％，最优选为0.19％。上述C含量的上限进一步优选为0.26％，更优选为0.25％，最优选为0.24％。
Mn：0.8～2.6％
锰(Mn)抑制铁素体形成，并提高奥氏体稳定性使得容易形成低温转变相，从而增加强度。如果Mn含量小于0.8％，则可能难以确保本发明的目标强度。另一方面，如果Mn含量大于2.6％，则连铸板坯和热轧钢板的内部或外部或两者都形成偏析带导致裂纹产生和扩展，从而降低钢板的最终品质，并且可能会造成焊接性和弯曲加工性恶化。因此，Mn含量优选为0.8～2.6％。上述Mn含量的下限进一步优选为0.85％，更优选为0.90％，最优选为0.95％。上述Mn含量的上限进一步优选为2.5％，更优选为2.4％，最优选为2.3％。
Si：0.05～0.3％
硅(Si)是可确保强度而不降低钢板延性的有用元素。它也是促进铁素体形成以及促进C集中到未转变的奥氏体中而促进形成马氏体的元素。如果Si含量小于0.05％，则难以充分确保上述的效果。另一方面，如果Si含量大于0.3％，则钢板表面上产生红色氧化皮，酸洗后钢板表面上会留下痕迹，从而可能降低表面品质。因此，Si含量优选为0.05～0.3％。上述Si含量的下限进一步优选为0.06％，更优选为0.07％，最优选为0.08％。上述Si含量的上限进一步优选为0.28％，更优选为0.26％，最优选为0.24％。
Al：0.05％以下
铝(Al)富集在钢板的表面上，有可能导致镀覆性变差，而另一方面抑制碳化物形成，因此增加钢的延性。另外，钢中的铝(Al)与氮(N)进行反应而析出AlN，当制造薄板坯时，在这些析出物析出的铸坯冷却条件下会导致板坯裂纹，从而有可能造成铸坯或热轧钢板的品质下降。因此，应该将铝含量控制为尽量低，优选控制为0.05％以下。上述Al含量进一步优选为0.048％以下，更优选为0.046％以下，最优选为0.045％以下。
Ti：0.01～0.08％
钛(Ti)作为析出物和氮化物形成元素是增加钢的强度的元素。此外，Ti在凝固温度附近通过形成TiN除去固溶N，以减少AlN等析出物的量，从而防止高温延性下降，从而降低边缘(Edge)裂纹产生敏感性。如果Ti含量小于0.01％，则微小的AlN或BN析出物过量析出导致铸造板坯的延性下降，从而降低板坯品质。另一方面，如果Ti含量大于0.08％，则不仅很难期待基于形成粗大的TiN析出物的晶粒细化效果，而且制造成本会上升。因此，Ti含量优选为0.01～0.08％。上述Ti含量的下限进一步优选为0.012％，更优选为0.014％，最优选为0.016％。上述Ti含量的上限进一步优选为0.07％，更优选为0.06％，最优选为0.05％。
B：0.001～0.005％
硼(B)是增加钢的可硬化性的元素。如果B含量小于0.001％，则无法获得上述效果，如果大于0.005％，就会使奥氏体再结晶温度上升，并且造成焊接性变差。因此，B的含量优选限制为0.001～0.005％。上述B含量的下限进一步优选为0.0012％，更优选为0.0014％，最优选为0.0016％。上述B含量的上限进一步优选为0.0045％，更优选为0.0040％，最优选为0.0035％。
Ca：0.001～0.005％
钙(Ca)是与钢水中的Al、O进行反应形成低熔点球状夹杂物(12CaO·17Al2O3)而防止水口(nozzle)堵塞以及容易使夹杂物分离浮上的元素。如果Ca含量小于0.001％，则难以确保上述效果。另一方面，如果Ca含量大于0.005％，就会形成高熔点夹杂物促使水口堵塞，从而可能会发生铸造中断，由于形成大型夹杂物(>50μm)，可能会造成钢板的加工性恶化。因此，Ca的含量优选控制为0.001～0.005％。上述Ca含量的下限进一步优选为0.0012％，更优选为0.0014％，最优选为0.0016％。上述Ca含量的上限进一步优选为0.0045％，更优选为0.0040％，最优选为0.0035％。
N：0.001～0.010％
氮(N)是奥氏体稳定化和氮化物形成元素。如果N含量小于0.001％，则上述的效果不充分。另一方面，如果N含量大于0.010％，就会与析出物形成元素反应而增加析出强化效果，但是有可能造成延性急剧下降。因此，N含量优选为0.001～0.010％。上述N含量的下限进一步优选为0.0012％，更优选为0.0014％，最优选为0.0016％。上述N含量的上限进一步优选为0.009％，更优选为0.008％，最优选为0.007％。
本发明的余量成分是铁(Fe)。但是，常规制造过程中会不可避免地混入来自原料或周围环境的意想不到的杂质，因此无法排除混入杂质。这些杂质是常规制造过程的技术人员任何人都知道的杂质，因此相关的所有内容本说明书中不再赘述。
另一方面，对于本发明的热轧钢板，前述的合金成分中C、Mn、B、Al、Ti和N优选分别满足下述关系式1至3，由此可确保本发明的目标机械物性和优异的表面品质。但是，在下述关系式1至3中，合金成分的含量为重量％。
[关系式1]16≤100(C+Mn/100+B/10)≤28
上述关系式1是用于确保本发明要获得的机械物性的成分关系式。如果上述关系式1的值小于16，则难以确保本发明的目标强度，如果该值大于28，则延伸率降低，加工时可能会产生裂纹。因此，上述关系式1的值优选为16～28。上述关系式1的值的下限进一步优选为17，更优选为18，最优选为19。上述关系式1的值的上限进一步优选为27，更优选为26，最优选为25。
*[关系式2]1≤[(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)]≤14
上述关系式2是确保板坯或中间坯的边缘(Edge)品质以提高最终得到的热轧钢板的表面品质的成分关系式。如果上述关系式2的值小于1，就是Ti或B含量变高或者Al或N含量低的情形，将会造成粗大的Ti(C,N)和B(C,N)析出物的过量析出所导致的高温延性下降，板坯或中间坯的边缘上可能会产生裂纹，如果该值大于14，就是Ti或B含量低或者Al或N含量高的情形，由于AlN过量析出导致高温延性下降，板坯或中间坯的边缘品质可能下降。因此，上述关系式2的值优选为1～14。上述关系式2的值的下限进一步优选为1.1，更优选为1.2，最优选为1.3。上述关系式2的值的上限进一步优选为13，更优选为12，最优选为11。
[关系式3]0.05≤[(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)]/100(C+Mn/100+B/10)≤0.66
上述关系式3是用于确保本发明的目标机械物性和优异的表面品质的成分关系式。如果上述关系式3的值小于0.05，则可能难以确保目标强度，如果该值大于0.66，就会造成析出物的过量析出所导致的高温延性下降，可能会发生板坯或中间坯的边缘上产生裂纹的问题。因此，上述关系式3的值优选为0.05～0.66。上述关系式3的值的下限进一步优选为0.06，更优选为0.08，最优选为0.10。上述关系式3的值的上限进一步优选为0.62，更优选为0.58，最优选为0.56。
另一方面，本发明的热轧钢板可包含作为残余元素的选自Nb、V、Ti、Mo、Cu、Cr、Ni、Zn、Se、Sb、Zr、W、Ga、Ge和Mg中的一种以上，其含量合计可为0.1重量％以下。上述残余元素作为来自炼钢工艺中用作原料的合金铁或废金属或者钢包(Ladle)和中间包(Tundish)耐火材料等的杂质元素，如果含量合计大于0.1％，就会造成薄板坯的表面上产生裂纹，从而降低热轧钢板的表面品质。
以面积分数计，本发明的热轧钢板优选包含马氏体和自动回火(Auto Tempered)马氏体之和为95％以上以及铁素体为5％以下(包含0％)的微细组织。上述马氏体和自动回火马氏体组织作为用于获得本发明的目标强度的必要组织，其分数小于95％时，难以确保强度。在本发明中，为了确保延性，铁素体可包含5％以下，其分数大于5％时，虽然延性增加，但是可能难以确保强度。另一方面，上述马氏体和自动回火马氏体之和的分数优选为96％以上，更优选为97％以上，最优选为98％以上。
本发明的主要微细组织是马氏体、自动回火马氏体，此时上述马氏体和自动回火马氏体的板条平均宽度可能会影响强度和加工性。因此，上述马氏体和自动回火马氏体的板条平均宽度以短轴为准优选为1μm以下。如果上述马氏体和自动回火马氏体的板条平均宽度大于1μm，则可能难以确保目标强度和加工性。上述马氏体和自动回火马氏体的板条平均宽度越窄越有利于确保强度，但是在常规冷却条件下可能难以控制成小于0.1μm。上述马氏体和自动回火马氏体的板条平均宽度的下限进一步优选为0.12μm，更优选为0.14μm，最优选为0.16μm。上述马氏体和自动回火马氏体的板条平均宽度的上限进一步优选为0.9μm，更优选为0.8μm，最优选为0.7μm。
本发明的热轧钢板优选包含平均尺寸为40nm以下的M(X)(M＝Ti、Nb、Si、Al、B、Mg、Cr、Ca、P，X＝C、N)复合析出物。如果上述复合析出物的平均尺寸大于40nm，则可能难以有效地确保强度，由于产生边缘裂纹，可能会降低边缘品质。上述复合析出物的平均尺寸越小越有利于确保强度，但是在本发明的制造条件下可能难以控制成小于5nm。上述复合析出物的平均尺寸优选为38nm以下，更优选为34nm以下，最优选为30nm以下。
本发明提供的热轧钢板，其屈服强度可为1060～1400MPa，拉伸强度可为1470～1800MPa，延伸率可为5％以上，维氏硬度可为420～550Hv(0.5千克力(kgf))，带钢宽度方向拉伸强度偏差可为100MPa以下，带钢宽度方向维氏硬度偏差可为50Hv(0.5千克力)以下。此外，对于本发明的热轧钢板，其厚度可为1.6mm以下，进一步优选可为1.4mm以下，更优选可为1.3mm以下，最优选可为1.2mm以下。如上所述，本发明的热轧钢板具有优异的机械物性和表面品质以及低材质偏差，从而可以有效地代替超高强度冷轧钢板和热成型钢。
在下文中，将描述本发明的热轧钢板的制造方法的一个实施方式。
图1是本发明的热轧钢板制造中可应用的用于连铸-轧制直连工艺的设备的示意图。根据本发明的一个实施方式的表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板可以用如图1所示的连铸-轧制直连设备来生产。连铸-轧制直连设备大致由连铸机100、粗轧机400、精轧机600组成。上述连铸-轧制直连设备可包含用于生产第一厚度薄板坯a的高速连铸机100、用于将上述板坯轧制成薄于上述第一厚度的第二厚度的中间坯b的粗轧机400、用于将上述第二厚度中间坯轧制成第三厚度带钢c的精轧机600，用于卷取上述带钢的卷取机900。进一步地，上述粗轧机400前还可包含粗轧氧化皮清除器300(Roughing Mill ScaleBreaker，以下称为“RSB”)，精轧机600前还可包含精轧氧化皮清除器500(Fishing MillScale Breaker，以下称为“FSB”)，由于容易清除表面氧化皮，在后续工艺中对热轧钢板进行酸洗时，可以生产出表面品质优异的PO(Pickled&Oiled)钢板。此外，通过连铸-轧制直连工艺可以进行等温等速轧制，因此钢板宽度、长度方向温度偏差明显低，在输出辊道700上可以精确控制冷却，从而可以生产出表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板。如此轧制和冷却完毕的带钢被高速剪切机800剪切，通过卷取机900卷取成产品。另一方面，精轧氧化皮清除器500前可以设置进一步加热中间坯的加热器200。
图2是本发明的热轧钢板制造可应用的用于连铸-轧制直连工艺的设备的另一示意图。图2中公开的连铸-轧制直连设备的结构与图1中公开的设备大致相同，但是粗轧机400和粗轧氧化皮清除器300前设置了进一步加热板坯的加热器200'，从而容易确保板坯边缘温度，降低了边缘缺陷产生率，有利于确保表面品质。此外，在粗轧机前确保了一张板坯以上长度的空间，因此还可以进行分批(Batch)式轧制。
图1和图2中公开的连铸-轧制直连设备中都可以生产出本发明的表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板。
在下文中，将详细描述本发明的热轧钢板的制造方法的一个实施方式。
首先，对具有前述合金组分的钢水进行连铸，以获得薄板坯。此时，对于上述连铸，优选以4～8mpm(m/分钟)的铸造速度进行。将铸造速度设为4mpm以上的理由在于，因为高速铸造与轧制过程衔接而成，为了确保目标温度，要求具有一定以上的铸造速度。但是，如果铸造速度较慢，则存在从铸坯开始产生偏析的风险，当产生这种偏析时，不仅难以确保强度和加工性，而且出现宽度方向或长度方向上的材质偏差的风险增大。如果铸造速度大于8mpm，则钢水液面不稳定导致操作成功率会下降，因此上述铸造速度优选具有4～8mpm的范围。上述铸造速度的下限优选为4.2mpm，更优选为4.4mpm，最优选为4.6mpm。上述铸造速度的上限优选为7.5mpm，更优选为7.0mpm，最优选为6.5mpm。
另一方面，对于上述薄板坯，其厚度优选为80～120mm。当上述薄板坯的厚度大于120mm时，不仅难以高速铸造，而且粗轧时轧制负荷会增加，当上述薄板坯的厚度小于80mm时，由于引起铸坯的温度快速下降，难以形成均匀的组织。为了解决这些问题，可以增设加热设备，但是这样会成为提高生产成本的因素，所以优选尽量排除。因此，薄板坯的厚度优选控制为80～120mm。上述薄板坯的厚度的下限优选为82mm，更优选为84mm，最优选为86mm。上述薄板坯的厚度的上限优选为116mm，更优选为114mm，最优选为110mm。
另外，上述连铸时保护渣的碱度优选为0.8～1.5。在本文中，碱度表示CaO(％)/SiO2(％)之比。对于本发明钢，为了确保高强度，C、Mn和B等所加入的合金元素很多，所以线性裂纹敏感性非常高。因此，当使用碱度小于0.8的保护渣时，由于传热量高，板坯表面被强制冷却，因此可能会产生线性裂纹。另一方面，当使用碱度大于1.5的保护渣时，由于传热量过低，可能难以获得完整的凝固壳。因此，上述连铸时保护渣的碱度优选为0.8～1.5。上述保护渣的碱度的下限优选为0.85，更优选为0.90，最优选为0.95。上述保护渣的碱度的上限优选为1.45，更优选为1.40，最优选为1.35。
另外，上述连铸时二次冷却比水量优选为1.5～2.5L/kg。如果上述连铸时二次冷却比水量大于2.5L/kg，就会产生线性裂纹，存在板坯品质下降的风险，而且板坯或中间坯的边缘温度降低，因此产生边缘裂纹的风险很高。另一方面，如果上述连铸时二次冷却比水量小于1.5L/kg，则可能会导致在连铸出口侧板坯未凝固而引起的钢水流出等问题，而且扇形段(Segment)辊子会劣化，有可能出现设备异常的问题。因此，上述连铸时二次冷却比水量优选为1.5～2.5L/kg。上述连铸时二次冷却比水量的下限优选为1.55L/kg，更优选为1.60L/kg，最优选为1.65L/kg。上述连铸时二次冷却比水量的上限优选为2.45L/kg，更优选为2.40L/kg，最优选为2.35L/kg。
然后，对上述薄板坯进行粗轧，以获得中间坯(Bar)。对于上述粗轧步骤，可以在由2～5个机架组成的粗轧机中对连铸后的薄板坯进行粗轧。
上述粗轧时在粗轧出口侧的中间坯边部温度优选为850～1000℃。如果上述中间坯边部温度小于850℃，则AlN析出物等会大量产生导致高温延性下降，因此存在边缘裂纹产生敏感性变得非常高的问题。另一方面，如果上述中间坯边部温度大于1000℃，则不仅中间坯边部，而且中心部温度也高，将会产生大量氧化皮，所以酸洗后表面品质会下降。因此，上述粗轧时在粗轧出口侧的中间坯边部温度优选为850～1000℃。上述粗轧时在粗轧出口侧的中间坯边部温度的下限优选为860℃，更优选为870℃，最优选为880℃。上述粗轧时在粗轧出口侧的中间坯边部温度的上限优选为990℃，更优选为980℃，最优选为970℃。
在上述获得中间坯的步骤之后，可进一步包含向上述中间坯喷射冷却水以清除氧化皮的步骤。例如，在对中间坯进行精轧之前，可以从精轧氧化皮清除器(Finishing MillScale Breaker,以下称为“FSB”)水口(nozzle)以200～300巴的压力喷射冷却水，将表面氧化皮清除至30μm以下的厚度。如果上述冷却水喷射压力小于200巴，则氧化皮清除不充分，精轧后钢板表面上会大量产生纺锤状、鳞片状氧化皮，酸洗后表面品质会变差。另一方面，如果上述冷却水喷射压力大于300巴，则精轧出口侧温度会变得过低，难以确保有效的奥氏体分数，从而可能难以确保目标拉伸强度。因此，上述冷却水喷射压力优选为200～300巴。上述冷却水喷射压力的下限优选为210巴，更优选为220巴，最优选为230巴。上述冷却水喷射压力的上限优选为290巴，更优选为280巴，最优选为270巴。
另外，当喷射上述冷却水时，冷却水的重叠(overlap)面积率优选为5～25％。如果上述冷却水的重叠面积率小于5％，则由于冷却水重叠面积过小，中间坯的温度会局部上升，有可能导致宽度方向上温度不均匀，因此无法完全清除氧化皮，表面品质会下降，而且可能难以将最终得到的热轧钢板的宽度方向拉伸强度偏差控制在100MPa以下。另外，如果冷却水喷射重叠面积率大于25％，则由于局部冷却过多，宽度方向上产生温度偏差，最终得到的热轧钢板的材质偏差会变得严重。因此，当喷射上述冷却水时，冷却水的重叠(overlap)面积率优选为5～25％。上述冷却水的重叠面积率的下限优选为6％，更优选为7％，最优选为8％。上述冷却水的重叠面积率的上限优选为24％，更优选为23％，最优选为22％。
然后，对上述中间坯以精轧出口侧温度为Ar3+10℃～Ar3+60℃的方式进行精轧，以获得热轧钢板。对于上述精轧步骤，可以在由3～7个机架组成的精轧机中对粗轧机中制成的中间坯进行精轧。如果上述精轧出口侧温度小于Ar3+10℃，则热轧时辊子的负荷会大大增加，因此能量消耗会增加，操作速度变慢，当产生宽度方向温度偏差时，热轧钢板的温度会局部降低到Ar3以下，因此可能会产生先共析铁素体，冷却后无法获得充分的马氏体分数。另一方面，如果上述精轧出口侧温度大于Ar3+60℃，则晶粒会变得粗大，无法获得高强度，为了获得充分的马氏体分数，需要进一步加快冷却速度。因此，上述精轧出口侧温度优选为Ar3+10℃～Ar3+60℃。上述精轧出口侧温度的下限优选为Ar3+12℃，更优选为Ar3+14℃，最优选为Ar3+16℃。上述精轧出口侧温度的上限优选为Ar3+58℃，更优选为Ar3+56℃，最优选为Ar3+52℃。
上述精轧时轧制速度偏差优选为50mpm以下。本发明中要得到的超高强度钢是以形成转变组织为强化机制，因此精轧时根据变形速度材质特性改变的可能性非常高。也就是说，在由多个机架组成的精轧机中，如果轧制速度之差大于50mpm，则在后续的输出辊道(ROT，Run Out Table)上很难确保均匀的冷却速度和目标卷取温度，从而可能成为产生很大的带钢(Srtip)宽度或长度方向材质偏差的原因。因此，上述精轧时轧制速度偏差优选为50mpm以下。上述精轧时轧制速度偏差优选为48mpm以下，更优选为46mpm以下，最优选为42mpm以下。另一方面，在本发明中，上述精轧时轧制速度偏差越低越有利，因此不会特别限制其下限。
上述精轧时热轧钢板宽度方向温度偏差优选为50℃以下。如果上述精轧时热轧钢板宽度方向温度偏差大于50℃，则局部产生奥氏体分数和晶粒尺寸的差异，材质偏差可能严重。因此，上述精轧时热轧钢板宽度方向温度偏差优选为50℃以下。上述精轧时热轧钢板宽度方向温度偏差优选为48℃以下，更优选为46℃以下，最优选为42℃以下。另一方面，在本发明中，上述精轧时热轧钢板宽度方向温度偏差越低越有利，因此不会特别限制其下限。
上述精轧时轧制速度优选为200～600mpm。如果上述精轧时轧制速度大于600mpm，则可能发生板断裂等操作事故，并且等温等速轧制困难而无法确保均匀的温度，因此可能会产生材质偏差。另一方面，如果上述精轧时轧制速度小于200mpm，则由于精轧速度过慢，可能难以确保本发明的目标精轧温度。因此，上述精轧时轧制速度优选为200～600mpm。上述精轧时轧制速度的下限优选为220mpm，更优选为250mpm，最优选为280mpm。上述精轧时轧制速度的上限优选为580mpm，更优选为550mpm，最优选为500mpm。
然后，将上述热轧钢板在Ar3以上的温度下以200℃/秒以上的冷却速度进行冷却，以在Mf(90)-50℃以下的温度下进行卷取。如果上述冷却速度小于200℃/秒，则可能会形成铁素体和贝氏体，难以确保充分的马氏体组织。因此，上述冷却速度优选为200℃/秒以上。上述冷却速度优选为220℃/秒以上，更优选为240℃/秒以上，最优选为260℃/秒以上。另外，当上述卷取温度大于Mf(90)-50℃时，不仅难以获得马氏体组织，而且通过冷却所得到的马氏体组织过于自动回火(Auto Tempering)，可能难以获得本发明的目标拉伸强度。因此，上述卷取温度优选为Mf-50℃以下。上述卷取温度进一步优选为Mf-60℃以下，更优选为Mf-70℃以下，最优选为Mf-80℃以下。另一方面，上述Mf是指奥氏体组织100％转变成马氏体的温度。
另一方面，上述冷却时冷却水口(nozzle)的间距优选为150～400mm。如果上述冷却水口的间距大于400mm，则热轧钢板的温度局部上升，材质偏差可能会变得严重，如果上述间距小于150mm，则热轧钢板的温度局部下降，材质偏差可能会变得严重。因此，上述冷却时冷却水口的间距优选为150～400mm。上述冷却时冷却水口的间距的下限优选为160mm，更优选为170mm，最优选为180mm。上述冷却时冷却水口的间距的上限优选为380mm，更优选为360mm，最优选为340mm。
在上述卷取步骤之后，可进一步包含对卷取的热轧钢板进行酸洗处理的步骤，通过上述酸洗处理可获得PO(Pickled&Oiled)板材。在本发明中，薄板坯和中间坯氧化皮清除步骤中可充分清除氧化皮，因此通过常规酸洗处理也能获得表面品质优异的PO板材。因此，在本发明中，热轧酸洗工艺中通常使用的方法均可使用，故对酸洗处理方法没有特别限制。
实施发明的方式
在下文中，将通过实施例更详细地描述本发明。然而，需要注意的是，下述实施例只是用于更详细地描述本发明，并不是用于限制本发明的权利范围。本发明的权利范围取决于权利要求书的内容以及由此合理导出的内容。
实施例1
准备具有下表1的合金组分的钢水后，通过应用连铸-轧制直连工艺按照下表2和表3所示的制造条件制造了厚度为1.2mm的热轧钢板。对热轧钢板进行酸洗处理后，观察水口是否堵塞以及测量微细组织和析出物，然后将结果示于下表4中，并且测量屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、延伸率(El)、维氏硬度(Hv(0.5千克力))、拉伸强度偏差(△TS)和维氏硬度偏差(△Hv(0.5千克力))以及是否产生裂纹后，将结果示于下表5中。另一方面，下表3中的Ar3和Mf温度是利用商业热力学软件JmatPro V-8进行计算的值。
对于微细组织和析出物，利用扫描电子显微镜(SEM)和透射电子显微镜(TEM)进行了观察。
对于屈服强度、拉伸强度和延伸率，将针对带钢总宽度[一定间距(7处)]沿轧制方向采集的JIS 5号规格的试样进行测量后记录了平均值。
对于硬度，利用维氏硬度计以0.5千克力的负荷测量10次后记录了平均值。
拉伸强度偏差(△TS)和维氏硬度偏差(△Hv(0.5千克力))表示总宽度上测量的值中最大值与最小值之差。
对于是否产生裂纹，在板坯、中间坯和带钢中用肉眼确认1次，再用表面缺陷检测器(Detector)SDD(Surface Defect Detector)设备进行了2次确认。
【表1】
Figure BDA0002996555980000201
【表2】
Figure BDA0002996555980000211
【表3】
Figure BDA0002996555980000221
【表4】
Figure BDA0002996555980000231
【表5】
Figure BDA0002996555980000241
从上表1至表5可知，对于本发明提出的合金组分、关系式1至3和制造条件都得到满足的发明例1至15，其满足本发明的微细组织和析出物条件。另外，由于没有产生线性裂纹和边缘裂纹，确保了良好的表面品质。同时，确保了本发明的目标屈服强度、拉伸强度、延伸率、维氏硬度、带钢宽度方向拉伸强度偏差和带钢宽度方向维氏硬度偏差。
然而，对于没有满足本发明提出的合金组分、关系式1至3和制造条件(精轧出口侧温度)中的一种以上的比较例1至12，产生边缘裂纹或者没有确保本发明的目标机械物性和材质偏差条件。
比较例13是没有满足本发明提出的合金组分中Ca含量范围的情形，因水口堵塞铸造中断。
比较例14和15满足本发明提出的合金组分、关系式1至3，但是没有满足制造条件(精轧出口侧温度)，由于没有确保本发明提出的微细组织，无法确保本发明的目标机械物性和材质偏差条件。
图3是示出针对发明例1至15和比较例1至13的关系式1和2的值的图。发明区域作为满足本发明的关系式3的范围，发明例1至15落入上述发明区域，而比较例1至12脱离上述发明区域。比较例13落入上述发明区域，但是没有满足本发明的Ca含量范围。
图4是用扫描电子显微镜(SEM)观察发明例1的微细组织的图片。通过图4可知，发明例1是马氏体和自动回火马氏体为主要组织，并且形成有部分铁素体。
图5(a)和(b)是用透射电子显微镜(TEM)观察发明例1的微细组织的图片。通过图5(a)和(b)可知，发明例1不仅马氏体板条微细很发达，而且马氏体板条中存在微细的碳化物，因此自动回火马氏体组织并存。
图6是示出针对发明例1的马氏体和自动回火马氏体板条宽度的分布的图。通过图6可知，在发明例1的情况下，马氏体和自动回火马氏体板条存在于0.05～1.0μm范围内，并且存在许多宽度为0.3μm的马氏体和自动回火马氏体板条。
图7和图8是用透射电子显微镜(TEM)分别观察发明例1和比较例8的析出物的图片。此时，TEM试样是通过碳复型方法制作了样品。通过图7和图8可知，在发明例1的情况下，分布有40nm以下的微细复合析出物(M(X)(M＝Ti、Nb、Si、Al、B、Mg、Cr、Ca、P，X＝C、N))，而在比较例8的情况下，复合析出物大于40nm，相当粗大。
实施例2
准备具有发明钢1的合金组分的钢水，通过应用连铸-轧制直连工艺按照下表6所示的制造条件制造了厚度为1.2mm的热轧钢板。除了下表6所示的制造条件之外，氧化皮清除、精轧和冷却条件与上表2的发明例1的条件相同。对所制造的热轧钢板进行酸洗处理后，测量产生线性裂纹和边缘裂纹的程度，然后将结果示于下表6中。
【表6】
Figure BDA0002996555980000261
从上表6可知，满足本发明提出的合金组分和制造条件的发明例16至18没有产生线性裂纹和边缘裂纹。
另一方面，比较例16至19满足本发明提出的合金组分，但是没有满足制造条件中保护渣碱度、二次冷却比水量和粗轧出口侧中间坯边部温度条件之一，因此产生了线性裂纹和边缘裂纹。
实施例3
准备具有发明钢5的合金组分的钢水，通过应用连铸-轧制直连工艺按照下表7和表8所示的制造条件制造了厚度为1.2mm的热轧钢板。除了下表7和表8所示的制造条件之外，连铸和粗轧条件与上表2的发明例5的条件相同。对所制造的热轧钢板进行酸洗处理后，测量屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、延伸率(El)、维氏硬度(Hv(0.5千克力))、拉伸强度偏差(△TS)和维氏硬度偏差(△Hv(0.5千克力))，然后将结果示于下表9中。下表7中的Ar3和Mf温度是利用商业热力学软件JmatPro V-8进行计算的值。
【表7】
Figure BDA0002996555980000271
【表8】
Figure BDA0002996555980000272
【表9】
Figure BDA0002996555980000281
从上表7至表9可知，满足本发明提出的合金组分和制造条件的发明例19至21确保了本发明的目标屈服强度、拉伸强度、延伸率、维氏硬度、带钢宽度方向拉伸强度偏差和带钢宽度方向维氏硬度偏差。
另一方面，比较例20至24满足本发明提出的合金组分，但是没有满足制造条件中冷却水喷射重叠面积率、精轧时轧制速度偏差、精轧时热轧钢板的宽度方向温度偏差和冷却时冷却水口的间距之一，因此产生了线性裂纹和边缘裂纹。
符号说明
a：板坯 b：中间坯
c：带钢
100：连铸机 200、200'：加热器
300：粗轧氧化皮清除器
400：粗轧机
500：精轧氧化皮清除器
600：精轧机 700：输出辊道
800：高速剪切机 900：卷取机

Claims (18)

1.一种表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板，其中，
以重量％计，上述热轧钢板包含C：0.16～0.27％、Mn：0.8～2.6％、Si：0.05～0.3％、Al：0.05％以下、Ti：0.01～0.08％、B：0.001～0.005％、Ca：0.001～0.005％、N：0.001～0.010％、余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足下述关系式1至3，
以面积分数计，上述热轧钢板包含马氏体和自动回火马氏体之和为95％以上以及铁素体为5％以下(包含0％)的微细组织，并且包含平均尺寸为40nm以下的M(X)复合析出物，M＝Ti、Nb、Si、Al、B、Mg、Cr、Ca、P，X＝C、N，
[关系式1]16≤100(C+Mn/100+B/10)≤28
[关系式2]1≤[(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)]≤14
[关系式3]0.05≤[(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)]/100(C+Mn/100+B/10)≤0.66
在上述关系式1至3中，合金成分的含量为重量％。
2.根据权利要求1所述的表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板，其中，
上述热轧钢板包含作为残余元素的选自Nb、V、Ti、Mo、Cu、Cr、Ni、Zn、Se、Sb、Zr、W、Ga、Ge和Mg中的一种以上，其含量合计为0.1重量％以下。
3.根据权利要求1所述的表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板，其中，
上述热轧钢板的上述马氏体板条的平均宽度为1μm以下。
4.根据权利要求1所述的表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板，其中，
上述热轧钢板的屈服强度为1060～1400MPa，拉伸强度为1470～1800MPa，延伸率为5％以上，维氏硬度为420～550Hv(0.5千克力)，带钢宽度方向拉伸强度偏差为100MPa以下，带钢宽度方向维氏硬度偏差为50Hv(0.5千克力)以下。
5.根据权利要求1所述的表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板，其中，
上述热轧钢板的厚度为1.6mm以下。
6.一种表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，上述制造方法包含：
对钢水进行连铸以获得薄板坯的步骤，以重量％计，上述钢水包含C：0.16～0.27％、Mn：0.8～2.6％、Si：0.05～0.3％、Al：0.05％以下、Ti：0.01～0.08％、B：0.001～0.005％、Ca：0.001～0.005％、N：0.001～0.010％、余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足下述关系式1至3；
对上述薄板坯进行粗轧以获得中间坯的步骤；
对上述中间坯以精轧出口侧温度为Ar3+10℃～Ar3+60℃的方式进行精轧以获得热轧钢板的步骤；以及
将上述热轧钢板在Ar3以上的温度下以200℃/秒以上的冷却速度进行冷却以在Mf-50℃以下的温度下卷取的步骤，
上述各步骤连续进行，
[关系式1]16≤100(C+Mn/100+B/10)≤28
[关系式2]1≤[(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)]≤14
[关系式3]0.05≤[(Al/27)×(N/14)]/[(Ti/48)×(B/11)]/100(C+Mn/100+B/10)≤0.66
在上述关系式1至3中，合金成分的含量为重量％。
7.根据权利要求6所述的表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
上述连铸时铸造速度为4～8mpm(m/分钟)。
8.根据权利要求6所述的表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
上述薄板坯的厚度为80～120mm。
9.根据权利要求6所述的表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
上述连铸时保护渣的碱度为0.8～1.5。
10.根据权利要求6所述的表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
上述连铸时二次冷却比水量为1.5～2.5L/kg。
11.根据权利要求6所述的表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
上述粗轧时在粗轧出口侧的中间坯边部温度为850～1000℃。
12.根据权利要求6所述的表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
在上述获得中间坯的步骤之后，进一步包含对上述中间坯以200～300巴的压力喷射冷却水的步骤。
13.根据权利要求12所述的表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
喷射上述冷却水时，冷却水的重叠面积率为5～25％。
14.根据权利要求6所述的表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
上述精轧时轧制速度偏差为50mpm以下。
15.根据权利要求6所述的表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
上述精轧时热轧钢板宽度方向温度偏差为50℃以下。
16.根据权利要求6所述的表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
上述精轧时轧制速度为200～600mpm。
17.根据权利要求6所述的表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
上述冷却时冷却水口的间距为150～400mm。
18.根据权利要求6所述的表面品质优异以及材质偏差少的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
在上述卷取步骤之后，进一步包含对卷取的热轧钢板进行酸洗处理的步骤。
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