CN116368254A - 碰撞性能优异的热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种碰撞性能优异的热轧钢板及其制造方法。本发明的热轧钢板中，以重量％计，包含：碳(C)：0.05‑0.13％、硅(Si)：0.2‑2.0％、锰(Mn)：1.3‑3.0％、铝(Al)：0.01‑0.1％、磷(P)：0.001‑0.05％、硫(S)：0.001‑0.05％、氮(N)：0.001‑0.02％、余量的Fe及其它不可避免的杂质，以面积％计，钢的微细组织包含：贝氏体铁素体：55％以上、马氏体/奥氏体复合相(MA)：10％以上、贝氏体铁素体和马氏体/奥氏体复合相(MA)之和：95％以上以及作为余量的总计小于5％的粒状铁素体、残余奥氏体和碳化物。

Description

碰撞性能优异的热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种可以用于汽车的底盘结构部件等的热轧钢板，更详细地，涉及一种耐碰撞特性优异的高强度热轧钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，为了减少全球变暖，包括电动汽车在内的环保车辆的生产和销量正在急剧增加，并且从内燃机汽车转换为电动汽车时除去发动机和变速器等部件，因此电动汽车的设计趋向于车辆前部结构变短的方向上发生改变。前部结构起到发动机舱的作用的同时车辆碰撞时吸收前方碰撞能量的功能，因此在设计电动汽车时在车身下方的底盘部件上也采用了承担碰撞性能的结构部件以增强由于车身前部结构变短而不足的碰撞性能。部件的碰撞性能与钢材的屈服强度成正比，因此需要一种用于提高用于底盘部件用途的热轧钢板的屈服强度的方案。
另外，底盘部件位于车辆重心的下端，因此所述底盘部件是通过部件的轻量化来减少燃油效率的效果非常高的部分。为了使这种轻量化效果最大化，提出了一种在确保适于冲压成型的成型性的同时提高钢板的强度的技术。
作为一个实例，专利文献1中提出了一种制造伸长率和扩孔性优异的钢板的方法，所述方法在精轧后以750-600℃的温度范围保持一定时间来形成铁素体，然后冷却至马氏体形成温度范围，从而由10-55％的铁素体、45-90％的贝氏体和马氏体组成微细组织，并且所述钢板的拉伸强度为950MPa以上。但是，上述专利文献1中仅考虑到钢板的拉伸强度和成型性，而未提及提高屈服强度以保障车辆碰撞时乘客的安全。
另外，专利文献2中提出了如下方法：将微细组织控制在90％以上的贝氏体铁素体，并且为了提高扩孔性，将马氏体和贝氏体的分数分别控制在5％以下。根据专利文献2的方法，虽然可以确保热轧钢板的拉伸强度为980MPa以上且扩孔性为70％以上，但屈服比为0.8以下，因此碰撞性能会变差。
专利文献3中提出了如下方案：为了提高钢板的屈服强度，通过较低地控制轧制温度来诱导热轧过程中铁素体的相变，轧制过程中形成的铁素体由于持续的热轧而被加工硬化，从而通过铁素体的加工硬化来提高钢板的屈服强度。但是，虽然专利文献3可能适合用作提高钢板的屈服强度的方法，但由于轧制温度低，向铁素体施加变形的情况下，织构发达，强度和成型性的变形方向引起的差异变大，因此在部件成型时可能会受到制约。
因此，为了使底盘部件的轻量化最大化，需要开发一种具有优异的强度并且不存在成型性的各向异性，特别是具有优异的屈服强度，从而车辆碰撞时可以保障乘客安全的钢材。
[现有技术文献]
(专利文献1)韩国公开专利公报第2012-0011475号
(专利文献2)韩国公开专利公报第2008-255484号
(专利文献3)韩国公开专利公报第2020-0047625号
发明内容
要解决的技术问题
本发明的一个方面的目的在于提供一种由于屈服强度高而具有优异的碰撞性能的热轧钢板及制造该热轧钢板的方法。
另外，本发明的技术问题不限定于上述内容。本发明的技术问题可以通过本说明书的整体内容来理解，并且本发明所属技术领域的技术人员可以容易理解本发明的附加技术问题。
技术方案
本发明的一个方面涉及一种屈服强度优异的高强度热轧钢板，以重量％计，所述热轧钢板包含：碳(C)：0.05-0.13％、硅(Si)：0.2-2.0％、锰(Mn)：1.3-3.0％、铝(Al)：0.01-0.1％、磷(P)：0.001-0.05％、硫(S)：0.001-0.05％、氮(N)：0.001-0.02％、余量的Fe及其它不可避免的杂质，以面积％计，钢的微细组织包含：贝氏体铁素体：55％以上、马氏体/奥氏体复合相(MA)：10％以上、贝氏体铁素体和马氏体/奥氏体复合相(MA)之和：95％以上、作为余量的总计小于5％的粒状铁素体、残余奥氏体及碳化物，在所述贝氏体铁素体中，颗粒内取向差为1.5°以上且10.5°以下的贝氏体铁素体的面积分数为贝氏体铁素体的总面积的55％以上，所述马氏体/奥氏体复合相(MA)的平均粒径为2.0μm以下，平均间距为0.3μm以上。
以重量％计，所述热轧钢板可以进一步包含铬(Cr)：0.01-2.0％、钼(Mo)：0.01-2.0％、钛(Ti)：0.01-0.2％及铌(Nb)：0.01-0.1％中的一种以上。
所述马氏体/奥氏体复合相(MA)的面积分数可以为10-45％。
所述热轧钢板的屈服强度可以为750MPa以上，拉伸强度可以为950MPa以上，伸长率可以为8％以上，扩孔性可以为25％以上，在轧制垂直方向和轧制平行方向上测量的伸长率之差可以为3％以下。
本发明的另一个方面涉及一种制造屈服强度优异的高强度热轧钢板的方法，其包括以下步骤：在1100-1350℃下将具有上述合金组成的钢坯进行再加热；将经再加热的所述钢坯以使热精轧后即刻的热轧板的温度FDT(℃)在750-1150℃之间满足以下关系式1和关系式2并且精轧两道次(2Pass)的压下量之和控制在10-40％的方式进行热精轧；将经热轧的所述钢板以50℃/秒以上的冷却速度进行一次冷却，冷却至Ms至520℃之间的由以下关系式3中定义的T1温度以下的温度，接着，以50℃/秒以下的冷却速度进行二次冷却，冷却至T1至Ms-50℃之间的收卷温度；以及将所述二次冷却后收卷的热轧钢板进行最终冷却至常温。
[关系式1]
FDT≥Tnr-50℃
其中，Tnr为再结晶延迟起始温度，Tnr＝795+88×[C]+45×[Mn]+23×[Cr]+760×[Ti]+480×[Nb]-80×[Si]，各元素表示重量％。
[关系式2]
Du＝3.7+0.36×[C]-1.21×[Si]-0.23×[Mn]-0.19×[Cr]-41.63×[Ti]-54.44×[Nb]+0.049×[FDT-773]≤10，Du为表示热精轧后一次冷却前即刻的奥氏体的有效粒度的指标，各元素表示重量％。
[关系式3]
Figure BDA0004138229740000041
其中，TD＝820-290×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-62×[Mo]-35×[Si]，各元素表示重量含量。
Ms为通过冷却开始形成马氏体的温度，Ms＝550-330×[C]-41×[Mn]-20×[Cr]-10×[Mo]+30×[Al]-20×[Si]，Ms的单位为℃，各元素表示重量％。
以重量％计，所述热轧钢板可以进一步包含铬(Cr)：0.01-2.0％、钼(Mo)：0.01-2.0％、钛(Ti)：0.01-0.2％及铌(Nb)：0.01-0.1％中的一种以上。
所述方法可以进一步包括将完成所述最终冷却的钢板进行酸洗和涂油的步骤。
所述方法可以进一步包括将完成所述最终冷却的钢板进行酸洗后加热至400-750℃的温度范围以进行热浸镀锌的步骤。
有益效果
根据本发明，可以提供一种屈服强度优异的高强度热轧钢板，所述热轧钢板的屈服强度为750MPa以上，拉伸强度为950MPa以上，在轧制垂直方向和轧制平行方向上的伸长率之差为3％以下。
附图说明
图1是通过附着在扫描电子显微镜的电子背散射衍射法来观察本发明的实施方案的钢的微细组织的照片，其中图1(a)表示发明例1的情况，图2(b)表示比较例4的情况。
最佳实施方式
以下，对本发明的优选实施方案进行说明。然而，本发明的实施方案可以变更为各种其它形式，本发明的范围并不限定于以下说明的实施方案。此外，提供本发明的实施方案是为了向本技术领域的技术人员更完整地说明本发明。
本发明人认识到就现有的热轧钢板而言，虽然可以制造具有950MPa以上的拉伸强度的钢材，但由于屈服强度低，存在碰撞性能差的问题，为了解决此问题，进行了深入研究。
为了提高屈服强度，在由复合相组成的微细组织中增加基体组织的位错密度以提高强度是有效的，但通过在基体组织的相变后或者相变过程中施加变形来加工硬化的情况下，确认到虽然屈服强度得到提高，但由于织构的形成，每个成型方向的材质差异增加，导致各向异性变差。
另外，贝氏体可以定义为由不伴随扩散的位移相变(Displacive PhaseTransformation)形成的贝氏体铁素体和随后由碳等侵入型间距合金元素的扩散形成的二次产物组成的复合组织，并且二次产物根据形成贝氏体的温度和合金元素的种类，可以以碳化物、珠光体、马氏体/奥氏体复合相存在。
由于贝氏体铁素体是由位移相变形成的，为了减少相变中形成的位移变形量，在组织内有规律地排列螺型位错。并且，为了在奥氏体内部容纳形成贝氏体铁素体时伴随的体积膨胀，所形成的刀状位错在发生相变后累积在贝氏体铁素体基体内，从而完成相变。因此，贝氏体铁素体的位错密度达到高水平，因此在没有各向异性变差的问题的情况下，适合提高钢的屈服强度。但是，在贝氏体铁素体内部形成的位错保持在进行贝氏体相变的常温以上的温度范围的期间，由于恢复现象导致其密度逐渐减少，因此本发明人意识到重要的是控制贝氏体铁素体内部的位错密度保持在适当的水平，并对此进行了研究。其结果，本发明人认识到通过适当控制钢板的合金组成范围、热轧和冷却条件来优化微细组织的基体组织和二次相的分数和尺寸，可以获得具有优异的碰撞性能和高强度的钢板，从而完成了本发明。
以下，对根据本发明的一个方面的屈服强度优异的热轧钢进行详细的说明。
根据本发明的一个方面的屈服强度优异的热轧钢板中，以重量％计，包含：碳(C)：0.05-0.13％、硅(Si)：0.2-2.0％、锰(Mn)：1.3-3.0％、铝(Al)：0.01-0.1％、磷(P)：0.001-0.05％、硫(S)：0.001-0.05％、氮(N)：0.001-0.02％、余量的Fe及其它不可避免的杂质，以面积％计，钢的微细组织包含：贝氏体铁素体：55％以上、马氏体/奥氏体复合相(MA)：10％以上、贝氏体铁素体和马氏体/奥氏体复合相(MA)之和：95％以上、作为余量的总计小于5％的粒状铁素体、残余奥氏体及碳化物，在所述贝氏体铁素体中，颗粒内取向差为1.5°以上且10.5°以下的贝氏体铁素体的面积分数为贝氏体铁素体的总面积的55％以上，所述马氏体/奥氏体复合相(MA)的平均粒径为2.0μm以下，平均间距为0.3μm以上。
以下，首先对限定本发明的热轧钢板的合金组成的理由进行详细的说明。此时，除非另有特别说明，否则各元素的含量表示重量％。
碳(C)：0.05-0.13％
碳(C)是强化钢的最经济且有效的元素。随着这种C的含量增加，冷却过程中抑制粒状铁素体的形成，从而有助于贝氏体组织分数的增加，并且在贝氏体相变过程中扩散到奥氏体并稳定奥氏体，从而在最终冷却过程中残留为马氏体/奥氏体复合相(MA)，因此提高拉伸强度。
当所述C的含量小于0.05％时，马氏体/奥氏体复合相(MA)的分数低，从而无法确保拉伸强度。另一方面，当所述C的含量超过0.13％时，存在拉伸强度过度上升且成型性和焊接性变差的问题。因此，本发明中所述C的含量优选为0.05-0.13％。所述C的含量更优选可以为0.06-0.11％。
硅(Si)：0.2-2.0％
硅(Si)是提高钢的淬透性的元素，并且起到通过固溶强化效果来提高强度的作用。此外，通过延迟贝氏体相变后碳化物的形成以使二次相成为马氏体/奥氏体复合相(MA)，从而提高拉伸强度。
当所述Si的含量小于0.2％时，形成碳化物而导致马氏体/奥氏体复合相的分数低，从而难以确保拉伸强度。另一方面，当所述Si的含量超过2.0％时，在再加热过程中板坯表面上形成Fe-Si复合氧化物，因此存在不仅钢板表面质量变差，而且焊接性也降低的问题。因此，本发明中所述Si的含量优选为0.2-2.0％。所述Si的含量更优选可以为0.3-1.2％。
锰(Mn)：1.3-3.0％
锰(Mn)是提高钢的淬透性的元素，并且锰在精轧后的冷却过程中防止粒状铁素体的形成，从而容易形成贝氏体。
当所述Mn的含量小于1.3％时，淬透性不足，导致粒状铁素体的分数过度增加。另一方面，当所述Mn的含量超过3.0％时，淬透性大幅增加，导致冷却区域上无法顺利发生贝氏体相变，从而收卷后的复热引起的温度上升导致贝氏体铁素体内部的位错密度反而减少，并且引发发生屈曲的风险。因此，本发明中所述Mn的含量优选可以为1.3-3.0％，更优选可以为1.8-2.3％。
铝(Al)：0.01-0.1％
铝(Al)是为了脱酸而添加的元素，其在脱酸后一部分存在于钢中。当这种Al的含量超过0.1％时，导致钢中氧化物和氮化物基夹杂物的增加，因此钢板的成型性变差。另外，当所述Al的含量过度降低至小于0.01％时，导致不必要的精炼成本的增加。因此，本发明中所述Al的含量优选为0.01-0.1％。
磷(P)：0.001-0.05％
磷(P)是不可避免地含有的杂质，并且磷是通过偏析而成为降低钢的加工性的主要原因的因素，因此优选将磷含量控制在尽可能低的水平。虽然理论上磷的含量限制在0％是有利的，但为了将所述P的含量形成为小于0.001％，制造成本会过度增加。因此，本发明中所述P的含量优选为0.001-0.05％。
硫(S)：0.001-0.05％
硫(S)是不可避免地含有的杂质，并且硫是与Mn等结合而形成非金属夹杂物，由此成为降低钢的加工性的主要原因的元素，因此优选将硫的含量控制在尽可能低的水平。虽然理论上S的含量限制在0％是有利的，但为了将所述S的含量形成为小于0.001％，制造成本会过度增加。因此，本发明中所述S的含量优选为0.001-0.05％。
氮(N)：0.001-0.02％
氮是不可避免地含有的杂质，并且氮是与铝作用而析出微细的氮化物而降低钢的加工性的元素，因此优选将氮的含量控制在尽可能低的水平。虽然理论上N的含量限制在0％是有利的，但为了将所述N的含量形成为小于0.001％，制造成本会过度增加。因此，本发明中所述N的含量优选为0.001-0.02％。
此外，本发明根据需要，除了上述组成成分之外，可以进一步包含铬(Cr)：0.01-2.0％、钼(Mo)：0.01-2.0％、钛(Ti)：0.01-0.2％及铌(Nb)：0.01-0.1％中的一种以上。
铬(Cr)：0.01-2.0％
铬(Cr)是提高钢的淬透性的元素，并且抑制在精轧后的冷却过程中铁素体的形成，从而容易形成贝氏体。当所述Cr的含量小于0.01％时，无法获得充分的添加效果。另一方面，当所述铬的含量超过2.0％时，淬透性过度增加，存在冷却区域中无法顺利发生贝氏体相变的问题。因此，本发明中所述Cr的含量优选为0.01-2.0％，更优选为0.1-1.5％。
钼(Mo)：0.01-2.0％
钼(Mo)是提高钢的淬透性的元素，并且通过固溶强化效果而起到提高强度的作用，因此防止精轧后的冷却过程中铁素体的形成，从而容易形成贝氏体。所述Mo起到通过降低碳的扩散速度来延迟贝氏体相变速度的作用，因此当所述Mo含量超过2.0％时，存在冷却区域中无法顺利发生贝氏体相变的问题。另外，当所述Mo的含量小于0.01％时，在精轧后冷却过程中可能无法充分获得抑制铁素体的形成的添加效果。因此，本发明中所述Mo的含量优选为0.01-2.0％，更优选为0.05-1.0％。
钛(Ti)：0.01-0.2％
钛(Ti)是形成碳氮化物的元素，热轧时由于再结晶的延迟使奥氏体的晶粒微细化并在冷却区域中促进贝氏体的相变，并且使微细组织中的马氏体/奥氏体复合相(MA)的粒度微细化，从而提高钢的强度。当所述Ti的含量小于0.01％时，无法获得充分的添加效果。另外，当所述Ti的含量超过0.2％时，形成粗大的碳氮化物，从而降低钢板的韧性。因此，本发明中所述Ti的含量优选可以为0.01-0.2％，更优选可以为0.02-0.10％。
铌(Nb)：0.01-0.1％
铌(Nb)是与Ti相似地形成碳氮化物的元素。当添加铌时，热轧时由于再结晶的延迟而使奥氏体的晶粒微细化，从而促进在冷却区域中贝氏体的相变，并且使微细组织中的马氏体/奥氏体复合相(MA)的粒度微细化，从而提高钢的强度。当所述Nb的含量低于0.01％时，无法获得充分的添加效果，而当所述Nb的含量超过0.1％时，形成粗大的碳氮化物，因此降低钢板的韧性，并且轧制时增加轧制负荷，导致操作性变差。因此，本发明中所述Nb的含量优选可以为0.01-0.1％，更优选可以为0.01-0.05％。
本发明的其余成分为铁(Fe)。但是，在通常的制造过程中，从原料或周围环境中不可避免地混入不期望的杂质，因此无法排除这些杂质。这些杂质对于通常的制造过程中的技术人员而言是众所周知的，因此本说明书中对其所有内容不作特别说明。
满足上述合金组成的本发明的钢板中，贝氏体铁素体和马氏体/奥氏体复合相(Martensite-Austenite constituents，MA)的面积分数之和优选为95％以上。当贝氏体铁素体和马氏体/奥氏体复合相(MA)的面积分数之和小于95％时，存在无法确保本发明中期望的优异的屈服强度和拉伸强度的问题。此时，所述贝氏体铁素体在钢的微细组织中所占的面积分数优选为55％以上，这是因为当面积分数小于55％时，存在无法确保750MPa以上的屈服强度的问题。
进而，在所述贝氏体铁素体中，颗粒内取向差为1.5°以上且10.5°以下的贝氏体铁素体的面积分数优选为贝氏体铁素体的总面积的55％以上。
本发明的重要特征在于将组成基体组织的贝氏体铁素体的位错密度控制在适当的水平。贝氏体铁素体中的位错是在剪切相变时产生的位错随着恢复延迟而残留在组织中，并且在收卷后奥氏体转变为马氏体并引入贝氏体铁素体组织中而残留。从理论上讲，可以利用透射电子显微镜测量厚度并通过计算所观察到的位错数量来测量这些贝氏体铁素体内的位错密度，但考虑到位错密度的不同颗粒位置的分散，该方法不经济，因此通过电子背散射衍射(EBSD)进行间接定量。颗粒内取向差是将相邻颗粒的取向差为15°以上定义为独立的晶粒后计算的值。另外，当颗粒内取向差为10.5°以上时，可能会与相邻的贝氏体铁素体的变体(Variant)混肴，因此将上限设定为10.5°，当颗粒内取向差小于1.5°时，相当于EBSD分析的测量偏差范围，因此准确性会降低。在本发明中，当颗粒内取向差为1.5-10.5°的贝氏体铁素体为贝氏体铁素体的总面积的55％以上时，确认到屈服强度提高。所述颗粒内取向差为1.5-10.5°的贝氏体铁素体优选可以为60％以上。无需限定上限，但当颗粒内取向差为1.5-10.5°的贝氏体铁素体超过95％时，伸长率可能会变差，因此优选控制在95％以下。
另外，所述马氏体/奥氏体复合相(MA)的面积分数优选可以为10％以上。在本发明中，马氏体/奥氏体复合相(MA)作用为分散在组织中而阻碍位错的移动的障碍物，从而起到提高钢的拉伸强度的作用，并且同时起到在收卷后的冷却过程中通过将奥氏体转变为马氏体来将附加的位错引入贝氏体铁素体内部以提高钢的屈服强度的作用。当马氏体/奥氏体复合相(MA)的面积分数小于10％时，无法期待所期望的拉伸强度和屈服强度的提高。另外，当马氏体/奥氏体复合相(MA)的面积分数过大时，钢的强度会过度增加，并且成型性会变差。因此，本发明中马氏体/奥氏体复合相(MA)的面积分数优选为10-45％，更优选为15-35％。
此时，马氏体/奥氏体复合相(MA)的平均粒径优选为2.0μm以下，平均间距优选为0.3μm以上。马氏体/奥氏体复合相(MA)是通过使用弥散强化等机制来提高钢的拉伸强度，因此在均匀分散为微细的尺寸的情况下具有高强化效率。本发明人确认到当马氏体/奥氏体复合相(MA)的平均粒径为2.0μm以下且平均间距为0.3μm以上时，扩孔性优异。考虑到很多情况下底盘部件通过翻边成型来制造，优选扩孔性尽可能优异。通常，利用马氏体/奥氏体复合相(MA)的钢的扩孔性与基体组织的硬度差大，虽然扩孔性不优异，但如本发明所述，通过在基体组织中引入位错以减少硬度差并微细地控制马氏体/奥氏体复合相(MA)的尺寸来防止局部的变形集中的情况下，确认到可以确保良好的扩孔性。为了防止局部的变形集中，马氏体/奥氏体复合相(MA)的平均粒径优选为2.0μm以下，并且为了防止在各自不同的位置所产生的变形集中不重叠，复合相的平均间距优选为0.3μm以上。
在本发明中，作为钢的微细组织可以包含总计小于5％的粒状铁素体、残余奥氏体及碳化物。
精轧后冷却过程中形成的铁素体的特征在于，其通常由扩散变相形成，因此强度低。然而，如本发明所述，当添加小于5％的所述铁素体时，在形成铁素体后残余奥氏体会转变为贝氏体和马氏体，并且为了容纳该相变过程中颗粒的变形而预形成的铁素体也会受到剪切变形，因此确认到粒状铁素体内部的位错密度保持高的水平，从而不会大幅降低钢的强度。另外，当存在5％以上的所述铁素体时，降低钢的强度，因此需要将所述铁素体的上限控制在小于5％。
在冷却区域中冷却或者收卷后进行贝氏体相变时，碳会从贝氏体铁素体扩散并移动到未相变的奥氏体中。奥氏体中的碳的扩散系数会显著降低，导致奥氏体内部的碳浓度具有不均匀的分布，并且局部过度富集碳的部分在常温冷却过程中不能相变为马氏体而可能残留为奥氏体。由于这些残余奥氏体的相稳定度不高，即使在制造钢板后观察到奥氏体，在制造部件并施加变形的步骤中大部分通过诱导塑性相变而转变为马氏体，并且起到增加钢的拉伸强度的作用。因此，在本发明中，不再单独控制马氏体和奥氏体的分数。但是，当这些奥氏体的含量过高时，可能会引发与氢聚集相关的脆化现象，因此需要将奥氏体的含量的上限控制在小于5％。
在贝氏体相变时，随着碳扩散到奥氏体中，可能会形成铁碳化物。在本发明中，利用马氏体/奥氏体复合相(MA)来提高强度，因此铁碳化物的形成可能会引起马氏体/奥氏体复合相(MA)的分数的降低。因此，铁氮化物的过度形成会阻碍本发明中所期望的强化效果。另外，当添加Ti和Nb时，可能会存在合金碳氮化物。在这种情况下，可以期待由晶粒微细化所带来的附加强化效果，但粗大碳化物会降低钢的韧性，因此以面积分数计钢中存在的碳化物需要控制在小于5％。
具有上述合金组成和微细组织的本发明的钢板的屈服强度为750MPa以上，拉伸强度为950MPa以上，伸长率为8％以上，扩孔性为25％以上，因此可以确保优异的碰撞性能。
接着，对本发明的另一个方面的制造屈服强度优异的高强度热轧钢板的方法进行详细的说明。
根据本发明的屈服强度优异的高强度热轧钢板可以通过将具有如上所述的合金组成的钢坯进行再加热-热轧-冷却-收卷的一系列工艺来制得。具体地，本发明的制造热轧钢板的方法包括以下步骤：在1100-1350℃下将钢坯进行再加热；将经再加热的所述钢坯以使热精轧后即刻的热轧板的温度FDT(℃)在750-1150℃之间满足以下关系式1和关系式2并且精轧两道次的压下量之和控制在10-40％的方式进行热精轧；将经热轧的所述钢板以50℃/秒以上的冷却速度进行一次冷却，冷却至Ms至520℃之间的由以下关系式3中定义的T1温度以下的温度，接着，以50℃/秒以下的冷却速度进行二次冷却，冷却至T1至Ms-50℃之间的收卷温度；以及将所述二次冷却后收卷的热轧钢板进行最终冷却至常温。
以下，对各个制造工艺条件进行详细的说明。
钢坯的再加热
在本发明中，优选在进行热轧之前将钢坯再加热以经过均质化处理的工艺，此时，优选在1100-1350℃下进行再加热工艺。当再加热温度低于1100℃时，存在合金元素的均质化不充分的问题。另一方面，当再加热温度超过1350℃时，在板坯表面上形成过多的氧化物，导致钢板的表面质量降低，因此不优选。
热轧
将经再加热的所述钢坯进行热轧以制造热轧钢板。此时，优选精轧两道次(Pass)的压下量之和控制在10-40％并进行轧制，并且使热精轧后即刻的热轧板的温度FDT(℃)在750-1150℃之间满足以下关系式1和关系式2。
[关系式1]
FDT≥Tnr-50℃
其中，Tnr为再结晶延迟起始温度，Tnr＝795+88×[C]+45×[Mn]+23×[Cr]+760×[Ti]+480×[Nb]-80×[Si]，各元素表示重量％。
[关系式2]
Du＝3.7+0.36×[C]-1.21×[Si]-0.23×[Mn]-0.19×[Cr]-41.63×[Ti]-54.44×[Nb]+0.049×[FDT-773]≤10，Du为表示热精轧后一次冷却前即刻的奥氏体的有效粒度的指标，各元素表示重量％。
在所述热轧过程中，当在FDT高于1150℃的温度下开始时，轧制后的氧化物过度形成在钢板表面上，即使酸洗之后也无法有效去除，导致表面质量变差。另外，当在FDT低于750℃的温度下进行热轧时，轧制负荷过度增加而导致操作性变差，并且在轧制过程中形成铁素体，还可能会导致各向异性变差的问题。
在热精轧过程中，优选在最终两道次的压下量之和为10-40％之间进行。通常，对热轧进行分步轧制的主要原因是减少轧制负荷并且精确控制厚度，当最终两道次压下率之和超过40％时，存在最终两道次轧制负荷过度增加，导致操作性变差的问题。另一方面，当最终两道次压下率之和小于10％时，钢板的温度会急剧降低，导致操作性不良。
在热轧过程中或热轧后的钢板会发生加工硬化、恢复、再结晶，并且奥氏体的粒度和内部能量发生变化。通常，为了提高材质的各向异性，将热精轧温度FDT控制在再结晶温度Tnr以上以使织构的形成最小化。另外，在贝氏体相变中，为了在内部容纳伴随相变的剪切变形，将微细组织分化为多个变体。由于这种特性，由剪切相变形成的贝氏体与由扩散相变形成的铁素体相比，织构的形成对轧制温度不太敏感。但是，由于轧制温度低而奥氏体的累积变形量大时，变体的形成可能在抵消奥氏体内部变形量的方向上选择性地发生，在这种情况下形成织构，导致各向异性变差。因此，轧制终止温度优选在由所述关系式1定义的温度以上进行。
另外，热轧后的奥氏体的粒度受合金成分、轧制终止温度和压下量的影响，并且对后续冷却工艺中的铁素体和贝氏体的形成行为和最终微细组织产生影响。作为本发明中重要组成之一的马氏体/奥氏体复合相(MA)的尺寸在热轧后随着奥氏体的结晶度的尺寸增加而增加。本发明中确认到在最终压下率之和为10-40％的条件下奥氏体的粒度可以根据轧制终止温度和所添加的合金元素的种类计算出所述关系式2的Du，当该值超过10时，确认到马氏体/奥氏体复合相(MA)的粒度超过2μm，导致扩孔性变差。
冷却步骤
在所述热轧后，优选将热轧钢板以50℃/秒以上的冷却速度进行一次冷却，冷却至Ms至520℃之间的满足以下关系式3的温度T1，接着，以50℃/秒以下的冷却速度进行二次冷却，冷却至T1至Ms-50℃之间的收卷温度。
贝氏体相变时形成的位错的密度由于恢复现象逐渐减少，并且贝氏体相变温度越高，位错密度消失的程度越大。为了保持本发明中所期望的位错密度，贝氏体相变温度应低于520℃，因此一次冷却终止温度T1的上限优选为520℃。另一方面，当一次冷却终止温度为Ms以下时，马氏体相变会快速进行，导致马氏体/奥氏体复合相(MA)的分数过度增加。因此，一次冷却终止温度T1优选为Ms至520℃。
另外，在本发明中，贝氏体铁素体和马氏体/奥氏体复合相(MA)的面积分数之和应为95％以上，因此需要有效地抑制一次冷却过程中形成粒状铁素体。当本发明中提出的合金组成满足所述关系式2时，确认到一次冷却速度为50℃/秒以上的情况下，可以将粒状铁素体的形成控制在小于5％。对一次冷却速度的上限不作特别限定，但钢板被急剧冷却时板形状可能会扭曲，因此优选控制在200℃/秒以内。
进而，本发明人确认到可以通过使用具有本发明中提出的合金组成的钢来制造强度优异的钢板，但为了解决收卷后因屈曲导致后续工艺的操作性变差的现象，反复进行了研究和实验。其结果，确认到屈曲的发生原因是收卷之前形成的贝氏体的量微乎其微并且在收卷之后进行相变，从而由于相变塑性导致发生屈曲。并且确认到，为了防止收卷后发生屈曲，在收卷之前的冷却步骤中应形成60％以上的贝氏体。但是，为了增加收卷之前的贝氏体的形成分数，增加收卷之前的保持时间是最有效的。
在钢铁产品制造工艺中，轧制-冷却-收卷通过连续列出的设备来进行，因此为了增加收卷之前的保持时间，具有一种增加冷却区域的长度或降低轧制速度的方法。但是，增加冷却区域的长度会产生费用，而降低轧制速度会引发生产性的降低，因此在通常的热轧制造工艺中通过冷却区域的时间只能是有限的。因此，本发明的特征在于，提出可以将收卷之前的贝氏体相变量的分数确保为在规定时间内不发生屈曲的水平。
本发明人确认到为了避免发生屈曲，在收卷之前的冷却区域中完成相变的分数应为60％以上，并且考虑到通常的热轧工艺中可确保的冷却时间为15秒以内，可知一次冷却终止温度须满足Ms至520℃的范围的同时在由以下关系式3定义的T1温度范围内。
[关系式3]
Figure BDA0004138229740000151
其中，Ms为通过冷却开始形成马氏体的温度，Ms＝550-330×[C]-41×[Mn]-20×[Cr]-10×[Mo]+30×[Al]-20×[Si]，Ms的单位为℃，各元素表示重量％。
而且，在本发明中，在所述一次冷却后以50℃/秒以下的冷却速度进行二次冷却，冷却至T1至Ms-50℃之间的收卷温度。在二次冷却期间进行贝氏体的相变并稳定奥氏体，导致实质上Ms温度降低。因此，二次冷却终止温度的下限可以使用低于没有考虑向未相变奥氏体的碳富集的Ms温度，当贝氏体相变进行60％以上时，可以使用Ms-50℃以上的温度。由于在二次冷却过程中进行贝氏体相变，急剧的温度变化可能会引发板形状的扭曲，因此二次冷却速度的上限设为50℃/秒。
收卷和最终冷却步骤
接着，在二次冷却终止温度下对经过一次冷却和二次冷却的所述热轧钢板进行收卷后最终冷却至常温。
在本发明中，可以将完成所述最终冷却的钢板进一步酸洗和涂油。
此外，可以在酸洗后加热至400-750℃的温度范围并利用热浸镀锌工艺。所述热浸镀锌工艺可以利用锌基镀浴，对所述锌基镀浴中的合金组成不作特别限定。
具体实施方式
以下，通过实施例对本发明进行更详细的说明。
(实施例)
准备具有下表1的合金组成的钢坯，此时，所述合金组成的其余成分为Fe和不可避免的杂质。将如此准备的钢坯按照下表2的制造条件来制造热轧钢板。具体地，钢坯的再加热温度设为1200℃，热轧后的热轧钢板的厚度设为2.6mm，精轧最终两道次之和相同地使用25％。热轧后即刻的冷却以60-70℃/秒的冷却速度进行，一次冷却至二次冷却的保持时间使用15秒。另外，下表2中用○和×来标记是否满足上述关系式1至关系式3，○表示满足关系式的情况，×表示不满足关系式的情况。
对所述制得的各个热轧钢板测量作为机械特性的屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、伸长率(El)、轧制垂直方向和轧制平行方向的伸长率之差(Del_El)以及扩孔性(HER)，并示于下表3中。然后，观察所述制得的各热轧钢板的微细组织，并将其结果也示于下表3中。
另外，在本发明中，屈服强度和伸长率分别表示0.2％偏置(off-set)屈服强度和断裂伸长率，并且屈服强度、拉伸强度和伸长率的测量是将JIS-5号规格试片以垂直于轧制方向的方向上取试片并试验的结果值。另外，Del_El是示出对所述规格的试片在平行于轧制方向的方向上测量的断裂伸长率与在垂直于轧制方向的方向上测量的断裂伸长率之差的结果值。
此外，钢中形成微细组织的贝氏体铁素体相和马氏体/奥氏体复合相(MA)的分数示为将试片通过LePera蚀刻法来蚀刻后利用光学显微镜和图像分析仪以1000倍率进行分析的结果。并且，利用电子背散射衍射法(Electron Back Scattered Diffraction)测量贝氏体铁素体的颗粒内取向差。
并且，电子背散射衍射法使用了安装在扫描电子显微镜上的测量仪，加速电压使用20kV，并利用70nm的间距来测量50μm×50μm的面积，并且使用了OIM AnalysisTM分析软件。
[表1]
Figure BDA0004138229740000171
[表2]
Figure BDA0004138229740000172
Figure BDA0004138229740000181
[表3]
Figure BDA0004138229740000182
Figure BDA0004138229740000191
如所述表1至表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例1至发明例14中，可知微细组织中的贝氏体铁素体的面积分数为55％以上，马氏体/奥氏体复合相(MA)的面积分数为10％以上，并且这些组织的总面积分数为95％以上，而且由于满足马氏体/奥氏体复合相(MA)的平均粒径为2.0μm以下且复合相的平均间距为0.3μm以上，可以确保所期望的强度和成型性。
因此可知，本发明的钢板可以确保屈服强度为750MPa以上，拉伸强度为950MPa以上，伸长率为8％以上，Del_El小于3％，HER为25％以上。
与此相反，比较例1中，C含量小于0.05％，以面积分数计，无法确保马氏体/奥氏体复合相(MA)为10％，因此无法确保950MPa以上的拉伸强度。
比较例2中，由于Mn的含量过高，在收卷之前无法实现足够量的贝氏体相变，因此存在收卷后发生屈曲的风险。
比较例3中，由于Cr的含量过高，在收卷之前无法实现足够量的贝氏体相变，因此存在收卷后发生屈曲的风险。
比较例4中，由于一次冷却终止温度和二次冷却终止温度过高，过多的贝氏体铁素体内部位错消失，无法确保55％以上的颗粒内取向差为1.5-10.5°以内的贝氏体铁素体的面积分数，因此屈服强度和拉伸强度差。
比较例5中，由于轧制终止温度过低，不满足关系式1，导致选择性地形成变体，从而发生过度的材质的各向异性，因此不同测量方向的伸长率之差超过3％。
比较例6中，由于一次冷却终止温度和二次冷却终止温度过高，过多的贝氏体铁素体内部位错消失，因此屈服强度差并且不满足关系式3。因此，由于贝氏体相变速度慢，无法确保收卷之前相变的贝氏体的量为60％以上，因此存在材质不良的问题和收卷后发生屈曲的风险。
比较例7中，由于轧制温度终止温度过高，不满足关系式2，并且马氏体/奥氏体复合相(MA)的粒径过于粗大。其结果，无法确保25％以上的扩孔性。
图1是通过附着在扫描电子显微镜的电子背散射衍射法来观察本发明的实施方案的钢的微细组织的照片，其中图1(a)表示发明例1的情况，图2(b)表示比较例4的情况。在各照片中，黑色表示马氏体/奥氏体复合相(MA)，白色表示贝氏体铁素体颗粒内取向差小于1.5°的区域，灰色表示贝氏体铁素体颗粒内取向差为1.5-10.5°的区域。
如上所述，在本发明的详细说明中，对本发明的优选实施方案进行了说明，但本发明所属技术领域的技术人员可以在不脱离本发明的范畴的范围内进行各种变形。因此，本发明的权利范围不应受限并限定于所说明的实施方案，应限定于权利要求范围及其等同物。

Claims (8)

1.一种屈服强度优异的高强度热轧钢板，以重量％计，所述热轧钢板包含：碳(C)：0.05-0.13％、硅(Si)：0.2-2.0％、锰(Mn)：1.3-3.0％、铝(Al)：0.01-0.1％、磷(P)：0.001-0.05％、硫(S)：0.001-0.05％、氮(N)：0.001-0.02％、余量的Fe及其它不可避免的杂质，
以面积％计，钢的微细组织包含：贝氏体铁素体：55％以上、马氏体/奥氏体复合相(MA)：10％以上、贝氏体铁素体和马氏体/奥氏体复合相(MA)之和：95％以上以及作为余量的总计小于5％的粒状铁素体、残余奥氏体和碳化物，
在所述贝氏体铁素体中，颗粒内取向差为1.5°以上且10.5°以下的贝氏体铁素体的面积分数为贝氏体铁素体的总面积的55％以上，
所述马氏体/奥氏体复合相(MA)的平均粒径为2.0μm以下，平均间距为0.3μm以上。
2.根据权利要求1所述的屈服强度优异的高强度热轧钢板，其特征在于，以重量％计，所述热轧钢板进一步包含铬(Cr)：0.01-2.0％、钼(Mo)：0.01-2.0％、钛(Ti)：0.01-0.2％及铌(Nb)：0.01-0.1％中的一种以上。
3.根据权利要求1所述的屈服强度优异的高强度热轧钢板，其特征在于，所述马氏体/奥氏体复合相(MA)的面积分数为10-45％。
4.根据权利要求1所述的屈服强度优异的高强度热轧钢板，其特征在于，所述热轧钢板的屈服强度为750MPa以上，拉伸强度为950MPa以上，伸长率为8％以上，扩孔性为25％以上，在轧制垂直方向和轧制平行方向上测量的伸长率之差为3％以下。
5.一种制造屈服强度优异的高强度热轧钢板的方法，其包括以下步骤：
在1100-1350℃下将钢坯进行再加热，以重量％计，所述钢坯包含：碳(C)：0.05-0.13％、硅(Si)：0.2-2.0％、锰(Mn)：1.3-3.0％、铝(Al)：0.01-0.1％、磷(P)：0.001-0.05％、硫(S)：0.001-0.05％、氮(N)：0.001-0.02％、余量的Fe及其它不可避免的杂质；
将经再加热的所述钢坯以使热精轧后即刻的热轧板的温度FDT在750-1150℃之间满足以下关系式1和关系式2并且精轧两道次的压下量之和控制在10-40％的方式进行热精轧，其中，FDT的单位为℃；
将经热轧的所述钢板以50℃/秒以上的冷却速度进行一次冷却，冷却至Ms至520℃之间的以下关系式3中定义的T1温度以下的温度，接着，以50℃/秒以下的冷却速度进行二次冷却，冷却至T1至Ms-50℃之间的收卷温度；以及
将二次冷却后收卷的所述热轧钢板进行最终冷却至常温，
[关系式1]
FDT≥Tnr-50℃
其中，Tnr为再结晶延迟起始温度，Tnr＝795+88×[C]+45×[Mn]+23×[Cr]+760×[Ti]+480×[Nb]-80×[Si]，各元素表示重量％，
[关系式2]
Du＝3.7+0.36×[C]-1.21×[Si]-0.23×[Mn]-0.19×[Cr]-41.63×[Ti]-54.44×[Nb]+0.049×[FDT-773]≤10，Du为表示热精轧后一次冷却前即刻的奥氏体的有效粒度的指标，各元素表示重量％，
[关系式3]
Figure FDA0004138229720000021
其中，TD＝820-290×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-62×[Mo]-35×[Si]，各元素表示重量含量，
Ms为通过冷却开始形成马氏体的温度，Ms＝550-330×[C]-41×[Mn]-20×[Cr]-10×[Mo]+30×[Al]-20×[Si]，Ms的单位为℃，各元素表示重量％。
6.根据权利要求5所述的制造屈服强度优异的高强度热轧钢板的方法，其特征在于，以重量％计，所述热轧钢板进一步包含铬(Cr)：0.01-2.0％、钼(Mo)：0.01-2.0％、钛(Ti)：0.01-0.2％及铌(Nb)：0.01-0.1％中的一种以上。
7.根据权利要求5所述的制造屈服强度优异的高强度热轧钢板的方法，其中，所述方法进一步包括将完成最终冷却的所述钢板进行酸洗和涂油的步骤。
8.根据权利要求5所述的制造屈服强度优异的高强度热轧钢板的方法，其中，所述方法进一步包括将完成最终冷却的所述钢板进行酸洗后加热至400-750℃的温度范围以进行热浸镀锌的步骤。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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CN116219297A (zh) * 2022-12-14 2023-06-06 本钢板材股份有限公司 一种成形性能优良的热轧酸洗钢板及其生产方法
KR20240098492A (ko) * 2022-12-21 2024-06-28 주식회사 포스코 성형성이 우수한 초고강도 열연 강판 및 그 제조방법

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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101105128B1 (ko) * 2004-12-22 2012-01-16 주식회사 포스코 인성이 우수한 고강도 라인파이프용 후물광폭 강판의 제조법
CN101265553B (zh) 2007-03-15 2011-01-19 株式会社神户制钢所 挤压加工性优异的高强度热轧钢板及其制造方法
KR100957970B1 (ko) * 2007-12-27 2010-05-17 주식회사 포스코 후물 고강도 고인성 강판 및 그 제조방법
KR20120011475A (ko) 2010-07-29 2012-02-08 황성용 교육용 소리나는 색연필(유아용)
JP5903880B2 (ja) * 2011-12-26 2016-04-13 Ｊｆｅスチール株式会社 耐サワー特性と溶接熱影響部靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼板及びその製造方法
JP5632947B2 (ja) * 2012-12-12 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性と低温靭性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
ES2726654T3 (es) * 2013-04-15 2019-10-08 Nippon Steel Corp Lámina de acero laminada en caliente
US10689737B2 (en) * 2015-02-25 2020-06-23 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
CN109563580A (zh) * 2016-08-05 2019-04-02 新日铁住金株式会社 钢板及镀覆钢板
CN111094612B (zh) 2017-11-24 2021-09-03 日本制铁株式会社 热轧钢板及其制造方法

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