CN116615570A - 伸长率优异的高强度厚热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种伸长率优异的高强度厚热轧钢板及其制造方法。本发明的高强度厚热轧钢板中，以重量％计，包含：C：0.05‑0.15％、Si：0.01‑1.0％、Mn：1.0‑2.0％、酸溶铝(Sol.Al)：0.01‑0.1％、Cr：0.005‑1.0％、P：0.001‑0.02％、S：0.001‑0.01％、N：0.001‑0.01％、Nb：0.005‑0.07％、Ti：0.005‑0.11％、余量的铁以及不可避免的杂质，并且满足下述关系式1，所述高强度厚热轧钢板具有微细组织，以面积％计，所述微细组织包含：多边形铁素体：25‑50％，贝氏体铁素体和针状铁素体：30‑50％，贝氏体：20％以下，在单位面积(1cm2)内观察到的直径为0.5μm以上的碳化物和珠光体组织的面积分数之和：小于5％，以及MA相(马氏体‑奥氏体组元)：小于5％。

Description

伸长率优异的高强度厚热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种用于商用车的轮盘、轮辋、构件及车架等结构件的厚度为10-14mm的高强度热轧钢板的制造方法，更详细地涉及一种高强度厚热轧钢板及其制造方法，其特征在于，所述高强度厚热轧钢板的拉伸强度优异为590MPa以上且伸长率优异为30％以上，从而在轮盘等构件成型时不会产生裂纹。
背景技术
以往，在商用车和重型设备的结构件中主要使用厚度为13-20mm的拉伸强度为440MPa以上的板材，但最近作为用于轻量化的高强度薄壁化的一部分，正在开发使用拉伸强度为590MPa以上且10-15mm的高强度钢材的技术。然而，在热轧工艺中，如上所述的高强度厚钢材的制造中采用相变组织时，难以确保厚度方向的均匀的微细组织。因此，存在如下问题：难以确保稳定的延展性和屈服强度，在制造构件时容易产生裂纹，在使用过程中因局部应力集中的产生而导致耐久寿命差。
与此相关，提出了如下内容：以往的钢材经过通常的奥氏体域热轧后，在高温下收卷，以铁素体相为基体组织，微细地形成析出物，从而确保强度和延展性的技术(专利文献1)，或者，为了不形成粗大的珠光体组织，轧制后经过两级冷却工艺，将收卷温度冷却到形成贝氏体相的温度后进行收卷的技术(专利文献2)等。另外，还提出了利用Ti、Nb等在热轧期间在未再结晶区以40％以上进行较大压制，从而使奥氏体晶粒微细化的技术(专利文献3)。
但是，为了制造厚高强度钢而在所述技术中主要采用的Si、Mn、Al、Mo、Cr等合金成分在提高强度的方面有效，但如果合金成分过量添加，则反而会导致偏析和微细组织的不均匀，从而成型性变差。另外，剪切面上产生的微细裂纹容易在疲劳环境中传播，从而产生构件的破损。特别地，厚度越厚，厚度表层部和深层部之间的微细组织不均匀性越大，局部应力集中增加，在疲劳环境中裂纹的传播速度也增加，从而耐久性变差。
另外，为了使厚材料的晶粒微细化，并且获得析出强化效果，有效的是，利用Ti、Nb、V等析出物形成元素。但是，如果在容易形成析出物的500-700℃的高温下收卷，或者在热轧后冷却过程中不控制钢板的冷却速度，则在厚材料的厚度中心部形成粗大碳化物，因此剪切面的质量会变差。
并且，为了不形成粗大的珠光体组织，将收卷温度冷却到形成贝氏体相的温度时经过两级的冷却控制方法，这种冷却控制方法会受到ROT区间长度的限制，客户要求的单位重量越小，在卷材全长范围内的效果方面存在局限性。另外，为了在一次冷却时将冷却速度值控制在70℃/秒的水平，设备负荷大，从而直接关系到生产性的劣化。而且，在热轧中在未再结晶区施加40％的较大压制会使轧制板的形状质量变差，带来设备的负荷，存在难以实际应用的问题。
现有技术文献
(专利文献1)日本公开专利公报第2002-322541号
(专利文献2)韩国公开专利公报第10-2020-0062422号
(专利文献3)日本公开专利公报第1997-143570号
发明内容
要解决的技术问题
本发明的目的在于，提供一种厚热轧钢板及其制造方法，所述厚热轧钢板通过控制钢组成成分、热轧和冷却条件，在钢材厚度方向上确保均匀的微细组织的分布，因此厚度方向的硬度分布恒定，强度和延展性优异。
本发明的技术问题不限于上述内容。本发明的技术问题可以从本说明书的全部内容中理解，只要是在本发明所属的技术领域具有通常的知识的技术人员则完全不难理解本发明的附加问题。
技术方案
本发明的一个方面涉及一种厚度为10-14mm的拉伸强度为590MPa级以上且伸长率为30％以上的高强度厚热轧钢板，以重量％计，所述高强度厚热轧钢板包含：C：0.05-0.15％、Si：0.01-1.0％、Mn：1.0-2.0％、酸溶铝(Sol.Al)：0.01-0.1％、Cr：0.005-1.0％、P：0.001-0.02％、S：0.001-0.01％、N：0.001-0.01％、Nb：0.005-0.07％、Ti：0.005-0.11％、余量的铁以及不可避免的杂质，并且满足下述[关系式1]，所述高强度厚热轧钢板具有微细组织，以面积％计，所述微细组织包含：多边形铁素体：25-50％，贝氏体铁素体和针状铁素体：30-50％，贝氏体：20％以下，在单位面积(1cm2)内观察到的直径为0.5μm以上的碳化物和珠光体组织的面积分数之和：小于5％，以及MA相(马氏体-奥氏体组元(Martensitic-austenitic constituents))：小于5％。
[关系式1]
0.3≤R≤1.0
R＝[C]*+0.7×[Mn]+8.5×[P]+7.5×[S]-0.9×[Si]-1.5×[Nb]
[C]*＝[C]-[C]×Q
Q＝([Nb]/93+[Ti]/48)/([C]/12)
所述关系式1的C、Mn、P、S、Si、Nb、Ti是相应的合金元素的重量％。
所述热轧钢板的El×TS×0.5Hv最大(max)/ΔH值可以满足140000以上。
另外，本发明的另一方面涉及一种制造厚度为10-14mm的拉伸强度为590MPa级以上且伸长率为30％以上的高强度厚热轧钢板的方法，所述方法包括以下步骤：
将满足所述组成成分和下述[关系式1]的钢坯以1200-1350℃进行再加热；
在满足下述[关系式2]的温度范围内，将再加热的所述钢坯进行热精轧；
将热精轧的所述钢板以满足下述[关系式3]的冷却速度进行冷却至450-550℃范围的温度，然后在400-550℃范围的温度下进行收卷；以及
将收卷的所述钢板进行空冷或水冷至常温至200℃范围的温度。
[关系式1]
0.3≤R≤1.0
R＝[C]*+0.7×[Mn]+8.5×[P]+7.5×[S]-0.9×[Si]-1.5×[Nb]
[C]*＝[C]-[C]×Q
Q＝([Nb]/93+[Ti]/48)/([C]/12)
所述关系式1的C、Mn、P、S、Si、Nb、Ti是相应的合金元素的重量％。
[关系式2]
Tn-70≤FDT≤Tn
Tn＝750+92×[C]+70×[Mn]+45×[Cr]+647×[Nb]+515×[Ti]-50×[Si]-2.4×(t-5)
所述关系式2的C、Mn、Cr、Nb、Ti、Si是相应的合金元素的重量％。
所述关系式2的FDT是热轧结束时的热轧板的温度(℃)。
所述关系式2的t是终轧板材的厚度(mm)。
[关系式3]
CR最小(Min)≤CR*≤60
CR最小＝65-157×[C]-25.2×[Si]-14.1×[Mn]-27.3×[Cr]+61×[Ti]+448×[Nb]+1.4×(t-5)
所述关系式3的C、Si、Mn、Cr、Ti、Nb为相应的合金元素的重量％。
所述关系式3的CR*是热轧后将轧制的板材进行冷却时的冷却速度(℃/秒(sec))。
在所述空冷或水冷后，还可以包括将钢板进行酸洗和涂油的步骤。
有益效果
如上所述的构成的本发明可以提供一种厚度为10-14mm的拉伸强度为590MPa级以上且伸长率为30％以上的高强度厚热轧钢板，所述高强度厚热轧钢板具有微细组织，所述微细组织包含：多边形铁素体：25-50面积％，贝氏体铁素体和针状铁素体：30-50面积％，贝氏体：20面积％以下，在单位面积(1cm2)内观察到的直径为0.5μm以上的碳化物和珠光体组织的面积分数之和：小于5面积％，以及MA相(马氏体-奥氏体组元)：小于5面积％，并且El×TS×0.5Hv最大/ΔH值满足140000以上。
附图说明
图1是在本发明的实施方案中表示发明例3和比较例9的钢板厚度(表层和1/4t)的截面微细组织的照片。
图2是在本发明的实施方案中表示发明例3和比较例3的厚度截面上的硬度值分布的图。
图3是在本发明的实施方案中表示发明例和比较例的伸长率水平的El×TS×0.5Hv最大/ΔH值分布的图。
最佳实施方式
以下，对本发明进行说明。
本发明人对微细组织具有不同的多种成分的厚轧制钢材，调查了根据成分、热轧和冷却条件的不同厚度方向的微细组织的分布和详细材质的变化，并从这些结果中探索了使厚热轧钢板具有优异的强度和延展性的方案。特别是，推导出后述关系式1至关系式3，并以此为基础确认了如果制造厚度为10-14mm的厚高强度钢，则可以确保厚度方向的微细组织的均匀性，厚度方向的硬度分布恒定，El×TS×0.5Hv最大/ΔH值满足140000以上，由此提出了本发明。
这种本发明的高强度厚热轧钢板中，以重量％计，包含：C：0.05-0.15％、Si：0.01-1.0％、Mn：1.0-2.0％、酸溶铝：0.01-0.1％、Cr：0.005-1.0％、P：0.001-0.02％、S：0.001-0.01％、N：0.001-0.01％、Nb：0.005-0.07％、Ti：0.005-0.11％、余量的铁以及不可避免的杂质，并且满足下述[关系式1]，以面积％计，钢微细组织包含：多边形铁素体：25-50％，贝氏体铁素体和针状铁素体：30-50％，贝氏体：20％以下，在单位面积(1cm2)内观察到的直径为0.5μm以上的碳化物和珠光体组织的面积分数之和：小于5％，以及MA相(马氏体-奥氏体组元)：小于5％。
以下，对本发明限制钢组成成分及其成分含量的理由进行说明，其中使用的“％”是指“重量％”。
C：0.05-0.15％
所述C是在使钢强化的方面最经济且有效的元素，如果添加量增加，则析出强化效果或贝氏体相的分数会增加，从而拉伸强度会增加。另外，如果热轧钢板的厚度增加，则在热轧后冷却中厚度中心部的冷却速度会变慢，从而在C的含量大的情况下，容易形成粗大的碳化物或珠光体。因此，当C的含量低于0.05％时，难以获得充分的强化效果，当C的含量超过0.15％时，在厚度中心部形成粗大的碳化物或珠光体相和带状组织，因此存在成型性变差，耐久性降低的问题，进而焊接性也会变差。因此，在本发明中，优选将所述C的含量限制在0.05-0.15％。更优选地，限制在0.06-0.12％的范围。
Si：0.01-1.0％
所述Si可以使钢水脱氧，具有固溶强化效果，并延迟粗大碳化物的形成，从而有利于提高成型性。但是，当所述Si的含量低于0.01％时，固溶强化效果小，延迟碳化物形成的效果也小，从而难以提高成型性。另外，当所述Si的含量超过1.0％时，相变温度增加，极厚材料在低温区热轧时，在表层部容易形成因局部铁素体区轧制带来的粗大晶粒，在钢板表面形成红色氧化皮，因此不仅钢板表面质量非常差，而且存在延展性和焊接性也降低的问题。因此，在本发明中，优选将Si含量限制在0.01-1.0％的范围。更优选地，限制在0.1-0.9％的范围。
Mn：1.0-2.0％
所述Mn与Si同样是有效地使钢固溶强化的元素，增加钢的淬透性，从而在热轧后冷却过程中容易形成贝氏体相。然而，当所述Mn的含量低于1.0％时，无法获得添加带来的所述效果，当所述Mn的含量超过2.0％时，淬透性会大幅增加，容易发生马氏体的相变，在高温收卷中促进珠光体的形成。另外，在连铸工艺中，板坯铸造时，偏析部在厚度中心部会大幅发达，在热轧后冷却时，不均匀地形成厚度方向的微细组织，从而成型性和耐久性劣化。因此，在本发明中，优选将所述Mn的含量限制在1.0-2.0％的范围。更有利的是，限制在1.1-2.0％的范围。
Cr：0.005-1.0％
所述Cr具有使钢固溶强化，在冷却时延迟铁素体相变，从而有助于贝氏体的形成的作用。然而，当所述Cr的含量低于0.005％时，无法获得添加带来的效果，当所述Cr的含量超过1.0％时，过度延迟铁素体的相变，由于马氏体相的形成，伸长率会劣化。另外，与Mn类似地，厚度中心部的偏析部较大发达，使厚度方向的微细组织不均匀，从而成型性和耐久性会劣化。因此，在本发明中，优选将所述Cr的含量限制在0.005-1.0％的范围。更优选地，限制在0.1-0.9％的范围。
P：0.001-0.02％
所述P与Si一样，同时具有固溶强化和促进铁素体相变的效果。然而，为了将P的含量控制在低于0.001％，需要较多制造成本，经济上不利，也不足以获得强度。另外，当P的含量超过0.02％时，产生由于晶界偏析导致的脆性，成型时容易产生微细裂纹，大幅劣化成型性和耐久性。因此，在本发明中，优选将所述P的含量限制在0.001-0.02％的范围。
S：0.001-0.01％
所述S是钢中存在的杂质，当S的含量超过0.01％时，与Mn等结合而形成非金属夹杂物，由此在钢的切割加工时容易产生微细裂纹，存在大幅降低成型性和耐久性的问题。另外，为了将S的含量控制在小于0.001％，在炼钢作业时需要很长时间，从而生产性可能会降低。因此，在本发明中，优选将S的含量限制在0.001-0.01％。
酸溶铝：0.01-0.1％
所述酸溶铝主要是为了脱氧而添加的成分，当酸溶铝的含量小于0.01％时，其添加效果不足，当酸溶铝的含量超过0.1％时，与氮结合形成AlN，从而在连续铸造时容易在板坯上产生角裂，并且容易产生因夹杂物的形成而导致的缺陷。因此，在本发明中，将酸溶铝的含量限制在0.01-0.1％。
N：0.001-0.01％
所述N与C一起是代表性的固溶强化元素，与Ti、Al等一起形成粗大的析出物。通常，N的固溶强化效果优于碳，但随着钢中存在的N量增加，存在韧性显著下降的问题。另外，为了将N的含量控制在小于0.001％，在炼钢作业时需要很长时间，从而生产性会下降。因此，考虑到这一点，在本发明中，优选将N的含量限制在0.001-0.01％。
Ti：0.005-0.11％
所述Ti是代表性的析出强化元素，通过与N具有很强的亲和力，在钢中形成粗大的TiN。TiN在用于热轧的加热过程中具有抑制晶粒生长的效果。另外，与氮反应后剩余的Ti在钢中固溶而与碳结合，由此形成TiC析出物，因此所述Ti是提高钢的强度的有用成分。当Ti的含量小于0.005％时，无法获得上述效果，当Ti的含量超过0.11％时，产生粗大的TiN，并且由于析出物的粗大化，存在在成型时容易引起局部应力集中而容易产生裂纹的问题。因此，在本发明中，优选将Ti含量限制在0.005-0.11％。更有利的是，限制在0.01-0.1％。
Nb：0.005-0.07％
所述Nb与Ti一起是代表性的析出强化元素，在热轧中析出，由于再结晶延迟带来的晶粒微细化效果，有效地提高钢的强度和冲击韧性。当Nb的含量小于0.005％时，无法获得上述效果，当Nb的含量超过0.07％时，在热轧过程中由于过度的再结晶延迟而导致形成延伸的晶粒和粗大的复合析出物，因此存在使成型性和耐久性劣化的问题。因此，在本发明中，优选将Nb的含量限制在0.005-0.07％。更优选的是，限制在0.01-0.07％。
关系式1
在本发明中，特征在于，控制C、Mn、P、S、Si、Nb、Ti的含量，以使由以下[关系式1]定义的R值满足0.3至1.0的范围。
在本发明中设定为这种[关系式1]的原因是，为了在连铸工艺中最小化在钢的凝固和板坯的冷却时产生的C、Mn、P、S等的偏析和MnS的形成，抑制轧制板的厚度方向上的偏析、粗大碳化物和不均匀珠光体组织的形成，从而提高微细组织的均匀性。当由所述[关系式1]定义的R值小于0.3时，急剧减少沿轧制板厚度方向的偏析、粗大碳化物和不均匀的珠光体组织的分数，但存在无法确保本发明中提出的强度水平的问题，当由所述[关系式1]定义的R值超过1.0时，存在在轧制板的微细组织中的中心部形成过多的珠光体组织，或者由于不必要的偏析和粗大碳化物的形成，微细组织在厚度方向上的不均匀性增加的问题。
[关系式1]
0.3≤R≤1.0
R＝[C]*+0.7×[Mn]+8.5×[P]+7.5×[S]-0.9×[Si]-1.5×[Nb]
[C]*＝[C]-[C]×Q
Q＝([Nb]/93+[Ti]/48)/([C]/12)
所述关系式1的C、Mn、P、S、Si、Nb、Ti是相应的合金元素的重量％，
本发明的剩余成分是铁(Fe)。但是，可能在通常的制造过程中，不可避免地会从原料或周围环境中混入不期望的杂质，因此不能排除这些杂质。这些杂质对于通常制造过程的技术人员而言是众所周知的，因此其所有内容在本说明书中没有特别提及。
另外，本发明的高强度厚热轧钢板具有钢微细组织，以面积％计，所述钢微细组织含有：多边形铁素体：25-50％，贝氏体铁素体和针状铁素体：30-50％，贝氏体：20％以下，在单位面积(1cm2)内观察到的直径为0.5μm以上的碳化物和珠光体组织的面积分数之和：小于5％，以及MA相(马氏体-奥氏体组元)：小于5％。
在本发明中，当作为所述高温铁素体组织的多边形铁素体的分数小于25％时，存在无法确保充分的延展性的问题，当作为所述高温铁素体组织的多边形铁素体的分数超过50％时，无法确保包括贝氏体铁素体在内的低温相的适当的分数，由于相对慢的冷却速度而导致微细组织的粗大化和晶界碳化物分数的增加，存在强度和耐久性劣化的问题。
另外，在本发明中将所述贝氏体铁素体和针状铁素体的分数之和限制在30-50％的范围，当所述贝氏体铁素体和针状铁素体的含量超过50％时，无法确保充分的多边形铁素体组织，从而导致延展性劣化。另外，最重要的是对于厚度为10-14mm的厚材料，为了控制冷却速度和收卷温度以确保超过50％的贝氏体铁素体等，考虑到冷却设备和ROT区间的长度，设备限制较大，因此可能会直接导致生产性降低。另外，当贝氏体铁素体和针状铁素体的分数之和小于30％时，存在不必要地形成多边形铁素体、珠光体组织的情况，或者贝氏体、马氏体等低温相的分数急剧增加的情况，或者强度、延展性、耐久性劣化的问题。
另外，在本发明中将所述贝氏体的分数限制在20％以下，当所述贝氏体的分数超过20％时，组织内多边形铁素体的分数急剧减少，因此产生延展性不必要地劣化的问题。
另外，在本发明中，将单位面积(1cm2)内观察到的直径为0.5μm以上的碳化物和珠光体组织的面积分数之和限制在小于5％并将MA相(马氏体-奥氏体组元)限制在小于5％是为了抑制因碳的过度集中而局部增加变形率的MA相的分数，取而代之的是形成适当比例的贝氏体和贝氏体铁素体，通过诱导沿厚度方向的均匀的变形行为，提高延展性和耐久性。
具有如上所述的钢组成成分和钢微细组织、厚度为10-14mm的拉伸强度为590MPa级以上、伸长率为30％以上的热轧钢板可以形成厚度方向的均匀的组织，与伸长率、强度、材质均匀性相关的El×TS×0.5Hv最大/ΔH值可以满足140000以上。
接着，对本发明的制造高强度热轧钢板的方法进行详细的说明。
在本发明中，所述钢组成成分必须满足以下[关系式1]，钢制造工艺必须同时满足以下[关系式2]和[关系式3]，才可以确保钢的合适的强度、延展性和材质均匀性。这可以通过在连铸工艺中最小化钢的凝固和板坯冷却时产生的C、Mn、P、S等偏析以及MnS的形成来有效实现。
热轧中再结晶的延迟使相变时的组织微细化，促进铁素体相变，因此有助于在厚度方向上确保均匀的屈服强度和成型性。另外，未转变相减少，从而减少粗大的MA相和马氏体(Martensite)相的分数，在冷却速度相对较慢的厚度中心部，粗大的碳化物或珠光体组织减少，从而消除热轧钢板的不均匀组织。
然而，通过常规水平的热轧很难使厚度为10-14mm的厚材料的厚度中心部的微细组织均匀化，如果为了获得厚度中心部的再结晶的延迟效果，在过低的温度下热轧，则变形组织从轧板厚度表层正下方t/4位置处强烈发达，反而增加与厚度中心部的微细组织相的不均匀性，成型时不均匀部位容易产生微细裂纹，存在延展性也降低的问题。因此，如以下[关系式2]所示，为了适合厚材料，热精轧终止温度控制在作为开始再结晶延迟的温度的Tn温度和Tn-70，在Tn至热精轧终止温度区间施加10-60％的总压下量并完成才可以获得上述效果。此时，当总压下量小于10％时，难以获得再结晶延迟效果，因此容易形成不均匀的粗大粒，当总压下量超过60％时，形成过度延伸的微细组织，从而在微细组织中沿着碳化物的晶界形成，成型时容易沿着晶界产生裂纹。另外，微细的析出物也会减少，并且析出强化效果也会减少。
另外，热轧后冷却时，厚度中心部的冷却速度比轧制板的厚度表层部慢，因此形成粗大的铁素体相和粗大的碳化物，可能具有不均匀的微细组织。因此，对热轧后立即轧制的板进行冷却时，为了不使厚度中心部过度保持在铁素体相变区域，必须使以下[关系式3]的冷却速度比特定的冷却速度(CR最小)更快地冷却。另外，将作为冷却终止温度的CT限制在400-550℃，从而不仅可以抑制粗大的铁素体相和粗大的碳化物的形成，而且还可以最小化MA相和马氏体相的形成。
这种本发明的制造高强度厚热轧钢板的方法包括以下步骤：将满足所述组成成分和[关系式1]的钢坯以1200-1350℃进行再加热；在满足下述[关系式2]的温度范围内，将再加热的所述钢坯进行热精轧；将热精轧的所述钢板以满足下述[关系式3]的冷却速度进行冷却至450-550℃范围的温度，然后在400-550℃范围的温度下进行收卷；以及将收卷的所述钢板进行空冷或水冷至常温至200℃范围的温度。
首先，在本发明中，将满足所述组成成分和所述[关系式1]的钢坯以1200-1350℃进行再加热。
此时，当所述再加热温度低于1200℃时，由于析出物不会充分再固溶，热轧后的工艺中析出物的形成会减少，因此残留粗大的TiN。另外，当所述再加热温度超过1350℃时，由于奥氏体晶粒的异常晶粒生长，可能会导致强度会降低。考虑到这一点，在本发明中，优选将所述再加热温度限制在1200-1350℃范围。
接着，在本发明中，在满足[关系式2]的温度范围内，将再加热的所述钢坯进行热精轧。
在本发明中，热轧起始温度优选在1150℃以下，考虑到钢的微细组织，使热精轧的温度满足以下[关系式2]。当在高于1150℃的温度下开始热轧时，热轧钢板的温度会升高，导致晶粒尺寸粗大，并且热轧钢板的表面质量可能会劣化。
特别是，在本发明中，当在高于作为以下[关系式2]中提出的温度的Tn的温度下结束轧制时，钢的微细组织会粗大并且不均匀。另外，当在低于Tn-70的温度下结束轧制时，在钢板厚度对应于10-14mm的厚高强度钢中的温度相对较低的表层部中，由于促进铁素体相变，微细的铁素体相分数增加，但具有延伸的晶粒形状，可能成为裂纹快速传播的原因。另外，可能在厚度中心部残留不均匀的微细组织，从而可能不利于耐久性。
在本发明中，还必须在所述热精轧的温度范围内，施加10-60％的压下量才可以获得上述效果。当所述压下量小于10％时，难以获得再结晶延迟效果，从而容易形成不均匀的粗大晶粒。另外，当所述压下量超过60％时，形成过度延伸的微细组织，从而在微细组织中沿着碳化物的晶界形成，成型时容易沿着晶界产生裂纹。另外，微细的析出物也会减少，析出强化效果也会减少。
[关系式2]
[关系式2]
Tn-70≤FDT≤Tn
Tn＝750+92×[C]+70×[Mn]+45×[Cr]+647×[Nb]+515×[Ti]-50×[Si]-2.4×(t-5)
所述关系式2的C、Mn、Cr、Nb、Ti、Si是相应的合金元素的重量％。
所述关系式2的FDT是热轧结束时的热轧板的温度(℃)。
所述关系式2的t是终轧板材的厚度(mm)。
随后，在本发明中，将热精轧的所述钢板以满足下述[关系式3]的冷却速度进行冷却至450-550℃范围的温度，然后在400-550℃范围的温度下收卷冷却的所述钢板。
从作为所述热轧后的温度的FDT到作为冷却终止温度的CT的温度区域相当于冷却过程中产生铁素体相变的温度区间，由于厚度中心部的冷却速度比轧制板的厚度表层部慢，因此在厚度中心部形成粗大的铁素体相和粗大的碳化物，从而具有不均匀的微细组织。因此，为了抑制这种情况，需要比特定冷却速度(CR最小)更快冷却。另外，当在该温度区域中热轧钢板的表层部(沿厚度方向从钢板表面到1-2mm范围内的区域)的平均冷却速度高于60℃/秒(sec)时，表层部和深层部之间的冷却速度差异过大，导致表层部和深层部之间的硬度差异显著增加，因此可能会使成型性和耐久性劣化，并且存在在设备上前步骤的极冷引起的设备负荷和小切口中的板坯(Slab)很难实现的缺点。因此，如以下[关系式3]中所示，需要考虑钢成分来进行冷却以满足设定的冷却速度。
另外，在本发明中，当所述收卷温度超过550℃时，珠光体相会形成带状组织或形成大量的粗大的碳化物，因此钢的成型性和耐久性不足，当所述收卷温度低于400℃时，过度形成马氏体相和MA相，因此成型性和耐久性会劣化。因此，在本发明中，优选将所述收卷温度限制在450-550℃。
[关系式3]
CR最小≤CR*≤60
CR最小＝65-157×[C]-25.2×[Si]-14.1×[Mn]-27.3×[Cr]+61×[Ti]+448×[Nb]+1.4×(t-5)
所述关系式3的C、Si、Mn、Cr、Ti、Nb是相应的合金元素的重量％。
所述关系式3的CR*表示热轧后将轧制的板材进行冷却时的冷却速度(℃/秒)。
并且，在本发明中，对收卷的所述热轧钢板进行空冷或水冷至常温至200℃范围的温度。
钢板的空冷是指以0.001-10℃/小时(hour)的冷却速度，在常温的大气中进行冷却。此时，即使冷却速度超过10℃/小时，只要遵守所述收卷温度和冷却条件，也可以抑制钢中一部分的未转变的相转变为MA相，因此水冷也无妨。其中，水冷是指在常温的水槽中装入线圈而进行冷却。另外，为了控制冷却速度低于0.001℃/小时，需要额外的加热和保热设备等，因此经济上不利。
接着，在本发明，还可以在所述空冷或水冷后对钢板进行酸洗和涂油，由此制造浸渍和涂油(pickled and oiled，PO)钢板。
利用如上所述的制造工艺制造的本发明的厚度为10-14mm的高强度厚热轧钢板，具有钢微细组织，以面积％计，所述钢微细组织包含：多边形铁素体：25-50％，贝氏体铁素体和针状铁素体：30-50％，贝氏体：20％以下，在单位面积(1cm2)内观察到的直径0.5μm以上的碳化物和珠光体组织的面积分数之和：小于5％，以及MA相(马氏体-奥氏体组元)：小于5％，并且所述高强度厚热轧钢板可以示出590MPa级以上的拉伸强度和30％以上的伸长率。
并且，本发明的热轧钢板的El×TS×0.5Hv最大/ΔH值可以满足140000以上。
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)
在下表1中，分别准备具有本发明所示的成分组成的钢坯组成。并且，对于所述准备的各钢坯，利用下表2所示的轧制厚度、热精轧的温度(FDT)、收卷温度(CT)、作为未再结晶温度区域的Tn以下且Tn-70以上的温度区域施加的压下量(％)、直到作为热精轧后冷却终止温度的收卷温度的冷却速度(CR)等制造工艺条件制造了热轧钢板。另外，表2中没有表示的收卷后钢板的冷却速度恒定为1℃/小时。
并且，测量制造的所述热轧钢板的表层部(表面正下方1mm处)和厚度中心部(2/t)的微细组织相的分数，并示于下述表3中。另外，MA相的面积分数表示通过Lepera蚀刻法蚀刻后，利用光学显微镜和图像分析仪(Image analyser)在1000倍下进行分析的结果。另外，利用硝酸(Nital)蚀刻液蚀刻后，根据利用电子扫描显微镜(SEM)在3000倍、5000倍下分析的结果测量了马氏体(M)、多边形铁素体(PF)、贝氏体铁素体(BF)、针状铁素体(AF)、贝氏体(B)以及珠光体(P)的相分数。
另外，测量了制造的所述热轧钢板的机械性质和硬度等，并将其结果示于下表4中。其中，YS、TS、YR、El是指0.2％的偏移(off-set)屈服强度、拉伸强度、屈服比和断裂伸长率，是沿平行于轧制方向的方向采集JIS 5号标准试片并试验的结果。
另外，硬度测量是用显微维氏硬度(Micro-vickers)试验机从表层部(表面正下方1mm)到1/2t的厚度，以0.5mm的间隔沿厚度方向测量了维氏硬度值，此时，施加500g的载荷。其中，将测量的最高维氏硬度值定义为H最大，将最小硬度值定义为H最小，ΔHv是指H最大-H最小。
[表1]
[表2]
[表3]
*在表3中，P是指珠光体和在单位面积(1cm2)内观察到的直径为0.5μm以上的碳化物的分数之和。
[表4]
*在表4中，A*为El×TS×0.5Hv最大/ΔH
如所述表1至表4所示，可知同时满足本发明提出的成分范围、制造条件和关系式1至关系式3的发明例1至发明例7具有目标的微细组织和材质特性。
与此相反，比较例1是C含量脱离本发明的提出的范围的同时考虑偏析的[关系式1]超出本发明的范围的情况。此时，可知在微细组织中的中心部和表层部中会形成过多的珠光体组织，由此延展性不足，厚度之间的硬度偏差较大。
比较例2是Si含量不满足本发明的范围的同时也不满足[关系式1]的情况，可以确认MA相的分数在表层部和深层部均较高。这是由于Si的过度添加导致相变温度上升，在热轧中表层部形成铁素体相，形成两相区轧制，部分未转变的奥氏体相形成为MA相，结果导致伸长率劣化。
比较例3至比较例4是脱离本发明中提出的Mn的成分范围的同时不满足[关系式1]的情况。具体地，比较例3是Mn含量过高的情况，珠光体组织过度形成，还观察到了延伸的MnS夹杂物。特别地，测量厚度方向上的硬度时，局部显示出高的硬度差，延展性也不足。并且，在比较例4中，Mn的含量少，没有形成沿轧制板厚度方向的偏析或粗大碳化物和不均匀的珠光体组织，但由于屈服强度和拉伸强度不足，从而显示出脱离本发明的结果。
比较例5至比较例6是钢组成成分满足本发明的范围，但FDT范围不满足本发明的范围的情况，比较例5导致粗大的铁素体(多边形铁素体(Polygonal Ferrite))的形成，不满足目标强度，另一方面，比较例6在两相区轧制而形成大量延伸的粗大铁素体(多边形铁素体)，因此组织不均匀性增加，强度也劣化。
比较例7至比较例8是不满足本发明提出的收卷温度标准的情况。具体地，比较例7是在收卷温度高于本发明的提出范围的情况，在组织内局部形成了珠光体组织，特别是在厚度中心部观察到了珠光体带状组织。因此，这导致在向厚度方向测定硬度时，局部出现了较高的硬度差。并且，比较例8是收卷温度低于本发明的给出范围的情况，可以确认组织内过多的马氏体的形成导致伸长率劣化。
比较例9是热轧后冷却时冷却速度慢于本发明中提出的范围的情况，可以确认组织内粗大铁素体(多边形铁素体)的分数高，从而不仅强度会劣化，而且在厚度中心部形成珠光体和粗大碳化物，引起硬度偏差。
另外，图1是在本发明的实施例中显示发明例3和比较例9的钢板厚度(表层和1/4t)的截面微细组织的照片。可知发明例3的情况与比较例9相比获得了均质的组织。
并且，图2是在本发明的实施例中表示发明例3和比较例3的厚度截面上的硬度值分布的图。可知发明例3的情况与比较例3相比各厚度的硬度偏差较小。
图3是在本发明的实施例中显示发明例和比较例的伸长率水平的El×TS×0.5Hv最大/ΔH值分布的图。
如上所述，本发明的详细的说明中说明了本发明的优选实施例，但只要是本发明所属技术领域的技术人员，当然可以在不脱离本发明范畴的范围内进行各种变形。因此，本发明的权利范围不应限于所说明的实施例而确定，应由权利要求书及其等同物确定。

Claims (6)

1.一种厚度为10-14mm的拉伸强度为590MPa级以上且伸长率为30％以上的高强度厚热轧钢板，以重量％计，所述高强度厚热轧钢板包含：C：0.05-0.15％、Si：0.01-1.0％、Mn：1.0-2.0％、酸溶铝(Sol.Al)：0.01-0.1％、Cr：0.005-1.0％、P：0.001-0.02％、S：0.001-0.01％、N：0.001-0.01％、Nb：0.005-0.07％、Ti：0.005-0.11％、余量的铁以及不可避免的杂质，并且满足下述关系式1，
所述高强度厚热轧钢板具有微细组织，以面积％计，所述微细组织包含：多边形铁素体：25-50％，贝氏体铁素体和针状铁素体：30-50％，贝氏体：20％以下，在单位面积1cm2内观察到的直径为0.5μm以上的碳化物和珠光体组织的面积分数之和：小于5％，以及MA相即马氏体-奥氏体组元：小于5％，
[关系式1]
0.3≤R≤1.0
R＝[C]*+0.7×[Mn]+8.5×[P]+7.5×[S]-0.9×[Si]-1.5×[Nb]
[C]*＝[C]-[C]×Q
Q＝([Nb]/93+[Ti]/48)/([C]/12)
所述关系式1的C、Mn、P、S、Si、Nb、Ti是相应的合金元素的重量％。
2.根据权利要求1所述的厚度为10-14mm的拉伸强度为590MPa级以上且伸长率为30％以上的高强度厚热轧钢板，其特征在于，所述热轧钢板的El×TS×0.5Hv最大/ΔH值满足140000以上。
3.一种制造厚度为10-14mm的拉伸强度为590MPa级以上且伸长率为30％以上的高强度厚热轧钢板的方法，包括以下步骤：
将钢坯以1200-1350℃进行再加热，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.05-0.15％、Si：0.01-1.0％、Mn：1.0-2.0％、酸溶铝(Sol.Al)：0.01-0.1％、Cr：0.005-1.0％、P：0.001-0.02％、S：0.001-0.01％、N：0.001-0.01％、Nb：0.005-0.07％、Ti：0.005-0.11％、余量的铁以及不可避免的杂质，并且满足下述关系式1；
在满足下述关系式2的温度范围内，将再加热的所述钢坯进行热精轧；
将热精轧的所述钢板以满足下述关系式3的冷却速度进行冷却至450-550℃范围的温度，然后在400-550℃范围的温度下进行收卷；以及
将收卷的所述钢板进行空冷或水冷至常温至200℃范围的温度，
[关系式1]
0.3≤R≤1.0
R＝[C]*+0.7×[Mn]+8.5×[P]+7.5×[S]-0.9×[Si]-1.5×[Nb]
[C]*＝[C]-[C]×Q
Q＝([Nb]/93+[Ti]/48)/([C]/12)
所述关系式1的C、Mn、P、S、Si、Nb、Ti是相应的合金元素的重量％，
[关系式2]
Tn-70≤FDT≤Tn
Tn＝750+92×[C]+70×[Mn]+45×[Cr]+647×[Nb]+515×[Ti]-50×[Si]-2.4×(t-5)
所述关系式2的C、Mn、Cr、Nb、Ti、Si是相应的合金元素的重量％，
所述关系式2的FDT是热轧结束时的热轧板的温度，其中，所述温度的单位为℃，
所述关系式2的t是终轧板材的厚度，其中，所述厚度的单位为mm，[关系式3]
CR最小≤CR*≤60
CR最小＝65-157×[C]-25.2×[Si]-14.1×[Mn]-27.3×[Cr]+61×[Ti]+448×[Nb]
+1.4×(t-5)
所述关系式3的C、Si、Mn、Cr、Ti、Nb为相应的合金元素的重量％，
所述关系式3的CR*是热轧后将轧制的板材进行冷却时的冷却速度，其中，所述冷却速度的单位为℃/秒。
4.根据权利要求3所述的制造厚度为10-14mm的拉伸强度为590MPa级以上且伸长率为30％以上的高强度厚热轧钢板的方法，其特征在于，在所述空冷或水冷后，还包括对钢板进行酸洗和涂油的步骤。
5.根据权利要求3所述的制造厚度为10-14mm的拉伸强度为590MPa级以上且伸长率为30％以上的高强度厚热轧钢板的方法，其特征在于，所述热轧钢板具有微细组织，以面积％计，所述微细组织包含：多边形铁素体：25-50％，贝氏体铁素体和针状铁素体：30-50％，贝氏体：20％以下，在单位面积1cm2内观察到的直径为0.5μm以上的碳化物和珠光体组织的面积分数之和：小于5％，以及MA相即马氏体-奥氏体组元：小于5％，并且El×TS×0.5Hv最大/ΔH值满足140000以上。
6.根据权利要求3所述的制造厚度为10-14mm的拉伸强度为590MPa级以上且伸长率为30％以上的高强度厚热轧钢板的方法，其特征在于，在所述热精轧的温度范围内，将压下量控制在10-60％。
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