CN116710586A - 热稳定性优异的高屈强比超高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

热稳定性优异的高屈强比超高强度钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN116710586A
CN116710586A CN202180086362.5A CN202180086362A CN116710586A CN 116710586 A CN116710586 A CN 116710586A CN 202180086362 A CN202180086362 A CN 202180086362A CN 116710586 A CN116710586 A CN 116710586A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
steel sheet
strength
heat treatment
relation
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.)
Pending
Application number
CN202180086362.5A
Other languages
English (en)
Inventor
方灿萭
金成一
罗贤择
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 CN116710586A publication Critical patent/CN116710586A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

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
    • C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
    • 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
    • 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
    • C22C38/001—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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • 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)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明涉及一种超高强度钢板及其制造方法，更具体地，本发明的目的在于提供一种钢板及其制造方法，所述钢板的热稳定性优异，因此在相对低温下的热处理后也具有高屈强比和超高强度。

Description

热稳定性优异的高屈强比超高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种超高强度钢板及其制造方法，更具体地，涉及一种热稳定性优异的高屈强比超高强度钢板及其制造方法。
背景技术
用于重型设备的动臂(Boom arm)、商用车的车架和加强件以及建筑和机械部件的结构部件的钢板在制造过程和使用过程中可能会因各种目的而对钢板和部件的一部分或整体进行加热。作为一个示例，商用车的车架和加强件为了与部件结合等而经常需要进行局部的形状调整，为此对钢材进行局部加热和变形。另一方面，由于这种加热过程，钢材的强度发生变化，因此存在耐久性变差的问题。这是因为在加热过程中固溶状态的碳被重新排列或者在位错、晶界等中聚集形成碳化物，从而引发钢的脆性。此外，由于钢中马氏体、贝氏体、残余奥氏体等微细组织也一起变化，钢的强度会迅速变化，并且还影响成型性和耐久性。
如上所述，加热过程中的钢的组织和物理性能的变化根据初始钢的成分和微细组织而变化，并且高度依赖于加热温度、保持时间等热处理条件，迄今为止重点仅在于抑制在600℃以上的高温下的强度的降低。
例如，专利文献1和专利文献2中提出了一种添加Cr、Mo、Nb、V等作为合金成分，并且在热轧后利用回火等来确保高温强度的技术，但这仅仅是适于制造建筑用厚板钢材的技术。此外，对于建筑用钢材，考虑到火灾等不可避免地被加热的环境因素，随着在钢中大量添加Cr、Mo、Nb、V等合金成分，在600℃以上的高温环境中长时间暴露的情况下也可以确保一定水平的强度，但存在制造成本过高的问题，如需要进行回火等。特别地，在600℃以下的环境中短时间暴露时，存在使用时的热稳定性过高的缺点。
专利文献3是通过添加Ti、Nb、Cr、Mo等来确保焊接热影响区中的强度的技术，在汽车用结构部件的焊接时，适合抑制焊接相邻部中的软化。在电弧焊时，将与通过焊接热而熔化的焊接材料相邻的部位加热至600℃以上的高温，特别是有时需要加热至奥氏体区以上的温度，因此具有局限性。
专利文献4是通过添加Cr、Mo、Ti、Nb、V等来确保高温强度的技术，但同样在600℃以上的高温下长时间暴露时，确保强度，但以给定的成分体系和制造条件制造时，仅可以确保拉伸强度(TS)为530MPa级的强度，因此在用途和强度上与千兆级超高强度钢种不同。
[现有技术文献]
(专利文献1)韩国授权专利公报第10-0358939号(2002年10月16日公告)
(专利文献2)韩国授权专利公报第10-1290382号(2013年07月22日公告)
(专利文献3)韩国授权专利公报第10-0962745号(2010年06月03日公告)
(专利文献4)韩国授权专利公报第10-1246390号(2013年03月21日公告)
发明内容
要解决的技术问题
根据本发明的一个方面，提供一种钢板及其制造方法，所述钢板的热稳定性优异，因此在相对低温下的热处理后也具有高屈强比和超高强度。
本发明的技术问题并不限定于上述内容。本领域技术人员容易从本说明书的全部内容理解本发明的附加技术问题。
技术方案
本发明的一个方面可以提供一种钢板，以重量％计，所述钢板包含：C：0.05-0.13％、Si：0.01-0.5％、Mn：0.8-2.0％、Cr：0.005-1.2％、Mo：0.001-0.5％、P：0.001-0.02％、S：0.001-0.01％、Al：0.01-0.1％、N：0.001-0.01％、Ti：0.01-0.05％、Nb：0.001-0.03％、V：0.001-0.2％、B：0.0003-0.003％、余量的Fe和不可避免的杂质，以下关系式1中定义的K值为-1.05以上，以下关系式2中定义的G值为2至20，以面积％计，微细组织包含60-90％的马氏体(包括回火马氏体)、10-40％的贝氏体和5％以下的铁素体，所述钢板的屈强比为0.8以上。
[关系式1]
K＝-0.6-1.42[C]+0.05[Si]-0.16[Mn]-0.08[Cr]-0.03[Mo]+0.09[Ti]+0.08[Nb]2
(其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Ti]和[Nb]是相应合金元素的重量％。)
[关系式2]
G＝([Nb]/93+[Mo]/96+[V]/51)/([Ti]/48)
(其中，[Nb]、[Mo]、[V]和[Ti]是相应合金元素的重量％。)
所述钢板的拉伸强度可以为950MPa以上。
所述钢板的在400-600℃下热处理后的拉伸强度可以为热处理前的拉伸强度的80％以上。
本发明的另一个方面可以提供一种制造钢板的方法，其包括以下步骤：将钢坯进行再加热，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.05-0.13％、Si：0.01-0.5％、Mn：0.8-2.0％、Cr：0.005-1.2％、Mo：0.001-0.5％、P：0.001-0.02％、S：0.001-0.01％、Al：0.01-0.1％、N：0.001-0.01％、Ti：0.01-0.05％、Nb：0.001-0.03％、V：0.001-0.2％、B：0.0003-0.003％、余量的Fe和不可避免的杂质，以下关系式1中定义的K值为-1.05以上，以下关系式2中定义的G值为2至20；将再加热的所述钢坯进行热轧；以及将热轧的所述钢板以60℃/秒以上的冷却速度进行一次冷却，冷却至300-500℃的温度范围，并以10-70℃/秒的冷却速度进行二次冷却，冷却至50-200℃的温度范围，然后进行收卷。
[关系式1]
K＝-0.6-1.42[C]+0.05[Si]-0.16[Mn]-0.08[Cr]-0.03[Mo]+0.09[Ti]+0.08[Nb]2
(其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Ti]和[Nb]是相应合金元素的重量％。)
[关系式2]
G＝([Nb]/93+[Mo]/96+[V]/51)/([Ti]/48)
(其中，[Nb]、[Mo]、[V]和[Ti]是相应合金元素的重量％。)
所述再加热步骤中的再加热温度可以为1150-1350℃，所述热轧步骤中的轧制终止温度可以为850-1150℃。
所述冷却时的二次冷却速度可以为60℃/秒以下。
有益效果
根据本发明的一个方面，可以提供一种钢板及其制造方法，所述钢板的热稳定性优异，因此在相对低温下的热处理后也具有高屈强比和超高强度。
根据本发明的另一个方面，可以提供一种超高强度钢板及其制造方法，所述超高强度钢板可以在短时间内进行相对低温下的热处理，从而可以扩大用途。
最佳实施方式
以下，对本发明的优选的具体实施方案进行说明。本发明的具体实施方案可以变形为各种形式，不应解释为本发明的范围限于下面说明的具体实施方案。本具体实施方案是为了向本领域技术人员更详细地说明本发明而提供的。
本发明人为了解决上述现有技术的问题，对于具有各种成分和微细组织的钢，在400-600℃的温度区域中进行热处理后测量常温拉伸强度的变化的结果，确认了拉伸强度的变化取决于在钢材的升温过程中测量的动态强度值的斜率。
根据该结果，本发明人可以导出优化作为钢的主要成分的C、Mn、Si、Cr、Mo、Ti、Nb、V的成分含量的关系式1和关系式2，与此同时确认了通过控制制造工艺的条件，可以确保优异的热稳定性，从而完成了本发明。
以下，对本发明进行详细的说明。
以下，本发明的钢组成进行详细的说明。
除非在本发明中另有特别说明，否则表示各元素的含量的％以重量为基准。
根据本发明的一个方面钢板，以重量％计，可以包含：C：0.05-0.13％、Si：0.01-0.5％、Mn：0.8-2.0％、Cr：0.005-1.2％、Mo：0.001-0.5％、P：0.001-0.02％、S：0.001-0.01％、Al：0.01-0.1％、N：0.001-0.01％、Ti：0.01-0.05％、Nb：0.001-0.03％、V：0.001-0.2％、B：0.0003-0.003％、余量的Fe和不可避免的杂质。
碳(C)：0.05-0.13％
碳(C)是强化钢的最经济且有效的元素，当添加量增加时，由于马氏体或贝氏体的分数增加，拉伸强度会增加。当碳(C)的含量小于0.05％时，难以充分获得上述效果，当碳(C)的含量超过0.13％时，由于过量的碳(C)，马氏体的强度增加，但在400-600℃的区间的加热处理时，碳(C)的固溶强化效果可能会大幅降低。
因此，碳(C)的含量可以为0.05-0.13％，更优选的下限可以为0.07％，更优选的上限可以为0.11％。
硅(Si)：0.01-0.5％
硅(Si)使钢水脱氧并具有固溶强化效果，使粗大的碳化物的形成延迟，因此是有利于提高成型性的元素。当硅(Si)的含量小于0.01％时，难以获得上述效果，但当硅(Si)的含量超过0.5％时，热轧时在钢板表面上形成硅(Si)引起的红色氧化皮，不仅钢板表面质量非常差，而且焊接性也会降低。
因此，硅(Si)的含量可以为0.01-0.5％，更优选的上限可以为0.3％。
锰(Mn)：0.8-2.0％
锰(Mn)与Si一样是使钢固溶强化的有效的元素，其增加钢的淬透性，在热处理后冷却过程中可以使马氏体和贝氏体容易形成。当锰(Mn)的含量小于0.8％时，不能获得添加带来的上述效果，当锰(Mn)的含量超过2.0％时，有利于确保初始强度，但在400-600℃的区间的加热处理时，初始强度和热处理后的强度差异可能会增加。此外，在连铸工艺中铸造板坯时，在厚度中心部中偏析部大幅发达而引发偏差，并且容易形成MnS，因此延展性可能会变差。
因此，锰(Mn)的含量可以为0.8-2.0％，更优选的下限可以为1.0％，更优选的上限可以为1.8％。
铬(Cr)：0.005-1.2％
铬(Cr)使钢固溶强化，冷却时，使铁素体相变延迟，从而起到有助于形成马氏体和贝氏体的作用。此外，由于析出Mo、Ti、Ni等微细的复合碳化物，有助于热处理后的强度。当铬(Cr)的含量小于0.005％时，不能获得添加带来的上述效果，当铬(Cr)的含量超过1.2％时，与Mn相似地厚度中心部中的偏析部大幅发达，厚度方向的微细组织变得不均匀，并且在合金成本方面也可能不利。
因此，铬(Cr)的含量可以为0.005-1.2％，更优选的下限可以为0.4％。
钼(Mo)：0.001-0.5％
钼(Mo)增加钢的淬透性，从而容易形成马氏体和贝氏体。此外，在加热处理时，形成Nb-Ti-Mo基微细碳化物，从而缓和强度的降低。当钼(Mo)的含量小于0.001％时，不能获得添加带来的上述效果，当钼(Mo)的含量超过0.5％时，在经济上可能不利。
因此，钼(Mo)的含量可以为0.001-0.5％，更优选的下限可以为0.05％，更优选的上限可以为0.3％。
磷(P)：0.001-0.02％
磷(P)具有固溶强化效果，但由于晶界偏析，可能会产生脆性。为了将磷(P)的含量制造为0.001％，需要大量的制造成本，因此在经济上不利，并且在获得强度的方面可能不充分。另一方面，当磷(P)的含量超过0.02％时，由于晶界偏析，产生脆性，成型时容易产生微细的裂纹，并且延展性和耐冲击特性可能会大幅降低。
因此，磷(P)的含量可以为0.001-0.02％。
硫(S)：0.001-0.01％
硫(S)是存在于钢中的杂质，当硫(S)的含量超过0.01％时，硫(S)与Mn等结合形成非金属夹杂物，因此钢的切割加工时容易产生微细的裂纹，并且耐冲击性大幅降低。另一方面，为了将硫(S)的含量制造为小于0.001％，炼钢操作时需要大量的时间，因此生产性可能会降低。
因此，硫(S)的含量可以为0.001-0.01％。
铝(Al)：0.01-0.1％
铝(Al)主要是为了脱氧而添加，当铝(Al)的含量小于0.01％时，上述添加效果不足，当铝(Al)的含量超过0.1％时，Al与N结合形成AlN，在连铸时板坯中容易发生角裂，并且可能会产生夹杂物的形成引起的缺陷。
因此，铝(Al)的含量可以为0.01-0.1％，更优选的下限可以为0.02％，更优选的上限可以为0.05％。
氮(N)：0.001-0.01％
氮(N)与C一起是代表性的固溶强化元素，氮(N)与Ti、Al等一起形成粗大的析出物。通常，氮(N)的固溶强化效果比C优异，但随着钢中的氮(N)的量增加，存在韧性大幅降低的问题，因此将氮(N)的上限限制在0.01％。另一方面，为了将氮(N)的含量制造为小于0.001％，炼钢操作时需要过多的时间，因此生产性会降低。
因此，氮(N)的含量可以为0.001-0.01％。
钛(Ti)：0.01-0.05％
钛(Ti)与Nb、Mo、V一起是代表性的析出强化元素，起到有助于缓和热处理后由于碳化物的形成导致强度降低的作用。但是，与其它析出元素相比，析出物的形成温度高，因此其效果降低。此外，钛(Ti)与N具有强的亲和性，因此形成粗大的TiN。这种TiN具有在用于热轧的加热过程中抑制晶粒生长的效果，稳定固溶N，因此有利于使用为了提高淬透性而添加的B。当钛(Ti)的含量小于0.01％时，难以获得上述效果，当钛(Ti)的含量超过0.05％时，由于产生粗大的TiN和热处理中析出物的粗大化，可能会存在低温区的耐冲击性变差的问题。
因此，钛(Ti)的含量可以为0.01-0.05％，更优选的上限可以为0.03％。
铌(Nb)：0.001-0.03％
铌(Nb)与Ti、V一起是代表性的析出强化元素，在热轧过程中形成碳化物，由于再结晶延迟带来的晶粒微细化效果，有效提高钢的强度和冲击韧性。由于形成碳化物，钢中的C的含量减少，并且在400-600℃的区间的加热处理时，缓和C导致的强度降低的效果。当铌(Nb)的含量小于0.001％时，不能获得上述效果，当铌(Nb)的含量超过0.03％时，由于在轧制过程中形成的析出物，使再结晶过度延迟，钢的各向异性可能会变差。
因此，铌(Nb)的含量可以为0.001-0.03％，更优选的上限可以为0.02％。
钒(V)：0.001-0.2％
钒(V)是强析出固化元素，并且是在再加热温度范围内发生活跃的析出的元素。在再加热时，形成析出物，并且可以通过形成析出物来补偿由于马氏体退火引起的强度降低，钒(V)的含量优选添加0.001％以上，但当钒(V)的含量超过0.2％时，在经济性方面可能不利。
因此，钒(V)的含量可以为0.001-0.2％。
硼(B)：0.0003-0.003％
硼(B)使铁素体相变延迟，从而有利于通过贝氏体和马氏体确保初始强度。在钢中以固溶状态存在时，具有稳定晶界以改善低温区中的钢的脆性的效果，与固溶N一起形成BN，因此可以抑制粗大的氮化物的形成。当硼(B)的含量小于0.0003％时，难以获得上述效果，当硼(B)的含量超过0.003％时，有助于提高初始强度，但对热处理后的强度提高贡献不大，因此热处理后的强度的降低可能会增加。
因此，硼(B)的含量可以为0.0003-0.003％。
除了上述组成之外，本发明的钢板可以包含余量的铁(Fe)和不可避免的杂质。可能会在通常的制造工艺中不期望地混入不可避免的杂质，因此不能排除该杂质。这种杂质对于通常的铁钢制造领域的技术而言是众所周知的，因此在本说明书中不特别说明其所有的内容。
本发明的钢板在以下关系式1中定义的K值可以为-1.05以上。
与关系式1的K值有关的钢的热稳定性是基于在给定的温度下对于施加到钢材的外力的钢材的变形抗力。作为一个示例，在对钢材进行高温压缩试验或高温拉伸试验时，以恒定的加热速度使材料升温的同时以恒定的变形速率施加外力，并测量每单位面积施加到材料的力。如上所述，将测量的应力-温度曲线的斜率值称为热稳定性，并且这是钢材的固有特征。
在本发明中，应用高温压缩试验法来进行测量，其中，以1℃/秒的钢材的升温速度加热至600℃的同时以0.005/秒的变形速率施加30％的变形量。对各种钢材计算此时获得的应力-温度曲线的斜率K，从而可以获得关系式1。
当所述关系式1的K值小于-1.05时，热稳定性不足，在100-600℃下热处理前后的强度变化可能会增加。特别地，当如上所述的热处理前后的屈服强度的变化同时满足关系式2时，可以表现出更稳定的倾向。K值更优选可以为-1.03以上。
[关系式1]
K＝-0.6-1.42[C]+0.05[Si]-0.16[Mn]-0.08[Cr]-0.03[Mo]+0.09[Ti]+0.08[Nb]2
(其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Ti]和[Nb]是相应合金元素的重量％。)
本发明的钢板在以下关系式2中定义的G值可以为2至20。
当同时满足关系式1和关系式2时，缓和热处理后的强度的降低，从而人可以确保热稳定性。
以下关系式2以成分式示出根据析出物的热处理后的强度，涉及在热处理时产生的微细晶粒内的析出物的形成。析出物具有补偿位错和固溶碳导致强化降低的效果，但当G值小于2时，热处理后的钢板的析出物的形成不足，或者在初始钢板中粗大的析出物的形成增加，在热处理时产生的微细晶粒内的析出物的形成减少，因此热稳定性可能会不足。另一方面，当G值超过20时，进一步改善热稳定性的效果降低，并且需要添加大量的高价的合金元素，因此在经济上可能不利。G值更优选可以为3以上，G值更优选可以为17以下。
[关系式2]
G＝([Nb]/93+[Mo]/96+[V]/51)/([Ti]/48)
(其中，[Nb]、[Mo]、[V]和[Ti]是相应合金元素的重量％。)
以下，对本发明的钢的微细组织进行详细的说明。
除非在本发明中另有特别说明，否则表示微细组织的分数的％以面积为基准。
根据本发明的一个方面的钢板的微细组织，以面积％计，可以包含60-90％的马氏体(包括回火马氏体)、10-40％的贝氏体和5％以下的铁素体。
马氏体是不利于确保热稳定性的组织但却是确保初始强度所必需的组织。通过与C的固溶和晶格畸变可以确保强度，但在热处理时，所述影响消失，因此可能会出现非常大的强度变化。
当马氏体的分数超过90％时，热处理后的强度变化大，无法满足热处理后的强度，但当马氏体的分数小于60％时，不能确保初始强度。与马氏体相比，贝氏体是不利于确保初始强度但有利于热处理后的强度变化的组织。在本发明中，马氏体的分数通过一起包含回火马氏体来表示。
当贝氏体的分数超过40％时，不能确保初始强度，当贝氏体的分数小于10％时，热处理后的强度变化可能会增加。此外，作为微细组织可以包含5％以下的铁素体，但当铁素体的含量超过5％时，可能不利于确保初始强度。
以下，对本发明的制造钢的方法进行详细的说明。
根据本发明的一个方面的钢可以通过将满足上述合金组成的钢坯进行再加热、热轧、冷却和收卷来制造。
板坯的再加热
可以在1150-1350℃的温度范围内，将满足上述合金组成的钢坯进行再加热。
当再加热温度低于1150℃时，Nb、Ti等析出物形成元素无法充分被再固溶，在制造的钢板的热处理时，析出物的形成减少，并且残留粗大的TiN，在连铸时，可能难以通过扩散来消除形成的偏析。另一方面，当再加热温度超过1350℃时，由于奥氏体晶粒的异常晶粒生长，可能会发生强度的降低和组织不均匀。
热轧
可以将再加热的所述钢坯以850-1150℃的轧制终止温度热轧。
当轧制终止温度超过1150℃时，热轧钢板的温度增加，因此晶粒尺寸变得粗大，最终相变组织可能会变得不均匀。另一方面，当轧制终止温度低于850℃时，由于过度再结晶延迟，伸长的晶粒发达，各向异性加剧，并且成型性也可能会变差。特别地，通过应变诱导析出形成Nb碳化物，在热处理时可能不利于形成微细碳化物。
冷却和收卷
将热轧的所述钢板以60℃/秒以上的冷却速度进行一次冷却，冷却至300-500℃的温度范围，并以10-70℃/秒的冷却速度进行二次冷却，冷却至50-200℃的温度范围，然后进行收卷。
在本发明中，为了确保所期望的物理性能，优化微细组织，为了获得该效果，可以分两步进行冷却工艺。
在一次冷却时，当冷却速度小于60℃/秒时，由于形成铁素体，制造的钢板的强度可能会变差。此外，当一次冷却终止温度超过500℃时，形成铁素体，钢板的初始强度降低，但当一次冷却终止温度低于300℃时，难以形成钢板的贝氏体，有利于确保初始强度，但在热处理后强度的降低可能增加。
当通过二次冷却冷却至50-200℃的温度范围时，发生自回火，从而析出微细碳化物。这降低了初始拉伸强度，但增加屈服强度，因此具有高屈强比，并且在加热处理时具有缓和强度降低的效果。在二次冷却时，当冷却终止温度低于50℃时，不发生自回火，在加热处理后强度的降低增加，当冷却终止温度超过200℃时，由于自回火效果过大，使碳化物粗大化，并且可能会增加钢的脆性，而且在高温下可能会影响Nb和Ti的微细析出。更优选地，二次冷却速度可以为10-60℃/秒。当二次冷却速度超过70℃/秒时，由于不发生自回火，屈强比低且初始拉伸强度高，因此在加热处理后强度的降低可能增加。另一方面，当冷却速度低于10℃/秒时，存在自回火效果变得过大的问题。
如上所述制造的本发明的钢的拉伸强度为950MPa以上，屈强比为0.8以上，在400-600℃下热处理后的拉伸强度为热处理前的拉伸强度的80％以上，热稳定性优异，并且可以具有高屈强比和超高强度特性。
以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明。但是，需要注意的是，以下实施例仅用于例示本发明以进行更详细的说明，并不用于限制本发明的权利范围。
具体实施方式
下表1中示出根据钢种的合金成分和由此计算关系式1和关系式2的结果。对于表1的各钢种，在表2中记载的条件下制造钢板。表2中示出轧制终止温度、一次冷却终止温度、二次冷却终止温度、一次冷却速度和二次冷却速度。下表2中未示出的再加热温度应用1250℃，并且热轧后的钢材的厚度制造为所有钢种均相同且厚度为3mm。
[表1]
[关系式1]
K＝-0.6-1.42[C]+0.05[Si]-0.16[Mn]-0.08[Cr]-0.03[Mo]+0.09[Ti]+0.08[Nb]2
(其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Ti]和[Nb]是相应合金元素的重量％。)
[关系式2]
G＝([Nb]/93+[Mo]/96+[V]/51)/([Ti]/48)
(其中，[Nb]、[Mo]、[V]和[Ti]是相应合金元素的重量％。)
[表2]
下表3中示出制造的钢板的微细组织和机械物理性能。分别测量并示出铁素体、贝氏体、马氏体的分数，并示出制造的钢的拉伸强度、屈强比(屈服强度/拉伸强度)。此时，马氏体的分数表示为包括回火马氏体的分数。此外，在将制造的钢板进行热处理后，测量拉伸强度，并表示了热处理后与热处理前的拉伸强度之比。热处理是通过加热至500℃后保持15分钟来进行。拉伸试验是将JIS5号标准试片在与轧制方向平行的方向上采集试片并进行试验，测量在各钢种的厚度的1/4位置处的微细组织，并根据利用SEM在×3000、×5000的倍率下分析的结果进行测量。
[表3]
如表3所示，满足本发明中提出的合金组成和制造方法的发明钢1至发明钢6均确保了本发明中所期望的机械性质。
另一方面，比较钢1和比较钢2的C含量超出了本发明的范围，比较钢1未达到本发明的C含量，从而无法确保本发明中所期望的微细组织，因此拉伸强度不足。比较钢2中超过C含量而超出了关系式1的范围，因此，无法满足热处理前后的拉伸强度比。
比较钢3和比较钢4的Mn含量超出了本发明的范围，比较钢3的Mn含量超过本发明的Mn含量，并且也不满足关系式1。因此，无法确保微细组织，屈强比也差。比较钢4的Mn含量不足，从而难以确保本发明中提出的微细组织，因此拉伸强度也不足。
比较钢5和比较钢6在一次冷却时不满足冷却条件，比较钢5超过冷却终止温度的范围，比较钢6的冷却速度不足，因此无法满足本发明中所期望的微细组织，并且强度不足。
比较钢7是超过二次冷却速度的情况，马氏体过度形成，因此未达到屈强比，热处理前后的拉伸强度的变化大，因此拉伸强度比不满足本发明的范围。
比较钢8是不满足关系式2的情况，热处理前后的拉伸强度变化大，因此无法满足本发明中提出的热处理前后的拉伸强度比。
比较钢9由于一次冷却终止温度过低，马氏体过度形成，因此未达到屈强比，并且热处理前后的拉伸强度过度变化。
比较钢10的二次冷却终止温度低于本发明中提出的温度范围，因此发生过度的自回火，因此屈强比不足，并且无法满足热处理前后的拉伸强度比。
以上，通过实施例对本发明进行详细的说明，但与其不同的形式的实施例也是可能的。因此，权利要求的技术思想和范围并不限于实施例。

Claims (6)

1.一种钢板，以重量％计，所述钢板包含：C：0.05-0.13％、Si：0.01-0.5％、Mn：0.8-2.0％、Cr：0.005-1.2％、Mo：0.001-0.5％、P：0.001-0.02％、S：0.001-0.01％、Al：0.01-0.1％、N：0.001-0.01％、Ti：0.01-0.05％、Nb：0.001-0.03％、V：0.001-0.2％、B：0.0003-0.003％、余量的Fe和不可避免的杂质，
以下关系式1中定义的K值为-1.05以上，
以下关系式2中定义的G值为2至20，
以面积％计，微细组织包含60-90％的马氏体、10-40％的贝氏体和5％以下的铁素体，其中，所述马氏体包括回火马氏体，
所述钢板的屈强比为0.8以上，
[关系式1]
K＝-0.6-1.42[C]+0.05[Si]-0.16[Mn]-0.08[Cr]-0.03[Mo]+0.09[Ti]+0.08[Nb]2
其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Ti]和[Nb]是相应合金元素的重量％，
[关系式2]
G＝([Nb]/93+[Mo]/96+[V]/51)/([Ti]/48)
其中，[Nb]、[Mo]、[V]和[Ti]是相应合金元素的重量％。
2.根据权利要求1所述的钢板，其中，所述钢板的拉伸强度为950MPa以上。
3.根据权利要求1所述的钢板，其中，所述钢板的在400-600℃下热处理后的拉伸强度为热处理前的拉伸强度的80％以上。
4.一种制造钢板的方法，其包括以下步骤：
将钢坯进行再加热，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.05-0.13％、Si：0.01-0.5％、Mn：0.8-2.0％、Cr：0.005-1.2％、Mo：0.001-0.5％、P：0.001-0.02％、S：0.001-0.01％、Al：0.01-0.1％、N：0.001-0.01％、Ti：0.01-0.05％、Nb：0.001-0.03％、V：0.001-0.2％、B：0.0003-0.003％、余量的Fe和不可避免的杂质，以下关系式1中定义的K值为-1.05以上，以下关系式2中定义的G值为2至20；
将再加热的所述钢坯进行热轧；以及
将热轧的所述钢板以60℃/秒以上的冷却速度进行一次冷却，冷却至300-500℃的温度范围，并以10-70℃/秒的冷却速度进行二次冷却，冷却至50-200℃的温度范围，然后进行收卷，
[关系式1]
K＝-0.6-1.42[C]+0.05[Si]-0.16[Mn]-0.08[Cr]-0.03[Mo]+0.09[Ti]+0.08[Nb]2
其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cr]、[Mo]、[Ti]和[Nb]是相应合金元素的重量％，
[关系式2]
G＝([Nb]/93+[Mo]/96+[V]/51)/([Ti]/48)
其中，[Nb]、[Mo]、[V]和[Ti]是相应合金元素的重量％。
5.根据权利要求4所述的制造钢板的方法，其中，所述再加热步骤中的再加热温度为1150-1350℃，所述热轧步骤中的轧制终止温度为850-1150℃。
6.根据权利要求4所述的制造钢板的方法，其中，所述冷却时的二次冷却速度为60℃/秒以下。
CN202180086362.5A 2020-12-21 2021-11-18 热稳定性优异的高屈强比超高强度钢板及其制造方法 Pending CN116710586A (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020200180309A KR102494555B1 (ko) 2020-12-21 2020-12-21 열적 안정성이 우수한 고항복비 초고강도 강판 및 그 제조방법
KR10-2020-0180309 2020-12-21
PCT/KR2021/017014 WO2022139190A1 (ko) 2020-12-21 2021-11-18 열적 안정성이 우수한 고항복비 초고강도 강판 및 그 제조방법

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN116710586A true CN116710586A (zh) 2023-09-05

Family

ID=82158112

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202180086362.5A Pending CN116710586A (zh) 2020-12-21 2021-11-18 热稳定性优异的高屈强比超高强度钢板及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20230392228A1 (zh)
EP (1) EP4265782A4 (zh)
JP (1) JP2024500150A (zh)
KR (1) KR102494555B1 (zh)
CN (1) CN116710586A (zh)
WO (1) WO2022139190A1 (zh)

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100358939B1 (ko) 1995-12-26 2003-01-24 주식회사 포스코 고온강도특성이 우수한 인장강도58kgf/mm2급 건축용 강재의 제조방법
CN100591789C (zh) 2002-12-24 2010-02-24 新日本制铁株式会社 焊接热影响区的耐软化性优良且扩孔弯边性好的高强度钢板及其制造方法
KR101246390B1 (ko) 2011-02-24 2013-03-21 현대제철 주식회사 내화강 및 그 제조 방법
KR101290382B1 (ko) 2011-06-28 2013-07-26 현대제철 주식회사 고강도 구조용 강재 및 그 제조 방법
JP6136547B2 (ja) 2013-05-07 2017-05-31 新日鐵住金株式会社 高降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR101736620B1 (ko) * 2015-12-15 2017-05-17 주식회사 포스코 화성처리성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR101714979B1 (ko) * 2016-07-18 2017-03-10 주식회사 포스코 소부경화능이 우수한 저항복비 고강도 열연강판 및 이의 제조방법
KR102020407B1 (ko) * 2017-12-21 2019-09-10 주식회사 포스코 고항복비형 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102031445B1 (ko) * 2017-12-22 2019-10-11 주식회사 포스코 내충격특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
JP2024500150A (ja) 2024-01-04
EP4265782A4 (en) 2024-04-24
WO2022139190A1 (ko) 2022-06-30
KR20220089819A (ko) 2022-06-29
US20230392228A1 (en) 2023-12-07
EP4265782A1 (en) 2023-10-25
KR102494555B1 (ko) 2023-02-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110088334B (zh) 具有优异的低温冲击韧性的厚钢板及其制造方法
JP7045461B2 (ja) 耐衝撃特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP4514150B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR20160014998A (ko) 강판 및 그 제조 방법
CN116710586A (zh) 热稳定性优异的高屈强比超高强度钢板及其制造方法
KR101546132B1 (ko) 극후 강판 및 그 제조 방법
KR101435320B1 (ko) 강재 제조 방법
JPS63145745A (ja) 強度、延性、靭性及び疲労特性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法
KR20210147254A (ko) 냉연강판 및 그 제조방법
KR101455469B1 (ko) 후판 및 그 제조 방법
KR101424889B1 (ko) 강재 및 그 제조 방법
US20230357880A1 (en) High-strength steel sheet having excellent thermal stability, and method for manufacturing same
KR102560057B1 (ko) 굽힘 가공성이 우수한 고항복비 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102468035B1 (ko) 열적 안정성이 우수한 고항복비 고강도 강판 및 그 제조방법
KR101546140B1 (ko) 강재 제조 방법
JP4334738B2 (ja) 高強度高靭性鋳鋼
KR101400662B1 (ko) 압력용기 강재 및 그 제조 방법
KR101455464B1 (ko) 극후 강판 및 그 제조 방법
KR20150112490A (ko) 강재 및 그 제조 방법
KR20140141840A (ko) 강재 및 그 제조 방법
KR101572353B1 (ko) 강재 및 그 제조 방법
KR101149132B1 (ko) 저온 충격 특성이 우수한 강재 및 그 제조방법
KR20240075040A (ko) 열연강판 및 그 제조방법
KR101546135B1 (ko) 극후물 강판 및 그 제조 방법
KR101449136B1 (ko) 용접성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법

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