[go: up one dir, main page]
More Web Proxy on the site http://driver.im/

CN118339326A - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

热轧钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN118339326A
CN118339326A CN202280077302.1A CN202280077302A CN118339326A CN 118339326 A CN118339326 A CN 118339326A CN 202280077302 A CN202280077302 A CN 202280077302A CN 118339326 A CN118339326 A CN 118339326A
Authority
CN
China
Prior art keywords
rolled steel
steel sheet
hot
hot rolled
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
CN202280077302.1A
Other languages
English (en)
Inventor
李一徹
金成一
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 CN118339326A publication Critical patent/CN118339326A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C47/00—Winding-up, coiling or winding-off metal wire, metal band or other flexible metal material characterised by features relevant to metal processing only
    • B21C47/02—Winding-up or coiling
    • 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
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • 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
    • C21D8/0221—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
    • 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
    • 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
    • C22C38/26—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
    • 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
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—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
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明的一个实施方案提供一种热轧钢板，以重量％计，所述热轧钢板包含：C：0.06‑0.12％、Si：0.004‑0.4％、Mn：0.8‑2.0％、Al：0.01‑0.05％、Cr：0.05‑1.0％、Mo：0.001‑0.3％、P：0.001‑0.05％、S：0.001‑0.005％、N：0.001‑0.01％、Nb：0.001‑0.05％、Ti：0.001‑0.05％、B：0.001‑0.005％、余量的Fe以及其他不可避免的杂质，所述热轧钢板满足下述关系式1，以面积％计，所述热轧钢板具有包含5‑15％的奥氏体、80％以上的自回火马氏体、余量的贝氏体和铁素体中的一种以上的微细组织。[关系式1](10[C]+[Si]+2.5[Mn])/(1.5[Cr]+2.0[Mo]‑3.2[Nb])≤20。

Description

热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种热轧钢板及其制造方法。
背景技术
高强度热轧钢板应用于各种用途，包括起重机和混凝土泵车等特装车动臂类、卡车、拖车的车架等。用于这些用途的钢板的厚度大致为3-10mm左右的水平，与通常的用于汽车的钢板相比，作为厚钢板的高强度热轧钢板不仅需要高屈服强度以支撑设计载荷，而且为了部件加工和稳定性，需要优异的形状质量。特别是在高强度热轧钢板的形状质量优异的情况下，即使在加工后质量也很良好，从而具有可增加大型结构物的稳定性的优点。
专利文献1是目的在于通过控制合金组成以及退火和冷却条件来最小化残余应力以确保质量形状的技术。专利文献2是目的在于通过控制合金组成以及退火和冷却条件的同时进一步进行热处理工艺来确保质量形状的技术。
但是，所述专利文献1和专利文献2是制造冷轧钢板的方法，虽然包括可应用各种冷却条件的退火工艺，但在热轧钢板的情况下，与冷轧钢板不同，在热轧后无需额外的工艺的情况下进行制造，因此由于冷却时的急剧的相变和高屈服强度，即使进行形状矫正，钢板的形状质量也会显著变差。此外，在通常的高强度热轧钢板的情况下，可以进行制造以获得实际的目标物理性能，但在屈服强度为900MPa以上的高强度热轧钢板的情况下，事实上难以通过通常使用的形状矫正来提高形状质量。
因此，需要开发一种可增加具有高屈服强度的高强度热轧钢板的形状矫正性的技术。
[现有技术文献]
(专利文献1)韩国授权专利公报第10-1228753号
(专利文献2)韩国授权专利公报第10-1568495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具有优异的形状矫正性的高强度热轧钢板及其制造方法。
技术方案
本发明的一个实施方案提供一种热轧钢板，以重量％计，所述热轧钢板包含：C：0.06-0.12％、Si：0.004-0.4％、Mn：0.8-2.0％、Al：0.01-0.05％、Cr：0.05-1.0％、Mo：0.001-0.3％、P：0.001-0.05％、S：0.001-0.005％、N：0.001-0.01％、Nb：0.001-0.05％、Ti：0.001-0.05％、B：0.001-0.005％、余量的Fe以及其他不可避免的杂质，所述热轧钢板满足下述关系式1，以面积％计，所述热轧钢板具有包含5-15％的奥氏体、80％以上的自回火马氏体、余量的贝氏体和铁素体中的一种以上的微细组织。
[关系式1](10[C]+[Si]+2.5[Mn])/(1.5[Cr]+2.0[Mo]-3.2[Nb])≤20
本发明的另一个实施方案提供一种热轧钢板，以重量％计，所述热轧钢板包含：C：0.06-0.12％、Si：0.004-0.4％、Mn：0.8-2.0％、Al：0.01-0.05％、Cr：0.05-1.0％、Mo：0.001-0.3％、P：0.001-0.05％、S：0.001-0.005％、N：0.001-0.01％、Nb：0.001-0.05％、Ti：0.001-0.05％、B：0.001-0.005％、余量的Fe以及其他不可避免的杂质，所述热轧钢板满足下述关系式1，以面积％计，所述热轧钢板具有包含80％以上的自回火马氏体、余量的新生马氏体、贝氏体和铁素体中的一种以上的微细组织，所述热轧钢板在钢板长度方向上的波高为10mm以下。
[关系式1](10[C]+[Si]+2.5[Mn])/(1.5[Cr]+2.0[Mo]-3.2[Nb])≤20
本发明的另一个实施方案提供一种制造热轧钢板的方法，所述方法包括以下步骤：将板坯在1200-1350℃下进行再加热，以重量％计，所述板坯包含：C：0.06-0.12％、Si：0.004-0.4％、Mn：0.8-2.0％、Al：0.01-0.05％、Cr：0.05-1.0％、Mo：0.001-0.3％、P：0.001-0.05％、S：0.001-0.005％、N：0.001-0.01％、Nb：0.001-0.05％、Ti：0.001-0.05％、B：0.001-0.005％、余量的Fe以及其他不可避免的杂质，所述板坯满足下述关系式1；将经所述再加热的板坯在800-1200℃下进行热轧以满足下述关系式2，从而获得热轧钢板；以及将所述热轧钢板进行一次冷却、二次冷却以及收卷以满足下述关系式3至关系式6。
[关系式1](10[C]+[Si]+2.5[Mn])/(1.5[Cr]+2.0[Mo]-3.2[Nb])≤20
[关系式2]FDT≥896-251[C]+37.5[Si]-31.6[Mn]-7.16[Cr]+29.5[Mo]+129[Ti]-107[Nb]
[关系式3]MTL≤MT≤MTU
[关系式4]CRL≤ICR
[关系式5]TCR≤80℃/秒
[关系式6]MTL-100≤CT
(其中，在所述关系式2至关系式6中，FDT表示热轧终止时的热轧钢板的表面温度，MT表示一次冷却终止和二次冷却开始时的热轧钢板的表面温度，MTL表示430-380[C]-13.4[Si]-47.3[Mn]-16.0[Cr]-24.2[Mo]，MTU表示481-358[C]-16.6[Si]-45.6[Mn]-15.2[Cr]-24.1[Mo]，ICR表示从FDT至MT的热轧钢板表面的一次冷却速度，CRL表示10[2.9 -(0.1[C]+0.9[Mn]+0.5[Cr]+1.2[Mo])]+10，TCR表示从FDT至CT的热轧钢板表面的平均冷却速度，CT表示收卷温度。)
本发明的另一个实施方案提供一种制造热轧钢板的方法，所述方法包括以下步骤：将板坯在1200-1350℃下进行再加热，以重量％计，所述板坯包含：C：0.06-0.12％、Si：0.004-0.4％、Mn：0.8-2.0％、Al：0.01-0.05％、Cr：0.05-1.0％、Mo：0.001-0.3％、P：0.001-0.05％、S：0.001-0.005％、N：0.001-0.01％、Nb：0.001-0.05％、Ti：0.001-0.05％、B：0.001-0.005％、余量的Fe以及其他不可避免的杂质，所述板坯满足下述关系式1；将经所述再加热的板坯在800-1200℃下进行热轧以满足下述关系式2，从而获得热轧钢板；将所述热轧钢板进行一次冷却、二次冷却以及收卷以满足下述关系式3至关系式6；以及将经所述收卷的热轧钢板进行整平。
[关系式1](10[C]+[Si]+2.5[Mn])/(1.5[Cr]+2.0[Mo]-3.2[Nb])≤20
[关系式2]FDT≥896-251[C]+37.5[Si]-31.6[Mn]-7.16[Cr]+29.5[Mo]+129[Ti]-107[Nb]
[关系式3]MTL≤MT≤MTU
[关系式4]CRL≤ICR
[关系式5]TCR≤80℃/秒
[关系式6]MTL-100≤CT
(其中，在所述关系式2至关系式6中，FDT表示热轧终止时的热轧钢板的表面温度，MT表示一次冷却终止和二次冷却开始时的热轧钢板的表面温度，MTL表示430-380[C]-13.4[Si]-47.3[Mn]-16.0[Cr]-24.2[Mo]，MTU表示481-358[C]-16.6[Si]-45.6[Mn]-15.2[Cr]-24.1[Mo]，ICR表示从FDT至MT的热轧钢板表面的一次冷却速度，CRL表示10[2.9 -(0.1[C]+0.9[Mn]+0.5[Cr]+1.2[Mo])]+10，TCR表示从FDT至CT的热轧钢板表面的平均冷却速度，CT表示收卷温度。)
发明效果
根据本发明的一个方面，可以提供一种具有优异的形状矫正性的高强度热轧钢板及其制造方法。
附图说明
图1是示出发明例1至发明例6和比较例1至比较例10的整平后的屈服强度与波高的关系的图。
图2是分别用EBSD和电子显微镜观察发明例16的整平之前(左)和之后(右)的微细组织的照片。
最佳实施方式
为了制造具有高强度的同时具有优异的形状矫正性的热轧钢板，需要在热轧工艺中同时确保所述物理性能而不经过额外的热处理工艺。通常，在具有高强度的钢材的情况下，必须包含马氏体或贝氏体等低温相变相以确保强度，为了确保这些低温相变相，在热轧工艺中的冷却过程中需要以高冷却速度和低冷却终止温度进行冷却。但是，在这种情况下，在热轧钢板的波高非常大的状态下还会伴随屈服强度的增加，因此难以进行形状矫正。
本发明人认识到，通过精密地控制合金组成和制造条件，可以制造屈服强度高的同时具有优异的形状矫正性的热轧钢板，从而完成了本发明。
下面，对本发明进行说明。首先，对本发明的合金组成进行说明。下面说明的合金组成的含量表示重量％。
C：0.06-0.12％
C是对钢的强化最经济且有效的元素，当所述C的添加量增加时，马氏体或贝氏体的分数增加，从而提高拉伸强度和屈服强度。特别是回火马氏体或马氏体的强度受所述C含量的绝对的影响。当所述C的含量小于0.06％时，与本发明所期望获得的屈服强度相比，难以获得充分的强化效果，当所述C的含量超过0.12％时，马氏体变得过于坚硬，因此存在脆性增加的同时形状矫正性降低的问题，并且还存在焊接性和材质均匀性变差的缺点。因此，所述C的含量优选具有0.06-0.12％的范围。所述C含量的下限更优选为0.065％，进一步优选为0.07％。所述C含量的上限更优选为0.115％，进一步优选为0.110％。
Si：0.004-0.4％
Si使钢水脱氧，并在基体(matrix)内发挥固溶强化效果，而且延迟粗大的碳化物的形成而使C富集，从而Si是在满足特定的冷却条件时，即使在冷却后也有利于使奥氏体残留的元素。当所述Si的含量小于0.004％时，延迟碳化物的形成的效果不足，不仅难以使奥氏体残留，而且控制Si含量的工艺成本过高。当所述Si的含量超过0.4％时，热轧时在钢板表面形成由Si引起的红色氧化皮，不仅钢板的表面质量变得非常差，而且弯曲性和材质均匀性也降低，最终存在形状矫正性也会变差的问题。因此，所述Si的含量优选具有0.004-0.4％的范围。所述Si含量的下限更优选为0.01％，进一步优选为0.03％，最优选为0.05％。所述Si含量的上限更优选为0.25％，进一步优选为0.18％，最优选为0.15％。
Mn：0.8-2.0％
如同Si，Mn是使钢固溶强化的有效元素，并且增加钢的淬透性，从而在冷却过程中容易形成马氏体和贝氏体等低温相变组织。但是，当所述Mn的含量小于0.8％时，上述效果过低，并且由于用其他元素补充不足的淬透性，因此合金成本增加的负担变大。另一方面，当所述Mn的含量超过2.0％时，在连铸工艺中的板坯铸造时，厚度中心部的偏析部大幅发达，并且冷却时在厚度方向上不均匀地形成微细组织，从而材质均匀性变差的同时形状矫正性也会变差。此外，还削弱晶界，从而过度增加钢的脆性。因此，所述Mn的含量优选具有0.8-2.0％的范围。所述Mn含量的下限更优选为0.9％。所述Mn含量的上限更优选为1.8％，进一步优选为1.7％。
Al：0.01-0.05％
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，上述效果不足。另一方面，当所述Al的含量超过0.05％时，与氮结合形成AlN，从而连铸时板坯上容易产生角裂，并且容易产生由于夹杂物的形成而导致的缺陷。此外，还可能对形状矫正性产生负面影响。因此，所述Al的含量优选具有0.01-0.05％的范围。所述Al含量的下限更优选为0.015％，进一步优选为0.02％。所述Al含量的上限更优选为0.045％，进一步优选为0.04％。
Cr：0.05-1.0％
Cr使钢固溶强化，并增加冷却时的钢的淬透性，从而抑制铁素体的形成的同时起到有助于马氏体和贝氏体等低温相变组织的形成的作用。当所述Cr的含量小于0.05％时，无法获得上述效果或上述效果变得过小。另一方面，当所述Cr的含量超过1.0％时，与Mn相似，厚度中心部的偏析部开始大幅发达，从而厚度方向上的微细组织变得不均匀，导致材质均匀性和形状矫正性变差。此外，与本发明所期望的回火马氏体相比，更促进贝氏体的形成，从而难以确保强度。因此，所述Cr的含量优选具有0.05-1.0％的范围。所述Cr含量的下限更优选为0.07％，进一步优选为0.1％。所述Cr含量的上限更优选为0.9％。
Mo：0.001-0.3％
Mo增加钢的淬透性，从而容易形成马氏体和贝氏体等低温相变组织，已知这种效果强到与Mn相似的程度。但是，与Mn不同，Mo使晶界强化，起到抑制脆性的同时增加强度的作用。当所述Mo的含量小于0.001％时，无法充分获得上述效果，当所述Mo的含量超过0.3％时，与热轧后的收卷过程中形成的C结合，导致析出物粗大地生长，从而可能产生材质均匀性和形状矫正性部分变差的区域。此外，由于Mo是高价的元素，因此在制造成本方面不利，并且也不利于焊接性。因此，所述Mo的含量优选具有0.001-0.3％的范围。所述Mo含量的下限更优选为0.03％，进一步优选为0.05％，最优选为0.07％。
P：0.001-0.05％
P的固溶强化效果高，但发生晶界偏析所导致的脆性，从而P是损害材质均匀性和形状矫正性的元素。当所述P的含量超过0.05％时，如上所述，由于晶界偏析所导致的脆性，在形状矫正时发生突然的断裂等，从而形状矫正性可能变差。所述P的含量控制得尽可能小是有利的，但为了制成所述P的含量小于0.001％，需要大量的制造成本，因此在经济上不利。因此，所述P的含量优选具有0.001-0.05％的范围。所述P含量的下限更优选为0.002％，进一步优选为0.003％，最优选为0.005％。所述P含量的上限更优选为0.03％，进一步优选为0.02％，最优选为0.015％。
S：0.001-0.005％
S是钢中存在的杂质，当所述S的含量超过0.005％时，与Mn等结合形成非金属夹杂物，从而在钢的弯曲时容易产生微细的裂纹，并且存在大幅降低耐冲击性的问题，而且损害材质均匀性和形状矫正性。另外，所述S的含量控制得尽可能小是有利的，但为了制成所述S的含量小于0.001％，炼钢作业时需要大量的时间和能源，从而降低生产性。因此，所述S的含量优选具有0.001-0.005％的范围。所述S含量的下限更优选为0.002％。所述S含量的上限更优选为0.004％。
N：0.001-0.01％
所述N与C一起是代表性的固溶强化元素，并且与Ti、Al等一起形成粗大的析出物。通常，已知N的固溶强化效果优于碳。但是，在所述N的含量超过0.01％的情况下，存在韧性大幅降低的问题。另外，为了制成所述N的含量小于0.001％，炼钢作业时需要大量的时间，从而生产性降低。因此，所述N的含量优选具有0.001-0.01％的范围。所述N含量的下限更优选为0.002％，进一步优选为0.003％，最优选为0.004％。所述N含量的上限更优选为0.009％，进一步优选为0.008％。
Nb：0.001-0.05％
Nb与Ti、V一起是代表性的析出强化元素，所述Nb在热轧过程中析出，通过再结晶延迟带来的晶粒微细化效果，对提高强度和冲击韧性有效。此外，也有利于在特定的冷却条件下使奥氏体残留。随着这些物理性能的增加，可以改善形状矫正性。当所述Nb的含量小于0.001％时，无法获得上述效果。另一方面，当所述Nb的含量超过0.05％时，生长为粗大的复合析出物，从而存在使材质均匀性变差的问题。因此，所述Nb的含量优选具有0.001-0.05％的范围。所述Nb含量的上限更优选为0.03％，进一步优选为0.02％，最优选为0.01％。
Ti：0.001-0.05％
Ti与Nb、V一起是代表性的析出强化元素，由于与N的亲和力强而在钢中形成TiN。TiN具有抑制用于热轧的加热过程中的晶粒生长的效果，并且有利于利用B，所述B是为了通过固溶N的稳定化来提高淬透性而添加。此外，与氮反应后残留的Ti在钢中固溶，并与碳结合形成TiC析出物，从而所述Ti是在进一步提高钢的强度方面有用的成分。当所述Ti的含量小于0.001％时，无法获得上述效果，另一方面，当所述Ti的含量超过0.05％时，由于粗大的TiN的产生和热处理过程中的析出物的粗大化，存在使材质均匀性变差的问题。因此，所述Ti的含量优选具有0.001-0.05％的范围。所述Ti含量的下限更优选为0.005％，进一步优选为0.01％，最优选为0.02％。所述Ti含量的上限更优选为0.04％，进一步优选为0.03％。
B：0.001-0.005％
B在钢中以固溶状态存在时具有提高淬透性的效果，并且稳定晶界而具有改善低温区域中的钢的脆性的效果，而且即使微量也具有使晶界强化的效果。当所述B的含量小于0.001％时，难以获得上述效果，另一方面，当所述B的含量超过0.005％时，延迟热轧时的再结晶行为，并且淬透性大幅增加，从而成型性变差，并且发生形成粗大的BN等析出物的情况，从而钢的脆性反而增加。因此，所述B的含量优选具有0.001-0.005％的范围。所述B含量的上限更优选为0.004％，进一步优选为0.003％。
另外，本发明的热轧钢板优选在满足上述合金组成的同时满足下述关系式1(下面，也将下述关系式1的左边称为“T”)。此时，下述关系式1中的各合金元素的含量为重量％。
[关系式1](10[C]+[Si]+2.5[Mn])/(1.5[Cr]+2.0[Mo]-3.2[Nb])≤20
所述关系式1是用于控制微细组织的成分关系式。在所述T的值超过20的情况下，获得充分的低温组织，但是Mn偏析带和残余奥氏体的不均匀分布增加，从而无法获得均匀的物理性能，这导致无法获得充分的形状矫正效果。因此，所述T的值优选为20以下。所述T的值更优选为19以下，进一步优选为17以下，最优选为16以下。另外，所述T的值越小，越有利于确保均匀的微细组织和物理性能，因此本发明中对所述T的值的下限没有特别限定。
本发明的剩余成分是铁(Fe)。但是，在通常的制造过程中，从原料或周围环境中可能会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的技术人员而言是众所周知的，因此在本说明书中不对其所有内容进行特别说明。
此时，所述不可避免的杂质可以包含0.01％以下的Ni。所述Ni是高价的元素，在本发明中，即使不添加所述Ni也可以确保优异的形状矫正性，因此具有经济性也优异的优点。所述Ni的含量更优选为0.008％以下，进一步优选为0.006％以下，最优选为0.005％以下。
在本发明的热轧钢板中，以面积％计，通过整平进行形状矫正之前的微细组织优选包含5-15％的奥氏体、80％以上的自回火马氏体、余量的贝氏体和铁素体中的一种以上。所述奥氏体通过降低屈服强度来使形状矫正顺利进行，同时在整平后转变为马氏体，从而发挥提高强度的效果。在所述奥氏体的分数小于5％的情况下，难以充分获得上述效果，在所述奥氏体的分数超过15％的情况下，无法确保充分的低温组织，从而存在最终获得的钢板的强度降低等缺点。所述奥氏体分数的下限更优选为6％，进一步优选为7％。所述奥氏体分数的上限更优选为13％，进一步优选为11％，最优选为10％。所述自回火马氏体具有有利于形状矫正等局部且有限的变形的延展性，同时发挥获得高强度的效果。在所述自回火马氏体的分数小于80％的情况下，存在最终获得的钢板的强度变得过低的缺点。所述自回火马氏体的分数更优选为82％以上。尽可能形成越多的所述自回火马氏体，越有利于确保强度，但在制造工艺中可能不可避免地形成贝氏体和铁素体中的一种以上。另外，自回火马氏体即使不进行额外的回火处理也具有与在低温下通过短时间的回火处理形成的回火马氏体几乎相同的组织，其特征在于，在板条内形成微细的ε碳化物。
在本发明的热轧钢板中，以面积％计，通过整平进行形状矫正之后的微细组织优选包含80％以上的自回火马氏体、余量的新生马氏体、贝氏体和铁素体中的一种以上。由于整平前的奥氏体转变为整平后的马氏体，不仅可以确保形状矫正性，而且可以确保更优异的强度。
另外，在进行整平后，本发明的热轧钢板在钢板长度方向上的波高为10mm以下，因此具有优异的形状矫正性。此时，所述波高表示钢板在长度方向上具有波浪(wave)形状时从波谷到波峰的高度。
如上所述提供的整平前和整平后的所述热轧钢板的原奥氏体的平均晶粒尺寸优选为10-30μm。在所述原奥氏体的平均晶粒尺寸小于10μm的情况下，淬透性降低，从而存在无法确保充分的低温组织的缺点，在所述原奥氏体的平均晶粒尺寸超过30μm的情况下，由于过度增加的淬透性，在钢板中无法形成残余奥氏体，并且存在延展性大幅降低的缺点。所述原奥氏体的平均晶粒尺寸的下限更优选为12μm，进一步优选为15μm，最优选为17μm。所述原奥氏体的平均晶粒尺寸的上限更优选为28μm，进一步优选为26μm。
此外，整平后的所述热轧钢板的屈服强度为900MPa以上，因此可以具有优异的强度。
下面，对根据本发明的一个实施方案的制造热轧钢板的方法进行说明。另外，根据本发明的一个实施方案的制造热轧钢板的方法可以利用连铸和热轧工艺直接连接的工艺。
首先，将满足上述合金组成和关系式1的板坯在1200-1350℃下进行再加热。当所述再加热温度低于1200℃时，析出物无法充分地再固溶，从而在热轧后的工艺中析出物的形成减少，并且残留粗大的TiN，而且难以通过扩散来消除连铸时生成的偏析。另一方面，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(Abnormal GrainGrowth)而导致强度降低并产生不均匀的组织，因此所述再加热温度优选具有1200-1350℃的范围。所述再加热温度的下限更优选为1220℃，进一步优选为1230℃，最优选为1250℃。所述再加热温度的上限更优选为1330℃，进一步优选为1310℃，最优选为1300℃。
之后，将经所述再加热的板坯在800-1200℃下进行热轧以满足下述关系式2，从而获得热轧钢板。在所述热轧温度超过1200℃的情况下，热轧钢板的温度升高，晶粒尺寸变得粗大，并且热轧钢板的表面质量变差。另一方面，在所述热轧温度低于800℃的情况下，在终止热轧时，由于过度的再结晶延迟，延伸的晶粒发达，从而加剧各向异性，并且成型性也变差，最终导致材质均匀性和形状矫正性变差。所述热轧温度的下限更优选为810℃，进一步优选为820℃，最优选为830℃。所述热轧温度的上限更优选为1180℃。
另外，在本发明中，热轧时优选满足下述关系式2(下面，也将下述关系式2的右边称为“FDTL”)的条件。在下述关系式2中，FDT表示热轧终止时的热轧钢板的表面温度。
[关系式2]FDT≥896-251[C]+37.5[Si]-31.6[Mn]-7.16[Cr]+29.5[Mo]+129[Ti]-107[Nb]
在所述FDT低于FDTL的情况下，在温度低于钢板的厚度中心部的钢板表面上形成部分铁素体，从而在冷却后无法形成充分的分数的马氏体，因此产生中心部和表面部的材质偏差，最终存在形状矫正性也变差的问题。即，当满足关系式2时，可以同时获得高强度和优异的形状矫正性。
之后，将所述热轧钢板进行一次冷却、二次冷却以及收卷以满足下述关系式3至关系式6。此时，在下述关系式3至关系式6中，MT表示一次冷却终止和二次冷却开始时的热轧钢板的表面温度，MTL表示430-380[C]-13.4[Si]-47.3[Mn]-16.0[Cr]-24.2[Mo]，MTU表示481-358[C]-16.6[Si]-45.6[Mn]-15.2[Cr]-24.1[Mo]，ICR表示从FDT至MT的热轧钢板表面的一次冷却速度，CRL表示10[2.9-(0.1[C]+0.9[Mn]+0.5[Cr]+1.2[Mo])]+10，TCR表示从FDT至CT的热轧钢板表面的平均冷却速度，CT表示收卷温度。
在下述MT超过MTU的情况下，无法形成马氏体，在下述MT小于MTL的情况下，无法形成微细且均匀分布的奥氏体。在ICR低于CRL的情况下，无法形成充分的马氏体，并且与预期不同，形成大量的铁素体或贝氏体，从而无法获得高强度，因此奥氏体的形成也受到抑制，从而形状矫正性也变差。另外，在本发明中，即使ICR的值非常高，马氏体的强度也没有大的变化，因此对其上限没有特别限定。在TCR超过80℃/秒的情况下，发生奥氏体在稳定化之前暴露于低温中而消失的问题。在CT小于MTL-100的情况下，卷板的温度过度降低，从而在工艺上难以进行收卷。此外，由于在过度坚硬而脆性差的马氏体相大量生成的过程中形成的微细的残余奥氏体消失，轧制板的材质变得不均匀，并且形状变差。另外，在本发明中，对所述收卷温度的上限没有特别限定，但在确保强度的方面，所述收卷温度的上限可以为350℃。即，通过适当控制冷却和收卷工艺而形成的微细且均匀分布的奥氏体的特征在于，使得在通过整平进行形状矫正时更容易进行矫正，同时在矫正后全部消失。通过上述工艺控制制造的热轧钢板可以具有优异的形状矫正性的同时具有高屈服强度。
[关系式3]MTL≤MT≤MTU
[关系式4]CRL≤ICR
[关系式5]TCR≤80℃/秒
[关系式6]MTL-100≤CT
之后，可以包括将经所述收卷的热轧钢板进行整平的步骤。所述整平用于形状矫正，在本发明中，对所述整平工艺没有特别限定，并且可以使用本技术领域中使用的所有常规技术。另外，所述整平是一种对钢板不施加压下的形状矫正方法，因此可以与施加0.1-2.0％的压下量的平整轧制(skin pass rolling)进行区别。
具体实施方式
下面，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具体化，并不用于限定本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围是由权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容所决定。
(实施例)
使用下表2所示的条件，将具有下表1所示的合金组成的板坯制成热轧钢板。此时，板坯的再加热温度为1250℃，热轧后的热轧板的厚度为4mm。然后，通过拉伸整平机进行整平。对整平前和整平后的热轧钢板的微细组织、原奥氏体的平均粒径、波高以及机械物理性能进行测量，然后将其结果分别示于下表3和表4中。另外，在本实施例中，即使没有添加Ni，也检测到微量的杂质。
对于微细组织，通过电子显微镜的电子背散射衍射(Electron Back-ScatteredDiffraction，EBSD)试验设备进行测量。
对于原奥氏体的平均粒径，将从制得的所述热轧钢板采集的试片在溶液中浸渍腐蚀10分钟后用光学显微镜进行测量，所述溶液是将200ml的过饱和苦味酸水溶液和10ml的10％十二烷基苯磺酸钠水溶液进行混合并添加10ml的10％三氯化铁水溶液并混合的溶液。
波高表示为热轧卷板开卷后长度为2m的钢板的从波谷到波峰的最大差值。
对于屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)以及断裂伸长率(El)，从热轧卷板沿与轧制方向平行的方向采集JIS5号标准试验片并进行测量。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
通过所述表1至表4可知，在满足本发明提出的所有合金组成、关系式和制造条件的发明例1至发明例6的情况下，可知确保了本发明所期望的机械物理性能和形状质量。
在比较例1的情况下，可知满足本发明的制造条件，但超过本发明的C含量范围，并且不满足关系式1，从而由于高强度和低形状矫正性，整平后的波高为较高的水平。
在比较例2的情况下，可知满足本发明的制造条件，但未达到本发明的C含量范围，从而屈服强度为较低的水平。
在比较例3的情况下，可知满足本发明的制造条件，但超过本发明的Mn含量范围，并且不满足关系式1，从而由于偏析和脆化度增加而导致形状矫正性变差，因此整平后的波高为较高的水平。
在比较例4的情况下，可知满足本发明的制造条件，但未达到本发明的C和Cr的含量范围，并且不满足关系式1，从而屈服强度低，并且整平后的波高为较高的水平。
在比较例5的情况下，可知满足本发明的合金组成，但不仅使用了利用一段冷却的现有的热轧工艺，而且MT不满足本发明的条件，从而在整平前无法确保适当分数的奥氏体，并且屈服强度也是较低的水平。
在比较例6的情况下，可知超过本发明的C含量范围，并且FDT低于FDTL，从而由于轧制期间形成的铁素体而导致各向异性增加，并且由于材质不均匀性而导致屈服强度低，而且整平后的波高为较高的水平。
在比较例7的情况下，可知满足本发明的合金组成，但CT不满足本发明的条件，从而在整平前无法确保适当分数的奥氏体，并且整平后的波高为较高的水平。
在比较例8的情况下，可知满足本发明的合金组成，但ICR低于CRL，从而屈服强度为较低的水平。
在比较例9的情况下，可知满足本发明的合金组成，但TCR超过本发明的条件，从而在整平前无法确保适当分数的奥氏体，并且整平后的波高为较高的水平。
在比较例10的情况下，可知满足本发明的制造条件，但不满足关系式1，从而整平后的波高为较高的水平。
图1是示出发明例1至发明例6和比较例1至比较例10的整平后的屈服强度与波高的关系的图。通过图1可知，在发明例1至发明例6的情况下，可以确认同时具有900MPa以上的屈服强度和10mm以下的波高。
图2是分别用EBSD和电子显微镜观察发明例16的整平前(左)和整平后(右)的微细组织的照片。通过图2可知，在发明例16的情况下，可知在整平前形成的奥氏体在整平后消失，从而形成了本发明所期望的微细组织。

Claims (7)

1.一种热轧钢板，以重量％计，所述热轧钢板包含：C：0.06-0.12％、Si：0.004-0.4％、Mn：0.8-2.0％、Al：0.01-0.05％、Cr：0.05-1.0％、Mo：0.001-0.3％、P：0.001-0.05％、S：0.001-0.005％、N：0.001-0.01％、Nb：0.001-0.05％、Ti：0.001-0.05％、B：0.001-0.005％、余量的Fe以及其他不可避免的杂质，
所述热轧钢板满足下述关系式1，
以面积％计，所述热轧钢板具有包含5-15％的奥氏体、80％以上的自回火马氏体、余量的贝氏体和铁素体中的一种以上的微细组织，
[关系式1](10[C]+[Si]+2.5[Mn])/(1.5[Cr]+2.0[Mo]-3.2[Nb])≤20。
2.一种热轧钢板，以重量％计，所述热轧钢板包含：C：0.06-0.12％、Si：0.004-0.4％、Mn：0.8-2.0％、Al：0.01-0.05％、Cr：0.05-1.0％、Mo：0.001-0.3％、P：0.001-0.05％、S：0.001-0.005％、N：0.001-0.01％、Nb：0.001-0.05％、Ti：0.001-0.05％、B：0.001-0.005％、余量的Fe以及其他不可避免的杂质，
所述热轧钢板满足下述关系式1，
以面积％计，所述热轧钢板具有包含80％以上的自回火马氏体、余量的新生马氏体、贝氏体和铁素体中的一种以上的微细组织，
所述热轧钢板在钢板长度方向上的波高为10mm以下，
[关系式1](10[C]+[Si]+2.5[Mn])/(1.5[Cr]+2.0[Mo]-3.2[Nb])≤20。
3.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其中，所述不可避免的杂质包含0.01％以下的Ni。
4.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其中，所述热轧钢板的原奥氏体的平均晶粒尺寸为10-30μm。
5.根据权利要求2所述的热轧钢板，其中，所述热轧钢板的屈服强度为900MPa以上。
6.一种制造热轧钢板的方法，其包括以下步骤：
将板坯在1200-1350℃下进行再加热，以重量％计，所述板坯包含：C：0.06-0.12％、Si：0.004-0.4％、Mn：0.8-2.0％、Al：0.01-0.05％、Cr：0.05-1.0％、Mo：0.001-0.3％、P：0.001-0.05％、S：0.001-0.005％、N：0.001-0.01％、Nb：0.001-0.05％、Ti：0.001-0.05％、B：0.001-0.005％、余量的Fe以及其他不可避免的杂质，所述板坯满足下述关系式1；
将经所述再加热的板坯在800-1200℃下进行热轧以满足下述关系式2，从而获得热轧钢板；以及
将所述热轧钢板进行一次冷却、二次冷却以及收卷以满足下述关系式3至关系式6，
[关系式1](10[C]+[Si]+2.5[Mn])/(1.5[Cr]+2.0[Mo]-3.2[Nb])≤20
[关系式2]FDT≥896-251[C]+37.5[Si]-31.6[Mn]-7.16[Cr]+29.5[Mo]+129[Ti]-107[Nb]
[关系式3]MTL≤MT≤MTU
[关系式4]CRL≤ICR
[关系式5]TCR≤80℃/秒
[关系式6]MTL-100≤CT
其中，在所述关系式2至关系式6中，FDT表示热轧终止时的热轧钢板的表面温度，MT表示一次冷却终止和二次冷却开始时的热轧钢板的表面温度，MTL表示430-380[C]-13.4[Si]-47.3[Mn]-16.0[Cr]-24.2[Mo]，MTU表示481-358[C]-16.6[Si]-45.6[Mn]-15.2[Cr]-24.1[Mo]，ICR表示从FDT至MT的热轧钢板表面的一次冷却速度，CRL表示10[2.9 -(0.1[C]+0.9[Mn]+0.5[Cr]+1.2[Mo])]+10，TCR表示从FDT至CT的热轧钢板表面的平均冷却速度，CT表示收卷温度。
7.一种制造热轧钢板的方法，其包括以下步骤：
将板坯在1200-1350℃下进行再加热，以重量％计，所述板坯包含：C：0.06-0.12％、Si：0.004-0.4％、Mn：0.8-2.0％、Al：0.01-0.05％、Cr：0.05-1.0％、Mo：0.001-0.3％、P：0.001-0.05％、S：0.001-0.005％、N：0.001-0.01％、Nb：0.001-0.05％、Ti：0.001-0.05％、B：0.001-0.005％、余量的Fe以及其他不可避免的杂质，所述板坯满足下述关系式1；
将经所述再加热的板坯在800-1200℃下进行热轧以满足下述关系式2，从而获得热轧钢板；
将所述热轧钢板进行一次冷却、二次冷却以及收卷以满足下述关系式3至关系式6；以及
将经所述收卷的热轧钢板进行整平，
[关系式1](10[C]+[Si]+2.5[Mn])/(1.5[Cr]+2.0[Mo]-3.2[Nb])≤20
[关系式2]FDT≥896-251[C]+37.5[Si]-31.6[Mn]-7.16[Cr]+29.5[Mo]+129[Ti]-107[Nb]
[关系式3]MTL≤MT≤MTU
[关系式4]CRL≤ICR
[关系式5]TCR≤80℃/秒
[关系式6]MTL-100≤CT
其中，在所述关系式2至关系式6中，FDT表示热轧终止时的热轧钢板的表面温度，MT表示一次冷却终止和二次冷却开始时的热轧钢板的表面温度，MTL表示430-380[C]-13.4[Si]-47.3[Mn]-16.0[Cr]-24.2[Mo]，MTU表示481-358[C]-16.6[Si]-45.6[Mn]-15.2[Cr]-24.1[Mo]，ICR表示从FDT至MT的热轧钢板表面的一次冷却速度，CRL表示10[2.9 -(0.1[C]+0.9[Mn]+0.5[Cr]+1.2[Mo])]+10，TCR表示从FDT至CT的热轧钢板表面的平均冷却速度，CT表示收卷温度。
CN202280077302.1A 2021-11-22 2022-11-07 热轧钢板及其制造方法 Pending CN118339326A (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020210161314A KR20230075081A (ko) 2021-11-22 2021-11-22 형상교정성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR10-2021-0161314 2021-11-22
PCT/KR2022/017335 WO2023090735A1 (ko) 2021-11-22 2022-11-07 열연강판 및 그 제조방법

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN118339326A true CN118339326A (zh) 2024-07-12

Family

ID=86397443

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202280077302.1A Pending CN118339326A (zh) 2021-11-22 2022-11-07 热轧钢板及其制造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20250019812A1 (zh)
EP (1) EP4438761A1 (zh)
JP (1) JP2024542247A (zh)
KR (1) KR20230075081A (zh)
CN (1) CN118339326A (zh)
MX (1) MX2024006139A (zh)
WO (1) WO2023090735A1 (zh)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102404770B1 (ko) * 2019-12-20 2022-06-07 주식회사 포스코 항복비가 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101228753B1 (ko) 2010-12-07 2013-01-31 주식회사 포스코 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
WO2013065346A1 (ja) * 2011-11-01 2013-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
BR112014016420A8 (pt) * 2012-01-05 2017-07-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço laminada a quente e processo de fabricação da mesma
KR101568495B1 (ko) 2013-12-20 2015-11-11 주식회사 포스코 우수한 형상 품질을 갖는 고강도 자동차용 냉연강판 및 그 제조방법
JP6135577B2 (ja) * 2014-03-28 2017-05-31 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
EP3868904A4 (en) * 2018-10-19 2022-05-11 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same
KR102164078B1 (ko) * 2018-12-18 2020-10-13 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
WO2023090735A1 (ko) 2023-05-25
JP2024542247A (ja) 2024-11-13
EP4438761A1 (en) 2024-10-02
MX2024006139A (es) 2024-06-28
US20250019812A1 (en) 2025-01-16
KR20230075081A (ko) 2023-05-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2641987A2 (en) High-strength steel material having outstanding ultra-low-temperature toughness and a production method therefor
CN114891961A (zh) 冷轧热处理钢板
JP4085826B2 (ja) 伸びおよび伸びフランジ性に優れた二相型高張力鋼板およびその製造方法
US20220033926A1 (en) High-strength cold rolled steel sheet having high hole expansion ratio, highstrength hot-dip galvanized steel sheet, and manufacturing methods therefor
KR102379443B1 (ko) 열간성형용 강재, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
US20190119770A1 (en) Ultra high-strength and high-ductility steel sheet having excellent yield ratio and manufacturing method therefor
JP5225968B2 (ja) 加工性の優れた耐時効冷延鋼板及びその製造方法
JP2017197787A (ja) 延性に優れた高張力厚鋼板及びその製造方法
EP3561121B1 (en) Cold-rolled steel sheet having excellent bendability and hole expandability and method for manufacturing same
KR100782785B1 (ko) 초세립 열연 이상조직강 및 그의 제조 방법
JPH0920922A (ja) 高靱性低温用鋼板の製造方法
CN118339326A (zh) 热轧钢板及其制造方法
JP2023075224A (ja) 成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
KR20200007231A (ko) 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법
JP2023547090A (ja) 熱的安定性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
KR101263612B1 (ko) 성형성, 형상 동결성, 표면 외관이 우수한 냉연 강판, 및 그 제조 방법
JP2000212680A (ja) バウシンガ―効果による降伏応力低下が少ない非調質高張力鋼板およびその製造方法
JP2007211337A (ja) 耐ひずみ時効性に優れ、面内異方性の小さい冷延鋼板およびその製造方法
JP7298777B2 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
EP4357476A1 (en) Ultra high strength steel sheet having high yield ratio and excellent bendability and method of manufacturing same
KR101412286B1 (ko) 초고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2020503445A (ja) 耐水素誘起割れ性に優れた引張強度４５０ＭＰａ級の厚肉鋼材及びその製造方法
KR20220125755A (ko) 높은 연성과 국부 성형성을 가지는 초고장력 냉연강판 및 그 제조방법
KR20240098674A (ko) 강판 및 그 제조방법
KR101505302B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법

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