冲裁性和材质均匀性优异的高强度热轧钢板及其制造方法与流程

1.本发明涉及一种拉伸强度为1100mpa以上且表面硬度为35hrc以上的冲裁性和材质均匀性优异的高强度热轧钢板及其制造方法。


背景技术：

2.现有的链条和机械部件利用高碳钢和高碳合金钢并通过球化热处理和调质(quenching and tempering，qt)热处理制造。但是，这种重复的热处理工艺会导致二氧化碳排放和污染，并且还会增加链条和机械部件的制造成本。因此，为了改善这种情况，提出了一种技术，该技术通过利用低碳钢制造以贝氏体和马氏体等作为基体组织的低温相变组织钢，从而可以确保所期望的强度和硬度而无需进一步的热处理。
3.在专利文献1中，提出了一种对钢进行热轧后立即根据特定的冷却条件制造为形成贝氏体和马氏体而确保所期望的强度和硬度的技术。此外，专利文献2中提出一种基于c
‑
si
‑
mn
‑
ni
‑
b成分体系确保表面硬度的方法。
4.但是，如上所述的高强度钢在制造链条和机械部件的过程中进行冲裁成型时，发生冲裁后在轧制板材产生裂纹的问题。特别地，为了确保高强度和硬度而主要使用的si、mn、mo、cr、v、cu、ni等的合金成分局部偏析或者导致微细组织的不均匀，因此不仅冲裁性劣化，而且使用时在成分偏析和微细组织不均匀的部位容易发生疲劳破坏。此外，淬透性高的钢在冷却时微细组织的变化变得敏感，因此不均匀地形成低温相变组织相，从而进一步降低冲裁性。为了改善这种情况，可以考虑引入额外的热处理工艺，但这种额外的热处理工艺的引入存在在经济性方面不利的问题，并且与现有的利用高碳钢和高碳合金钢的工艺也没有区别，因此难以实际应用。
5.[现有技术文献]
[0006]
(专利文献1)欧洲专利公开公报第1375694号
[0007]
(专利文献2)日本专利公开公报第1999
‑
302781号


技术实现要素：

[0008]
要解决的技术问题
[0009]
本发明提供一种高强度热轧钢板及其制造方法，其特征在于，其为高强度热轧钢板，并通过优化合金组成、轧制温度和冷却速度，在总长和总宽上均匀地获得具有高强度的同时具有优异的冲裁性的微细组织，从而具有优异的冲裁性和材质均匀性。
[0010]
另一方面，本发明的技术问题并不限于上述内容。可以从说明书的整体内容理解本发明的技术问题，对于本领域技术人员而言，理解本发明的附加技术问题是没有任何困难的。
[0011]
技术方案
[0012]
本发明的一个方面提供一种高强度热轧钢板，以重量％计，所述高强度热轧钢板包含：c：0.10
‑
0.30％、si：0.001
‑
1.0％、mn：0.5
‑
2.5％、cr：0.001
‑
1.5％、mo：0.001
‑
0.5％、
al：0.001
‑
0.5％、p：0.001
‑
0.01％、s：0.001
‑
0.01％、n：0.001
‑
0.01％、b：0.0001
‑
0.004％、ti：0.001
‑
0.1％、nb：0.001
‑
0.1％、余量的铁和不可避免的杂质，并且满足以下关系式(1)，在微细组织中，主相由马氏体相和贝氏体相组成，所述马氏体相的分数为50％以上且小于90％，所述贝氏体相的分数为5％以上且50％以下，所述马氏体相和所述贝氏体相的分数之和为90％以上，余量由铁素体相组成。
[0013]
[关系式(1)]cl<1
[0014]
cl＝
‑
0.692
‑
0.158
×
[mn] 0.121
×
[mn]2 0.061
×
[cr]2‑
0.319
×
[mo] 0.035
×
[hardness_hrc]
[0015]
(其中，cl是有效裂纹产生指数，[mn]、[cr]、[mo]是相应合金元素的重量％，[hardness_hrc]是洛氏硬度(hrc)。)
[0016]
在所述高强度热轧钢板中，所述马氏体相的平均板条束尺寸(packet size)为圆当量直径1
‑
7μm，所述马氏体相的板条束结构(packet structure)的纵横比(aspect ratio)在厚度方向的中心部(t/4
‑
t/2)中可以为1
‑
5，在厚度方向的表层部(表层至t/8)中可以为1.1
‑
6，并且将表层部的纵横比除以中心部的纵横比的值可以为0.9
‑
2。
[0017]
所述高强度热轧钢板的拉伸强度可以为1100mpa以上且表面硬度可以为35hrc以上。
[0018]
在收卷的卷材形式的热轧钢板的总宽的9个位置和总长的3个位置处测量拉伸强度和表面硬度时，各测量结果的最大值和最小值的差以拉伸强度为基准可以为140mpa以内，以表面硬度为基准可以为4hrc以内。
[0019]
本发明的另一个方面提供一种制造高强度热轧钢板的方法，包括以下步骤：将钢坯再加热至1180
‑
1350℃，以重量％计，所述钢坯包含：c：0.10
‑
0.30％、si：0.001
‑
1.0％、mn：0.5
‑
2.5％、cr：0.001
‑
1.5％、mo：0.001
‑
0.5％、al：0.001
‑
0.5％、p：0.001
‑
0.01％、s：0.001
‑
0.01％、n：0.001
‑
0.01％、b：0.0001
‑
0.004％、ti：0.001
‑
0.1％、nb：0.001
‑
0.1％、余量的铁和不可避免的杂质，并且满足上述关系式(1)；对经再加热的所述钢坯进行热轧，使得满足以下关系式(2)；将热轧的钢板冷却至0
‑
400℃范围的温度，使得满足以下关系式(3)；以及在0
‑
400℃范围的温度内对经冷却的钢板进行收卷。
[0020]
[关系式(2)]tn
‑
70≤fdt≤tn
[0021]
tn＝967
‑
280
×
[c] 35.7
×
[si]
‑
28.1
×
[mn]
‑
11.4
×
[cr] 11.4
×
[mo]
‑
62
×
[ti] 46.2
×
[nb]
[0022]
(其中，tn是临界轧制温度(℃)，fdt是精轧温度(℃)，[c]、[si]、[mn]、[cr]、[mo]、[b]、[nb]、[ti]是相应合金元素的重量％。)
[0023]
[关系式(3)]lcr≤cr≤hcr
[0024]
lcr＝2000/(
‑
1076 2751
×
[c] 17
×
[si] 301
×
[mn] 330
×
[cr] 355
×
[mo] 42939
×
[b])
[0025]
hcr＝2500/(
‑
70.3 198
×
[c] 32.0
×
[si] 16.7
×
[mn] 18.4
×
[cr] 42.1
×
[mo] 5918
×
[b])
[0026]
(其中，cr是冷却带中的冷却速度(℃/秒)，lcr是最小临界冷却速度(℃/秒)，其最小值为5且其最大值为45，hcr是最大临界冷却速度(℃/秒)，其最小值为50且其最大值为200。此外，[c]、[si]、[mn]、[cr]、[mo]、[b]是相应合金元素的重量％。)
[0027]
在所述收卷步骤后，可以对所述高强度热轧钢板进行酸洗处理后涂油。
[0028]
有益效果
[0029]
根据本发明，通过优化合金组成、轧制温度和冷却速度，从而在总长和总宽上均匀地获得相比高强度具有优异的冲裁性的微细组织，因此可以提供一种冲裁性和材质均匀性优异的高强度热轧钢板及其制造方法。
附图说明
[0030]
图1是示出发明钢3的表层部和中心部的微细组织的ebsd照片。
[0031]
最佳实施方式
[0032]
高强度热轧钢板
[0033]
以下，对本发明的一个方面的高强度热轧钢板进行详细说明。
[0034]
以重量％计，本发明的一个方面的高强度热轧钢板包含：c：0.10
‑
0.30％、si：0.001
‑
1.0％、mn：0.5
‑
2.5％、cr：0.001
‑
1.5％、mo：0.001
‑
0.5％、al：0.001
‑
0.5％、p：0.001
‑
0.01％、s：0.001
‑
0.01％、n：0.001
‑
0.01％、b：0.0001
‑
0.004％、ti：0.001
‑
0.1％、nb：0.001
‑
0.1％、余量的铁和不可避免的杂质，并且满足以下关系式(1)，在微细组织中，主相由马氏体相和贝氏体相组成，所述马氏体相的分数为50％以上且小于90％，所述贝氏体相的分数为5％以上且50％以下，所述马氏体相和所述贝氏体相的分数之和为90％以上，余量可以由铁素体相组成。
[0035]
[关系式(1)]cl<1
[0036]
cl＝
‑
0.692
‑
0.158
×
[mn] 0.121
×
[mn]2 0.061
×
[cr]2‑
0.319
×
[mo] 0.035
×
[hardness_hrc]
[0037]
(其中，cl是有效裂纹产生指数，[mn]、[cr]、[mo]是相应合金元素的重量％，[hardness_hrc]是洛氏硬度(hrc)。)
[0038]
首先，对本发明的一个方面的高强度热轧钢板的合金组成进行详细说明。下述各合金元素的单位是重量％。
[0039]
c：0.10
‑
0.30％
[0040]
c是强化钢的最经济且有效的元素，随着c的添加量的增加，铁素体相的分数减少，由于固溶强化效果，可以获得硬度高的贝氏体相和马氏体相。但是，当所述c的含量小于0.10％时，难以获得充分的强化效果，当所述c的含量超过0.30％时，形成过于坚硬且脆性低的马氏体相，存在冲裁性降低的问题。因此，所述c的含量可以为0.10
‑
0.30％。c的上限更优选可以为0.25％，进一步优选可以为0.23％。c的下限更优选可以为0.15％，进一步优选可以为0.17％。
[0041]
si：0.001
‑
1.0％
[0042]
si使钢水脱氧并具有固溶强化效果，并且所述si延迟粗大的碳化物的形成，有利于提高冲裁性。但是，当所述si的含量小于0.001％时，难以获得上述效果，当所述si的含量超过1.0％时，热轧时在钢板表面形成由si引起的红色氧化皮，导致钢板表面质量非常差，并且存在表面硬度降低的问题，因此优选将所述si的含量限制为1.0％以下。因此，所述si的含量可以为0.001
‑
1.0％。si的上限更优选可以为0.7％，进一步优选可以为0.5％。si的下限更优选可以为0.003％，进一步优选可以为0.005％。
[0043]
mn：0.5
‑
2.5％
[0044]
mn是对钢的固溶强化有效的元素，并且增加钢的淬透性，冷却时抑制铁素体的形成，从而增加钢的强度和硬度。但是，当所述mn的含量小于0.5％时，无法获得添加mn的上述效果，当所述mn的含量超过2.5％时，在连铸工艺中铸造板坯时，在厚度中心部的偏析部非常发达，并且在热轧后冷却时，在厚度方向上不均匀地形成微细组织，因此冲裁性劣化。因此，所述mn的含量可以为0.5
‑
2.5％。mn的上限更优选可以为为2.2％，进一步优选可以为2.0％。mn的下限更优选可以为0.8％，进一步优选可以为1.0％。
[0045]
cr：0.001
‑
1.5％
[0046]
cr使钢固溶强化，增加钢的淬透性，抑制铁素体的形成，从而增加钢的强度和硬度。但是，当cr的含量小于0.001％时，无法获得添加cr的上述效果，当cr的含量超过1.5％时，在厚度中心部的偏析部非常发达，并且使厚度方向上的微细组织变得不均匀，因此冲裁性劣化。因此，所述cr的含量可以为0.001
‑
1.5％。cr的上限更优选可以为1.2％，进一步优选可以为1.0％。cr的下限更优选可以为0.003％，进一步优选可以为0.005％。
[0047]
mo：0.001
‑
0.5％
[0048]
mo通过强化晶界来提高冲裁性，并通过提高钢的淬透性来增加强度。但是，当mo的含量小于0.001％时，其效果不明显，当mo的含量超过0.5％时，其效果饱和，并大幅增加钢的制造成本，因此所述mo的含量可以为0.001
‑
0.5％。mo的上限更优选可以为0.45％，进一步优选可以为0.4％。mo的下限更优选可以为0.003％，进一步优选可以为0.005％。
[0049]
al：0.001
‑
0.5％
[0050]
al是为了脱氧而添加的成分，在溶解状态下，当所述al的含量小于0.001％时，脱氧效果不充分，当所述al的含量超过0.5％时，容易发生由于夹杂物的形成导致的缺陷，并且在连铸时存在引起喷嘴堵塞的问题。因此，所述al的含量可以为0.001
‑
0.5％。al的上限更优选可以为0.45％，进一步优选可以为0.4％。al的下限更优选可以为0.003％，进一步优选可以为0.005％。
[0051]
p：0.001
‑
0.01％
[0052]
p是钢中不可避免地含有的杂质，将所述p的含量控制得尽可能低是有利的。但是，为了使p的含量小于0.001％，需要大量的制造成本，在经济性方面不利，当所述p的含量超过0.01％时，由于晶界偏析而产生脆性，从而降低钢材的冲裁性。因此，所述p的含量可以为0.001
‑
0.01％。p的上限更优选可以为0.008％，进一步优选可以为0.007％。p的下限更优选可以为0.002％，进一步优选可以为0.003％。
[0053]
s：0.001
‑
0.01％
[0054]
s是钢中存在的杂质，当所述s的含量超过0.01％时，s与mn等结合而容易形成非金属夹杂物，导致钢的冲裁性降低。此外，为了使所述s的含量小于0.001％，炼钢作业时消耗过多的时间和费用，导致生产性降低。因此，所述s的含量可以为0.001
‑
0.01％。s的上限更优选可以为0.008％，进一步优选可以为0.007％。s的下限更优选可以为0.002％，进一步优选可以为0.003％。
[0055]
n：0.001
‑
0.01％
[0056]
n是固溶强化元素。为了使所述n的含量小于0.001％，炼钢作业时需要大量的时间和费用，导致生产性降低，当所述n的含量超过0.01％时，生产时产生大量的对冲裁性产生
不良影响的夹杂物。因此，在本发明中，n的含量可以为0.001
‑
0.01％。n的上限更优选可以为0.008％，进一步优选可以为0.007％。n的下限更优选可以为0.002％，进一步优选可以为0.003％。
[0057]
b：0.0001
‑
0.004％
[0058]
b是提高钢的淬透性以促进马氏体相和贝氏体相的确保的元素，已知其效果比其它元素优异。但是，当所述b的含量小于0.0001％时，难以获得充分的淬透性提高效果，当所述b的含量超过0.004％时，淬透性提高效过饱和，难以期待进一步添加b来提高淬透性。因此，所述b的含量可以为0.0001
‑
0.004％。b的上限更优选可以为0.0035％，进一步优选可以为0.003％。b的下限更优选可以为0.0003％，进一步优选可以为0.0005％。
[0059]
ti：0.001
‑
0.1％
[0060]
ti具有通过形成tic的析出强化效果，由于与n的亲和力强，在钢中形成粗大的tin，并抑制bn的形成，具有提高钢的淬透性的效果。但是，当ti的含量小于0.001％时，无法充分获得上述效果，当ti的含量超过0.1％时，由于析出物的粗大化，存在成型时冲裁性降低的问题。因此，在本发明中，ti的含量可以为0.001
‑
0.1％。ti的上限更优选可以为0.08％，进一步优选可以为0.07％。ti的下限更优选可以为0.003％，进一步优选可以为0.005％。
[0061]
nb：0.001
‑
0.1％
[0062]
nb是代表性的析出强化元素，在热轧过程中析出nb，并通过再结晶延迟引起的晶粒微细化效果，有助于提高钢的强度、硬度和冲裁性。此时，当nb的含量小于0.001％时，无法充分获得上述效果，当nb的含量超过0.1％时，形成粗大的复合析出物而降低冲裁性。因此，在本发明中，nb的含量可以为0.001
‑
0.1％。nb的上限更优选可以为0.08％，进一步优选可以为0.07％。nb的下限更优选可以为0.003％，进一步优选可以为0.005％。
[0063]
本发明的高强度热轧钢板中除上述合金元素之外其余是铁(fe)成分。但是，在通常的制造过程中会从原料或周围环境不可避免地混入非期望的杂质，因此无法排除这些杂质。这些杂质对于通常的技术人员而言是众所周知的，因此不详细提及其所有内容。
[0064]
此外，本发明的一个方面的高强度热轧钢板不仅满足上述合金组成，而且满足以下关系式(1)以确保冲裁性。
[0065]
[关系式(1)]cl<1
[0066]
cl＝
‑
0.692
‑
0.158
×
[mn] 0.121
×
[mn]2 0.061
×
[cr]2‑
0.319
×
[mo] 0.035
×
[hardness_hrc]
[0067]
(其中，cl是有效裂纹产生指数，[mn]、[cr]、[mo]是相应合金元素的重量％，[hardness_hrc]是洛氏硬度(hrc)。)
[0068]
在所述关系式(1)中，有效裂纹产生指数(cl)是表示钢材的冲裁性的指数，当该值为1以上时，可以判断对钢材进行冲裁时，在钢材的冲裁面产生导致致命的缺陷的有效尺寸的裂纹。钢材的冲裁性受根据合金元素含量的偏析的影响，主要大量包含在相应钢材中并且已知在连铸工艺中引起偏析现象的mn和cr的含量是与所述冲裁性相关的主要的指标。随着mn和cr的含量增加，超过线性趋势，发生由偏析引起的冲裁性的降低现象，因此cl与mn和cr的平方值成比例地增加，因此需要调节两种成分的含量，使得不加剧偏析现象。此外，随着钢材的硬度增加，韧性降低，从而具有冲裁性劣化的倾向，因此需要导出制造所期望的水
平的高硬度热轧产品的同时不降低钢材的冲裁性的最佳的成分体系，将其反映在关系式(1)中。特别地，可以确认添加mo时，钢材的淬透性大幅增加，钢材内的组织均匀性增加，因此即使在相同的硬度下也可以确保更高的冲裁性的事实，并将其添加到关系式(1)中。
[0069]
另一方面，在本发明的一个方面的高强度热轧钢板的微细组织中，主相由马氏体相和贝氏体相组成，所述马氏体相的分数为50％以上且小于90％，所述贝氏体相的分数为5％以上且50％以下，所述马氏体相和所述贝氏体相的分数之和为90％以上，余量可以由铁素体相组成。此外，所述马氏体相的平均板条束尺寸可以为圆当量直径1
‑
7μm，所述马氏体相的板条束结构的纵横比在厚度方向的中心部(t/4
‑
t/2)中可以为1
‑
5，在厚度方向的表层部(表层至t/8)中可以为1.1
‑
6，并且将表层部的纵横比除以中心部的纵横比的值可以为0.9
‑
2。
[0070]
首先，在本发明的高强度热轧钢板的微细组织中，主相由马氏体相和贝氏体相组成，此时，马氏体相的分数可以为50％以上且小于90％。当所述马氏体相的分数小于50％时，硬度相对低的铁素体相/贝氏体相的分数增加，因此无法确保所期望的硬度。另一方面，当所述马氏体相的分数为90％以上时，钢材的韧性过于不足，因此难以确保所期望的冲裁性。因此，马氏体相的分数优选限制为50％以上且小于90％。
[0071]
另一方面，贝氏体相的分数可以为5％以上且50％以下。所述贝氏体相的硬度略低于马氏体相但是具有相似的水平，生成时对冲裁性的贡献程度比马氏体相优异，因此需要包含最少5％以上的所述贝氏体相，以保持硬度和冲裁性的平衡。但是，当所述贝氏体相的分数超过50％时，难以满足所期望的硬度，因此将最大值限制为50％以下。因此，贝氏体相的分数优选限制为5％以上且50％以下。
[0072]
此外，所述马氏体相和所述贝氏体相的分数之和为90％以上，余量可以由铁素体相组成。当作为除所述马氏体相和所述贝氏体相之外的余量的铁素体相的分数为10％以上时，铁素体
‑
马氏体的界面处的相(phase)之间的硬度差导致冲裁性降低，因此铁素体相的分数优选限制为小于10％。
[0073]
另一方面，在所述马氏体相和所述贝氏体相中，更优选以马氏体相为主相，并且所述马氏体相的分数为75％以上。此外，本发明的热轧钢板的微细组织可以仅由马氏体相和贝氏体相组成而不存在铁素体相。
[0074]
本发明的微细组织中马氏体相的平均板条束尺寸可以为圆当量直径1
‑
7μm。其中，所述马氏体相的板条束(packet)是指在马氏体中具有相同的方位关系的集合组织的彼此相邻的组织，其平均尺寸可以如下定义，通过sem测量获得显示相同方向的组织的圆当量直径来获得平均值，或者通过ebsd测量等指定具有相同的方位关系的组织的尺寸。优选在钢板中心部测量所述平均板条束尺寸。并且，还可以通过除此之外的众所周知的其它公知的方法进行测量。在制造的钢的微细组织中，通过将马氏体相的平均板条束尺寸控制为圆当量直径1
‑
7μm，从而可以通过晶粒的微细化来增加钢材的冲裁性。当所述平均板条束尺寸小于圆当量直径1μm时，为了晶粒的微细化，在热轧工艺中产生过多的轧制负荷，另一方面，当所述平均板条束尺寸超过圆当量直径7μm时，难以期待通过晶粒的微细化提高硬度的效果。因此，马氏体相的平均板条束尺寸优选为圆当量直径1
‑
7μm。
[0075]
此外，在本发明的微细组织中，马氏体相的板条束结构的纵横比在厚度方向的中心部(t/4
‑
t/2)中可以为1
‑
5，在厚度方向的表层部(表层至t/8)中可以为1.1
‑
6，并且将表
层部的纵横比除以中心部的纵横比的值可以为0.9
‑
2。其中，所述马氏体相的板条束结构的纵横比可以定义为将在马氏体中具有相同的方位关系的集合组织的彼此相邻的组织简化为椭圆的形状并将长轴除以短轴的值。
[0076]
在厚度方向的中心部(t/4
‑
t/2)中，当所述纵横比小于1时，再结晶延迟引起的晶粒微细化效果不足，无法增加硬度，另一方面，当所述纵横比超过5时，部分再结晶发生至钢材的中心部，由于钢材的厚度方向上的材质偏差而导致冲裁性降低。
[0077]
另外，在厚度方向的表层部(表层至t/8)中，当所述纵横比小于1.1时，在表层中也几乎不发生由轧制引起的再结晶延迟现象，因此用于实现所期望的硬度的表面固化效果不足，另一方面，当所述纵横比的值超过6时，在表层发生过多的部分再结晶，由于厚度方向上的材质偏差而导致冲裁性降低。
[0078]
此外，当将表层部的纵横比除以中心部的纵横比的值小于0.9时，由再结晶延迟引起的表层固化效果不足，当将表层部的纵横比除以中心部的纵横比的值超过2时，由于厚度方向上的材质偏差而导致冲裁性降低。
[0079]
因此，优选地，马氏体相的板条束结构的纵横比在厚度方向的中心部(t/4
‑
t/2)中为1
‑
5，在厚度方向的表层部(表层至t/8)中为1.1
‑
6，并且将表层部的纵横比除以中心部的纵横比的值为0.9
‑
2。
[0080]
另一方面，本发明的一个方面的高强度热轧钢板的拉伸强度为1100mpa以上且表面硬度为35hrc以上。特别地，在收卷的卷材形式的热轧钢板的总宽的9个位置和总长的3个位置处测量拉伸强度和表面硬度时，优选地，各测量结果的最大值和最小值的差以拉伸强度为基准140mpa以内，以表面硬度为基准4hrc以内。其中，所述总宽的9个位置是指在卷材形式的热轧钢板的宽度方向上选择9个位置，所述总长的3个位置是指在卷材形式的热轧钢板的长度方向上选择3个位置。
[0081]
制造高强度热轧钢板的方法
[0082]
以下，对本发明的另一个方面的制造高强度热轧钢板的方法进行详细说明。
[0083]
本发明的另一个方面的制造高强度热轧钢板的方法包括以下步骤：将钢坯再加热至1180
‑
1350℃，以重量％计，所述钢坯包含：c：0.10
‑
0.30％、si：0.001
‑
1.0％、mn：0.5
‑
2.5％、cr：0.001
‑
1.5％、mo：0.001
‑
0.5％、al：0.001
‑
0.5％、p：0.001
‑
0.01％、s：0.001
‑
0.01％、n：0.001
‑
0.01％、b：0.0001
‑
0.004％、ti：0.001
‑
0.1％、nb：0.001
‑
0.1％、余量的铁和不可避免的杂质，并且满足以下关系式(1)；对经再加热的所述钢坯进行热轧，使得满足以下关系式(2)；将热轧的钢板冷却至0
‑
400℃范围的温度，使得满足以下关系式(3)；以及在0
‑
400℃范围的温度内对经冷却的钢板进行收卷。
[0084]
[关系式(1)]cl<1
[0085]
cl＝
‑
0.692
‑
0.158
×
[mn] 0.121
×
[mn]2 0.061
×
[cr]2‑
0.319
×
[mo] 0.035
×
[0086]
[hardness_hrc]
[0087]
(其中，cl是有效裂纹产生指数，[mn]、[cr]、[mo]是相应合金元素的重量％，[hardness_hrc]是洛氏硬度(hrc)。)
[0088]
[关系式(2)]tn
‑
70≤fdt≤tn
[0089]
tn＝967
‑
280
×
[c] 35.7
×
[si]
‑
28.1
×
[mn]
‑
11.4
×
[cr] 11.4
×
[mo]
‑
62
×
[ti] 46.2
×
[nb]
[0090]
(其中，tn是临界轧制温度(℃)，fdt是精轧温度(℃)，[c]、[si]、[mn]、[cr]、[mo]、[b]、[nb]、[ti]是相应合金元素的重量％。)
[0091]
[关系式(3)]lcr≤cr≤hcr
[0092]
lcr＝2000/(
‑
1076 2751
×
[c] 17
×
[si] 301
×
[mn] 330
×
[cr] 355
×
[mo] 42939
×
[b])
[0093]
hcr＝2500/(
‑
70.3 198
×
[c] 32.0
×
[si] 16.7
×
[mn] 18.4
×
[cr] 42.1
×
[mo] 5918
×
[b])
[0094]
(其中，cr是冷却带中的冷却速度(℃/秒)，lcr是最小临界冷却速度(℃/秒)，其最小值为5且其最大值为45，hcr是最大临界冷却速度(℃/秒)，其最小值为50且其最大值为200。此外，[c]、[si]、[mn]、[cr]、[mo]、[b]是相应合金元素的重量％。)
[0095]
将板坯再加热的步骤
[0096]
首先，在1180
‑
1350℃的温度下将具有上述合金组成且满足所述关系式(1)的钢坯进行再加热。此时，当所述再加热温度低于1180℃时，析出物未能充分再固溶，在热轧之后的工艺中析出物的形成会减少，残留粗大的tin，并且难以通过扩散消除连铸时形成的偏析。此外，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，发生强度的降低和组织的不均匀。因此，所述再加热温度优选限制为1180
‑
1350℃。
[0097]
热轧的步骤
[0098]
在750
‑
1000℃范围的温度内对经再加热的所述板坯进行热轧。在超过1000℃的高温下开始热轧时，热轧钢板的温度升高，导致晶粒尺寸变得粗大，去氧化皮不充分，因此热轧钢板的表面质量劣化。此外，在低于750℃的温度下完成轧制时，由于各个位置的钢的再结晶行为不同而导致材质不均匀，并且冲裁性会劣化。
[0099]
此外，在所述热轧的步骤中进行热轧，使得精轧温度(fdt)满足以下关系式(2)。
[0100]
[关系式(2)]tn
‑
70≤fdt≤tn
[0101]
tn＝967
‑
280
×
[c] 35.7
×
[si]
‑
28.1
×
[mn]
‑
11.4
×
[cr] 11.4
×
[mo]
‑
62
×
[ti] 46.2
×
[nb]
[0102]
(其中，tn是临界轧制温度(℃)，fdt是精轧温度(℃)，[c]、[si]、[mn]、[cr]、[mo]、[b]、[nb]、[ti]是相应合金元素的重量％。)
[0103]
所述关系式(2)是表示钢材的精轧温度与成分的关系的式。通常，热轧时将钢材的温度降低至特定临界温度以下时，发生钢材的再结晶延迟现象，从而通过晶粒微细化效果等来提高钢材的冲裁性。因此，将钢材的精轧温度(fdt)控制为临界轧制温度(tn)以下时，所制造的钢的微细组织中马氏体相的平均板条束尺寸为圆当量直径1
‑
7μm，从而可以通过晶粒微细化来增加钢材的冲裁性。
[0104]
但是，过度降低精轧温度(fdt)时，轧制工艺中的板通过性方面发生问题，并且仅在表层部分发生过度的部分再结晶，从而由于钢材的厚度方向上的物理性能差异而导致冲裁性降低。因此，通过将钢材的精轧温度(fdt)调节为tn
‑
70以上，使得马氏体相的板条束结构的纵横比在厚度方向的中心部(t/4
‑
t/2)中为1
‑
5，在厚度方向的表层部(表层至t/8)中为1.1
‑
6，并且将表层部的纵横比除以中心部的纵横比的值为0.9
‑
2，从而可以提高钢材的冲裁性和材质均匀性。
[0105]
冷却和收卷的步骤
[0106]
以5
‑
200℃/秒的平均冷却速度对经轧制的所述钢板进行冷却至0
‑
400℃范围的温度，并在0
‑
400℃范围的温度内进行收卷，此时，根据钢种的成分设定钢板的冷却速度，使得满足以下关系式(3)。
[0107]
[关系式(3)]lcr≤cr≤hcr
[0108]
lcr＝2000/(
‑
1076 2751
×
[c] 17
×
[si] 301
×
[mn] 330
×
[cr] 355
×
[mo] 42939
×
[b])
[0109]
hcr＝2500/(
‑
70.3 198
×
[c] 32.0
×
[si] 16.7
×
[mn] 18.4
×
[cr] 42.1
×
[mo] 5918
×
[b])
[0110]
(其中，cr是冷却带中的冷却速度(℃/秒)，lcr是最小临界冷却速度(℃/秒)，其最小值为5且其最大值为45，hcr是最大临界冷却速度(℃/秒)，其最小值为50最大值为200，[c]、[si]、[mn]、[cr]、[mo]、[b]是相应合金元素的重量％。)
[0111]
所述关系式(3)是关于钢材的冷却条件的式。在冷却带中的冷却条件决定钢材的微细组织并对强度和硬度有主要影响。此外，此时钢材的冷却条件需要考虑根据合金元素添加量的淬透性的变化。因此，必须应用根据钢材中包含的合金元素的最佳的冷却速度进行冷却。
[0112]
为此，在本发明中，分别求出根据合金元素添加量的最大临界冷却速度(hcr)和最小临界冷却速度(lcr)，并使得在冷却带中的冷却速度(cr)满足所述最大临界冷却速度(hcr)和最小临界冷却速度(lcr)之间。以快于最大临界冷却速度(hcr)的速度冷却钢材时，形成坚硬但脆性差的马氏体组织，从而冲裁性降低，钢材的形状变差，并且由于在冷却带中的过度的快速冷却，在整个区间的注水量不同，因此材质均匀性降低。另一方面，当钢材的冷却速度慢于最小临界冷却速度(lcr)时，形成10％以上的硬度相对低的铁素体相，从而降低钢材的硬度，并且铁素体的生成量对冷却速度的变化反应过于敏感，因此材质均匀性会变差。因此，在所述冷却带中的冷却速度(cr)优选设定为最大临界冷却速度(hcr)和最小临界冷却速度(lcr)之间的值。
具体实施方式
[0113]
(实施例)
[0114]
以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明。然而，需要注意的是，下述实施例仅仅是用于例示本发明而进行更详细的说明，而并不是用于限制本发明的权利范围。这是因为，本发明的权利范围由权利要求书中所记载的内容和由此合理推导的内容所确定。
[0115]
首先，将满足下表1中记载的成分体系的钢坯加热至1200℃，并以表2中记载的热轧条件制造高强度热轧钢板。对如此制造的高强度热轧钢板进行试验以测量微细组织、强度、硬度和冲裁性，并将其总结在下表2和表4中。
[0116]
下表1的各成分元素的分数是重量％，下表2的fdt、tn、cr、lcr、hcr的含义如下。此外，微细组织的分数中fer表示铁素体，bai表示贝氏体，mar表示马氏体，各微细组织的分数满足目标水平时显示为“o”标记，不满不目标水平时显示为“x”标记。
[0117]
‑
fdt：精轧温度(℃)
[0118]
‑
tn：临界轧制温度(℃)
[0119]
‑
cr：在冷却带中的冷却速度(℃/秒)
[0120]
‑
lcr：最小临界冷却速度(℃/秒)
[0121]
‑
hcr：最大临界冷却速度(℃/秒)
[0122]
此外，对于发明钢和比较钢，观察厚度方向的中心部和厚度方向的表层部中的马氏体相的板条束结构，将各板条束简化为椭圆的形状，然后测量将其中的长轴的长度除以短轴的长度的纵横比并示于下表3中，当马氏体相的板条束尺寸和纵横比满足目标水平时显示为“o”标记，不满足目标水平时显示为“x”标记，这种组织形状不良表示为当表2中示出的制造条件不满足目标关系式的情况下马氏体组织变得过细/粗大或者加剧厚度方向上的偏差等的结果。
[0123]
下表4的拉伸强度是在收卷后的卷材形式的热轧钢板的总宽的9个位置和总长的3个位置处以均匀的间隔测量拉伸强度或洛氏硬度的值的总平均值，拉伸强度在每个位置测量1次，硬度在每个位置测量10次。拉伸强度的偏差表示其测量值中的最大值和最小值之差。
[0124]
cl表示有效裂纹产生指数，对钢材进行冲裁时产生有效尺寸的裂纹时，满足冲裁性时显示为“o”，不满足冲裁性时显示为“x”。
[0125]
[表1]
[0126][0127]
[表2]
[0128][0129]
[表3]
[0130][0131]
[表4]
[0132][0133]
从所述表1至表4可知，发明钢1至发明钢8满足本发明中提出的合金组成，因此可以确认拉伸强度均为1100mpa以上且表面硬度均为35hrc以上。
[0134]
但是，比较钢1的碳的浓度为0.08％，未达到成分范围，从而c引起的固溶强化效果不足，因此与目标相比，硬度和强度不足。
[0135]
另一方面，利用关系式(2)分析比较钢和发明钢的结果，所有发明钢满足关系式(2)，由此马氏体相的平均板条束尺寸为圆当量直径1
‑
7μm，马氏体相的板条束结构的纵横比在厚度方向的中心部(t/4
‑
t/2)中为1
‑
5，在厚度方向的表层部(表层至t/8)中为1.1
‑
6，并且将表层部的纵横比除以中心部的纵横比的值满足0.9
‑
2。这也通过对实际微细组织的观察得到确认，代表性地图1中示出对发明钢3的表层部和中心部的微细组织进行ebsd分析的结果。
[0136]
但是，比较钢2的各合金成分的成分范围虽然满足本发明的条件，但tn值比通常低，因此fdt高于tn，不满足关系式(2)。由于这种高精轧温度，表层和深层的马氏体组织粗大，导致冲裁性降低的结果。此外，比较钢3的情况下，由于在过低的温度下进行精轧，fdt温度低于tn
‑
70，因此不满足关系式(2)。因此，在表层形成过度变形的微细组织，从而由于表层部和中心部的微细组织偏差而导致冲裁性降低，并且材质均匀性降低。
[0137]
利用关系式(3)分析比较钢和发明钢的结果，确认了所有发明钢满足关系式(3)，将其总结并示于表2中。因此，在所有发明钢中，没有形成10％以上的降低强度和硬度的铁素体相的同时没有形成坚硬但脆性高的马氏体相，因此未发生冲裁性降低的现象。
[0138]
但是，在比较钢4的情况下，冷却速度快于hcr值，铁素体相或贝氏体相的生成量不足，仅大量形成脆性低的马氏体相。由此，冲裁性降低，并且由于过快的冷却速度，难以均匀地控制在冷却带中宽度方向的冷却速度，因此宽度方向的材质均匀性降低。此外，在比较钢5的情况下，冷却速度慢于lcr值，不满足关系式(2)，因此与淬透性相比，冷却速度过慢而含有大量的铁素体相，强度和硬度未达到目标。
[0139]
另一方面，利用关系式(1)分析比较钢和发明钢的结果，确认了所有发明钢满足关系式(1)，将其总结并示于表4中。因此，确认了所有发明钢确保了目标水平的冲裁性，并且
用于制造实际构件的冲裁加工时未产生对产品质量产生致命的影响的有效水平的裂纹。
[0140]
但是，在比较钢6的情况下，由于mn的含量过高，mn偏析加深，因此冲裁性降低。其结果，不满足关系式(1)，因此可以确认冲裁性劣化。相同地，在比较钢7的情况下，由于cr的含量过高，不满足关系式(1)，其结果cr偏析加深，冲裁性降低。
[0141]
另一方面，在比较钢8的情况下，由于包含大量的使钢材固化的c等的成分体系，具有硬度值非常高的成分体系。其结果，由于硬度的过度增加，不满足关系式(1)，冲裁加工时产生很多对产品质量产生致命的影响的有效裂纹。