CN110100030A - 弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN110100030A
CN110100030A CN201780080291.1A CN201780080291A CN110100030A CN 110100030 A CN110100030 A CN 110100030A CN 201780080291 A CN201780080291 A CN 201780080291A CN 110100030 A CN110100030 A CN 110100030A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel plate
rolled steel
hot
bending workability
ultrahigh strength
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.)
Granted
Application number
CN201780080291.1A
Other languages
English (en)
Other versions
CN110100030B (zh
Inventor
孔钟判
郑济淑
高永柱
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 CN110100030A publication Critical patent/CN110100030A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN110100030B publication Critical patent/CN110100030B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

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
    • 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
    • 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
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • 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
    • C21D8/0294—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a localised 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C22C38/38—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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明的一个方面涉及一种弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板，以重量％计，所述热轧钢板包含：C：0.18～0.28％、Mn：1.2～2.2％、Si：0.1～0.5％、P：0.005～0.05％、S：0.01％以下、Al：0.01～0.05％、Ti：0.01～0.10％、B：0.001～0.0045％、N：0.001～0.01％以及余量的Fe和不可避免的杂质，以面积分数计，微细组织包含90％以上的马氏体、4～10％的自回火马氏体和5％以下的残余奥氏体。

Description

弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板及其制造方法。
背景技术
根据车身和乘客碰撞稳定性以及CO2环境管制等的严格要求，世界范围内需要实现车身的超高强度化和超轻量化，因此，正在积极地开发1.0Gpa级以上的超高强度钢板。
用于作为大部分车辆车身加强材料的保险杠加强材料和车门防撞梁等的大部分超高强度热轧钢板需要具有高强度的同时具有用于辊轧成型(Roll Forming)的优异的弯曲加工性和形状质量。
为了满足这种物理性质，车辆结构部件用钢板基本上由铁素体(Ferrite)、贝氏体(Baintie)、马氏体(Martensite)以及回火马氏体(Tempered Martensite)相的组合构成，并且根据这些相的构成比例，分为双相(Dual Phase，DP)钢、相变诱发塑性(Transformation Induced Plasticity，TRIP)钢、复合组织(Complex Phase)钢、马氏体强化型超高强度(MART)钢等而被应用。
所述钢主要应用于车辆碰撞时需要高能量吸收性能的部件，如，构件类、柱类、保险杠加强材料、侧梁等，并且利用辊轧成型方式加工，因此需要具有1.0Gpa以上的拉伸强度以及高延伸率。
另一方面，为了提供用作车辆车身加强材料部件的拉伸强度为1.2GPa级以上的超高强度钢，进行了大量的研究和开发，典型的例子有专利文献1至5。
专利文献1中公开了一种用于车辆保险杠加强材料的拉伸强度为1.2GPa级的超高强度冷轧钢板的制造方法，该方法包括以下步骤：在1050～1300℃对铝镇静钢进行同质化处理后，在Ar3转变点之上的850～950℃进行热精轧，然后在550～650℃进行热轧收卷，以化学成分的重量比计，所述铝镇静钢中添加C：0.15～0.20％、Si：0.3～0.8％、Mn：1.8～2.5％、Al：0.02～0.06％、Mo：0.1～0.4％、Nb：0.03～0.06％、S：0.02％以下、P：0.02％以下、N：0.005％以下，并且包含在钢的制造过程中不可避免地含有的元素精轧；以30～80％的冷压下率，对所述钢板进行冷轧，然后在A3温度以上进行连续退火；以及对所述钢板进行第一次缓慢冷却至600～700℃，然后以-10～-50℃/秒的冷却速度第二次快速冷却至350～300℃，然后在350～250℃范围进行缓慢冷却并保持1分钟以上。
专利文献2中公开了一种冷轧钢板的制造方法，在以重量％计包含：C：0.05～0.20％、Si：2.5％以下、Mn：3.0％以下以及杂质和少量的合金元素的钢中添加Cr：0.3％以下、Mo：0.3％以下、Ni：0.3％以下中的一种或两种以上，以制造具有1180～1400MPa的强度且钢板的弯曲/扭曲为10mm以下的具有良好形状的冷轧钢板。另外，还公开了：利用连续退火热处理设备在高温下对钢板进行快速冷却，然后通过在150～200℃温度范围进行过时效处理来进行通常的水冷(quenching)，然后通过回火(tempering)处理来改善板形状不良(钢板的宽度方向变形)。
专利文献3中公开了一种拉伸强度为1470MPa级的超高强度冷轧钢板的制造方法，将以重量％计包含：C：0.1～0.6％、Si：1.0～3.0％、Mn：1.0～3.5％、Al：1.5％以下和Cr：0.003～2.0％的冷轧钢板加热至Ac3～Ac3+50℃温度，然后以3℃/秒以上的冷却速度进行冷却，然后通过在(Ms-100℃)～Bs(贝氏体开始温度)范围内保持恒温，使所述冷轧钢板的加工前的残余奥氏体的相分数为10％以上，奥氏体晶粒的长度是短轴为1微米以上，平均轴比(长轴/短轴)为5以上并且具有耐氢脆特性。
专利文献4中公开了一种拉伸强度为1.5GPa的冷轧钢板的制造方法，该方法经过如下的连续退火步骤：以1～5℃/秒的加热速度，将经冷轧的板坯加热至[(Ac3-90℃)～(Ac3±15℃)]的温度范围，然后以1～3℃/秒的冷却速度第一次冷却至500～750℃的温度范围，然后以3～50℃/秒的冷却速度第二次冷却至[(Ms-120)～460℃]的温度范围，然后保持恒温转变6～500秒，或者以1℃/秒以下的冷却速度进行缓慢冷却，以重量％计，所述板坯包含：C：0.10～0.27％、Si：0.001～1.0％、Mn：2.3～3.5％、Al：1.0％以下(0％除外)、Cr：2％以下(0％除外)、P：0.02％以下(0％除外)、S：0.01％以下(0％除外)、N：0.01％以下(0％除外)、B：0.005％以下(0％除外)、Ti：0.004～0.03％、Mo：0.02％以下(0％除外)、Nb：0.05％以下(0％除外)以及余量的Fe和其他不可避免的杂质。
但是，在根据专利文献1至4的情况下，由于在热轧后需要进行冷轧和退火热处理(Continuous Annealing Line，CAL)工艺，因此制造成本急剧上升，并且对于应用于目前商业上使用的车辆用保险杠或加强材料，存在拉伸强度相对较低的问题。
另外，专利文献5中公开了一种通过对冷轧钢板进行热压成型来获得拉伸强度为1.8GPa的超高强度的制造方法，以重量％计，所述冷轧钢板包含：C：0.26～0.45％、Mn+Cr：0.5～3.0％、Nb：0.02～1.0％、含量满足3.42N+0.001≤Ti≤3.42N+0.5的Ti、以及Si：0.5％以下、Ni：2％以下、Cu：1％以下、V：1％以下和Al：1％以下的一种或两种以上，并且根据情况包含：B：0.01％以下、Nb：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Ca：0.001～0.005％的一种或两种以上。
根据专利文献5，虽然可以确保拉伸强度为1.8GPa的超高强度，但是经冷轧的钢板需要进一步进行热压成型步骤(Hot Press Forming)，因此制造成本进一步增加。
因此，需要开发一种可以代替传统的超高强度冷轧钢板和热成型钢，并且可以确保更高的拉伸强度并显著降低制造成本的超高强度热轧钢板及其制造方法。
(现有技术文献)
(专利文献1)韩国公开专利公报第2004-0057777号
(专利文献2)日本公开专利公报第2007-100114号
(专利文献3)韩国公开专利公报第2008-73763号
(专利文献4)韩国公开专利公报第2013-0069699号
(专利文献5)日本公开专利公报第2008-0111549号
发明内容
(一)要解决的技术问题
本发明的一个方面的目的在于，提供一种在连铸～轧制直连工艺中利用无头连续轧制模式，从而仅通过热轧工艺具有优异的弯曲加工性的1.8GPa级超高强度热轧钢板及其制造方法。
另一方面，本发明所要解决的技术问题并不局限于上述的内容。本发明所要解决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普通技术人员可以容易理解本发明的附加技术问题。
(二)技术方案
本发明的一个方面涉及一种弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板，以重量％计，所述热轧钢板包含：C：0.18～0.28％、Mn：1.2～2.2％、Si：0.1～0.5％、P：0.005～0.05％、S：0.01％以下、Al：0.01～0.05％、Ti：0.01～0.10％、B：0.001～0.0045％、N：0.001～0.01％以及余量的Fe和不可避免的杂质，以面积分数计，微细组织包含90％以上的马氏体、4～10％的自回火马氏体和5％以下的残余奥氏体。
另外，本发明的另一方面涉及一种弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板的制造方法，所述方法包括以下步骤：将钢水连铸成60～120mm的薄板坯，以重量％计，所述钢水包含：C：0.18～0.28％、Mn：1.2～2.2％、Si：0.1～0.5％、P：0.005～0.05％、S：0.01％以下、Al：0.01～0.05％、Ti：0.01～0.10％、B：0.001～0.0045％、N：0.001～0.01％以及余量的Fe和不可避免的杂质；在粗轧出口侧，对经加热的所述薄板坯进行粗轧，以使条板的边缘部温度达到850～1000℃，从而获得条板；在Ac3+10℃～Ac3+100℃的温度范围，对所述条板进行精轧，以获得热轧钢板；对所述热轧钢板进行空冷1～3秒，然后以200℃/秒以上的冷却速度进行冷却，并在Mf-50℃以下进行收卷；以及将经收卷的所述热轧钢板载置在其他两个经收卷的热轧钢板之间，并且各步骤连续执行。
此外，所述技术方案并没有列出本发明的所有特征。本发明的多种特征及其优点和效果可以参照以下具体实施方式进一步详细理解。
(三)有益效果
根据本发明，可以提供在连铸～轧制直连工艺中利用无头连续轧制模式，从而仅通过热轧工艺具有优异的弯曲加工性的1.8GPa级超高强度热轧钢板及其制造方法，其不仅可以代替超高强度热轧钢板和热成型钢，而且可以确保更高的拉伸强度，并且可以显著降低制造成本。
附图说明
图1是发明例3的收卷后板坯的照片。
图2是拍摄发明例3的PO材表面的照片。
图3是发明例3的透射电子显微镜(TEM)组织照片，(a)是20000倍的照片，(b)是(a)中将[X]部分放大100000倍的照片。
图4是在连铸～轧制直连工艺中使用无头连续轧制模式的工艺的示意图。
最佳实施方式
下面，对本发明的优选实施方式进行说明。但是，本发明的实施方式可以变更为其他各种方式，本发明的范围不会局限于以下说明的实施方式。另外，本发明的实施方式是为了向所属技术领域的普通技术人员更完整地说明本发明而提供的。
本发明的发明人认识到只要可以仅通过热轧工艺制造用作车辆车身加强材料的部件的拉伸强度为1.5GPa级以上的超高强度钢，就可以代替传统的冷轧钢板和热压钢板，从而可以显著降低制造成本，并且为了仅通过热轧工艺制造1.8GPa级的热轧钢板而进行了深入研究。
结果确认，在连铸～轧制直连工艺中使用无头连续轧制模式，并且精确控制成分和制造工艺，从而可以制造拉伸强度为1.8GPa级的高强度热轧钢板，并由此完成了本发明。
弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板
下面，对根据本发明的一个方面的弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板进行详细说明。
以重量％计，根据本发明的一个方面的弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板包含：C：0.18～0.28％、Mn：1.2～2.2％、Si：0.1～0.5％、P：0.005～0.05％、S：0.01％以下、Al：0.01～0.05％、Ti：0.01～0.10％、B：0.001～0.0045％、N：0.001～0.01％、余量的Fe和不可避免的杂质，
以面积分数计，微细组织包含90％以上的马氏体、4～10％的自回火马氏体和5％以下的残余奥氏体。
首先，对本发明的合金组成进行详细说明。下面，除非有特别说明，各元素含量的单位表示重量％。
C：0.18～0.28％
碳(C)是热轧后快速冷却时通过使组织变为马氏体来提高强度的重要元素。
当C含量小于0.18％时，马氏体自身的强度低，可能难以确保本发明中所需的强度。另一方面，当C含量超过0.28％时，由于焊接性和强度的过度上升，弯曲加工性降低。因此，C含量优选为0.18～0.28％。
另外，C含量的更优选的下限可以是0.20％，再进一步优选的下限可以是0.21％。另外，C含量的更优选的上限可以是0.27％，再进一步优选的上限可以是0.26％。
Mn：1.2～2.2％
锰(Mn)抑制铁素体的形成，并且提高奥氏体稳定性，使得容易形成低温转变相，从而增加强度。
当Mn含量小于1.2％时，可能难以确保本发明中所需的强度。另一方面，当Mn含量超过2.2％时，在连铸板坯和热轧钢板的内部和/或外部形成偏析带，引发裂纹的产生和扩展，使得钢板的最终质量降低，并且焊接性和/或弯曲加工性可能变差。因此，Mn含量优选为1.2～2.2％。
另外，Mn含量的更优选的下限可以是1.30％，再进一步优选的下限可以是1.4％。另外，Mn含量的更优选的上限可以是2.1％，再进一步优选的上限可以是2.0％。
Si：0.1～0.5％
硅(Si)是可以在不降低钢板的延展性的情况下确保强度的有效元素。另外，Si是促进铁素体的形成并助长C向未转变奥氏体富集以促进马氏体的形成的元素。
当Si含量小于0.1％时，难以充分确保上述效果。另一方面，当Si含量超过0.5％时，在钢板表面产生红氧化皮并在酸洗之后其痕迹残留在钢板表面，从而表面质量可能降低。因此，Si含量优选为0.1～0.5％。
P：0.005～0.05％
磷(P)是具有强化钢的效果的元素。
当P含量小于0.005％时，难以确保所述效果。另一方面，当P含量超过0.05％时，偏析在晶界和/或相间晶界中而可能引发脆性。因此，将P的含量优选限制在0.005～0.05％。
S：0.01％以下
硫(S)是杂质，S在钢中形成MnS非金属夹杂物并在连铸凝固时偏析，从而可能引发高温裂纹。因此，将S含量限制在尽可能低的水平，优选限制在0.01％以下。但是，当S含量限制在0％时，需要过高的成本，因此，可以排除0％。
Al：0.01～0.05％
铝(Al)起到抑制碳化物的形成以增加钢的延展性的作用。
当Al含量小于0.01％时，上述效果不充分。另一方面，当Al含量超过0.05％时，形成大量的AlN析出物，高温延展性降低，从而可能降低铸坯或条板的边缘质量，并且富集在钢板的表面而使镀覆性变差。因此，Al含量优选为0.01～0.05％。
Ti：0.01～0.10％
钛(Ti)作为析出物和氮化物形成元素，是增加钢的强度的元素。另外，Ti是通过在凝固温度附近形成TiN来去除固溶N而降低AlN等的析出物量，从而防止高温延展性降低，降低产生边缘(Edge)裂纹的敏感性的元素。
当Ti含量小于0.01％时，析出过多的微细AlN和/或BN析出物，导致铸造板坯的延展性降低，从而降低板坯质量。另一方面，当Ti含量超过0.10％时，形成粗大的TiN析出物，从而难以期待晶粒微细化效果，并且制造成本上升。因此，Ti含量优选为0.01～0.10％。
B：0.001～0.0045％
硼(B)是增加钢的淬透性的元素。
当B含量小于0.001％时，上述效果不充分，当B含量超过0.0045％时，使奥氏体再结晶温度上升，并使焊接性变差。另外，析出过多的BN等的析出物，导致高温延展性降低，从而铸坯和/或条板(Bar plate)的边缘质量可能变差。因此，B含量优选为0.001～0.0045％。
另外，B含量的更优选的下限可以是0.0015％，更优选的上限可以是0.004％。
N：0.001～0.01％
氮(N)是奥氏体稳定化和氮化物形成元素。
当N含量小于0.001％时，上述效果不充分。另一方面，当N含量超过0.01％时，析出过多的氮化物，导致高温延展性降低，从而铸坯和/或条板(Bar plate)的边缘质量可能变差。另外，由于析出物的尺寸***大，强度可能降低。因此，N含量优选为0.001～0.01％。
本发明的剩余成分是铁(Fe)。但是，在一般的制造过程中可能从原料或周围环境中不可避免地混入不期望的杂质，因此，无法排除所述杂质。这些杂质对于一般制造过程的技术人员来说是周知的，因此在本说明书中不特别提及其全部内容。
此时，除了上述的合金组成以外，以重量％计，还可以进一步包含Nb：0.001～0.05％、Cr：0.5～1.0％、Mo：0.001～0.05％和Sb：0.005～0.02％中的一种以上。
Nb：0.001～0.05％
铌(Nb)是对钢板的强度上升和粒径微细化有效的元素。
当Nb含量小于0.001％时，可能难以确保上述效果，当Nb含量超过0.05％时，形成过多的NbC、(Ti,Nb)CN等，从而可能引发连铸板坯的低温脆性。因此，Nb含量优选为0.001～0.05％。
Cr：0.5～1.0％
铬(Cr)起到固溶强化钢并通过在冷却时延迟贝氏体相转变来帮助形成马氏体的作用。
当Cr含量小于0.5％时，上述效果不充分。另一方面，当Cr含量超过1.0％时，制造成本上升，并且钢板的延展性降低。因此，Cr含量优选为0.5～1.0％。
Mo：0.001～0.05％
钼(Mo)是通过固溶强化和形成微细析出物来强化屈服强度，并且通过晶界强化来提高冲击韧性和弯曲加工性的有效成分。
当Mo含量小于0.001％时，难以获得上述效果，当Mo含量超过0.05％时，其效果将饱和，并且延展性可能降低。因此，Mo含量优选为0.001～0.05％。
Sb：0.005～0.02％
锑(Sb)是起到抑制产生热轧氧化皮缺陷的作用的元素。
当Sb含量小于0.005％时，难以确保上述效果，当Sb含量超过0.02％时，制造成本增加并且加工性变差，而且Sb作为低熔点元素可能引起边缘裂纹等问题。因此，Sb含量优选为0.005～0.02％。
另外，除了所述合金组成以外，作为残余元素包含Cu、Ni、Sn和Pb中的一种以上，其总和可以是0.2重量％以下。残余元素是源自炼钢工艺中用作原料的废料的杂质元素，当其总和超过0.2％时，可能产生薄板坯的表面裂纹并且降低热轧钢板的表面质量。
另外，所述C、Si、Mn、P和S的由以下关系式1定义的Ceq可以是0.25～0.45。
关系式1：Ceq＝C+Si/30+Mn/20+2P+3S
(在所述关系式1中，各元素符号是以重量％表示各元素含量的值。)
所述关系式1是用于确保钢板的焊接性的成分关系式，在本发明中，将所述Ceq(碳当量)值控制在0.25～0.45，从而可以确保优异的电阻点焊性，并且可以赋予焊接部优异的机械物理性质。
当Ceq小于0.25时，淬透性低，从而难以确保所需的拉伸强度。另一方面，当Ceq超过0.45时，焊接性可能降低，并且可能难以获得完好的焊接部的物理性质。因此优选地，控制成分以使Ceq满足0.25～0.45范围。
下面，对本发明的微细组织进行详细说明。
以面积分数计，本发明的微细组织包含90％以上的马氏体、4～10％的自回火马氏体和5％以下的残余奥氏体。
马氏体用于确保超高强度，当马氏体分数小于90％时，可能难以确保所需的拉伸强度。
当自回火马氏体小于4％时，弯曲加工性可能变差，当自回火马氏体超过10％时，可能难以确保所需的拉伸强度。
另一方面，残余奥氏体是常温下不稳定的相，在加工时可转变为马氏体以提高强度和加工性，但是，当残余奥氏体超过5％时，加工时转变为马氏体的量多，从而由于体积膨胀而导致产品变形，并且可能导致硬度不均匀。另一方面，即使残余奥氏体为0％的情况下，也可以确保本发明中所需的超高强度和弯曲加工性，因此，对其下限不作特别限制。
此时，所述马氏体的板条(lath)短轴间距可以是5μm以下。
马氏体的板条(lath)短轴间距可能影响强度和弯曲加工性，并且当马氏体的板条(lath)短轴间距超过5μm时，可能难以确保所需的强度和弯曲加工性。
另外，以面积分数计，本发明的微细组织还可以进一步包含4.5％以下的铁素体。
当铁素体的面积分数超过4.5％时，可能难以确保拉伸强度，因此，铁素体的面积分数优选为4.5％以下。另一方面，即使铁素体为0％的情况下，也可以确保本发明中所需的超高强度和弯曲加工性，因此，对铁素体的面积分数的下限不作特别限制。
另一方面，根据本发明的热轧钢板的拉伸强度可以是1.8Gpa以上，并且弯曲加工性可以是3以下。
弯曲加工性(R/t)表示将在90°弯曲试验后未产生裂纹的最小弯曲半径(R)除以钢板厚度(t)的值，当弯曲加工性为3以下时，可以优选应用于作为车辆车身加强材料的保险杠加强材料和车门防撞梁等的制造。更优选地，弯曲加工性可以是2.5以下。
另外，根据本发明的热轧钢板的厚度可以是2.0mm以下。
另外，根据本发明的热轧钢板的宽度方向的厚度偏差(Crown)可以是40μm以下。其中，宽度方向的厚度偏差(Crown)表示边缘25mm处的厚度和中心部厚度之间的差。
弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板的制造方法
下面，对本发明的另一方面的弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板的制造方法进行详细说明。
本发明的另一方面的弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板的制造方法包括以下步骤：将满足上述合金组成的钢水连铸成60～120mm的薄板坯；在粗轧出口侧，对经加热的所述薄板坯进行粗轧以使条板的边缘部温度达到850～1000℃，从而获得条板；在Ac3+10℃～Ac3+100℃的温度范围，对所述条板进行精轧以获得热轧钢板；对所述热轧钢板进行空冷1～3秒，然后以200℃/秒以上的冷却速度进行冷却，并在Mf-50℃以下进行收卷；以及将经收卷的所述热轧钢板载置在其他两个经收卷的热轧钢板之间，并且各步骤连续执行。
所述各步骤连续执行表示在连铸～轧制直连工艺中利用无头连续轧制模式。
作为近年来受到关注的新钢铁制造工艺的所谓利用薄板坯的制造工艺(小型钢铁厂工艺)是连铸～轧制直连工艺，在工艺特性方面而言，该工艺在带材的宽度方向和长度方向上的温度偏差小，从而能够制造材质偏差良好的相变组织钢，因此作为具有潜力的工艺而受到关注。
所述连铸～轧制直连工艺有传统的间歇模式(batch type)和新开发的无头连续轧制模式。
间歇模式的情况下，为了弥补连铸速度与轧制速度之间的差，在精轧机前的卷板箱中进行收卷之后执行精轧，因此，可能发生氧化皮剥离性降低，表面质量降低，并且在生产厚度为3.0mm以下的钢板时发生板断裂等问题。
无头连续轧制模式的情况下，与间歇模式不同，在精轧之前没有收卷的工艺，因此虽然解决了间歇模式中出现的问题，但是为了弥补连铸速度与轧制速度之间的差，需要更精确地控制。
图4是示出连铸～精轧直连工艺中利用无头连续轧制模式的工艺的例子的图。在连铸机100中制造厚度为50～150mm的薄板坯a，由于在粗轧机400与精轧机600之间没有卷板箱，能够连续轧制钢板，从而通板性优异，板断裂风险非常低，从而可以生产厚度为3.0mm以下的薄物。在粗轧机400之前具有粗轧氧化皮清理机300(Roughing Mill ScaleBreaker，RSB)，并且在精轧机600之前具有粗轧氧化皮清理机500(Finishing Mill ScaleBreaker，FSB)，从而容易去除氧化皮，并且在后续工艺中酸洗热轧钢板时可以生产表面质量优异的酸洗涂油(Pickled&Oiled，PO)材。另外，在精轧步骤中，在一个钢板内的轧制速度差为5％以下而能够实现等温等速轧制，从而钢板宽度、长度方向的温度偏差显著降低，在输出辊道600(Run Out Table，ROT)中可以精确控制冷却，从而可以制造材质偏差优异的钢板。
下面，对各步骤进行详细说明。
连铸步骤
将满足上述合金组成的钢水连铸成60～120mm的薄板坯。
当所述薄板坯的厚度超过120mm时，难以高速铸造，并且在粗轧时轧制负荷增加，当所述薄板坯的厚度小于60mm时，铸坯的温度急剧下降，从而难以形成均匀的组织。虽然可以附加设置加热设备以解决所述问题，但是这会增加生产成本，因此优选尽可能排除。因此，薄板坯的厚度优选为60～120mm。
此时，所述连铸步骤可以利用碱度为1.0以上的保护渣来执行。其中，碱度表示CaO(％)/SiO2(％)之比。
一般来说，高强度钢为了确保高强度而所添加的成分多，从而线性裂纹的敏感性非常高。因此，当使用碱度小于1.0的保护渣时，传热量高，由于板坯表面被强制冷却，产生线性裂纹的敏感性变高，因此，优选使用碱度为1.0以上的保护渣。
另外，所述连铸的铸造速度可以是4～8mpm。
将铸造速度设置为4mpm以上的原因在于，高速铸造和轧制过程连接而构成，并且为了确保目标终止温度，需要预定以上的铸造速度。另外，当铸造速度慢时，存在铸坯发生偏析的风险，当发生所述偏析时，难以确保强度和加工性，并且在宽度方向或长度方向上发生材质偏差的风险增加。当铸造速度超过8mpm时，由于钢水面不稳定而作业成功率可能降低。
粗轧步骤
在粗轧出口侧对经加热的薄板坯进行粗轧，以使条板的边缘部温度达到850～1000℃，从而获得条板。
当在粗轧出口侧条板的边缘部温度低于850℃时，产生大量的AlN析出物等，从而高温延展性降低，产生边缘裂纹的敏感性可能变得非常高。另一方面，当在粗轧出口侧条板的边缘部温度超过1000℃时，薄板坯中心部温度过高，产生大量的酸水型氧化皮，从而酸洗后表面质量可能变差。
此时，所述粗轧可以被执行为使得在粗轧入口侧薄板坯的表面温度达到1000～1200℃。
当在粗轧入口侧薄板坯的表面温度低于1000℃时，粗轧负荷增加，并且在粗轧过程中在条板边缘部可能产生裂纹，这种情况下，可能导致热轧钢板的边缘部缺陷。另一方面，当所述表面温度超过1200℃时，残留热轧氧化皮，从而热轧表面质量可能降低。
此时，还可以进一步包括以下步骤：在所述粗轧之前，以100～200bar以上的压力，向经加热的所述薄板坯喷射冷却水，以去除氧化皮；在所述粗轧之后，使所述条板依次通过第一列和第二列，以去除氧化皮，所述第一列以50～250bar的压力喷射冷却水，所述第二列以100～300bar的压力喷射冷却水。
例如，在粗轧之前，可以从粗轧氧化皮清理机(Roughing Mill Scale Breaker，以下称为“RSB”)喷嘴，以100～200bar的压力向经加热的薄板坯喷射40℃以下的冷却水，以去除表面氧化皮使得氧化皮的厚度达到200μm以下，并且在粗轧之后在精轧之前，可以利用精轧氧化皮清理机(Finishing Mill Scale Breaker，以下称为“FSB”)的第一列喷嘴和第二列喷嘴去除条板的表面氧化皮使得氧化皮的厚度达到20μm以下。
当粗轧前冷却水的压力小于100bar时，在薄板坯表面残留大量酸水型氧化皮等，从而酸洗后表面质量可能变差，当粗轧前冷却水的压力超过200bar时，条板边缘温度急剧降低，产生边缘裂纹的风险高。
当粗轧后所述第一列和第二列的喷嘴的压力分别小于50和100时，无法充分去除氧化皮，在精轧后钢板表面产生大量的纺锤形、鳞形氧化皮，从而酸洗后表面质量可能变差。另一方面，当所述第一列喷嘴的压力超过250bar，或者所述第二列的喷嘴的压力超过300bar时，精轧温度变得过低，无法获得有效的奥氏体分数，从而可能难以确保所需的拉伸强度。
另外，由于难以仅通过第一列的喷嘴来充分去除氧化皮，在精轧时可能产生对于产品而言是致命缺陷的纺锤形氧化皮，因此，优选使用如上所述的第一列和第二列喷嘴来去除氧化皮。
热轧步骤
在Ar3+10℃～Ar3+100℃的温度范围，对所述条板进行精轧，以获得热轧钢板。
当精轧温度低于Ar3+10℃时，热轧时辊的负荷大大增加，能量消耗增加，并且操作速度变慢，当发生宽度方向温度偏差时，局部降低至Ar3以下，并可能发生先共析铁素体，从而在冷却后可能无法充分获得所需的马氏体量。
另外，当在超过Ar3+100℃的温度下进行精轧时，由于晶粒粗大，无法获得高强度，为了获得充分的马氏体，需要进一步提高冷却速度。
冷却和收卷步骤
对所述热轧钢板进行空冷1～3秒，然后以200℃/秒以上的冷却速度进行冷却，并在Mf-50℃以下进行收卷。
精轧后对板坯进行空冷1～3秒是因为去除精轧时产生的板坯内部残余应力以及使马氏体板条微细化并冷却至Ar3以上的温度。当空冷时间小于1秒时，无法去除精轧时产生的板坯内部的残余应力，从而在收卷时形状可能变差。另一方面，当空冷时间超过3秒时，可能形成先共析铁素体，从而在冷却完成后可能无法确保充分的马氏体。
当空冷后冷却速度小于200℃/秒时，由于经过铁素体和贝氏体鼻(Nose)，可能无法确保充分的马氏体组织。另外，当所述收卷温度超过Mf-50℃时，难以获得马氏体组织，并且通过冷却获得的马氏体组织可能自回火(Auto Tempering)而形成大量的自回火马氏体，从而可能难以获得所需的拉伸强度。
载置步骤
将经收卷的所述热轧钢板载置在其他两个以上的经收卷的热轧钢板之间。
低温收卷的热轧钢板的表面和内部存在大量的残留水，在这种状态下执行平整(Skin Pass)时，由于残留水与氧化皮之间彼此紧贴，可能在板坯表面产生致命的压入缺陷。
当将经收卷的热轧钢板载置在其它两个以上的收卷的热轧钢板之间时，可以去除残留水，并且由于部分马氏体自回火，可以确保自回火马氏体。
此时，还可以进一步包括以下步骤：在50～150℃，对载置的所述热轧钢板进行平整轧制。
将所述平整轧制温度限制在50～150℃是因为通过温轧效果容易校正热轧钢板的形状。
另一方面，还可以进一步包括以下步骤：对载置的所述热轧钢板进行酸洗处理，以获得酸洗涂油(Pickled&Oiled，PO)材。一般来说，只要是热轧酸洗工艺中使用的处理方法都可以使用，因此不作特别限制。
具体实施方式
下面，通过实施例对本发明进行更详细说明。但是，以下实施例仅是用于更详细说明本发明的示例，而并不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记载的内容和由此合理推导的内容来确定。
(实施例)
对具有以下表1中所示的成分组成的钢水，使用以下表2中记载的制造条件，在连铸～轧制直连工艺(板坯厚度：93mm，铸造速度：5.8mpm)中，以无头连续轧制模式获得厚度为1.4mm的热轧钢板，然后在100℃下执行平整轧制，以制造热轧钢板。
对所述热轧钢板进行酸洗处理以获得PO材，然后测量并评价微细组织、机械物理性质、是否产生裂纹、宽度方向的厚度偏差(Crown)、是否产生PO材压入缺陷以及PO材表面质量，并记载在以下表3中。
对于微细组织，使用扫描电子显微镜(SEM)和透射电子显微镜(TEM)观察并测量马氏体(M)、自回火马氏体(AT)和铁素体(F)的面积率。对于残余奥氏体(RA)，使用电子背散射衍射(Electron BackScatter Diffraction，EBSD)设备测量面积率。另外，对于以下表3的板条间距，记载了利用透射电子显微镜拍摄的照片测量马氏体的板条短轴间距并进行平均的值。
作为机械物理性质的屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)和屈服比(YR)是在宽度W/4处以相对于轧制方向的90°方向为基准采取JIS5号试片来测量的值。
对于弯曲加工性，通过使弯曲半径(R)除以钢板厚度(t)的值为2.5，并在90°弯曲试验后是否产生裂纹来进行评价，并且在以下表3中记载了裂纹产生与否。
对于是否产生线性裂纹和边缘裂纹，在条板和卷板中通过肉眼第一次确认，然后利用作为表面缺陷检测器(Detector)的表面缺陷检测器(Surface Defect Detector，SDD)装置第二次确认。
对于宽度方向的厚度偏差(Crown)，测量并记载了边缘25mm处的厚度和中心部的厚度之间的差。其中，厚度偏差合格标准可以是40μm以下。
对于判断是否产生PO材的压入缺陷，在卷板通过肉眼第一次确认，然后利用SDD第二次确认。
PO材表面质量的评价标准如下。
○：光泽度宽度方向平均偏差为10％以下
△：光泽度宽度方向平均偏差为10～20％
X：光泽度宽度方向平均偏差超过20％
另一方面，表2中Ar3是表示铁素体相变开始温度，Mf表示马氏体相变终止温度，Ar3和Mf是使用常用热力学软件即JmatPro V-9来计算的值。
[表1]
在所述表1中，Ceq＝C+Si/30+Mn/20+2P+3S，在所述关系式中，各元素符号是以重量％表示各元素含量的值。
[表2]
在所述表2中，粗轧氧化皮清理机(Roughing Mill Scale Breaker，RSB)是粗轧之前的冷却水喷射压力，精轧氧化皮清理机(Finishing Mill Scale Breaker，FSB)是粗轧之后的冷却水喷射压力。
另外，是否载置表示是否将经收卷的热轧钢板载置在两个收卷的其它钢板之间。
[表3]
在所述表3中，M表示马氏体(Martensite)、AT表示自回火马氏体(Auto TemperedMartensite)、RA表示残余奥氏体(Retained Austeniste)、F表示铁素体(Ferrite)组织。
全部满足本发明中提出的条件的发明例1～6满足1.8GPa以上的拉伸强度和2.5以下的弯曲加工性。
另外，比较发明例1～3和发明例4～6，满足本发明中进一步提出的粗轧前后的冷却水喷射压力的发明例1～3可以确保弯曲加工性和超高强度，而且可以确保优异的表面质量
图1是发明例3的收卷后卷板的形状，图2是对发明例3的热轧钢板进行酸洗的PO材表面照片，可以确认收卷形状和表面质量优异。
图3是发明例3的透射电子显微镜(TEM)组织照片，(a)是20000倍的照片，(b)是(a)中将[X]部分放大100000倍的照片。从该结果可知，1μm以下的马氏体板条微细地发展得良好，在粗大的板条内部存在100nm以下的微细的针形状渗碳体(下端照片箭头)，可知存在自回火马氏体。
比较例1没有满足本发明中提出的碱度条件，从而由于表面强冷而产生线型裂纹。
比较例2至4没有满足本发明中提出的冷却条件，从而没有满足所需的材质。
比较例5没有满足本发明中提出的精轧温度，从而没有满足所需的材质。
比较例6是没有执行本发明中提出的载置的例子，由于自回火马氏体少而产生弯曲裂纹，并且由于板条内部存在残留水而在平整轧制时发生压入缺陷，因此，表面质量变差。
比较例7和8由于条板边缘温度低，析出过多的AlN、BN等，高温延展性降低，因此产生边缘裂纹。
比较例9的碳含量超过0.28％，因此弯曲加工性变差。
比较例10和11没有满足本发明中提出的成分，因此拉伸强度变差。
比较例12至15没有满足本发明中用于控制边缘裂纹的Al、Ti、B和N的含量，因此产生边缘裂纹，表面质量变差。
另外，可以确认，包含超过4.5面积％的铁素体的比较例2～5、10～12和15的拉伸强度差。
以上参照实施例进行了说明，但是，本领域技术人员可以理解，在不脱离权利要求书中记载的本发明的思想和领域的范围内，可以对本发明进行各种修改和变更。
附图标记说明
a：板坯 b：卷板
100：连铸机 200：加热器
300：粗轧氧化皮清理机(Roughing Mill Scale Breaker，RSB)
400：粗轧机
500：精轧氧化皮清理机(Finishing Mill Scale Breaker，FSB)
600：精轧机 700：输出辊道
800：高速切割机 900：收卷机

Claims (19)

1.一种弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板，
以重量％计，所述热轧钢板包含：C：0.18～0.28％、Mn：1.2～2.2％、Si：0.1～0.5％、P：0.005～0.05％、S：0.01％以下、Al：0.01～0.05％、Ti：0.01～0.10％、B：0.001～0.0045％、N：0.001～0.01％以及余量的Fe和不可避免的杂质，以面积分数计，微细组织包含90％以上的马氏体、4～10％的自回火马氏体和5％以下的残余奥氏体。
2.根据权利要求1所述的弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板，其中，
以重量％计，所述热轧钢板进一步包含：Nb：0.001～0.05％、Cr：0.5～1.0％、Mo：0.001～0.05％和Sb：0.005～0.02％中的一种以上。
3.根据权利要求1所述的弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板，其中，
所述热轧钢板中，作为残余元素包含Cu、Ni、Sn和Pb中的一种以上，所述残余元素总和为0.2重量％以下。
4.根据权利要求1所述的弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板，其中，
在所述热轧钢板中，由以下关系式1定义的Ceq为0.25～0.45，
关系式1：
Ceq＝C+Si/30+Mn/20+2P+3S
在所述关系式1中，各元素符号是以重量％表示各元素含量的值。
5.根据权利要求1所述的弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板，其中，
所述马氏体的板条短轴间距为5μm以下。
6.根据权利要求1所述的弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板，其中，
以面积分数计，所述微细组织进一步包含4.5％以下的铁素体。
7.根据权利要求1所述的弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板，其中，
所述热轧钢板的拉伸强度为1.8Gpa以上、弯曲加工性为3以下，
所述弯曲加工性表示将在90°的弯曲试验后未产生裂纹的最小弯曲半径(R)除以钢板厚度(t)的值。
8.根据权利要求1所述的弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板，其中，
所述热轧钢板的厚度为2.0mm以下。
9.根据权利要求1所述的弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板，其中，
所述热轧钢板的宽度方向的厚度偏差为40μm以下。
10.一种弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板的制造方法，包括以下步骤：
将钢水连铸成60～120mm的薄板坯，以重量％计，所述钢水包含：C：0.18～0.28％、Mn：1.2～2.2％、Si：0.1～0.5％、P：0.005～0.05％、S：0.01％以下、Al：0.01～0.05％、Ti：0.01～0.10％、B：0.001～0.0045％、N：0.001～0.01％以及余量的Fe和不可避免的杂质；
在粗轧出口侧，对经加热的所述薄板坯进行粗轧，以使条板的边缘部温度达到850～1000℃，从而获得条板；
在Ac3+10℃～Ac3+100℃的温度范围，对所述条板进行精轧，以获得热轧钢板；
对所述热轧钢板进行空冷1～3秒，然后以200℃/秒以上的冷却速度进行冷却，并在Mf-50℃以下进行收卷；以及
将经收卷的所述热轧钢板载置在其他两个经收卷的热轧钢板之间，
并且各步骤连续执行。
11.根据权利要求10所述的弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
所述连铸步骤利用碱度为1.0以上的保护渣来执行。
12.根据权利要求10所述的弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
所述连铸的铸造速度为4～8mpm。
13.根据权利要求10所述的弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
所述粗轧执行为使得在粗轧入口侧薄板坯的表面温度达到1000～1200℃。
14.根据权利要求10所述的弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板的制造方法，进一步包括以下步骤：
在所述粗轧之前，以100～200bar以上的压力，向经加热的所述薄板坯喷射冷却水，以去除氧化皮；
在所述粗轧之后，使所述条板依次通过第一列和第二列，以去除氧化皮，所述第一列以50～250bar的压力喷射冷却水，所述第二列以100～300bar的压力喷射冷却水。
15.根据权利要求10所述的弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板的制造方法，进一步包括以下步骤：
在50～150℃下，对载置的所述热轧钢板进行平整轧制。
16.根据权利要求10所述的弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板的制造方法，进一步包括以下步骤：
对载置的所述热轧钢板进行酸洗处理，以获得酸洗涂油钢材即PO材。
17.根据权利要求10所述的弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
以重量％计，所述钢水进一步包含：Nb：0.001～0.05％、Cr：0.5～1.0％、Mo：0.001～0.05％和Sb：0.005～0.02％中的一种以上。
18.根据权利要求10所述的弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
所述钢水中，作为残余元素包含Cu、Ni、Sn和Pb中的一种以上，并且所述残余元素总和为0.2重量％以下。
19.根据权利要求10所述的弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
在所述钢水中，由以下关系式1定义的Ceq为0.25～0.45。
关系式1：
Ceq＝C+Si/30+Mn/20+2P+3S
在所述关系式1中，各元素符号是以重量％表示各元素含量的值。
CN201780080291.1A 2016-12-23 2017-12-15 弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板及其制造方法 Active CN110100030B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR20160177802 2016-12-23
KR10-2016-0177802 2016-12-23
PCT/KR2017/014891 WO2018117552A1 (ko) 2016-12-23 2017-12-15 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN110100030A true CN110100030A (zh) 2019-08-06
CN110100030B CN110100030B (zh) 2021-04-20

Family

ID=62627430

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201780080291.1A Active CN110100030B (zh) 2016-12-23 2017-12-15 弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板及其制造方法

Country Status (3)

Country Link
KR (1) KR102209592B1 (zh)
CN (1) CN110100030B (zh)
WO (1) WO2018117552A1 (zh)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112522580A (zh) * 2019-09-19 2021-03-19 宝山钢铁股份有限公司 一种马氏体钢带及其制造方法
CN112846115A (zh) * 2020-12-31 2021-05-28 浦项(张家港)不锈钢股份有限公司 一种含钛铬镍半奥氏体沉淀硬化不锈钢的冶炼及铸造工艺
CN114196874A (zh) * 2020-09-18 2022-03-18 宝山钢铁股份有限公司 一种1000MPa冷轧超强钢拉伸标样及其制作方法
CN115478227A (zh) * 2022-11-14 2022-12-16 育材堂（苏州）材料科技有限公司 热冲压成形用钢板、热冲压成形构件及钢板制造方法
CN116732297A (zh) * 2023-08-16 2023-09-12 中北大学 一种含铌高强双相钢及其制备方法和应用

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3831972B1 (en) * 2018-07-31 2023-04-05 JFE Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same
WO2020039697A1 (ja) 2018-08-22 2020-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
KR102109271B1 (ko) * 2018-10-01 2020-05-11 주식회사 포스코 표면 품질이 우수하고, 재질편차가 적은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR102209552B1 (ko) * 2018-12-19 2021-01-28 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR102373050B1 (ko) * 2019-12-20 2022-03-10 주식회사 포스코 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 열연강판 및 이의 제조방법
CA3236022A1 (en) * 2021-10-29 2023-05-04 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
CN114410895B (zh) * 2021-12-29 2024-01-23 舞阳钢铁有限责任公司 一种减少合金钢淬火变形的方法
CN116103571A (zh) * 2023-02-22 2023-05-12 山东钢铁集团日照有限公司 一种薄规格高强塑积热轧酸洗钢带及其生产方法
CN116837296B (zh) * 2023-08-22 2024-06-18 北京理工大学重庆创新中心 适用于厚规格的抗氧化热成形钢的制备方法及其应用

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002317249A (ja) * 2001-04-18 2002-10-31 Nippon Steel Corp 延性の優れた低降伏比型高強度鋼板およびその製造方法
JP2003129172A (ja) * 2001-08-16 2003-05-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性と形状凍結性に優れた鋼板とその製造方法
CN101939456A (zh) * 2008-02-08 2011-01-05 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN102884218A (zh) * 2010-03-09 2013-01-16 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN102925799A (zh) * 2012-11-01 2013-02-13 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种超高强钢板的生产方法
JP2013204103A (ja) * 2012-03-29 2013-10-07 Jfe Steel Corp 耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管とその製造方法および耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管用鋼板の製造方法
CN103392022A (zh) * 2010-12-27 2013-11-13 Posco公司 用于成型部件的具有提高的延性的钢板、成型部件及该成型部件的制造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100946066B1 (ko) 2002-12-26 2010-03-10 주식회사 포스코 자동차 범퍼 보강재용 초고강도 냉연강판 제조방법
JP5234876B2 (ja) 2005-09-30 2013-07-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力冷延鋼板の製造方法
WO2007129676A1 (ja) * 2006-05-10 2007-11-15 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 熱間プレス成形鋼板部材およびその製造方法
TWI435970B (zh) 2006-09-29 2014-05-01 Inventio Ag 具有張力載體之扁平帶狀支撐驅動構件
JP5365217B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
ES2727865T3 (es) * 2011-07-29 2019-10-21 Nippon Steel Corp Lámina de acero galvanizado de alta resistencia excelente en cuanto a su capacidad de flexión y método de fabricación de la misma
KR101412247B1 (ko) * 2012-03-29 2014-06-27 현대제철 주식회사 초고강도 강판 제조 방법
PL2998414T3 (pl) * 2013-05-14 2019-08-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Walcowana na gorąco blacha stalowa cienka i sposób jej wytwarzania
KR101299896B1 (ko) 2013-05-30 2013-08-23 주식회사 포스코 인장강도 1.5ＧＰａ급의 초고강도 강판의 제조방법
WO2015088523A1 (en) * 2013-12-11 2015-06-18 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Cold rolled and annealed steel sheet
KR20150075307A (ko) * 2013-12-25 2015-07-03 주식회사 포스코 고상 접합성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조 방법
KR20150075306A (ko) * 2013-12-25 2015-07-03 주식회사 포스코 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조 방법
US10422015B2 (en) 2014-08-28 2019-09-24 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet excellent in stretch-flange formability, in-plane stability of stretch-flange formability, and bendability and method for manufacturing the same

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002317249A (ja) * 2001-04-18 2002-10-31 Nippon Steel Corp 延性の優れた低降伏比型高強度鋼板およびその製造方法
JP2003129172A (ja) * 2001-08-16 2003-05-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性と形状凍結性に優れた鋼板とその製造方法
CN101939456A (zh) * 2008-02-08 2011-01-05 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN102884218A (zh) * 2010-03-09 2013-01-16 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN103392022A (zh) * 2010-12-27 2013-11-13 Posco公司 用于成型部件的具有提高的延性的钢板、成型部件及该成型部件的制造方法
JP2013204103A (ja) * 2012-03-29 2013-10-07 Jfe Steel Corp 耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管とその製造方法および耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管用鋼板の製造方法
CN102925799A (zh) * 2012-11-01 2013-02-13 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种超高强钢板的生产方法

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112522580A (zh) * 2019-09-19 2021-03-19 宝山钢铁股份有限公司 一种马氏体钢带及其制造方法
CN114196874A (zh) * 2020-09-18 2022-03-18 宝山钢铁股份有限公司 一种1000MPa冷轧超强钢拉伸标样及其制作方法
CN112846115A (zh) * 2020-12-31 2021-05-28 浦项(张家港)不锈钢股份有限公司 一种含钛铬镍半奥氏体沉淀硬化不锈钢的冶炼及铸造工艺
CN115478227A (zh) * 2022-11-14 2022-12-16 育材堂（苏州）材料科技有限公司 热冲压成形用钢板、热冲压成形构件及钢板制造方法
CN115478227B (zh) * 2022-11-14 2023-06-16 育材堂（苏州）材料科技有限公司 热冲压成形用钢板、热冲压成形构件及钢板制造方法
CN116732297A (zh) * 2023-08-16 2023-09-12 中北大学 一种含铌高强双相钢及其制备方法和应用
CN116732297B (zh) * 2023-08-16 2023-10-20 中北大学 一种含铌高强双相钢及其制备方法和应用

Also Published As

Publication number Publication date
WO2018117552A1 (ko) 2018-06-28
KR20190095459A (ko) 2019-08-14
CN110100030B (zh) 2021-04-20
KR102209592B1 (ko) 2021-01-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110100030A (zh) 弯曲加工性优异的超高强度热轧钢板及其制造方法
US11578381B2 (en) Production method for high-strength steel sheet
JP6524810B2 (ja) 耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板及びその製造方法
US9863026B2 (en) Dual phase steel sheet and manufacturing method thereof
US10570475B2 (en) High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet
CN103649355B (zh) 具有改善的haz-软化抵抗性的热轧高强度钢带材及生产所述钢的方法
US11401595B2 (en) High-strength steel sheet and production method therefor
US11898219B2 (en) Steel sheet
US20220195552A1 (en) High-strength steel sheet and method for producing same
CN107779766B (zh) 成型性优异的超高强度薄热轧钢板及其制造方法
CN109563601A (zh) 具有低不均匀性和优异表面品质的高强度热轧钢板及其制造方法
CN110088336B (zh) 高温延伸特性优异的高强度钢板、温压成型部件以及它们的制造方法
CN109536846A (zh) 屈服强度700MPa级高韧性热轧钢板及其制造方法
CN105734412A (zh) 材质偏差小且成型性及耐蚀性优异的热压成型用热轧钢板及利用其的成型品及其制造方法
CN109023111A (zh) 一种1000MPa级热轧汽车大梁钢及其制造方法
EP3612650B1 (en) High strength steel sheet having excellent ductility and stretch flangeability
JP7464887B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
CN110869526B (zh) 超高强度热轧钢板及其制造方法
US20230357877A1 (en) Method for Producing Conventionally Hot-Rolled Strip Products
KR101917467B1 (ko) 재질편차가 적고 표면품질 및 용접성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
US20240052468A1 (en) Ultra-high-strength cold-rolled steel sheet having excellent yield strength and bending properties and method for manufacturing same
US20220010404A1 (en) Method for Producing Thermo-Mechanically Produced Profiled Hot-Rolled Strip Products
CN110100033A (zh) 材质偏差小且表面质量优异的高强度热轧钢板及其制造方法
JP2000087142A (ja) フェライト＋ベイナイト組織を有する高張力熱延鋼帯の製造方法
US20230141963A1 (en) Steel sheet

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
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CP03 Change of name, title or address

Address after: Seoul, South Kerean

Patentee after: POSCO Holdings Co.,Ltd.

Address before: Gyeongbuk, South Korea

Patentee before: POSCO

CP03 Change of name, title or address
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20230515

Address after: Gyeongbuk, South Korea

Patentee after: POSCO Co.,Ltd.

Address before: Seoul, South Kerean

Patentee before: POSCO Holdings Co.,Ltd.

TR01 Transfer of patent right