具有优异的低温冲击韧性的热轧钢板及其制造方法与流程

本公开内容涉及热轧厚材料及其制造方法，并且更特别地，涉及厚度为6mm或更大且冲击特性优异的热轧钢板及其制造方法。
背景技术：
：汽车的排气路径由各种部件组成，并且通常使用称为法兰的紧固部件来连接这些部件。在汽车的排气系统部件中，可以减少加工步骤的数量并且可以缩小工作空间，因此积极地使用法兰接头。此外，从确保刚性和降低由于振动而引起的噪音的角度来看，通常使用厚度为6mm或更大的厚法兰。法兰通常使用碳钢来制造，但是由于碳钢具有低耐腐蚀性，这因快速腐蚀而在外表面上引起严重红锈，因此近年来主要使用铁素体不锈钢。sts409l材料是具有优异的可加工性并且通过在11％cr下用ti稳定c、n来防止焊缝敏化的钢种，并且主要在700℃或更低的温度下使用。sts409l材料是最广泛使用的钢种，因为其甚至对汽车排气系统中产生的冷凝物组分都具有一定的耐腐蚀性。然而，铁素体不锈钢也具有冲击韧性差的长期问题。如果韧性低，则板在钢板的制造过程期间由于脆性裂纹扩展而断裂，或者在法兰加工期间由于施加的冲击而产生裂纹。此外，厚度为6.0mm或更大的厚材料具有由于在热轧期间压下量不足而难以获得细晶粒的问题，并且由于形成粗晶粒和不均匀的晶粒而进一步增加了脆性，从而导致冲击特性差。这样，用于法兰的碳钢具有耐腐蚀性差的问题，而铁素体不锈钢具有冲击特性差的问题。难以找到可以同时解决该问题的令人满意的法兰材料。技术实现要素：技术问题本公开内容的实施方案解决了以上问题，并且旨在通过添加ni、mn、cu和10.5％或更少的cr而经由合金组成控制确保细铁素体晶粒来提供具有改善的耐腐蚀性和低温冲击韧性的热轧钢板。技术方案根据本公开内容的一个方面，具有优异的低温冲击韧性的热轧钢板按重量百分比(％)计包含：c：多于0％且0.03％或更少、si：0.1％至1.0％、mn：多于0％且2.0％或更少、p：0.04％或更少、cr：1.0％至10％、ni：多于0％且1.5％或更少、ti：0.01％至0.5％、cu：多于0％且2.0％或更少、n：多于0％且0.03％或更少、al：0.1％或更少、剩余部分的fe和其他不可避免的杂质，下式(1)的值满足200至1150，以及与轧制方向垂直的截面的显微组织的其中晶粒之间的取向差为5°或更大的晶粒平均尺寸为50μm或更小。(1)1001.5*c+1150.6*mn+2000*ni+395.6cu-0.7*si-1.0*ti-45*cr-1.0*p-1.0*al+1020.5*n在此，c、mn、ni、cu、si、ti、cr、p、al和n意指各元素的含量(重量％)。此外，热轧钢板可以具有6.0mm至25.0mm的厚度和100j/cm2或更大的-20℃夏比冲击能。此外，式(1)的值可以满足200至700。此外，热轧钢板可以满足下式(2)。(2)ti/(c+n)≥10.0此外，所述显微组织的其中晶粒之间的取向差为15°至180°的晶粒平均尺寸可以为70μm或更小。此外，所述显微组织的其中晶粒之间的取向差为5°至180°的晶粒平均尺寸可以为50μm或更小。此外，所述显微组织的其中晶粒之间的取向差为2°至180°的晶粒平均尺寸可以为30μm或更小。根据本公开内容的另一个方面，具有优异的低温冲击韧性的热轧钢板的制造方法包括：在1220℃或更低下对钢坯进行加热，所述钢坯按重量百分比(％)计包含：c：多于0％且0.03％或更少、si：0.1％至1.0％、mn：多于0％且2.0％或更少、p：0.04％或更少、cr：1.0％至10.0％、ni：多于0％且1.5％或更少、ti：0.01％至0.5％、cu：多于0％且2.0％或更少、n：多于0％且0.03％或更少、al：0.1％或更少、剩余部分的fe和其他不可避免的杂质；对经加热的钢坯进行粗轧；对经粗轧的棒材进行精轧；以及将热轧钢板卷取，并且粗轧的最后轧机中的压下率为27％或更大，卷取温度为850℃或更低。此外，钢坯可以满足下式(1)的值在200至1150的范围内。(1)1001.5*c+1150.6*mn+2000*ni+395.6*cu·0.7*si·1.0*ti-45*cr-1.0*p-1.0*al+1020.5*n此外，钢坯可以满足式(1)的值在200至700的范围内。此外，经粗轧的棒材的温度可以为1020℃至970℃。此外，精轧结束温度可以为920℃或更低。此外，热轧钢板的厚度可以为6.0mm至25.0mm。此外，经卷取的热轧钢板的与轧制方向垂直的截面的显微组织的其中晶粒之间的取向差为5°或更大的晶粒平均尺寸可以为50μm或更小。此外，所述制造方法还可以包括：对经卷取的热轧钢板进行退火，并且退火的温度范围可以为850℃或更低。有益效果根据本公开内容的一个实施方案，通过使包含10.0％或更少的cr的厚度为6.0mm或更大的热轧钢板的显微组织晶粒尺寸最小化，可以表现出高的夏比冲击能值。附图说明图1和图2是9a钢的截面显微组织ipf(nd)ebsd照片和iqebsd照片。图3和图4是9b钢的截面显微组织ipf(nd)ebsd照片和iqebsd照片。图5和图6是9c钢的截面显微组织ipf(nd)ebsd照片和iqebsd照片。图7和图8是9d钢的截面显微组织ipf(nd)ebsd照片和iqebsd照片。图9至图11是示出根据本公开内容的一个实施方案的发明例和比较例的在-20℃、0℃和+20℃下的夏比冲击能值的图。具体实施方式根据本公开内容的一个实施方案的具有优异的低温冲击韧性的热轧钢板按重量百分比(％)计包含：c：多于0％且0.03％或更少、si：0.1％至1.0％、mn：多于0％且2.0％或更少、p：0.04％或更少、cr：1.0％至10.0％、ni：多于0％且1.5％或更少、ti：0.01％至0.5％、cu：多于0％且2.0％或更少、n：多于0％且0.03％或更少、al：0.1％或更少、剩余部分的fe和其他不可避免的杂质，下式(1)的值满足200至1150，以及与轧制方向垂直的截面的显微组织的晶粒之间的取向差为5°或更大的晶粒的平均尺寸为50μm或更小。(1)1001.5*c+1150.6*mn+2000*ni+395.6*cu-0.7*si-1.0*ti-45*cr-1.0*p-1.0*al+1020.5*n在此，c、mn、ni、cu、si、ti、cr、p、al和n意指各元素的含量(重量％)。发明实施方式在下文中，将参照附图详细地描述本公开内容的实施方案。提供以下实施方案是为了向本领域普通技术人员传达本公开内容的技术概念。然而，本公开内容不限于这些实施方案，并且可以以另外的形式来体现。在附图中，为了使本公开内容清楚，可以不示出与说明书无关的部分，此外，为了易于理解，组分的尺寸或多或少被放大示出。已经研究了各种方法来改善铁素体热轧厚板的韧性。首先，存在抑制拉弗斯相(lavesphase)的方法，其通过降低热轧卷取温度或者通过进行快速冷却处理例如水冷却来使材料的脆性劣化。然而，该方法由于在卷取时的低温而在板的表面上引起不良的卷取例如划痕，或者具有由于快速冷却速率而使板的变形变得不均匀并且部分地产生裂纹的问题。因此，该方法在实际生产应用中具有困难。此外，与厚度为6.0mm或更小的钢板相比，当对厚度为6.0mm或更大的热轧钢板进行热轧时，由于压下量不足而难以获得细晶粒尺寸，并且还引起由于形成粗晶粒和不均匀的晶粒而使脆性增加的问题。此外，当作为铁素体稳定化元素的cr的含量增加至11％或更多时，脆性变得更严重并且从经济性的角度来看不是优选的。在本公开内容中，通过将厚度为6.0mm或更大的热轧厚板的cr含量限制为10.0％或更小，并且通过添加ni、mn或cu，通过在1220℃或更低的热轧再加热温度下将奥氏体相分数而不是铁素体单相控制为一定量或更大来在热轧期间引起奥氏体相转变和再结晶，从而确保卷取期间的最终细铁素体晶粒。根据本公开内容的热轧钢板，在热轧完成之后，可以将与轧制方向垂直的截面的显微组织的晶粒平均尺寸控制为30μm或更小。在本说明书中，“热轧钢板”意指厚度为6.0mm或更大的铁素体热轧钢板。根据本公开内容的具有优异的低温冲击韧性的热轧钢板按重量百分比(％)计包含：c：多于0％且0.03％或更少、si：0.1％至1.0％、mn：多于0％且2.0％或更少、p：0.04％或更少、cr：1.0％至10.0％、ni：多于0％且1.5％或更少、ti：0.01％至0.5％、cu：多于0％且2.0％或更少、n：多于0％且0.03％或更少、al：0.1％或更少、剩余部分的fe和其他不可避免的杂质。在下文中，将描述本公开内容的实施方案中的合金组分元素含量的数值限制的原因。在下文中，除非另有说明，否则单位为重量％。c和n的含量分别为多于0％且0.03％或更少。在c和n作为ti(c,n)碳氮化物形成元素以间隙形式存在的情况下，当c和n含量高时，不会形成ti(c,n)碳氮化物，并且以高浓度存在的c和n使材料的延伸率和低温冲击特性劣化。当该材料在焊接之后在600℃或更低下长时间使用时，由于产生cr23c6碳化物而发生晶间腐蚀，并因此优选将c和n的含量分别控制为0.03％或更少。si的含量为0.1％至1.0％。si是脱氧元素并且为了脱氧添加至少0.1％，并且由于其是形成铁素体相的元素，因此当含量增加时，铁素体相的稳定性增加。如果si的含量多于1.0％，则炼钢si夹杂物增加并且发生表面缺陷。由于这个原因，优选将si含量控制为1.0％或更少。mn的含量为多于0％且2.0％或更少。mn是奥氏体相稳定化元素，并且为了在热轧再加热温度下确保一定水平的奥氏体相分数而添加。然而，当含量增加时，由于形成析出物例如mns而降低耐点蚀性，因此优选将mn的含量控制为2.0％或更少。p的含量为0.04％或更少。由于p作为杂质包含在铬铁(用于不锈钢的原料)中，因此其由铬铁的纯度和量来确定。然而，由于p是有害元素，因此其优选具有低含量，但由于低p铬铁昂贵，因此将其设定为0.04％或更少，这是不会使材料或耐腐蚀性显著劣化的范围。更优选地，可以将其限制为0.03％或更少。cr的含量为1.0％至10.0％。为了确保钢板的耐腐蚀性，添加至少1.0％的cr。当cr的含量低时，在冷凝水气氛中的耐腐蚀性降低，而当含量增加时，强度增加并且延伸率和冲击韧性降低。特别地，在铁素体不锈钢包含11.0％或更多的cr的情况下，脆性更加严重。在本公开内容中，为了确保低温冲击韧性，将cr的含量限制为10.0％或更少。ni的含量为多于0％且1.5％或更少。ni是奥氏体相稳定化元素，并且有效于抑制点蚀生长，并且当以少量添加时有效于改善热轧钢板的韧性。为了在与稍后将描述的式(1)有关的热轧再加热温度下确保一定水平的奥氏体相分数而添加ni。然而，大量添加可能由于固溶强化而导致材料硬化和韧性降低，并且由于ni是昂贵的元素，因此考虑到mn与cu之间的含量关系，可以将其限制为1.5％或更少。ti的含量为0.01％至0.5％。ti是固定c和n以防止晶间腐蚀的有效元素。然而，当ti的含量降低时，由于在焊接区域处发生的晶间腐蚀而引起耐腐蚀性降低，并因此优选将ti控制为至少0.01％或更多。为了充分地固定c和n，期望将其控制为10*(c+n)或更多。然而，当ti含量太高时，炼钢夹杂物增加，可能由于炼钢夹杂物的增加而出现许多表面缺陷例如疤，在连铸过程中发生水口堵塞现象。由于这个原因，将ti含量控制为0.5％或更少，并且更优选为0.35％或更少。cu的含量为多于0％且2.0％或更少。cu是奥氏体相稳定化元素，并且为了在与稍后将描述的式(1)有关的热轧再加热温度下确保一定水平的奥氏体相分数而添加。当cu以一定量添加时，其用于改善耐腐蚀性，但是过量添加由于析出硬化而使韧性降低，因此考虑到mn与ni之间的含量关系，优选将其限制为2.0％或更少。al的含量为0.1％或更少。al可用作脱氧元素并且其效果可以在0.005％或更多下表现出来。然而，过量添加引起室温下的延展性和韧性降低，因此将上限设定为0.1％并且al不必要包含在内。在本公开内容中，待改善低温冲击韧性的热轧钢板的厚度为6.0mm至25.0mm。如上所述，在热轧厚板中，存在由于压下量不足而引起的脆性问题，并且用于解决该问题的根据本公开内容的热轧钢板的厚度为6.0mm或更大。然而，考虑到经粗轧的棒材的厚度，上限可以为25.0mm。优选地，其可以为12.0mm或更小以便适合于制造用途。在根据本公开内容的一个实施方案的具有优异的低温冲击韧性的热轧钢板中，下式(1)的值满足200至1150的范围。(1)1001.5*c+1150.6*mn+2000*ni+395.6*cu-0.7*si-1.0*ti-45*cr-1.0*p-1.0*al+1020.5*n在此，c、mn、ni、cu、si、ti、cr、p、al和n意指各元素的含量(重量％)。为了确保在用于热轧的再加热温度下的奥氏体相分数，优选在上述合金组成的范围内将式(1)的奥氏体指数(γ指数)控制为200或更大。通过在约1200℃的再加热温度范围内确保奥氏体指数为200或更大，引起奥氏体相转变和再结晶，并且通过此可以获得细晶粒的最终铁素体相。然而，如果再加热温度下的奥氏体相分数太高，则最终的热轧钢板的显微组织会经历一些马氏体转变，而不是单一的铁素体相。包含一些马氏体相的显微组织在室温下具有优异的冲击韧性，但在低温下具有非常差的冲击韧性。再加热温度下的奥氏体相分数非常重要，并且可以通过存在于本公开内容中的式(1)的奥氏体指数(γ指数)来控制。因此，将式(1)的奥氏体指数(γ指数)限制为1150或更小，更优选为700或更小。根据晶粒之间的取向差，最终铁素体显微组织可以分为再结晶的完整晶粒和亚晶粒。亚晶粒是形成为实现热力学平衡并减少随着位错产生而增加的不稳定能量的准晶粒，也称为轮廓(contour)。通过热轧产生不均匀的变形和原子向非平衡位置的移动，从而导致位错和堆垛层错(stackingdefects)，并且这样的缺陷的存在使体系的自由能增加，因此自发地恢复而没有缺陷。在所述缺陷中，边缘位错即使在相对低的温度下也可能引起位错滑移。可以形成排列的不匹配边界的角度小的低角度边界，并且被低角度边界包围的区域称为亚晶粒。例如，晶粒之间的取向差为15°至180°的晶粒可以称为再结晶的完整晶粒，以及晶粒之间的取向差为2°至15°的晶粒可以称为亚晶粒。在本公开内容中，在亚晶粒中，进一步分类成晶粒之间的取向差为2°至5°的晶粒和晶粒之间的取向差为5°至15°的晶粒。如果满足本公开内容的合金组成和式(1)的范围，则热轧钢板可以通过奥氏体相转变和再结晶确保细铁素体相晶粒。根据本公开内容的一个实施方案的热轧钢板的与轧制方向垂直的截面的显微组织的其中晶粒之间的取向差为5°或更大的晶粒平均尺寸满足50μm或更小。具体地，晶粒之间的取向差为15°至180°的完整晶粒的平均尺寸可以为70μm或更小，取向差为5°至180°的晶粒(包括晶粒之间的取向差为5°至15°的亚晶粒)的平均尺寸可以为50μm或更小。此外，取向差为2°至180°的晶粒(包括晶粒之间的取向差为2°至5°的亚晶粒)的平均尺寸可以为30μm或更小。亚晶粒是细晶粒，因此其影响冲击韧性，但是取向差为15°至180°的再结晶的完整晶粒对冲击韧性具有更大的影响。这是预料之中的，因为冲击能量被晶界吸收，并且完整晶粒的晶界可以吸收比亚晶粒更多的冲击能量。因此，本公开内容的具有优异的低温冲击韧性的热轧钢板可以表现出100j/cm2或更大的-20℃夏比冲击能。接下来，对根据本公开内容的一个实施方案的具有优异的低温冲击韧性的热轧钢板的制造方法进行描述。根据本公开内容的一个实施方案的具有优异的低温冲击韧性的热轧钢板的制造方法包括：在1220℃或更低下对钢坯进行加热，所述钢坯按重量百分比(％)计包含：c：多于0％且0.03％或更少、si：0.1％至1.0％、mn：多于0％且2.0％或更少、p：0.04％或更少、cr：1.0％至10.0％、ni：多于0％且1.5％或更少、ti：0.01％至0.5％、cu：多于0％且2.0％或更少、n：多于0％且0.03％或更少、al：0.1％或更少、剩余部分的fe和其他不可避免的杂质；对经加热的钢坯进行粗轧；对经粗轧的棒材进行精轧；以及将热轧钢板卷取。限制合金元素含量的数值的原因和热轧钢板的厚度的描述如上所述。此外，关于钢坯的合金组成，如上所述，下式(1)的值可以满足200至1150的范围，并且更优选地可以满足200至700的范围。(1)1001.5*c+1150.6*mn+2000*ni+395.6*cu-0.7*si-1.0*ti-45*cr-1.0*p-1.0*al+1020.5*n在热轧之前将包含以上组成的合金元素的钢坯加热至1220℃或更低之后，可以对经加热的钢坯进行粗轧。钢坯加热温度优选为1220℃或更低以通过低温热轧产生位错，并且当钢坯温度太低时，不可能进行粗轧，因此加热温度的下限可以为1150℃或更高。此时，可以将粗轧的最后轧机中的压下率控制为27％或更大。通常，当热轧钢板的厚度厚时，压下率降低，使得位错的量由于施加至材料的应力低而减少。因此，随着热轧钢板的厚度变厚，使热轧之前的加热炉温度尽可能低，并且在进行热轧时，使粗轧的载荷分布向后端移动以在温度比前端更低的后端处进行强压下。以这种方式，通过强压下使得粗轧的最后轧机中的压下率变为27％或更大，可以顺利地产生热轧钢板的位错。通过粗轧过程制造的经粗轧的棒材的温度可以为1020℃至970℃，并且在精轧至6.0mm至25mm的厚度之后，可以将其卷取。精轧的结束温度可以为960℃或更低。更优选地，精轧结束温度可以为920℃或更低。卷取温度可以为850℃或更低。如果卷取温度高于850℃，则由于其可能对应于奥氏体相区域并且可能在冷却过程期间产生马氏体相，因此优选在850℃或更低下卷取。对于经卷取的热轧钢板，可以根据需要进行热轧退火。在这种情况下，热轧退火温度可以为850℃或更低。与经卷取的热轧钢板的轧制方向垂直的截面的显微组织的其中晶粒之间的取向差为5°或更大的晶粒平均尺寸可以为50μm或更小。在下文中，将通过本公开内容的一个优选实施方案更详细地进行描述。实施例在将下表1所示组成的钢坯加热至1200℃之后，将粗轧的最后轧机中的压下率设定为30％，并进行热轧至10.0mm的厚度，使得在精轧之前经粗轧的棒材的温度为约1000℃，以及在精轧结束时的温度为910℃。[表1]如表2所示，将9a至9d钢种的热轧钢板在750℃下卷取，并且示出了式(1)的奥氏体指数(γ指数)值。[表2]分类卷取温度(℃)式(1)(γ指数)9a7501,1859b7506109c7502109d7501051.显微组织观察式(1)的奥氏体指数(γ指数)被控制为1185的9a钢、式(1)的奥氏体指数(γ指数)被控制为610的9b钢、式(1)的奥氏体指数(γ指数)被控制为210的9c钢、以及式(1)的奥氏体指数(γ指数)被控制为105的9d钢的td截面的1/4厚度点处的显微组织，并在下表3和图1至图8中示出。图1和图2是9a钢的截面显微组织ipf(nd)ebsd照片和iqebsd照片。图3和图4是9b钢的截面显微组织ipf(nd)ebsd照片和iqebsd照片。图5和图6是9c钢的截面显微组织ipf(nd)ebsd照片和iqebsd照片。图7和图8是9d钢的截面显微组织ipf(nd)ebsd照片和iqebsd照片。[表3]作为观察其中在1200℃的热轧再加热温度下将奥氏体指数(γ指数)控制为1185的比较例1的9a钢的td截面的显微组织的结果，通过高角度晶界法测量的晶粒之间的取向差为15°或更大的铁素体晶粒的尺寸为约19μm。此外，发现通过低角度晶界法测量的晶粒之间的取向差为5°或更大和2°或更大的晶粒的尺寸分别为14μm和13μm。然而，在热轧再加热温度下的奥氏体含量太高，使得最终的热轧材料的显微组织转变成部分马氏体相而不是单一的铁素体相。已知由马氏体相构成的组织在室温下具有优异的冲击韧性，但在低温下冲击韧性非常差。在对应于发明例1和发明例2的9b钢和9c钢的情况下，式(1)的奥氏体指数(γ指数)分别为610和210，并且可以看出，其低于作为比较例的9a钢的奥氏体指数(γ指数)。因此，当晶粒之间的取向差为5°或更大时，9b钢和9c钢的晶粒尺寸分别细小地形成为11μm和16μm，并且9b钢和9c钢由铁素体单相构成而没有马氏体相。该铁素体单相的细晶粒是对冲击韧性的改善具有很大影响的因素。参照图1至图6，可以看出，与图3至图6的9b钢和9c钢的ebsd照片相比，图1和图2的9a钢ebsd照片未示出晶粒尺寸的显著差异。尽管9a钢的晶粒平均尺寸比9b钢和9c钢稍大，但其通常小于50μm。然而，如图2中所示，在铁素体相中产生了一些马氏体相，并因此，可以估计测量的晶粒平均尺寸较低。在其中式(1)的奥氏体指数(γ指数)为105且小于200的比较例2的9d钢种的情况下，可以看出，晶粒之间的取向差为5°或更大的晶粒的平均尺寸为约98μm，超过70μm，并且是粗大的。此外，确定晶粒之间的取向差为15°或更大和2°或更大的晶粒平均尺寸也超过了本公开内容目标的两倍。参照图7和图8，可以看出，9d钢由铁素体单相构成，但是晶粒尺寸非常粗大。2.冲击韧性评估根据astme23标准在各温度下对9a钢至9d钢进行夏比冲击测试，并且结果示于下表4中。[表4]图9至图11是分别示出9a钢至9d钢在-20℃、0℃和20℃下的夏比冲击能的图。参照表4和图9至图11，作为测量各温度下的冲击吸收能量的结果，式(1)的γ指数被控制为1185的9a钢在+20℃下显示出250j/cm2或更大的高冲击吸收能量值，但是从0℃开始显示出急剧下降，并且在-20℃的低温下显示出10j/cm2或更小的非常低的冲击吸收能量值。认为显微组织的一部分由于低cr钢材料中的高γ指数而转变成马氏体相，并且低温下的冲击韧性快速降低。然而，作为发明例的9b和9c钢黑色卷材的冲击吸收能量值分别具有被控制为低至610和210的γ指数，使得在+20℃室温、0℃和-20℃的低温下测量的冲击吸收能量值大于180j/cm2。并且，即使在低温下，其也显示出优异的冲击韧性而不使冲击吸收能劣化。相比之下，式(1)的γ指数被控制为105的9d钢在0℃和20℃以及在-20℃低温下表现出25j/cm2或更小的非常差的冲击韧性。这认为是由于γ指数低使得不能确保细小的铁素体相晶粒而形成粗大的铁素体相晶粒的事实。在以上描述中，已经描述了本公开内容的示例性实施方案，但本公开内容不限于此。本领域普通技术人员将理解，在不脱离所附权利要求书的构思和范围的情况下可以做出各种改变和修改。工业适用性根据本公开内容的厚度为6mm或更大的热轧钢板通过晶粒细化而表现出100j/cm2或更大的-20℃夏比冲击能，因此其可以用作用于汽车法兰的产品。当前第1页12