阅读说明：本技术 超高强度热轧钢板及其制造方法 (Ultrahigh-strength hot-rolled steel sheet and method for producing same ) 是由 孔锺判 郑济淑 于 2018-07-06 设计创作，主要内容包括：本发明涉及拉伸强度为980MPa级的超高强度热轧钢板及其制造方法,通过在连铸-轧制直连工艺中利用无头轧制模式,具有优异的表面品质、加工性和焊接性,同时使得钢板的宽度和长度方向材质偏差明显减小。根据本发明的优选方面提供一种超高强度热轧钢板及其制造方法,通过连铸-轧制直连工艺制成,以重量％计,钢板包含C：0.030％～0.085％、Mn：1.8％～3.0％、Si：0.03％～1.0％、P：0.005％～0.05％、S：0.01％或更少、Cr：0.2％～2.0％、Al：0.01％～0.07％、Ti：0.005％～0.10％、B：0.0005％～0.0050％、N：0.001％～0.010％、余量的Fe和其他不可避免的杂质,并且钢板具有微细组织,以面积分数计,微细组织包含40％～60％的铁素体、30％～50％的马氏体及10％～20％的贝氏体。(The invention relates to an ultrahigh-strength hot-rolled steel plate with tensile strength of 980MPa and a manufacturing method thereof, which have excellent surface quality, processability and weldability by utilizing a headless rolling mode in a continuous casting-rolling direct connection process, and simultaneously obviously reduce the material deviation of the steel plate in the width direction and the length direction. According to a preferred aspect of the present invention, there is provided an ultra high strength hot rolled steel sheet and a method of manufacturing the same, manufactured by a continuous casting-rolling direct joining process, the steel sheet including, in wt%: 0.030-0.085%, Mn: 1.8% -3.0%, Si: 0.03% -1.0%, P: 0.005% -0.05%, S: 0.01% or less, Cr: 0.2% -2.0%, Al: 0.01 to 0.07 percent of Ti: 0.005% -0.10%, B: 0.0005% -0.0050%, N: 0.001 to 0.010% and the balance Fe and other unavoidable impurities, and the steel sheet has a microstructure including, in terms of area fraction, 40 to 60% of ferrite, 30 to 50% of martensite, and 10 to 20% of bainite.)

超高强度热轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种超高强度热轧钢板及其制造方法。更具体地，本发明涉及一种连铸-轧制直连工艺中利用无头轧制模式拉伸强度达到980MPa级的材质偏差小以及表面品质和焊接性优异的超高强度热轧钢板及其制造方法。

背景技术

近来加强了汽车乘客和行人的安全法规，规定必须安装安全装置，这与减轻重量提高车辆燃油效率的理念背道而驰，因此存在车体重量增加的问题。

此外，消费者对环保及燃油效率高的混合动力汽车和电动汽车的兴趣正在增加。为了生产这种环保且安全的汽车，应确保车体结构的轻量化和车体材料的安全性。

然而，相背而行混合动力汽车增加了现有汽油发动机以及其他设备如电动发动机、电池和二次燃料存储箱。另外，随着驾驶员便利设施等不断增加，车体重量也在增加。为了抵消外部重量的增加以减轻车体重量，需要研发出一种既轻又可保持高强度和高延性的材料。

为了解决这些问题，需要研发出拉伸强度为980Mpa或更大的可确保高强度和高延性的AHSS(高级高强度钢，以下称为AHSS)钢板。

另外，为了将AHSS钢板应用于车体制成最终产品，焊接工艺是必不可少的，而最常用的焊接是电阻点焊(Resistance spot welding，以下称为RSW)。

因此，应用于车体的钢板不仅需要具有高强度和高延性，还需要具有优异的焊接性和焊接部分机械性能。

另一方面，汽车钢板大多是通过冲压加工来形成，因此需要具有低屈服强度、高延性以及均匀的材质特性。

在AHSS钢板中，所谓DP(双相)钢主要由铁素体和马氏体两相构成，是具有低屈服强度的典型钢种之一。

有关这种AHSS热轧DP钢的制造技术有专利文献1和2，但是这些都与传统热轧机中的制造方法有关，难以避免在实际生产线上生产时宽度和长度方向出现较大材质偏差的问题。另外，在传统热轧机中制造DP钢时，通常最终精轧速度为400mpm或更大，轧制速度非常快，因此需要在Ms(马氏体转变开始温度)或更低的低温下卷取的DP钢的制造特点上很难稳定地确保目标材质。进一步地，为了在传统热轧机中使精轧温度保持一定，必然会加快轧制速度，因此在尾部(Tail)的宽度和长度方向上的材质偏差较大。

另一方面，最近引起关注的新的钢铁制造工艺，即所谓利用薄板坯的制造工艺(短流程工艺)，其工艺特点上在带钢的宽度和长度方向的温度偏差较小，因此具有可生产出材质偏差良好的相变钢的潜在能力。

专利文献3涉及一种短流程工艺中通过间歇(Batch)方式制造抗拉强度为590MPa级的热轧DP钢的方法，最终钢板厚度为3.0mm左右。

这是因为，传统短流程工艺中采用将条板(Bar Plate)卷绕在带卷箱(Coil Box)后再开卷的间歇方式，每次生产一个钢板都需要这样的过程，因此精轧时带钢(Strip)的直线移动性和板通过性差，板断裂的风险非常高，难以生产出厚度为3.0mm或更小的热轧卷板(Coil)。

因此，需要开发出可克服上述问题的制造工艺。不仅如此，随着全世界对车体和乘客的碰撞稳定性和CO₂环境法规等强烈要求，亟需开发出一种可制造出材质偏差小以及焊接性优异的拉伸强度为980MPa级以上的薄型(钢板厚度为3.0mm或更小)AHSS钢板的制造工艺。

在先技术文献

(专利文献1)美国专利第4285471号

(专利文献2)美国专利第4325751号

(专利文献3)韩国公开专利公报第10-2012-0052022号

发明内容

技术问题

本发明的一个优选方面旨在提供一种超高强度热轧钢板，通过连铸-轧制直连工艺制成，具有优异的表面品质和焊接性，同时使得钢板的宽度和长度方向材质偏差和边缘裂纹明显减少。

本发明的另一个优选方面旨在提供一种通过连铸-轧制直连工艺制造超高强度热轧钢板的方法，该钢板具有优异的表面品质和焊接性，同时使得钢板的宽度和长度方向材质偏差和边缘裂纹明显减少。

另一方面，本发明所要解决的问题并不局限于上述的内容。本发明所要解决的问题可以通过本说明书的整个内容来理解，对于本发明所属技术领域的普通技术人员来说，理解本发明的附加问题没有任何困难。

技术方案

根据本发明的一个优选方面提供一种超高强度热轧钢板，通过连铸-轧制直连工艺制成，以重量％计，所述钢板包含C：0.030％～0.085％、Mn：1.8％～3.0％、Si：0.03％～1.0％、P：0.005％～0.05％、S：0.01％或更少、Cr：0.2％～2.0％、Al：0.01％～0.07％、Ti：0.005％～0.10％、B：0.0005％～0.0050％、N：0.001％～0.010％、余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且所述钢板具有微细组织，以面积分数计，所述微细组织包含40％～60％的铁素体、30％～50％的马氏体及10％～20％的贝氏体。

优选地，所述热轧钢板中Al和Ti可满足下述关系式(1)。

[关系式1]

1.9Al-3.4Ti＜0.002

在所述式(1)中，各元素符号表示各元素的重量(％)除以原子量的值(各元素的重量(％)/原子量)，1.9和3.4分别表示Al/N原子量比和Ti/N原子量比。

所述热轧钢板中由下述式(2)表示的Ceq可为0.18～0.28。

[关系式2]

Ceq＝C+Si/30+Mn/20+2P+3S

在所述式(2)中，各元素符号是以重量％表示各元素含量的值。

所述热轧钢板中作为残余元素(tramp element)可包含Cu、Ni、Mo、Sn和Pb中的一种或更多种元素，其含量总和可为0.2重量％或更少。

所述贝氏体可形成在铁素体和马氏体的界面上。

所述铁素体晶粒以等效圆直径测定的平均尺寸可为5μm或更小。

所述热轧钢板可包含Ti(C，N)析出物，其数量可为5个～1000个/μm²，以等效圆直径测定的所述Ti(C，N)析出物的平均尺寸可为50nm或更小。

优选地，所述轧制工艺包含制造条板的粗轧工艺，粗轧后条板边缘部的AlN析出物的摩尔分数(％)可满足下述式(3)。

[关系式3]

条板边缘部的AlN析出物的摩尔分数(％)＜8.3X10^-6

对于所述热轧钢板，拉伸强度可为980MPa或更大，延伸率可为10％或更大，拉伸强度的偏差(材质偏差)可为30MPa或更小。

所述热轧钢板的厚度可为3.0mm或更小。

此外，根据本发明的另一个优选方面提供一种超高强度热轧钢板，通过连铸-轧制直连工艺制成，以重量％计，所述钢板包含C：0.030％～0.085％、Mn：1.8％～3.0％、Si：0.03％～1.0％、P：0.005％～0.05％、S：0.01％或更少、Cr：0.2％～2.0％、Al：0.01％～0.07％、Ti：0.005％～0.10％、B：0.0005％～0.0050％、N：0.001％～0.010％、余量的Fe和其他不可避免的杂质，所述钢板具有微细组织，以面积分数计，所述微细组织包含40％～60％的铁素体、30％～50％的马氏体及10％～20％的贝氏体，并且酸洗处理后进行电阻点焊时，在焊接后的焊接钢板中，满足最小熔核直径4t^1/2[t＝母材厚度(mm)]的下限电流和产生飞溅的上限电流之间的适宜焊接范围为1.5(kA)或更大，满足最小熔核直径5t^1/2[t＝母材厚度(mm)]的下限电流和上限电流之间的适宜焊接范围为1.0(kA)或更大，交叉拉伸强度(Cross Tensile Strength，CTS)与拉伸剪切强度(Tensile Shear Strength，TSS)之比的延性比为35％或更大。

优选地，所述热轧钢板中Al和Ti可满足下述关系式(1)。

[关系式1]

1.9Al-3.4Ti＜0.002

在所述式(1)中，各元素符号表示各元素的重量(％)除以原子量的值(各元素的重量(％)/原子量)，1.9和3.4分别表示Al/N原子量比和Ti/N原子量比。

所述热轧钢板中由下述式(2)表示的Ceq可为0.18～0.28。

[关系式2]

Ceq＝C+Si/30+Mn/20+2P+3S

在所述式(2)中，各元素符号是以重量％表示各元素含量的值。

所述热轧钢板中作为残余元素可包含Cu、Ni、Mo、Sn和Pb中的一种或更多种元素，其含量总和可为0.2重量％或更少。

相当于所述熔核的熔化区的维氏硬度可为350Hv～450Hv，母材硬度与软化区最小硬度之差可为100Hv或更小。

以面积率计，相当于所述熔核的熔化区的微细组织可包含95％或更多的马氏体组织。

优选地，所述轧制工艺包含制造条板的粗轧工艺，粗轧后条板边缘部的AlN析出物的摩尔分数(％)可满足下述式(3)。

[关系式3]

条板边缘部的AlN析出物的摩尔分数(％)＜8.3X10^-6

另外，根据本发明的又一个优选方面提供一种超高强度热轧钢板的制造方法，通过连铸-轧制直连工艺来制造热轧钢板，所述制造方法包含：将钢水连铸成厚度为60mm～120mm的板坯，以重量％计，所述钢水包含C：0.030％～0.085％、Mn：1.8％～3.0％、Si：0.03％～1.0％、P：0.005％～0.05％、S：0.01％或更少、Cr：0.2％～2.0％、Al：0.01％～0.07％、Ti：0.005％～0.10％、B：0.0005％～0.0050％、N：0.001％～0.010％、余量的Fe和其他不可避免的杂质；

向所述板坯以50bar～350bar的压力喷射冷却水，以清除表面氧化皮；

对所述清除氧化皮的板坯进行粗轧，以获得条板(Bar Plate)；

向所述条板以50bar～350bar的压力喷射冷却水，以清除表面氧化皮；

在Ar₃-30℃～Ar₃+60℃的温度范围下，对所述清除氧化皮的条板进行精轧，以获得热轧钢板；

将所述热轧钢板在输出辊道(Run Out Table)上风冷1秒～8秒后，以150℃/秒或更大的冷却速度冷却至马氏体转变结束温度(Mf)或更低；以及

在马氏体转变结束温度(Mf)或更低的温度下卷取所述冷却后的热轧钢板。

优选地，所述钢水中Al和Ti可满足下述关系式(1)。

[关系式1]

1.9Al-3.4Ti＜0.002

在所述式(1)中，各元素符号表示各元素的重量(％)除以原子量的值(各元素的重量(％)/原子量)，1.9和3.4分别表示Al/N原子量比和Ti/N原子量比。

所述钢水中由下述式(2)表示的Ceq可为0.18～0.28。

[关系式2]

Ceq＝C+Si/30+Mn/20+2P+3S

在所述式(2)中，各元素符号是以重量％表示各元素含量的值。

所述钢水中作为残余元素可包含Cu、Ni、Mo、Sn和Pb中的一种或更多种元素，其含量总和可为0.2重量％或更少。

所述连铸的铸速可为4mpm～8mpm。

在表面氧化皮清除步骤前可加热所述板坯，板坯加热温度可为900℃～1200℃。

在所述粗轧时，粗轧入口侧板坯的表面温度可为900℃～1200℃，粗轧出口侧条板边缘部温度可为780℃～1100℃。

所述粗轧出口侧条板边缘部温度可控制成所述条板边缘部温度下析出的AlN摩尔分数(％)满足下述式(3)。

[关系式3]

条板边缘部的AlN析出物的摩尔分数(％)＜8.3X10^-6

在所述粗轧时，累积压下率可为60％～90％。

在所述精轧时，板通过速度可为200mpm～600mpm，通过精轧制成的热轧钢板的厚度可为3.0mm或更小。

在所述精轧时，钢板的头(Top)和尾(Tail)的轧制速度之差可为10％或更小。

所述制造方法还可包含：对所述热轧钢板进行酸洗处理，以获得PO(酸洗涂油)材料。

附带说明，上述的技术方案并没有列举出本发明的全部特征。下面参照具体实施例进一步详细说明本发明的各特征及其优点和效果。

发明效果

根据本发明，连铸-轧制直连工艺中利用无头轧制模式可制成拉伸强度为980MPa级的超高强度热轧钢板，不仅具有优异的表面品质，还使得钢板的宽度和长度方向上的材质偏差明显减小，而且成品率优异，厚度较薄，例如具有3.0mm或更小的厚度，还可以明显减少边缘裂纹。

另外，通过本发明制成的热轧钢板是薄型(厚度为3.0mm或更小)钢板，而且边缘部和表面氧化皮品质良好，通过常规热轧酸洗工艺可制成高级PO材料，因此有别于只能生产厚度大于3.0mm的热轧钢板的传统短流程工艺和热轧机工艺，在价格竞争上具有优势，可以极大提高附加值。不仅如此，通过采用薄板坯连铸法，可以省略传统热轧机中的再加热工艺，从而可以节省能源以及改善生产率。此外，通过采用薄板坯连铸法，可以使用电炉中废铁等废金属熔化而形成的钢水，从而可以提高资源的再利用率。

附图说明

图1是发明例7的光学显微镜图片。

图2是发明例7的扫描电子显微镜(SEM)组织图片。

图3是发明例7的铁素体晶粒尺寸分布的示意图。

图4是拍摄发明例7的析出物的透射电子显微镜(TEM)组织图片。

图5是发明例7的每单位面积(μm²)的析出物数量分布的示意图。

图6是发明例7的析出物尺寸(nm)分布的示意图。

图7是发明例7的PO材料表面图片。

图8是发生钢水泄漏的比较例8的板坯图片。

图9是发明例7的状态图。

图10是比较例8的状态图。

图11是示出发明例7的基于温度的AlN/TiN摩尔分数变化的曲线图。

图12是示出比较例10的基于温度的AlN摩尔分数变化的曲线图。

图13是示出现有例1的基于温度的AlN摩尔分数变化的曲线图。

图14是针对发明例7的基于焊接电流的熔核截面组织图片。

图15是针对发明例7的电阻点焊部分硬度分布的示意图。

图16是针对发明例7的基于焊接电流的延性比变化的示意图。

图17是针对发明例7的熔化区的SEM组织图片。

图18是可应用本发明的连铸-轧制直连工艺的优选实例的布局(lay-out)示意图。

图19是可应用本发明的连铸-轧制直连工艺的优选另一实例的布局(lay-out)示意图。

具体实施方式

在下文中，将描述本发明的优选实施方式。然而，本发明的实施方式可以变形为其他各种形式，本发明的范围不限于下述的实施方式。另外，下面提供本发明的实施方式的目的在于，向本领域的普通技术人员更完整地描述本发明。

本发明人对超高强度热轧钢板进行了研究和实验，结果发现，通过连铸-轧制直连工艺，钢板具有优异的表面品质和焊接性，同时使得钢板的宽度和长度方向材质偏差和边缘裂纹明显减少，由此完成了本发明。

本发明提供一种超高强度热轧钢板及其制造方法，通过在连铸-轧制直连工艺中适当地控制钢组分、微细组织和制造条件，使得钢板具有优异的表面品质和焊接性，同时使得钢板的宽度和长度方向材质偏差和边缘裂纹明显减少。

根据本发明的一个优选方面的超高强度热轧钢板，通过连铸-轧制直连工艺制成，以重量％计，所述钢板包含C：0.030％～0.085％、Mn：1.8％～3.0％、Si：0.03％～1.0％、P：0.005％～0.05％、S：0.01％或更少、Cr：0.2％～2.0％、Al：0.01％～0.07％、Ti：0.005％～0.10％、B：0.0005％～0.0050％、N：0.001％～0.010％、余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且所述钢板具有微细组织，以面积分数计，所述微细组织包含40％～60％的铁素体、30％～50％的马氏体及10％～20％的贝氏体。

首先，对本发明的合金组分进行详细描述。在下文中，各元素含量的单位是重量％。

C：0.030％～0.085％

碳(C)是增加钢板强度并确保由铁素体和马氏体组成的复合组织的重要元素。如果C含量少于0.030％，则可能难以确保本发明的目标强度。另一方面，如果C含量多于0.085％，则钢水凝固时会发生亚包晶反应(L+δ铁素体→奥氏体)，从而形成厚度不均匀的凝固晶胞，将会导致钢水泄漏而造成操作事故。因此，C含量优选为0.03％～0.085％，进一步优选为0.040％～0.080％，更优选为0.055％～0.075％。

Mn：1.8％～3.0％

锰(Mn)是具有非常高的固溶强化作用以及促进形成由铁素体和马氏体组成的复合组织的元素。如果Mn含量少于1.8％，则可能难以确保本发明的目标强度。另一方面，如果Mn含量多于3.0％，则合金钢成本会增加以及焊接性和热轧性会变差。因此，Mn含量优选为1.8％～3.0％，进一步优选为1.9％～2.8％，更优选为2.0％～2.6％。

Si：0.03％～1.0％

硅(Si)是可确保强度而不降低钢板延性的有用元素。它也是促进铁素体形成以及促进C集中到未转变的奥氏体中而促进马氏体形成的元素。如果Si含量少于0.03％，则难以充分确保上述的效果。另一方面，如果Si含量多于1.0％，则钢板表面上产生红色氧化皮，在酸洗后的钢板表面上会留下痕迹，从而降低表面品质。因此，Si含量优选为0.03％～1.0％，进一步优选为0.030％～0.80％，更优选为0.035％～0.50％。

P：0.005％～0.05％

磷(P)是具有钢板强化效果的元素。如果P含量少于0.005％，则难以确保其效果。另一方面，如果P含量多于0.05％，则在晶界和/或相和相之间的晶界处偏析，将会导致产生脆性。因此，P的含量优选为0.005％～0.05％，进一步选为0.006％～0.040％，更优选为0.010％～0.025％。

S：0.01％或更少

硫(S)作为杂质在钢中形成MnS非金属夹杂物，并且在连铸凝固过程中偏析，将会导致高温裂纹。因此，S含量应控制成尽可能低，优选控制为0.01％或更少。

Cr：0.2％～2.0％

铬(Cr)是提高可硬化性以及提高钢强度的元素。如果Cr含量少于0.2％，则上述的效果不充分。另一方面，如果Cr含量多于2.0％，则存在钢板的延性下降的问题。因此，Cr含量优选为0.2％～2.0％，进一步优选为0.3％～1.8％，更优选为0.5％～1.4％。

Al：0.01％～0.07％

铝(Al)的作用是通过抑制碳化物的形成来增加钢的延性。如果Al含量少于0.01％，则上述的效果不充分。另一方面，如果Al含量多于0.07％，就会形成大量的AlN析出物，进而高温延性下降，将会导致铸坯或条板的边缘品质下降，而且由于集中在钢板表面，可能会降低镀覆性。因此，Al含量优选为0.01％～0.07％，进一步优选为0.015％～0.06％，更优选为0.02％～0.05％。

Ti：0.005％～0.10％

钛(Ti)作为析出物和氮化物形成元素是增加钢强度的元素。另外，Ti在凝固温度附近通过形成TiN除去固溶N，以减少AlN析出物的量，防止高温延性下降，从而降低边缘裂纹产生敏感性。如果Ti含量少于0.005％，则上述的效果不充分。另一方面，如果Ti含量多于0.10％，则可能导致制造成本上升以及降低铁素体的延性。因此，Ti含量优选为0.005％～0.10％，进一步优选为0.008％～0.08％，更优选为0.01％～0.075％。

B：0.0005％～0.0050％

硼(B)是增加钢的可硬化性的元素。如果B含量少于0.0005％，则上述的效果不充分，而如果多于0.0050％，就会导致奥氏体再结晶温度上升以及焊接性变差。另外，由于BN等析出物过量析出而降低高温延性，铸坯和/或条板的边缘品质可能会变差。因此，B含量优选为0.0005％～0.0050％，进一步优选为0.001％～0.0040％，更优选为0.001％～0.0025％。

N：0.001％～0.010％

氮(N)是奥氏体稳定化和氮化物形成元素。

如果N含量少于0.001％，则上述的效果不充分。另一方面，如果N含量多于0.010％，就会与析出物形成元素反应而增加析出强化效果，但是有可能造成延性急剧下降。因此，N含量优选为0.001％～0.010％，进一步优选为0.0025％～0.0095％，更优选为0.0040％～0.0090％。

优选地，所述热轧钢板中Al和Ti可满足下述关系式(1)。

[关系式1]

1.9Al-3.4Ti＜0.002

在所述式(1)中，各元素符号表示各元素的重量(％)除以原子量的值(各元素的重量(％)/原子量)，1.9和3.4分别表示Al/N原子量比和Ti/N原子量比。

所述Ti、Al和N可以控制成满足所述式(1)，使得不仅满足上述的各数值范围，还确保高强度，同时提高表面品质以及使边缘裂纹明显减少。

钢中的铝(Al)与氮(N)反应而形成AlN析出物，在生产薄板坯时析出这些析出物的铸坯冷却条件下会引起板坯/条板裂纹，从而降低铸坯或热轧钢板的边缘品质，因此通过适当加入Ti在钢水凝固温度附近形成TiN，以除去固溶N，进而减少AlN析出物的量，从而可以控制上述的缺陷。

在所述式(1)中，当1.9Al-3.4Ti的值为0.002或更大时，Ti不足以减少AlN析出物的量，因此可能会引起板坯/条板边缘裂纹，从而降低热轧钢板的品质。

另一方面，为了通过将本发明的钢板应用于车体生产出最终产品，需要进行焊接工艺，最常用的焊接是电阻点焊(RSW)。本发明的钢板具有优异的RSW焊接性和焊接部分性能。

本发明的钢板不仅满足上述的合金组分，而且由下述式(2)表示的Ceq可为0.18～0.28。

[关系式2]

Ceq＝C+Si/30+Mn/20+2P+3S

在所述式(2)中，各元素符号是以重量％表示各元素含量的值。

所述式(2)是用于确保钢板的焊接性的成分关系式，在本发明中，通过将Ceq值控制为0.18～0.28，可以确保优异的点焊性，并且可对焊接部分赋予优异的机械性能。所述Ceq值进一步优选为0.18～0.27，更优选为0.18～0.26。

如果Ceq小于0.18，则由于可硬化性低，可能难以确保目标拉伸强度。另一方面，如果Ceq大于0.28，则焊接性下降，焊接部分的性能会变差。Ceq进一步优选为0.18～0.27，更优选为0.19～0.26。

本发明的余量成分是铁(Fe)。但是，常规制造过程中会不可避免地混入来自原料或周围环境的意想不到的杂质，因此无法排除混入杂质。这些杂质是常规制造过程的任何技术人员都知道的杂质，因此相关的所有内容本说明书中不再赘述。

在这种情况下，除了上述的合金组成之外，作为残余元素可包含Cu、Ni、Mo、Sn和Pb中的一种或更多种元素，其含量总和可为0.2重量％或更少。

残余元素是来自炼钢工艺中用作原料的废金属的杂质元素，如果其总和多于0.2％，则可能造成薄板坯的表面裂纹以及热轧钢板的表面品质下降。

下面详细描述根据本发明的一个优选方面的热轧钢板的微细组织。

在根据本发明的热轧钢板的微细组织中，以面积分数计，铁素体和马氏体加在一起的分数为80％或更大，其余由贝氏体组织构成。优选地，以面积分数计，所述微细组织包含40％～60％的铁素体、30％～50％的马氏体及10％～20％的贝氏体。

如果铁素体的分数大于60％，则难以确保目标强度，如果铁素体的分数小于40％，则其余马氏体和贝氏体组织的分数变高，难以确保延性。

另外，如果马氏体的分数大于50％，则强度变得过高，难以确保延性，而如果小于30％，则可能难以确保目标强度。

另一方面，在所述热轧钢板的组织中包含部分贝氏体组织的理由如下。

通常，对于由铁素体和马氏体这两相构成的DP(双相)，因为马氏体的分数高，焊接时在热影响区马氏体回火(Tempering)而产生软化现象，从而导致强度下降。如果确保一定程度的贝氏体组织代替马氏体，则不仅可以改善这样的问题，而且贝氏体组织的特性上可以同时确保强度和加工性。另外，对于DP钢，因为软质铁素体和硬质马氏体两相之间的界面强度之差，首先在界面处产生断裂，从而导致加工性变差。然而，贝氏体是具有铁素体和马氏体的中等强度的组织，如果在这两个组织的界面处形成贝氏体组织，就可以改善如上所述的问题，从而提高加工性。

如果所述贝氏体的分数小于10％，则上述的效果不充分。另一方面，如果所述贝氏体的分数大于20％，则强度变得过高，可能难以确保延性。

所述铁素体晶粒以等效圆直径测定的平均尺寸可为5μm或更小，进一步优选可为4μm或更小，更优选可为3μm或更小。通过确保具有微细晶粒的铁素体组织，同时确保强度和加工性，如果所述铁素体晶粒的尺寸大于5μm，则可能难以确保目标强度和加工性。

另一方面，本发明的热轧钢板可包含Ti(C，N)析出物，其数量可为5个～1000个/μm²，进一步优选可为5个～500个/μm²，更优选可为5个～200个/μm²，以等效圆直径测定的所述Ti(C，N)析出物的平均尺寸可为50nm或更小。Ti(C，N)析出物是指包含TiN、Ti(C，N)、TiC及它们的复合析出物。

如果所述析出物的尺寸大于50nm，则可能难以有效地确保强度。此外，如果析出物的数量少于5个/μm²，则可能难以确保目标强度。另一方面，如果析出物的数量多于1000个/μm²，则随着强度上升延伸率变差，可能会难以加工。

当所述热轧钢板是通过包含制造条板的粗轧工艺的连铸-轧制直连工艺来制造时，可使粗轧后条板边缘部的AlN析出物的摩尔分数(％)满足下述式(3)，以使边缘裂纹明显减少。

[关系式3]

条板边缘部的AlN析出物的摩尔分数(％)＜8.3X10^-6

在所述式(3)中，如果条板边缘部的AlN析出物的摩尔分数(％)为8.3X10^-6或更大，则可能产生条板边缘裂纹，热轧钢板的品质会变差。

进一步地，本发明的热轧钢板的厚度可为3.0mm或更小，优选可为2.0mm或更小，更优选可为1.5mm或更小。

对于本发明的热轧钢板，其拉伸强度为980MPa或更大，延伸率为10％或更大，拉伸强度的偏差(材质偏差)可为30MPa或更小，优选可为20MPa或更小。

根据本发明的另一个优选方面的超高强度热轧钢板，通过连铸-轧制直连工艺制成，以重量％计，所述钢板包含C：0.030％～0.085％、Mn：1.8％～3.0％、Si：0.03％～1.0％、P：0.005％～0.05％、S：0.01％或更少、Cr：0.2％～2.0％、Al：0.01％～0.07％、Ti：0.005％～0.10％、B：0.0005％～0.0050％、N：0.001％～0.010％、余量的Fe和其他不可避免的杂质，所述钢板具有微细组织，以面积分数计，所述微细组织包含40％～60％的铁素体、30％～50％的马氏体及10％～20％的贝氏体，并且酸洗处理后进行电阻点焊时，在焊接后的焊接钢板中，满足最小熔核直径4t^1/2[t＝母材厚度(mm)]的下限电流和产生飞溅的上限电流之间的适宜焊接范围为1.5(kA)或更大，满足最小熔核直径5t^1/2[t＝母材厚度(mm)]的下限电流和上限电流之间的适宜焊接范围为1.0(kA)或更大，交叉拉伸强度(CrossTensile Strength，CTS)与拉伸剪切强度(Tensile Shear Strength，TSS)之比的延性比为35％或更大。

在电阻点焊(RSW)中，适宜焊接范围是评价焊接性的重要指标，可以定义为上限电流和下限电流之间的范围。满足最小熔核直径4t^1/2(t为母材厚度(mm))的下限电流和产生飞溅(Expulsion)的上限电流之间的适宜焊接范围可为1.5(kA)或更大，满足最小熔核直径5t^1/2的下限电流和上限电流之间的适宜焊接范围可为1.0(kA)或更大。

如果所述适宜焊接范围小于上述的范围，则可焊接的范围过窄，不仅焊接车体部件时难以焊接，而且可能会产生过多的焊接不良。最小熔核直径4t^1/2是指从界面断裂(Interfacial Fracture，IF)转移到剥离断裂(Pull Out Fracture，POF)所需的最小熔核直径。此外，在拉伸强度为980MPa级或更高的AHSS中，由于高碳当量(Ceq)以及RSW特有的高冷却速度，在熔化区生成马氏体组织，进而沿界面发生断裂的界面断裂的敏感性变高，现有软钢(Mild)标准4t^1/2可能不适合，因此满足最小熔核直径5t^1/2的下限电流的管理会很重要。另外，上限电流被定义为产生飞溅的电流减去0.2(kA)的值。

另一方面，在RSW中，延性比(CTS/TSS)被定义为交叉拉伸强度(Cross TensileStrength，CTS)与拉伸剪切强度(Tensile Shear Strength，TSS)之比，并作为判断AHSSRSW中焊接部分机械特性的综合指标。在给出的适宜焊接电流范围下，所述开发钢的延性比可为35％或更大。如果小于35％，则焊接部分强度特性和碰撞稳定性变差，撞车时会难以稳定地保护乘客。

进一步地，本发明钢板的RSW熔核(Nugget)即熔化区(Fusion Zone)的维氏硬度优选为350Hv～450Hv。当低于350Hv时，无法确保充分的熔化区硬度，可能会造成焊接部分强度低。然而，如果大于450Hv，则熔化区硬度过高，裂纹产生敏感性高，而且在熔核界面产生断裂的界面断裂的敏感性变高，因此焊接部分强度和冲击吸收能量值可能会低。所述熔化区(Fusion Zone)的维氏硬度进一步优选为360Hv～440Hv，更优选为370Hv～430Hv。

另一方面，软化区是在马氏体分数高的AHSS焊接部分观察到的典型现象，当软化区硬度过低时，在软化区发生断裂，焊接部分强度会降低。因此，在本发明中，母材(Basemetal)硬度和软化区(Softening zone)最小硬度之差可为100Hv或更小，进一步优选可为90Hv或更小，更优选可为80Hv或更小。如果大于100Hv，则在软化区发生断裂，难以确保充分的焊接部分强度。

所述本发明钢板的RSW熔核(熔化区)的微细组织优选在熔核内具有95％或更多的马氏体组织。

在下文中，将详细描述根据本发明的又一个优选方面的超高强度热轧钢板的制造方法。

根据本发明的又一个优选方面的超高强度热轧钢板的制造方法，通过连铸-轧制直连工艺来制造热轧钢板，所述制造方法包含：

将具有上述合金组分的钢水连铸成厚度为60mm～120mm的板坯；

向所述板坯以50bar～350bar的压力喷射冷却水，以清除表面氧化皮；

对所述清除氧化皮的板坯进行粗轧，以获得条板(Bar Plate)；

向所述条板以50bar～350bar的压力喷射冷却水，以清除表面氧化皮；

在Ar₃-30℃～Ar₃+60℃的温度范围下，对所述清除氧化皮的条板进行精轧，以获得热轧钢板；

将所述热轧钢板在输出辊道(Run Out Table)上风冷1秒～8秒后，以150℃/秒或更大的冷却速度冷却至马氏体转变结束温度(Mf)或更低；以及

在马氏体转变结束温度(Mf)或更低的温度下卷取所述冷却后的热轧钢板。

在下文中，将详细描述每个步骤。

连铸步骤

将具有上述合金组分的钢水连铸成厚度为60mm～120mm的板坯。此时，铸速优选设定为4mpm～8mpm。铸速优选设定为大于4mpm的理由是因为高速铸造和轧制过程连在一起，需要一定程度以上的铸速，以确保目标轧制温度。另外，如果铸速慢，则存在从铸坯开始产生偏析的风险，当产生这样的偏析时，不仅难以确保强度和加工性，而且在宽度方向或长度方向上产生材质偏差的风险变大。当铸速超过8mpm时，由于钢水液面的不稳定性，可能会降低操作成功率，因此铸速优选设定为4mpm～8mpm，进一步优选为4.2mpm～7.2mpm，更优选为4.5mpm～6.5mpm。

另一方面，如果板坯的厚度大于120mm，则不仅难以高速铸造，而且粗轧时轧制负荷会增加。如果板坯的厚度小于60mm，则铸坯的温度会急剧下降，难以形成均匀的组织。为了解决这些问题，可以额外安装加热设备，但是这样会增加生产成本，优选尽量避免安装额外设备。因此，板坯的厚度限制为60mm～120mm，进一步优选为70mm～110mm，更优选为80mm～100mm。

在表面氧化皮清除步骤前可以加热所述板坯，板坯加热温度可为900℃～1200℃。如果所述板坯的表面温度低于900℃，则可能造成粗轧负荷增加以及粗轧过程中在条板边缘部产生裂纹，此时有可能造成热轧钢板的边缘部缺陷。如果板坯表面温度高于1200℃，则可能出现热轧氧化皮(scale)残留导致的热轧表面品质下降等问题。因此，所述板坯的加热温度范围优选为900℃～1200℃，进一步优选可为950℃～1150℃，更优选可为1000℃～1100℃。

板坯氧化皮清除步骤

向所述铸造后的板坯或铸造后加热的板坯以50bar～350bar的压力喷射冷却水，以清除氧化皮。例如，通过从粗轧氧化皮清除器(Roughing Mill Scale Breaker，以下称为“RSB”)喷嘴以50bar～350bar的压力喷射50℃或更低的冷却水来清除氧化皮，使得表面氧化皮厚度变成300μm或更小。如果所述压力小于50bar，则板坯表面上会大量残留波浪形氧化皮等，酸洗后表面品质会变差。另一方面，如果所述压力大于350bar，则条板边缘温度急剧下降，可能会产生边缘裂纹。所述冷却水喷射压力进一步优选可为100bar～300bar，更优选可为150bar～250bar。

粗轧步骤

例如，将所述清除氧化皮的板坯在由2个～5个机架(stand)组成的粗轧机中进行粗轧，以获得条板。在粗轧机入口侧板坯的表面温度范围优选为900℃～1200℃。如果板坯的表面温度低于900℃，则可能造成粗轧负荷增加以及粗轧过程中在条板边缘部产生裂纹，此时有可能造成热轧钢板的边缘部缺陷。如果板坯表面温度高于1200℃，则可能出现热轧氧化皮(scale)残留导致的热轧表面品质下降等问题。因此，所述板坯的表面温度范围优选为900℃～1200℃，进一步优选可为950℃～1150℃，更优选可为1000℃～1100℃。

在所述粗轧时，粗轧出口侧条板(Bar plate)边缘部温度范围优选为780℃～1100℃。如果所述边缘部温度低于780℃，就会析出AlN析出物，高温延性下降，因此边缘裂纹产生敏感性会变得很高。另一方面，如果边缘部温度高于1100℃，则薄板坯中心部温度会变得过高，将会产生大量波浪形氧化皮，酸洗后表面品质会变差。在所述粗轧时，粗轧出口侧条板(Barplate)边缘部温度进一步优选可为800℃～1080℃，更优选可为820℃～1060℃。

此时，粗轧出口侧条板边缘部温度优选控制成满足下述式(3)，以不仅满足上述的各数值范围，还确保高强度，同时提高表面和边缘品质。

[关系式3]

条板边缘部的AlN析出物的摩尔分数(％)＜8.3X10^-6

在粗轧时，如果没有将粗轧出口侧条板边缘部温度控制成满足所述式(3)，亦即所述式(3)中条板边缘部温度下析出的AlN摩尔分数(％)为8.3X10^-6或更大，则可能产生条板边缘裂纹，热轧钢板的品质会变差。

另一方面，粗轧时的累积压下率对本发明中要得到的材质均匀的产品起重要作用。换句话说，粗轧时压下率越高，对制造高强度钢很重要的元素Mn、Si、Cr等微观分布越均匀，而且带钢的宽度和厚度方向的温度梯度也变小，对获得均匀的材质非常有效。但是，如果累积压下率小于60％，则不能充分发挥上述的效果，而如果累积压下率大于90％，则轧制变形阻力大大增加，从而导致制造成本上升，因此优选粗轧的累积压下率为60％～90％，进一步优选为65％～85％，更优选为70％～80％。

条板氧化皮清除步骤

向所述条板以50bar～350bar的压力喷射冷却水，以清除氧化皮。例如，在对条板进行精轧之前，通过从精轧氧化皮清除器(Finishing Mill Scale Breaker，以下称为“FSB”)喷嘴以50bar～350bar的压力喷射50℃或更低的冷却水来清除氧化皮，使得表面氧化皮厚度变成30μm或更小。所述冷却水喷射压力进一步优选为100bar～300bar，更优选为150bar～250bar。

如果所述压力小于50bar，则氧化皮不会充分清除，精轧后钢板表面上会生成大量的纺锥形、鱼鳞形氧化皮，进而酸洗后表面品质会变差。另一方面，如果所述压力大于350bar，则精轧温度变得过低，无法获得有效的奥氏体分数，难以确保目标拉伸强度。

精轧步骤

在精轧机中对所述清除氧化皮的条板进行精轧，所述精轧机由多个机架如3个至6个机架组成。

本发明中要得到的980MPa级超高强度钢是以形成转变组织为强化机制，因此精轧时根据变形速度材质特性改变的可能性非常高。换句话说，在由多个机架组成的精轧机中进行精轧时，如果钢板的头(Top)和尾(Tail)的轧制速度之差大于10％，则在后续的输出辊道(Run Out Table)上很难获得均匀的冷却速度和目标卷取温度，最终成为产生带钢的宽度或长度方向上的材质偏差的原因。因此，精轧步骤中优选控制成钢板的头(Top)和尾(Tail)的轧制速度之差为10％或更小。

所述精轧温度优选为Ar₃-30℃～Ar₃+60℃。如果所述精轧温度低于Ar₃-30℃，则热轧时轧辊的负荷大大增加，进而能耗增加以及作业速度变慢，无法确保充分的奥氏体分数，从而不能确保目标微细组织和材质。另一方面，如果精轧温度高于Ar₃+60℃，则晶粒变得粗大，无法获得高强度，并且需要进一步加快冷却速度，以获得充分的贝氏体、马氏体组织。所述精轧温度更优选为Ar₃-20℃～Ar₃+50℃。

此时，对于所述精轧，板通过速度可为200mpm～600mpm，并且可使热轧钢板的厚度达到3.0mm或更小。优选地，可使厚度达到2.0mm或更小。更优选地，可使厚度达到1.6mm或更小。

如果精轧速度大于600mpm，则可能发生板断裂等操作事故，并且等温等速轧制困难，从而无法确保均匀的温度，可能会产生材质偏差。另一方面，如果精轧速度小于200mpm，则由于精轧速度太慢，有可能难以确保精轧温度。

冷却和卷取步骤

例如，将所述精轧后的热轧钢板在输出辊道上风冷1秒～8秒后，以150℃/秒或更大的冷却速度冷却至马氏体转变结束温度(Mf)或更低进行卷取。

所述冷却后的热轧钢板在输出辊道上经过1秒～8秒的风冷过程，如果该时间少于1秒，则残留奥氏体的C不够集中，用于使铁素体转变的时间不足，进而延伸率下降的风险增大，而如果多于8秒，则由于铁素体的过量转变，不仅难以确保目标拉伸强度，还需要加长设备长度或者出现生产率下降的问题，因此风冷保持时间优选设置成1秒～8秒。所述风冷时间进一步优选为1.5秒～6.5秒，更优选为2.0秒～5.0秒。

另一方面，所述风冷后实施冷却时，冷却速度优选为150℃/秒或更大，卷取温度优选为马氏体转变结束温度(Mf)或更低。

如果所述冷却速度小于150℃/秒，就会促进铁素体转变并形成渗碳体，难以获得所需的材质。另外，如果所述卷取温度高于马氏体转变结束温度(Mf)，则不仅难以获得充分的马氏体组织，而且通过冷却得到的马氏体也可能自动回火(Auto Tempering)，从而难以获得目标拉伸强度。

另一方面，在本发明中，所述制造方法还可包含：对所述热轧钢板进行酸洗处理，以获得PO(酸洗涂油)材料。

在本发明中，由于板坯和条板的氧化皮清除步骤中充分清除了氧化皮，通过常规的酸洗处理也能获得表面品质优异的PO材料。因此，本发明中能使用的酸洗处理只要是热轧酸洗工艺中常用的处理方法即可，对此没有特别限制。

在下文中，通过图18和图19描述本发明的热轧钢板制造方法的实例，图18是可应用本发明的连铸-轧制直连工艺的优选实例的布局(lay-out)示意图，图19是可应用本发明的连铸-轧制直连工艺的优选另一实例的布局(lay-out)示意图。

根据本发明的一个方面的拉伸强度为980MPa级的材质偏差小以及表面品质优异的高强度热轧钢板，其可以通过如图18和19所示的连铸-轧制直连工艺来制造。

如图18所示，连铸-轧制直连工艺布局包括生产第一厚度的板坯a的高速连铸机100、将所述板坯轧制成比所述第一厚度薄的第二厚度的条板b的粗轧机400、将所述第二厚度的条板轧制成第三厚度的热轧钢板c的精轧机600和卷取所述热轧钢板的卷取机900。

在所述连铸机100中制造出厚度为60mm～120mm的薄板坯a，并且在加热机200中对条板b进一步加热，从而可以充分确保精轧温度。粗轧机400前设有粗轧氧化皮清除器300，精轧机600前设有精轧氧化皮清除器500，因此容易清除表面氧化皮，在后续工艺酸洗热轧钢板时，也可以生产出表面品质优异的PO(酸洗涂油)材料。另外，通过连铸-轧制直连工艺可以进行等温等速轧制，因此钢板宽度和长度方向温度偏差明显降低，进而在输出辊道700(ROT)上能够精确地控制冷却，可以生产出材质偏差良好的高强度热轧钢板。对如此完成轧制和冷却的热轧钢板通过高速剪切机800进行剪切，再通过卷取机900进行卷取生产出产品。

除了图18的设备之外，在图19的连铸-轧制直连工艺布局中，粗轧机400前具有板坯补充加热机200，由此易于确保板坯边缘温度，可以降低边缘缺陷，从而有利于确保表面品质。此外，在粗轧机前确保有相当于至少一个板坯长度的空间，从而可实现间歇(Batch)轧制。

在下文中，将参考实施例更详细地描述本发明。然而，需要注意的是，下述实施例只是用于更详细地描述本发明，并不是用于限制本发明的权利范围。本发明的权利范围取决于权利要求书的内容以及由此合理导出的内容。

(实施例1)

准备具有下表1所示组分的钢水。另外，下表1中示出亚包晶反应初始临界C含量，这是利用常规热力学软件Thermo-Calc-3.0.1指令模式(Console Mode)(Database(数据库)：TCFE6)算出的值。

利用所述钢水按照下表2的制造条件在连铸-轧制直连工艺中通过无头轧制模式制造出厚度为1.6mm的热轧钢板(发明例1-7和比较例1-11)。现有例1是采用表2所示制造条件在传统短流程工艺中通过间歇模式制造出的厚度为3.2mm的热轧钢板。

下表2中示出Ar₃温度和Mf温度，该Ar₃温度和Mf温度是利用常规热力学软件JmatPro-v9.1算出的值。

在下表2中，RSB(Roughing Mill Scale Breaker，粗轧氧化皮清除器)表示粗轧前的冷却水喷射压力，FSB(Finishing Mill Scale Breaker，精轧氧化皮清除器)表示粗轧后的冷却水喷射压力。

另一方面，下表3中示出了铸造稳定性评价结果以及对如上制成的热轧钢板进行酸洗处理得到PO材料后测定微细组织[相分数、铁素体晶粒尺寸(FGS)]、屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、延伸率(EL)、拉伸强度的偏差(材质偏差)(ΔTS)、边缘裂纹产生与否和PO表面品质的结果。

在表3中，铸造稳定性是通过制造板坯时钢水泄漏[BO(Break Out)]与否来确定的，铁素体(F)、马氏体(M)、贝氏体(B)的面积分数表示利用扫描电子显微镜(SEM，ScanningElectron Microscope)以3000倍的倍率随机(Random)拍摄10处后，再利用Image-Plus Pro软件测定面积率的平均值，铁素体晶粒尺寸(FGS，Ferrite Grain Size)表示利用EBSD(电子背散射衍射)以3000倍的倍率随机(Random)拍摄10处后，再利用Image-Plus Pro软件以等效圆直径测定的平均值。

另外，拉伸强度是使用在宽度W/4处沿轧制垂直方向取得的JIS5号试样所测定的值，拉伸强度偏差(材质偏差)[ΔTS(MPa)]表示卷板的宽度和长度方向上测定的拉伸强度值中最大值减去最小值的值。

对于边缘裂纹产生与否，通过目视第一次确认后，再利用表面缺陷检测器SDD(Surface Defect Detector)装置进行第二次确认，PO材料表面品质的评价标准如下所述。

○：光泽度宽度方向平均偏差为20％或更小

X：光泽度宽度方向平均偏差大于20％

【表1】

在上表1中，式(1)表示1.9Al-3.4Ti，各元素符号表示各元素的重量(％)除以原子量的值(各元素的重量(％)/原子量)，式(2)是Ceq＝C+Si/30+Mn/20+2P+3S，各元素符号是以重量％表示各元素含量的值。

【表2】

在上表2中，式(3)表示粗轧出口侧条板温度下析出的AlN析出物的摩尔分数(％)值。

【表3】

在上表3中，F表示Ferrite(铁素体)组织、M表示Martensite(马氏体)组织、B表示Bainite(贝氏体)组织，FGS表示Ferrite Grain Size(铁素体晶粒尺寸)。YS表示YieldStrength(屈服强度)，TS表示Tensile Strength(拉伸强度)，EL表示Elongation(延伸率)。如上表1、表2和表3所示，钢组分和制造条件都满足本发明范围的发明例1～7在制造板坯(Slab)时没有钢水泄漏，满足目标拉伸强度(980MPa或更大)和延伸率(10％或更大)，并且边缘表面品质和PO材料的表面品质也都优异。此外，发明例1～7的拉伸强度和屈服强度高于现有例1。

另一方面，利用光学显微镜和扫描电子显微镜(SEM，Scanning ElectronMicroscope)拍摄发明例7的组织，光学显微镜图片示于图1中，而扫描电子显微镜组织图片示于图2中。从图1和图2可知，发明例7的微细组织是由铁素体(F)和M(马氏体)构成主要相(phase)，并且均匀地存在一些贝氏体(B)。

利用EBSD(电子背散射衍射)测定发明例7的铁素体晶粒尺寸分布，其结果示于图3中。从图3可知，微细分布有5μm或更小的晶粒。

用透射电子显微镜(Transmission Electron Microscope，TEM)拍摄发明例7的析出物，其图片示于图4中，图4的左侧是50000倍图片，右侧是300000倍图片。从图4可知，基底组织中均匀地分布有矩形TiN、Ti(C，N)和圆形TiC析出物。

对发明例7的每单位面积(μm²)析出物数量的分布进行观察后，其结果示于图5中。从图5可知，析出物数量主要分布成5个～30个/μm²范围，平均析出物数量为15个/μm²。析出物数量是如下定量化的，即通过碳(Carbon)复型(Replica)方法制成样品后，再用TEM以100000倍的倍率随机拍摄50处的组织图片，将图片中存在于1μm×1μm正方形内的析出物数量定量化。

观察发明例7的析出物尺寸的分布，其结果示于图6中。从图6可知，析出物尺寸主要分布在5nm～50nm范围，平均析出物尺寸为20nm。析出物尺寸是如下测定的，即通过碳复型方法制成样品后，再用TEM随机拍摄50000倍的5张、100000倍的20张、300000的5张，然后利用Image-Plus Pro软件测定析出物尺寸。拍摄不同倍率的TEM图片的理由是为了精确测定微细(50nm或更小)析出物和粗大(大于50nm)析出物的尺寸。

对发明例7的热轧钢板进行酸洗处理而得到的PO材料表面图片示于图7中，从图7可知，表面品质优异。

相比之下，比较例1、2和3没有满足本发明中给出的风冷时间、冷却速度和卷取温度，无法满足目标微细组织和拉伸强度。

比较例4高于本发明中给出的FSB第一列和第二列的压力，因此钢板(Strip)表面被强力冷却导致精轧温度急剧降低，无法满足目标微细组织和拉伸强度。

比较例5和6没有满足本发明中给出的RSB或FSB压力，可知表面品质较差。

比较例8没有满足本发明中给出的C含量，从示出发生钢水泄漏的比较例8的板坯图片的图8中也可以知道，由于板坯中发生钢水泄漏，停止了铸造。这种停止铸造的原因可以用相变行为解释。

图9和图10是利用Thermo-Calc-3.0.1指令模式(Console Mode)(Database(数据库)：TCFE6)算出的发明例7和比较例8的状态图。从发明例7的状态图可知，由于基体钢C成分低于亚包晶反应初始临界C，不会发生亚包晶反应，在没有钢水泄漏的情况下，可以高速铸造。

然而，对于比较例8，因为基体钢C成分高于亚包晶反应初始临界C，将会发生亚包晶反应而形成不均匀的凝固晶胞，所以估计会发生钢水泄漏。

比较例7没有满足本发明中给出的式(3)，比较例10没有满足本发明中给出的式(1)和式(3)，它们产生了边缘裂纹。这种边缘裂纹与AlN的析出行为有密切的关系。

图11和12分别示出了利用Thermo-Calc-3.0.1(Database(数据库)：TCFE6)算出的发明例7和比较例10的基于温度的析出行为。另外，图13是关于现有例1的图。从该结果可知，满足本发明中给出的式(1)和Ti含量的发明例7在钢水凝固温度附近析出TiN，因此AlN析出物量明显减少，并且在低温度下析出。然而，没有满足式(1)和Ti含量的比较例10和现有例1在高温下析出AlN，并且在粗轧出口侧条板的边缘温度范围(780℃～1100℃)下析出大量的AlN。因此，优选精确地进行控制使得满足式(1)和式(3)，以确保高强度，同时确保表面和边缘品质。

比较例9没有满足本发明中给出的Mn含量，无法满足目标拉伸强度，而比较例11没有满足本发明中给出的粗轧出口侧条板的边缘部温度范围，进而产生大量的波浪形氧化皮，因此PO材料表面品质较差。

(实施例2)

将符合本发明的钢板应用于汽车车体生产出最终产品的工艺大多实施焊接工艺，而电阻点焊(Resistance Spot Welding，以下称为RSW)是最常实施的焊接。因此，需要对钢板进行RSW焊接部分的评价。对实施例1的发明例7的钢板进行RSW焊接部分的评价，其结果示于图14至图17。

此时，RSW焊接部分的评价是按照下表4所示的ISO 18728-2的规定实施的，以0.2(kA)间隔改变对熔核直径和强度影响最大的焊接电流，对焊接性和焊接部分的拉伸特性进行了评价。

【表4】

图14示出了针对发明例7的基于焊接电流的熔核(Nugget)截面组织变化。如熔核切成1/2后的截面组织所示，熔核直径被定义为熔合线(Bond Line，BL)与熔合线之间的直线距离。从图14可知，随着焊接电流增加，熔核直径增加，在熔核部分内没有裂纹和气孔等缺陷，具有良好的焊接部分。图15示出了针对发明例7的电阻点焊部分硬度分布。硬度是利用维氏硬度计以熔核对角线按照200μm间隔、200g荷重进行测定的。焊接部分区分成熔核即熔化区(Fusion，FZ)、热影响区(HAZ)、母材附近的准HAZ上的软化区(Softening Zone，SZ)和母材(Base Meatl，BM)。从图15可知，熔化区的硬度为370Hv～400Hv，母材硬度与软化区最小硬度之差为100Hv或更小。软化区是在马氏体分数高的AHSS焊接部分观察到的典型现象，当软化区的硬度太低时，在软化区发生断裂，可能会造成焊接部分的强度降低。因此，优选使得母材硬度与软化区最小硬度之差为100Hv或更小。

图16示出了针对发明例7的基于焊接电流的延性比(％)变化。延性比(CTS/TSS)被定义为交叉拉伸强度(Cross Tensile Strength，CTS)与拉伸剪切强度(Tensile ShearStrength，TSS)之比，并作为判断AHSS RSW中焊接部分特性的综合指标。另外，图16标出了满足用于从界面断裂(Interfacial Fracture，IF)转移到剥离断裂(Pull Out Fracture，POF)的最小熔核直径4t^1/2(t＝母材的厚度)和5t^1/2的下限电流。

同时标出5t^1/2的理由是在拉伸强度为980MPa级以上的AHSS中，由于高碳当量(Ceq)以及RSW特有的高冷却速度，在熔化区生成马氏体组织，进而沿界面发生断裂的敏感度增加，现有软钢标准4t^1/2可能不适合，所以同时标出。另外，上限电流被定义为产生飞溅的电流减去0.2(kA)的值。从该结果可知，在满足4t^1/2的电流下发生IF断裂，在高于该电流下发生POF断裂。

另一方面，在RSW中，适宜焊接范围是评价焊接性的重要指标，可以定义为上限电流和下限电流之间的间隔。满足最小熔核直径4t^1/2的下限电流和上限电流之间的适宜焊接范围为2.6(kA)，在最小熔核直径5t^1/2的情况下具有1.8kA的范围。另外，不管断裂情况如何，在给出的适宜焊接电流范围下延性比为45％或更大。

图17示出了针对发明例7的熔化区的SEM组织图片，从图17可知，均匀地分布有完整(full)的板条状(Lath)马氏体组织，这是因为碳当量(Ceq)高以及RSW特有的高冷却速度。

尽管上面参照实施例进行了描述，但是本领域的技术人员应该理解，在不脱离权利要求书中阐述的本发明的精神和范围的情况下，可以进行各种修改和变更。

符号说明

a：板坯 b：条板

c：热轧钢板

100：连铸机 200：加热机

300：粗轧氧化皮清除器 400：粗轧机

500：精轧氧化皮清除器 600：精轧机

700：输出辊道 800：高速剪切机

900：卷取机