弯曲性和低温韧性优异的高强度热轧钢板及其制造方法与流程

本发明涉及一种用作重型设备、商用车等的材料的热轧钢板，更具体地，涉及一种弯曲性和低温韧性优异的高强度热轧钢板及其制造方法。

背景技术：

以往，用作重型设备的可伸缩杆(boomarm)用材料的热轧钢板使用cu、ni、mo、nb、ti等合金成分以提高焊接性和冲击性，并且以高冷却速度冷却至常温，从而制造以马氏体相为基体组织的高强度钢，或者在需要提高弯曲性和冲击性的情况下，制造为以贝氏体相为基体组织。

例如，在专利文献1中尝试通过添加cu、ni及mo来确保960mpa以上的屈服强度的同时，确保耐冲击性和焊接性。但是，通过添加大量的合金元素提高淬透性可容易确保高强度，但是难以提高弯曲性，并且存在制造成本上升的问题。

在专利文献2中，在制造厚热轧钢板时，添加适量的ti、nb等，并且分别控制表层部和深层部的冷却速度，以在表层部和深层部中形成不同的微细组织，从而提高厚钢板的物理性质。但是，其应用于薄钢板时受到限制。

在专利文献3中，为了获得贝氏体基体组织，在低碳钢中将mn、cr、ni及mo等的合金成分限制在特定范围内，并且试图提高高屈服比和弯曲性。但是，在这种情况下，为了确保稳定的贝氏体组织，需要大量的合金元素，并且由于难以控制冷却终止温度，因此材质和弯曲性等发生偏差的可能性大，而且形状质量也变差。

在专利文献4中公开了一种将合金元素限制在特定范围内，并且将收卷温度控制在400℃以下或250℃以下，以制造微细组织为贝氏体-马氏体的热轧钢板的方案。在这种情况下，在热轧后难以通过冷却来控制精确的收卷温度，并且形状质量变差。

现有技术文献

(专利文献1)欧洲公开公报第2646582号

(专利文献2)日本公开专利公报第2010-196163号

(专利文献3)美国公开公报第2016-0333440号

(专利文献4)美国授权专利第7699947号

技术实现要素：

(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具有高强度且弯曲成型性和低温区域耐冲击性优异的热轧钢板及其制造方法。

(二)技术方案

本发明的一个方面提供一种弯曲性和低温韧性优异的高强度热轧钢板，以重量％计，所述热轧钢板包含：c：0.05～0.15％、si：0.01～0.5％、mn：0.8～1.5％、al：0.01～0.1％、cr：0.3～1.2％、mo：0.001～0.5％、p：0.001～0.01％、s：0.001～0.01％、n：0.001～0.01％、nb：0.001～0.06％、ti：0.005～0.03％、v：0.001～0.2％、b：0.0003～0.003％及余量的fe和其他不可避免的杂质，由以下关系式1表示的c、mn、cr及mo的含量关系t满足1.0～2.5，表层部区域(厚度方向上的表层到t/9(其中，t表示厚度(mm))的区域)的微细组织包含面积分数为15％以上的铁素体和回火贝氏体的复合组织、余量的残余奥氏体及回火马氏体中的一种以上，除所述表层部区域以外的中心部区域的微细组织包含面积分数为80％以上的回火马氏体、余量的残余奥氏体、贝氏体、回火马氏体及铁素体中的一种以上。

[关系式1]

t＝[c]+{[mn]/(0.85[cr]+1.3[mo])}

(其中，c、mn、cr、mo表示各元素的重量含量。)

本发明的另一方面提供一种弯曲性和低温韧性优异的高强度热轧钢板的制造方法，包括以下步骤：

在1200～1350℃的温度范围下，对满足上述合金组成和关系式1的钢坯进行再加热；在850～1150℃的温度范围下，对再加热的所述钢坯进行热精轧，以制造为热轧钢板；在所述热精轧后，以10～70℃/秒的冷却速度，将热轧钢板冷却至500～700℃的温度范围；在所述冷却后，在500～700℃的温度范围下进行收卷；第一热处理，在所述收卷后，在350～500℃的温度范围下，进行补热或加热；第一冷却，在所述第一热处理后，以0.001～10℃/秒的冷却速度冷却至常温；第二热处理，在所述第一冷却后，在850～1000℃的温度范围下，进行再加热并保持10～60分钟；第二冷却，在所述第二热处理后，以10～100℃/秒的冷却速度，冷却至0～100℃；第三热处理，在所述第二冷却后，在100～500℃的温度范围下，进行再加热并保持10～60分钟；以及第三冷却，在所述第三热处理后，以0.001～100℃/秒的冷却速度，冷却至0～100℃，

(三)有益效果

根据本发明，可以提供各厚度的硬度偏差小且弯曲性和低温韧性优异的热轧钢板。

尤其，本发明的热轧钢板可以确保屈服强度为900mpa以上，在-60℃下的夏比冲击能为30j以上，弯曲性指数(r/t)为4以下。

附图说明

图1是示出根据本发明的一个实施例的发明钢和比较钢的低温区域的冲击韧性和弯曲性的关系的图表。

最佳实施方式

为了开发具有适用于重型设备、商用车等的材料的物理性质，尤其，弯曲性和低温韧性优异且材质偏差小的热轧钢板，本发明人进行了深入研究。

结果，确认了可以通过优化合金组成和制造条件来控制钢板的各厚度的硬度，制造具有有利于获得期望物理性质的组织的高强度热轧钢板，从而完成了本发明。

尤其，本发明具有如下技术意义，即以钢板厚度方向为基准，在表面部中发生的脱碳多于在中心部发生的脱碳，从而表面部的组织形成为软质相，因此表面部的硬度低于中心部。

下面，对本发明进行详细说明。

优选地，根据本发明的一个方面的弯曲性和低温韧性优异的高强度热轧钢板包含：c：0.05～0.15％、si：0.01～0.5％、mn：0.8～1.5％、al：0.01～0.1％、cr：0.3～1.2％、mo：0.001～0.5％、p：0.001～0.01％、s：0.001～0.01％、n：0.001～0.01％、nb：0.001～0.06％、ti：0.005～0.03％、v：0.001～0.2％、b：0.0003～0.003％。

下面，对限制所述热轧钢板的合金组成的理由进行详细说明。此时，除非另有说明，各元素的含量表示重量％。

c：0.05～0.15％

碳(c)是强化钢的最经济且有效的元素。随着这种c含量的增加，马氏体或贝氏体相分数增加，从而提高拉伸强度。

当所述c的含量小于0.05％时，难以充分获得钢的强化效果。另一方面，当所述c的含量超过0.15％时，在热处理中过度地形成粗大的碳化物和析出物，从而可能会降低成型性和低温区域耐冲击性，且焊接性变差。

因此，在本发明中，优选地，将所述c的含量控制在0.05～0.15％。更优选地，控制在0.07～0.13％。

si：0.01～0.5％

硅(si)起到对钢水进行脱碳并且通过固溶强化效果提高强度的作用。另外，硅延迟粗大碳化物的形成，从而有利于提高钢板的成型性和耐冲击性。

当所述si的含量小于0.01％时，延迟碳化物形成的效果小，从而成型性和耐冲击性的提高效果小。另一方面，当所述si的含量超过0.5％时，热轧过程中钢板表面形成由si引起的红色氧化皮，导致钢板表面质量非常差，而且焊接性也降低。

因此，在本发明中，优选地，将所述si的含量控制在0.01～0.5％。更优选地，控制在0.05～0.4％。

mn：0.8～1.5％

与所述si相同，锰(mn)是对钢进行固溶强化的有效元素，并且锰增加钢的淬透性，以在热处理后的冷却过程中容易形成马氏体相和贝氏体相。

为了充分获得上述效果，优选地，包含0.8％以上的mn。但是，当所述mn的含量超过1.5％时，在连铸工艺中铸造板坯时，在厚度中心部产生大量偏析部，并且在热处理后的冷却过程中，在厚度方向上生成不均匀的组织，从而低温区域的耐冲击性变差。

因此，在本发明中，优选地，将所述mn的含量控制在0.8～1.5％。更优选地，控制在1.0～1.5％。

al：0.01～0.1％

铝(al)主要是为了进行脱碳而添加的成分，当al的含量小于0.01％时，无法充分获得脱碳效果。另一方面，当al的含量超过0.1％时，al与氮结合并形成aln析出物，从而在连铸时板坯容易产生角裂，并且由于形成夹杂物而容易产生缺陷。

因此，在本发明中，优选地，将所述al的含量控制在0.01～0.1％。

cr：0.3～1.2％

铬(cr)起到对钢进行固溶强化，并且在冷却时延迟铁素体相的转变，以帮助形成马氏体相和贝氏体相的作用。

为了充分获得上述效果，需要添加0.3％以上的cr，但是，当cr的含量超过1.2％时，与mn相似地，在厚度中心部中产生大量偏析部，并且在厚度方向上生成不均匀的组织，从而低温区域的耐冲击性变差。

因此，在本发明中，优选地，将所述cr的含量控制在0.3～1.2％。更优选地，将所述cr的含量控制在0.5～1.0％。

mo：0.001～0.5％

钼(mo)增加钢的淬透性，从而容易形成马氏体相和贝氏体相。

当所述mo的含量小于0.001％时，无法充分获得所述效果，当所述mo的含量超过0.5％时，在热轧后收卷时形成的析出物在热处理时粗大地生长，从而低温区域的耐冲击性变差。另外，由于mo是高价元素，当mo的含量过多时，不利于经济性，而且还不利于焊接性。

因此，在本发明中，优选地，将所述mo的含量控制在0.001～0.5％，更优选地，控制在0.01～0.3％。

p：0.001～0.01％

磷(p)的固溶强化效果高，但是，晶界偏析引起脆性，因此可能会使耐冲击性变差。

考虑到上述问题，优选地，将所述p的含量控制在0.01％以下。但是，在将所述p的含量控制在小于0.001％时，需要很高的制造成本，从而不利于经济性。

因此，在本发明中，优选地，将所述p的含量控制在0.001～0.01％。

s：0.001～0.01％

硫(s)是存在于钢中的杂质，当s的含量超过0.01％时，s与mn等结合并形成非金属夹杂物，因此，在钢的切割加工时，容易发生细小的龟裂，并且耐冲击性大幅度降低。

在将所述s的含量控制在小于0.001％时，在炼钢作业时需要过多的时间，从而生产性降低。

因此，在本发明中，优选地，将s的含量控制在0.001～0.01％。

n：0.001～0.01％

氮(n)是固溶强化元素，并且n与ti或al等结合并形成粗大的析出物。所述n的固溶强化效果比碳优异，但是钢中n的量越增加，韧性会大幅度降低。

考虑到上述问题，优选地，将n的含量控制在0.01％以下。但是，在将所述n的含量控制在小于0.001％时，在炼钢作业时需要过多的时间，从而生产性降低。

因此，在本发明中，优选地，将所述n的含量控制在0.001～0.01％。

nb：0.001～0.06％

铌(nb)和ti、v是代表性的析出强化元素。具体地，在热轧过程中以碳化物、氮化物或碳氮化物的形式析出，从而起到通过延迟再结晶的晶粒微细化效果，并且有效提高钢的强度和冲击韧性。

为了充分获得上述效果，优选地，添加0.001％以上的nb，但是，当nb的含量超过0.06％时，在热处理过程中生长为粗大的复杂析出物，从而低温区域的耐冲击性变差。

因此，在本发明中，优选地，将所述nb的含量控制在0.001～0.06％。

ti：0.005～0.03％

钛(ti)和nb、v是代表性的析出强化元素。尤其，通过所述ti和n的强亲合力而在钢中形成tin。tin析出物具有在热轧的加热过程中抑制晶粒生长的效果。另外，由于形成tin，固溶n变得稳定，因此，为了提高淬透性而添加的b不会被消耗在形成bn上，从而有利于b的使用。另一方面，与n反应后剩余的ti与c结合并形成tic析出物，从而实现钢的强度的提高。

为了充分获得上述效果，优选地，添加0.005％以上的ti，但是，当ti的含量超过0.03％时，形成粗大的tin，并且在热处理过程中，由于析出物的粗大化，低温区域的耐冲击性变差。

因此，在本发明中，优选地，将所述ti的含量控制在0.005～0.03％。

v：0.001～0.2％

钒(v)和nb、ti是代表性的析出强化元素。在收卷后所述v形成析出物，从而有效提高钢的强度。

为了获得上述效果，优选地，添加0.001％以上的v，当v的含量超过0.2％时，由于形成粗大的复合析出物，低温区域的耐冲击性变差，并且不利于经济性。

因此，在本发明中，优选地，将所述v的含量控制在0.001～0.2％。

b：0.0003～0.003％

硼(b)在钢中以固溶状态存在时，具有提高淬透性的效果，并且使晶界稳定化，从而具有改善低温区域中的钢的脆性的效果。

为了充分获得上述效果，优选地，添加0.0003％以上的b，但是，当b的含量超过0.003％时，在热轧过程中会延迟再结晶行为，并且淬透性过度地增加，从而成型性变差。

因此，在本发明中，优选地，将所述b的含量控制在0.0003～0.003％。

在本发明中，控制在上述组成范围内的c、mn、cr及mo的成分关系以下面关系式1表示，并且优选地，其值t满足1.0～2.5。

[关系式1]

t＝[c]+{[mn]/(0.85[cr]+1.3[mo])}

(其中，c、mn、cr、mo表示各元素的重量含量。)

所述关系式1用于最小化由主要形成在钢板的厚度中心部中的mn、cr等的偏析引起的各厚度方向的微细组织和材质差。

在本发明中，c、mn、cr、mo的含量越高，钢板微细组织的淬透性越大，从而在低冷却速度下也容易形成马氏体相，并且有利于确保强度。但是，c、mn、cr、mo在钢板厚度中心部中局部地偏析，导致中心部的微细组织不均匀，由此表层部的微细组织和材质变得不同，并且弯曲成型性和低温区域耐冲击性变差。因此，需要减小偏析的影响。

为此，在本发明中，降低mn的含量并且添加cr和mo，从而可以减小钢板各厚度的材质差，并且可以提高弯曲成型性和低温区域的耐冲击性。但是，cr和mo是高价元素，当含有过多的cr和mo时，也会出现偏析现象，因此，根据所述关系式1控制c、mn、cr、mo的含量。

具体地，当所述关系式1的值小于1.0时，cr和mo的含量过多，因偏析现象引起弯曲性和低温区域的耐冲击性变差，并且还不利于经济性。但是，当所述关系式1的值超过2.5时，mn和c的中心部偏析增加，从而同样存在弯曲性和低温区域的耐冲击性变差的问题。

本发明的剩余成分为铁(fe)。但是，在普通制造过程中，会从原料或周围环境中不可避免地混入不期望的杂质，因此，无法排除杂质。对于普通制造过程中的技术人员来说，这些杂质是公知的，因此，在本说明书中不会特别地提及其所有内容。

优选地，满足上述合金组成和关系式1的本发明的热轧钢板包含回火马氏体相作为基体组织。

更优选地，为了使钢板各厚度的硬度差最小化，所述热轧钢板的表层部区域包含面积分数为15％以上的铁素体和回火贝氏体的复合组织、余量的残余奥氏体及回火马氏体中的一种以上，除所述表层部区域的中心部区域包含面积分数为80％以上的回火马氏体以及余量的残余奥氏体、贝氏体、回火马氏体及铁素体中的一种以上。

当所述表层部区域中铁素体和回火贝氏体的复合组织的分数小于15％时，弯曲性变差。

此时，可以包含面积分数为5～20％的所述铁素体和面积分数为10～30％的回火贝氏体。更有利地，可以包含5～10％的铁素体和10～20％的贝氏体。

优选地，在所述表层部区域内除铁素体和回火贝氏体相以外的余量的组织包含残余奥氏体和回火马氏体中的一种以上，更优选地，主要包含回火马氏体。

此时，以50～85％的面积分数包含所述回火马氏体比较有利。当所述回火马氏体的分数小于50％时，难以确保强度，但是，当所述回火马氏体的分数超过85％时，软质相的分数相对小，从而可能会使弯曲性变差。

在本发明中，表层部区域表示在厚度方向上的表层到t/9(其中，t表示厚度(mm))的区域。

在所述中心部区域中，当回火马氏体相的分数小于80％时，无法确保目标水平的强度，因此不优选。

在所述中心部区域内除回火马氏体相以外的余量的组织可以包含残余奥氏体、贝氏体、回火贝氏体及铁素体中的一种以上，但是，优选地，主要包含回火贝氏体。

在本发明中，中心部区域表示除所述表层部区域以外的剩余区域，更优选地，可以限定在热轧钢板的厚度方向上的t/4～t/2的区域。

如上所述，在表层部区域和中心部区域内的微细组织以回火马氏体相为基体组织，并且在所述表层部区域内形成预定分数以上的软质相(铁素体+回火贝氏体)，由此可以产生所述表层部区域和中心部区域之间的硬度差。

优选地，所述表层部区域的平均硬度值比所述中心部区域的平均硬度值低20～80hv。更有利地，可以具有低30～60hv左右的硬度值。

另一方面，所述中心部可以具有300～400hv的硬度值。

不仅如此，本发明的热轧钢板的屈服强度为900mpa以上，弯曲性指数(r/t)为4以下，并且在-60℃下夏比冲击韧性为30j以上，从而可以确保高强度以及优异的弯曲性和低温韧性。

所述弯曲性指数的r为弯曲90度时冲头的r，t表示材料的厚度(mm)。

本发明的热轧钢板可以具有3～10mm的厚度。

下面，对本发明的另一方面的弯曲性和低温韧性优异的高强度热轧钢板的制造方法进行详细说明。

根据本发明的高强度热轧钢板可以通过将满足本发明提出的合金组成和关系式1的钢坯经过[再加热-热轧-冷却-收卷]的一系列工艺之后阶段性地执行[热处理-冷却]工艺来制造。

下面，对所述各个工艺条件进行详细说明。

[钢坯再加热]

在本发明中，优选地，在执行热轧之前对钢坯进行再加热并进行均质化处理的工艺，此时，优选地，在1200～1350℃下执行再加热工艺。

当再加热温度小于1200℃时，析出物无法充分再固溶，从而残留粗大的析出物和tin。但是，当再加热温度超过1350℃时，由于奥氏体晶粒的异常晶生长，强度降低，因此不优选。

[热轧]

优选地，对再加热的所述钢坯进行热轧，以制造为热轧钢板，此时，优选地，在850～1150℃的温度范围下执行热精轧。

当所述热精轧的温度小于850℃时，再结晶过度延迟，从而产生延伸的晶粒，并且由于各向异性加重，成型性降低。另一方面，当所述热精轧温度超过1150℃时，由于钢板的温度上升，晶粒尺寸变粗大，并且热轧钢板的表面质量变差。

[冷却和收卷]

优选地，以10～70℃/秒的冷却速度，将如上制造的热轧钢板冷却至500～700℃的温度范围，然后在该温度下进行收卷。

此时，当冷却终止温度(收卷温度)小于500℃时，形成局部的贝氏体相和马氏体相，导致轧制板的材质不均匀，并且形状变差。另一方面，当冷却终止温度超过700℃时，产生粗大的铁素体相，并且在钢中淬透性元素的含量高时，形成马氏体/奥氏体成分(martensite/austeniteconstituent，ma)组织，导致微细组织不均匀。

另一方面，当冷却至上述温度范围时的冷却速度小于10℃/秒时，冷却至目标温度的时间过长，从而生产性降低，另一方面，当冷却速度超过70℃/秒时，形成局部的贝氏体相和马氏体相，导致材质不均匀，并且形状也变差。

[阶段性热处理-冷却]

第一热处理工艺

优选地，在将如上所述收卷的卷板冷却至常温之前，执行在350～500℃的温度范围下进行补热或加热的第一热处理工艺，此时，优选地，进行控制以满足以下关系式2。

所述第一热处理工艺是用于对热轧钢板表层部进行脱碳的工艺，经过该工艺，表层部的约100μm深度的区域的碳含量相比钢板厚度的t/4区域的碳含量减少到0.3～0.8倍。此时，脱碳层的深度根据温度、保持时间、合金成分而变化，尤其，碳的扩散取决于mn、cr、mo、si等钢中影响碳活性和碳化物形成的合金成分。

因此，在本发明中，优选地，控制由下面关系式2表示的r1值满足78～85。当所述r1值小于78时，无法容易实现碳的扩散，并且由于温度和保持时间不充分，脱碳效果小。另一方面，当r1值超过85时，无法进一步增加脱碳层，反而不利于经济性。这是因为收卷卷板的结构为层叠钢板的结构，当在表层形成氧化层时，氧的流入受限制，因此脱碳过程因表层氧化层的形成而随着时间逐渐减少。

因此，在第一热处理时执行补热或加热以满足以下关系式2，从而有利于将热轧钢板表层部的微细组织形成为软质相。

在本发明中，可以直接对通过先前工艺收卷的卷板执行所述第一热处理，此时，作为热处理温度，可以测量收卷的卷板的外围部温度，即在收卷的卷板的最外围进行测量。对测量所述热处理温度的方法不作特别限制，例如，可以使用接触式温度计等。

[关系式2]

r1＝exp(-q1/([t1]+273))×(25[t']^0.2)

(其中，q1＝450+(122[c])+(66[mn])+(42[cr])+(72[mo])-(52[si])，t1为卷板的外围部温度(℃)，t'为保持时间(秒)。)

第一冷却工艺

优选地，在执行所述第一热处理后，执行以0.001～10℃/秒的冷却速度冷却至常温的第一冷却工艺。

所述第一冷却可以通过自然空冷或强制冷却来执行，并且尽管微细组织和表层部脱碳层不会根据冷却速度而发生变化，但是考虑到生产性，优选以0.001～10℃/秒的冷却速度进行冷却。

第二热处理工艺

接着，优选地，执行在850～1000℃的温度范围下对完成所述第一冷却的卷板进行再加热的第二热处理步骤。

在所述第二热处理工艺中，将热轧钢板的微细组织相变为奥氏体后进行冷却，以形成马氏体相作为基体组织。因此，优选地，在所述第二热处理工艺中，将完成第一冷却的卷板切割后，在850～1000℃的温度范围下进行再加热。

当所述再加热温度小于850℃时，存在没有转变为奥氏体而残留的铁素体相，因此最终产品的强度变差，另一方面，当所述再加热温度超过1000℃时，形成过于粗大的奥氏体相，因此钢的低温区域的耐冲击性变差。

优选地，在上述温度范围下进行再加热后，在其温度下保持10～60分钟。此时，当保持时间小于10分钟时，在钢板的厚度中心部存在未转变的铁素体相，因此强度变差，另一方面，当保持时间超过60分钟时，形成粗大的奥氏体相，因此钢的低温区域的耐冲击性变差。

更优选地，所述第二热处理时的再加热温度和保持时间满足以下关系式3，具体地，当以由下面关系式3表示的r2值满足120～130的条件进行控制时，可以同时确保期望的优异的弯曲性和低温区域的耐冲击性。

[关系式3]

r2＝exp(-q2/([t2]+273))×(108[t”]^0.13)

(其中，q2＝860+(122[c])+(66[mn])+(42[cr])+(72[mo])-(52[si])，t2为板材的表面温度(℃)，t”为保持时间(秒)。)

在切割收卷的卷板以进行再加热时，钢板暴露在大气中，并且在第一热处理工艺中形成的表层部脱碳层上进一步形成氧化层以进行脱碳。因此，通过钢板内部的碳扩散，钢板厚度t方向上的表层～t/9区域的平均碳含量相比t/4～t/2区域中的平均碳含量减少到0.70～0.95倍。然后，在冷却过程中，在表层部形成相比马氏体为软质相的铁素体相和贝氏体相。

第二冷却工艺

优选地，在执行所述第二热处理之后，执行以10～100℃/秒的冷却速度冷却至0～100℃的第二冷却工艺。

在所述第二热处理后进行冷却时，将冷却终止温度控制在100℃以下，从而可以在热轧钢板的中心部区域(优选在厚度方向上的t/4～t/2区域)形成面积分数为80％以上的马氏体相。因此，优选地，将冷却终止温度控制在0～100℃，更优选地，控制在常温～100℃。其中，常温可以是15～35℃。

另外，当冷却速度小于10℃/秒时，难以在中心部区域形成80％以上的马氏体相，因此，难以确保强度，并且由于形成不均匀的组织，钢的低温区域的耐冲击性也会变差。另一方面，当冷却速度超过100℃/秒时，在钢板的表层部的微细组织中，无法充分形成铁素体相和贝氏体相，从而弯曲性变差，而且形状质量也变差。

第三热处理工艺

接着，优选地，执行在100～500℃的温度范围下对完成所述第二冷却的板材进行再加热的第三热处理步骤。

所述第三热处理步骤为回火热处理步骤，在该过程中，钢中固溶碳固着到位错，并且马氏体相转变为回火马氏体相，从而可以确保期望的强度水平。

尤其，形成在表层部内的贝氏体相和马氏体相分别形成为回火贝氏体相、回火马氏体相，从而可以获得提高弯曲特性的效果。

此时，当热处理温度小于100℃时，无法充分获得回火效果，另一方面，当热处理温度超过500℃时，强度急剧减小，并且由于引起回火脆性，钢的延展性和冲击性变差。

另外，当在上述温度范围下热处理时的热处理时间小于10分钟时，无法充分获得上述效果，另一方面，当热处理时间超过60分钟时，在回火马氏体相中形成粗大的碳化物，从而强度、延展性及低温冲击性等物理性质均变差。

第三冷却工艺

优选地，在执行所述第三热处理之后，执行以0.001～100℃/秒的冷却速度冷却至0～100℃的第三冷却工艺。

优选地，在如上所述执行回火热处理之后，冷却至100℃以下，以抑制回火脆性。此时，当冷却速度小于0.001℃/秒时，可能会使钢的耐冲击性变差，另一方面，当冷却速度超过100℃/秒时，可能会无法充分抑制回火脆性。更优选地，可以以0.01～50℃/秒的冷却速度执行冷却。

下面，通过实施例对本发明进行更详细说明。但是，以下的实施例仅用于更详细说明本发明而并不限定本发明的权利范围。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确定。

具体实施方式

(实施例)

在制造具有以下表1中示出的合金组成的钢坯之后，在1250℃下对其进行再加热，然后以以下表2中示出的条件进行精轧，以制造约5mm的热轧钢板，并且以30℃/秒的冷却速度将该热轧钢板冷却至收卷温度后进行收卷，以制造热轧卷板。

然后，以以下表2中示出的条件执行阶段性热处理(第一至第三)-冷却(第一至第三)工艺，以制造最终热轧板材。此时，将第一热处理时的补热或加热温度设定为卷板的外围部温度，并且在所述第一热处理后冷却至常温。另外，以板材的表面温度为基准设定第二热处理时的加热温度。另一方面，在完成第二热处理和第二冷却工艺之后，在400℃下执行10分钟的第三热处理工艺，然后以平均0.1℃/秒的冷却速度冷却至100℃以下。

其中，收卷的卷板的外围部温度表示在所述卷板的最外围测量的温度。

为了观察经过上述工艺制造的热轧板材的微细组织，在利用硝酸酒精溶液(nital)蚀刻方法进行蚀刻后，利用光学显微镜(1000倍率)和扫描电子显微镜(1000倍率)进行分析。此时，利用电子背散射衍射(ebsd)在1000倍率下测量了残余奥氏体相。将其结果表示在以下表3中。

另外，测量各个热轧板材的强度、弯曲性、耐冲击性、硬度，并将其结果表示在以下表4中。

首先，屈服强度(ys)、拉伸强度(ts)及延伸率(el)表示0.2％偏置(off-set)屈服强度、拉伸强度及断裂延伸率，并且在垂直于轧制方向的方向上采取jis5号试片进行试验。

对于弯曲性，使用半径r为10、12、15、17、20、22、25mm的上部模具，对在垂直于轧制方向的方向上采取的试片进行90°弯曲试验，并且测量未发生龟裂的最小弯曲半径(r/t)。

对于耐冲击性，将试片的厚度制造为3.3mmt，然后在-60℃下测量冲击能量(charpyv-notchedenergy)来进行评价，并且在每实施三次之后计算平均值。

对于硬度，在钢板厚度(t，mm)方向上测量5次表层～t/9处和t/4～t/2处的硬度并计算平均值，并且通过维氏硬度试验(micro-vickers)进行测量。

[表1]

(比较钢3和7满足本发明的合金组成，但是不满足以下制造工艺条件，因此分类为比较钢。)

[表2]

(表2中，r1表示[exp(-q1/([t1]+273))×(25[t']^0.2]的值，r2表示[exp(-q2/([t2]+273))×(108[t”]^0.13]的值。q1表示[450+(122[c])+(66[mn])+(42[cr])+(72[mo])-(52[si])]的值，q2表示[860+(122[c])+(66[mn])+(42[cr])+(72[mo])-(52[si])]的值。另外，在r1的计算式中，t1为卷板的外围部温度(℃)，t'为保持时间(秒)，在r2的计算式中，t2为板材的表面温度(℃)。)

[表3]

(在表3中，t-m：回火马氏体相，t-b：回火贝氏体相，f：铁素体相，r-a：残余奥氏体相。)

[表4]

(在表4中，硬度偏差表示从中心部区域(t/4～t/2处)的平均硬度值减去表层部区域(表层～t/9处)的平均硬度值的值。)

如所述表1至表4所示，满足成分系和制造条件的发明钢1至7的表层部和中心部的微细组织作为主相包含回火马氏体相，并且在表层部内回火贝氏体相和铁素体相以适当的分数形成，从而可以满足期望的物理性质。

但是，成分系和制造条件中的一种以上没有满足本发明的比较钢1至8的物理性质均差。

具体地，比较钢1由于cr的含量比mn的含量高，不满足关系式1，从而在表层部中无法充分形成回火马氏体相，并且过度形成回火贝氏体相，因此没有确保期望的强度，并且无法获得低温区域的冲击韧性的改善效果。

比较钢2由于mn的含量过多，中心部中大幅度出现由偏析引起的微细组织的不均匀性，因此，低温区域的冲击韧性和弯曲特性变差。

在比较钢3中，与mn、cr、mo等的含量相比，si的含量相对较高，没有满足关系式2，并且在热处理时通过碳的扩散和脱碳较好地形成了表层部的软质层，但是由于淬透性不足，在中心部中没有充分形成回火马氏体相。结果，无法确保目标水平的强度。

比较钢4在制造的热轧卷板的第一热处理时没有满足关系式2，从而表层部脱碳效果不足，因此，表层部硬度和中心部硬度几乎没有差异，从而弯曲性变差。

比较钢5同样没有满足关系式2，从而无法顺利形成初期脱碳层，并且在第二热处理时没有满足关系式3，从而在表层部中没有充分形成铁素体相和回火贝氏体相，因此低温区域的冲击韧性和弯曲性变差。

比较钢6脱离了关系式3，从而在表层部中没有充分形成铁素体相，因此低温区域的冲击韧性和弯曲性变差。

比较钢7的第二热处理时的热处理温度相对过高，没有满足关系式3，并且由于过度的热处理，初期奥氏体晶粒粗大，因此低温区域的冲击韧性变差。

比较钢8均没有满足关系式1至3，由于中心部形成偏析，导致中心部的微细组织不均匀，并且在表层部中的铁素体相和回火贝氏体相分数小，因此低温区域的冲击韧性和弯曲性均变差。

图1是示出所述发明钢1至7和比较钢1至8的低温区域的冲击韧性和弯曲性之间的关系的图表。