制造抗拉强度等级为590MPa、可加工性优异且力学性能偏差小的高强度冷轧/热轧TRIP钢的方法

摘要

本发明的目的在于提供一种制造抗拉强度等级为590MPa且力学性能偏差小的高强度冷轧TRIP钢的方法，其中，采用了薄板坯连铸技术，以确保优异的可加工性，并且还显著地减小带钢在宽度方向和长度方向上的力学性能的偏差。

说明书

技术领域

本发明涉及一种制造抗拉强度等级为590MPa、可加工性优异且力学性 能偏差小的高强度冷轧/热轧TRIP（相变诱发塑性）钢的方法，更具体地说， 涉及一种利用薄板坯铸造技术来制造具有优异的延伸率并且力学性能偏差小 的高强度冷轧/热轧TRIP钢的方法。

背景技术

近来，随着在机动车工业中对提高机动车的燃料效率以及加强对驾驶员 和乘客的安全规程的需求，正在进行对能够提供改善的抗碰撞性的重量轻强 度高的机动车车体的充分研究。

因此，为了同时满足机动车车体的重量轻特性和强度高特性，正在集中 地开发并使用590MPa级或更高级别的高强度钢板。另外，由于用于机动车 的钢板主要通过冲压来加工，所以它们应当具有优异的冲压成形性，为了确 保这样的冲压成形性，需要制造具有优异的可加工性的相变强化的钢产品。 在具有相变结构的钢种中，DP（双相）钢和TRIP（相变诱发塑性）钢是公知 的具有优异的可加工性的高强度钢。具体地说，如在本领域中所公知的，由 于由残余奥氏体的相变诱发塑性导致的高延伸率行为，所以TRIP钢广泛地应 用于需要具有高的可加工性的形状复杂的部件。

TRIP钢是通过允许在高温下存在的奥氏体在室温下仍保留的包括铁素 体和贝氏体的具有三相混合组织的残余奥氏体钢。在该TRIP钢中，适当的加 热和冷却热处理以及添加诸如C、Si、Mn等的奥氏体强化元素，使得5%～20% 的奥氏体残留在室温下。当作为亚稳相的这种奥氏体相经受外部变形时，其 转变为马氏体。当以这种方式发生相变时，加工硬化指数较高并且缩颈阻力 会增大，使得与传统的钢相比可加工性优异。

对于制造这种高强度冷轧TRIP钢的方法，已知的是第5470529号、第 6319338号、第6544354号和第6210496号美国专利以及第2003-0002581号 韩国未审查专利公开，在第5017248号和第5030298号美国专利以及第 2015391号、第2559272号、第2820774号和第1871742号日本专利中公开 了制造高强度热轧TRIP钢的方法。然而，这些现有发明属于利用传统的轧机 工艺的制造方法，这些方法不期望地且不可避免地导致在实际生产线中出现 力学性能方面的显著的宽度和长度方向的偏差的问题。

同时，对应于新型炼钢工艺的近来受到很多关注的通过薄板坯铸造的方 式来制造钢板的小型轧机工艺由于在带钢的宽度和长度方向的温度差异小而 引起注意，使得能够制造出在力学性能方面偏差低的具有相变结构的钢。然 而，如在第02019314号欧洲专利、第2009-0214377号和第2009-0151821号 美国专利申请以及第WO00/055381号PCT公开所披露的，这些发明主要涉 及在热轧之后直至卷取的过程中需要执行冷却技术的工序，而并未提出利用 微型轧机工艺制造具有较高的力学性能的冷轧TRIP钢的方法。

发明内容

技术问题

因此，已经在考虑现有技术中出现的上述问题的情况下作出了本发明， 并且本发明的一个目的在于提供一种制造抗拉强度等级为590MPa并且力学 性能偏差小的高强度冷轧/热轧TRIP钢的方法，其中，可采用薄板坯铸造技 术来确保优异的可加工性并显著地降低带钢在宽度和长度方向上的力学性能 的偏差。

技术方案

为了实现上述目的，本发明提供了下面的制造方法。

本发明提供了一种通过下述步骤制造冷轧TRIP钢的方法：使按重量百 分比计包括下述组分的钢经过连铸成为厚度为30mm～150mm的薄板坯： 0.05%～0.20%的C、0.8%～2.0%的Si、1.2%～2.2%的Mn、0.001%～0.1%的P、 0.001%～0.02%的S、0.01%～2.0%的Al、0.001%～0.02%的N、0.005%～0.1%的 Sb、总量为0.18%或更少的偶存元素（Cu+Cr+Ni+Sn+Pb）、以及余量的Fe和 其它不可避免的杂质；使所述薄板坯经过粗轧、加热、精轧和卷取，由此生 产热轧带钢；并且将热轧后的带钢经过酸洗、冷轧、连续退火和冷却热处理， 其中，执行精轧使得单个带钢的轧制速率差为15%或更低，并且以这样的方 式来执行冷却热处理，即，以1℃/s～20℃/s的冷却速率将连续退火后的带钢 缓慢冷却至620℃～690℃，立即以20℃/s～100℃/s的冷却速率进行淬火，然后 在310℃～420℃经受等温转变热处理。

另外，本发明提供了一种通过下述步骤制造冷轧TRIP钢的方法：使按 重量百分比计包括下述组分的钢经过连铸成为厚度为30mm～150mm的薄板 坯：0.05%～0.20%的C、0.8%～2.0%的Si、1.2%～2.2%的Mn、0.001%～0.1%的 P、0.001%～0.02%的S、0.01%～2.0%的Al、0.001%～0.02%的N、总量为0.18% 或更少的偶存元素（Cu+Cr+Ni+Sn+Pb）、以及余量的Fe和其它不可避免的杂 质；使所述薄板坯经过粗轧、加热、精轧和卷取，由此生产热轧带钢；并且 将热轧后的带钢经过酸洗、冷轧、连续退火和冷却热处理，其中，精轧被执 行为使得终轧机架的轧制温度落入由关系式[910-225C-65Mn+15Si+10P] 计算出的目标温度±20℃的范围内，并且以这样的方式来执行冷却热处理， 即，以1℃/s～20℃/s的冷却速率将连续退火后的带钢缓慢冷却至620℃～690 ℃，立即以20℃/s～100℃/s的冷却速率进行淬火，然后在310℃～420℃经受等 温转变热处理。

另外，本发明提供了一种通过下述步骤制造冷轧TRIP钢的方法：使按 重量百分比计包括下述组分的钢经过连铸成为厚度为30mm～150mm的薄板 坯：0.05%～0.20%的C、0.8%～2.0%的Si、1.2%～2.2%的Mn、0.001%～0.1%的 P、0.001%～0.02%的S、0.01%～2.0%的Al、0.001%～0.02%的N、0.005%～0.1% 的Sb、总量为0.18%或更少的偶存元素（Cu+Cr+Ni+Sn+Pb）、以及余量的Fe 和其它不可避免的杂质；使所述薄板坯经过粗轧、加热、精轧和卷取，由此 生产热轧带钢；并且将热轧后的带钢经过酸洗、冷轧、连续退火和冷却热处 理，其中，连续退火被执行为使得连续退火温度落入由关系式[840-120C- 45Mn+25Si+34P-45N-25Cu+8Cr-30Ni]计算部门的目标温度±15°C的范 围内，并且以这样的方式来执行冷却热处理，即，以1℃/s～20℃/s的冷却速 率将连续退火后的带钢缓慢冷却至620℃～690℃，立即以20℃/s～100℃/s的冷 却速率进行淬火，然后在310℃～420℃经受等温转变热处理。

另外，本发明提供了一种通过下述步骤制造冷轧TRIP钢的方法：使按 重量百分比计包括下述组分的钢经过连铸成为厚度为30mm～150mm的薄板 坯：0.05%～0.20%的C、0.8%～2.0%的Si、1.2%～2.2%的Mn、0.001%～0.1%的 P、0.001%～0.02%的S、0.01%～2.0%的Al、0.001%～0.02%的N、0.005%～0.1% 的Sb、总量为0.18%或更少的偶存元素（Cu+Cr+Ni+Sn+Pb）、以及余量的Fe 和其它不可避免的杂质；使所述薄板坯经过粗轧、加热、精轧和卷取，由此 生产热轧带钢；并且将热轧后的带钢经过酸洗、冷轧、连续退火和冷却热处 理，其中，执行精轧使得单个带钢的轧制速率差为15%或更低，精轧被执行 为使得终轧机架的轧制温度落入由关系式[910-225C-65Mn+15Si+10P]计 算出的目标温度±20℃的范围内，连续退火被执行为使得连续退火温度落入 由关系式[840-120C-45Mn+25Si+34P-45N-25Cu+8Cr-30Ni]计算出的 目标温度±15℃的范围内，并且以这样的方式来执行冷却热处理，即，以1 ℃/s～20℃/s的冷却速率将连续退火后的带钢缓慢冷却至620℃～690℃，立即 以20℃/s～100℃/s的冷却速率进行淬火，然后在310℃～420℃经受等温转变热 处理。

在上述方法中，优选地，以4.5mpm或更高的铸造速率来执行连铸。另 外，优选地，粗轧被执行为使得薄板坯在粗轧机入口处的表面温度为950℃ ～1100℃，并且在粗轧时的累积压下率为65%～90%。另外，优选地，以这样 的方式来执行加热，即，将粗轧后的带钢加热至920℃～1150℃，或保持其热 量。另外，优选地，以这样的方式来执行卷取，即，在480℃～680℃对精轧 后的带钢进行卷取。另外，优选地，以这样的方式来执行冷轧，即，将酸洗 后的带钢轧制至压下率为40%至75%。

本发明提供了一种通过下述步骤制造热轧TRIP钢的方法：使按重量百 分比计包括下述组分的钢经过连铸成为厚度为30mm～150mm的薄板坯： 0.06%～0.20%的C、0.8%～2.0%的Si、1.2%～2.2%的Mn、0.001%～0.1%的P、 0.001%～0.02%的S、0.01%～2.0%的Al、0.001%～0.02%的N、总量为0.18%或 更少的偶存元素（Cu+Ni+Sn+Pb）、从0.001%～0.1%的Ti、0.001%～0.1%的 Nb和0.001%～0.1%的V中选择的一种或更多种，以及余量的Fe和其它不可 避免的杂质；使所述薄板坯经过粗轧、再加热、精轧和卷取，其中，精轧被 执行为使得单个带钢的轧制速率差为15%或更低，并且以这样的方式来执行 卷取，即，将精轧后的带钢在输出辊道上以25℃/s或更高的冷却速率进行冷 却，然后在350℃～470℃进行卷取。

另外，本发明提供了一种通过下述步骤制造热轧TRIP钢的方法：使按 重量百分比计包括下述组分的钢经过连铸成为厚度为30mm～150mm的薄板 坯：0.06%～0.20%的C、0.8%～2.0%的Si、1.2%～2.2%的Mn、0.001%～0.1%的 P、0.001%～0.02%的S、0.01%～2.0%的Al、0.001%～0.02%的N、总量为0.18% 或更少的偶存元素（Cu+Ni+Sn+Pb）、从0.001%～0.1%的Ti、0.001%～0.1%的 Nb和0.001%～0.1%的V中选择的一种或更多种，以及余量的Fe和其它不可 避免的杂质；使所述薄板坯经过粗轧、再加热、精轧和卷取，其中，精轧被 执行为使得在终轧机架的轧制温度落入由关系式[910-225C-80Mn+15Si+ 10P]计算出的目标温度±20℃的范围内，并且以这样的方式来执行卷取，即， 将精轧后的带钢在输出辊道上以25℃/s或更高的冷却速率进行冷却，然后在 350℃～470℃进行卷取。

另外，本发明提供了一种通过下述步骤制造热轧TRIP钢的方法：使按 重量百分比计包括下述组分的钢经过连铸成为厚度为30mm～150mm的薄板 坯：0.06%～0.20%的C、0.8%～2.0%的Si、1.2%～2.2%的Mn、0.001%～0.1%的 P、0.001%～0.02%的S、0.01%～2.0%的Al、0.001%～0.02%的N、总量为0.18% 或更少的偶存元素（Cu+Ni+Sn+Pb）、从0.001%～0.1%的Ti、0.001%～0.1%的 Nb和0.001%～0.1%的V中选择的一种或更多种，以及余量的Fe和其它不可 避免的杂质；使所述薄板坯经过粗轧、再加热、精轧和卷取，其中，精轧被 执行为使得单个带钢的轧制速率差为15%或更低，精轧被执行为使得在终轧 机架的轧制温度落入由关系式[910-225C-80Mn+15Si+10P]计算出的目标 温度±20℃的范围内，并且以这样的方式来执行卷取，即，将精轧后的带钢 在输出辊道上以25℃/s或更高的冷却速率进行冷却，然后在350℃～470℃进 行卷取。

在上面的方法中，优选地，以4.5mpm或更高的铸造速率执行连铸。另 外，优选地，粗轧被执行为使得薄板坯在粗轧机的入口处的表面温度为950 ℃～1100℃，并且粗轧时的累积压下率为65%～90%。另外，优选地，以这样 的方式来执行加热，即，将在粗轧后的带钢加热至920℃～1150℃，或保持其 热量。

有益效果

在根据本发明的制造抗拉强度等级为590MPa、可加工性优异并且在力 学性能方面偏差小的高强度冷轧/热轧TRIP钢的方法中，可采用薄板坯铸造 技术来确保优异的可加工性，并且显著地降低带钢在宽度方向和长度方向上 的力学性能的偏差，因此制造出具有高质量的高强度冷轧/热轧TRIP钢。

另外，薄板坯铸造技术可消除传统轧机中的再加热工艺，因此节约能量 并提高生产率。

另外，薄板坯技术能够使用在电炉中通过熔化诸如废金属等的废料而获 得的钢，因此提高资源的可回收性。

附图说明

图1是示出根据本发明的微型轧机工艺的示意图。

<附图中的标号的描述>

具体实施方式

在下文中，将给出对本发明的详细描述。

如上所述，本发明属于利用使用薄板坯铸造技术的微型轧机工艺来制造 高强度冷轧TRIP钢的方法，参照图1来简要地描述根据本发明的微型轧机工 艺。通过微型轧机工艺生产的热轧带钢经受已知的冷轧工艺（酸洗、冷轧、 连续退火、冷却热处理）而因此获得最终的冷轧TRIP钢，省略了对冷轧工艺 的描述。

具体地说，利用连铸机10制造厚度为30mm～150mm的薄板坯（a）。与 利用传统轧机的连铸机生产的厚度为200mm或更厚的板坯相比，该板坯较 薄，因此被称作薄板坯。由于厚度为200mm或更厚的传统的板坯在露天场地 等进行完全冷却，所以在执行热轧之前，其需要在再加热炉中充分地再加热， 以具有1100℃或更高的表面温度。然而，由于薄板坯被直接传输至粗轧机20， 而不经过再加热炉，所以可利用铸造工艺的热，因此节约了能量并极大地提 高了生产率。

利用粗轧机20将薄板坯轧制为具有预定厚度或小于预定厚度的热轧带 钢。利用加热器30来补偿带钢的在该过程中降低的温度，然后利用精轧机 50将加热后的热轧带钢（b）轧制至期望的最终厚度，通过ROT（Run Out Table， 输出辊道）60进行冷却，然后利用卷取机70在预定的温度下进行最终卷取， 从而制造出具有期望的力学性能的热轧钢板。

这样，为了补偿铸造速率与轧制速率之间的差异，在精轧机50之前设置 卷取箱40，从而穿过感应加热器30的热轧带钢（b）被初次卷取。由于近来 已经实现了速率为6mpm或更快的高速铸造技术，所以现在正在开发不使用 卷取箱40的无头热轧工艺。

根据本发明的通过微型轧机工艺和冷轧工艺制造的高强度冷轧TRIP钢 按重量百分比（wt%）计包括：0.05%～0.20%的C、0.8%～2.0%的Si、1.2%～2.2% 的Mn、0.001%～0.1%的P、0.001%～0.02%的S、0.01%～2.0%的Al、 0.001%～0.02%的N、0.005%～0.1%的Sb、总量为0.18%或更少的偶存元素 （Cu+Cr+Ni+Sn+Pb）、以及余量的Fe和其它不可避免的杂质。在下面描述各 种元素的作用和量。

C决定在退火温度范围内的未转变的奥氏体的比例，并且还在等温转变 热处理过程中扩散地移动至奥氏体从而使奥氏体稳定，因此改善延展性。如 果C的量小于0.05%，则残余奥氏体的比例会降低，使得难以确保本发明中 所期望的力学性能。相反，如果C的量超过0.20%，则可焊接性会降低。因 此，优选地，C的量被限制为0.05%～0.20%。

Si由于固溶强化效应而改善钢板的强度，并抑制渗碳体的沉积，因此使 C富集在未转变的奥氏体中，从而使奥氏体稳定。如果Si的量小于0.8%，则 难以确保上述效果。相反，如果Si的量超过2.0%，则涂覆性、耐腐蚀性和可 焊接性会下降。因此，优选地，Si的量被限制为0.8%～2.0%。

Mn用于形成奥氏体，其具有固溶强化效应，在降低C的扩散速率方面 有效，并且还抑制在冷却过程中的转变。如果Mn的量小于1.2%，则难以确 保残余奥氏体的量并且难以确保本发明中所期望的强度。相反，如果Mn的 量超过2.2%，则在整个等温保留时间期间的C的扩散会变得不充分，并且奥 氏体的稳定性反而劣化。因此，优选地，Mn的量被限制为1.2%～2.2%。

P通过固溶强化效应来使钢板强化，并且在与Si一起添加时，在等温转 变热处理期间促进奥氏体中的C富集。如果P的量小于0.001%，则不能确保 其效果，并且制造成本会增大。相反，如果P的量超过0.1%，则可点焊接性 会劣化，并且脆性会增大。因此，优选地，P的量被限制为0.001%～0.1%。

S作为钢中的杂质元素引起板坯的偏析，并且使钢板的延展性和可焊接 性降低。难以将S的量控制为小于0.001%。如果S的量超过0.02%，则会出 现诸如板坯的偏析等的问题，并且钢板的延展性和可焊接性会降低。因此， 优选地，S的量被限制为0.001%～0.02%。

酸溶Al与钢中的O结合，从而产生脱氧，并且与Si相似，通过将铁素 体中的C分布到奥氏体，酸溶Al对奥氏体的稳定是有效的。如果酸溶Al的 量小于0.01%，则不能确保上述效果。相反，如果酸溶Al的量超出2.0%，则 上述效果被饱和，并且夹杂物和制造成本会一起增大。因此，优选地，酸溶 Al的量被限制为0.01%～2.0%。

N对稳定奥氏体是有效的。如果N的量小于0.001%，则难以确保上述效 果。相反，如果N的量超过0.02%，则上述效果被饱和，并且可焊接性和制 造成本会增大。因此，优选地，N的量被限制为0.001%～0.02%。

Sb抑制氧化物的表面富集，因此减少表面缺陷，并且Sb在抑制粗糙表 面富集产品的形成方面是非常有效的。如果Sb的量少于0.005%，则难以确 保上述效果。相反，如果Sb的量超过0.1%，则上述效果被饱和，并且会导 致与制造成本以及可加工性的劣化相关的问题。因此，优选地，Sb的量被限 制为0.005%～0.1%。

偶存元素（Cu+Cr+Ni+Sn+Pb）是由在炼钢工艺中用作进料的废料而带来 的杂质元素。如果它们的总量超过0.18%，则会导致薄板坯铸流的表面裂纹。 因此，优选地，这些元素的总量被限制为0.18%或更少。

除了上面的组分之外，本发明包括平衡量的Fe和其它不可避免的杂质。

在下面详细地描述根据本发明的利用包含上述组分的钢水制造高强度冷 轧TRIP钢的方法。

如上面参照图1所提到的，本发明包括：微型轧机热轧工艺，该工艺包 括连铸、粗轧、加热、精轧、冷却和卷取；冷轧工艺，包括酸洗、冷轧、连 续退火和冷却热处理，本发明的特征性技术构成在于通过重新控制各个步骤 的操作条件来制造力学性能偏差小的高强度冷轧TRIP钢。

具体地说，优选地，以4.5mpm或更快的铸造速率来执行连铸。典型地， 与软的产品相比，抗拉强度为590MPa或更高级别的钢包含量更大的诸如C、 Mn、Si等元素（添加这些元素来确保强度），因此在较低的铸造速率下更容 易出现铸坯的偏析。当以这种方式出现偏析时，难以确保强度，并且会出现 力学性能的横向或纵向偏差。因此，铸造速率被设定为4.5mpm或更快。

通过使用装备有2～4个机座的粗轧机使连铸薄板坯经受粗轧来执行所述 粗轧。这样，优选地，执行该工艺，使得薄板坯在粗轧机入口处的表面温度 为950℃～1100℃，并且使粗轧时的累积压下率为65%～90%。

如果薄板坯在粗轧机入口处的表面温度低于950℃，则粗轧负载会极大 地增大，并且还会出现边部裂纹。相反，如果其表面温度高于1100℃，则可 能会产生San-Su型鳞皮。因此，该表面温度被限制为950℃～1100℃。

另外，粗轧时的累积压下率被认为是重要的，以获得本发明中的具有均 匀的力学性能的期望的产品。随着粗轧时的压下率增大，对制造TRIP钢来讲 是所需的重要元素的Mn、Si、Al等的显微分布变得均匀，另外，带钢的宽 度和厚度方向上的温度梯度会减小，因此获得均匀的力学性能。然而，如果 累积压下率小于65%，则不能充分地表现出以上效果。相反，如果累积压下 率超过90%，则轧制变形阻力显著增大，因此增大制造成本。因此，优选地， 以累积压下率为65%～90%的方式来进行轧制。

优选地，以这样的方式来执行加热，即，将粗轧后的带钢再次加热至920 ℃～1150℃或者保持其热量。如果粗轧后的带钢的表面温度低于920℃，则轧 制变形阻力会显著增大。相反，如果其表面温度高于1150℃，则需要高的能 量成本来升高温度，并且会更频繁地出现表面鳞皮缺陷。因此，优选地，将 加热温度限制为920℃～1150℃。

优选地，精轧被执行为使得单个带钢的轧制速率的差异为15%或更低。 由于根据本发明的590MPa级的高强度冷轧TRIP钢使用相变组织作为强化方 式，所以力学性能会基于精轧时的轧制速率而改变。如果具有机座的精轧机 中的轧制速率的差异超过15%，则难以在后续的输出辊道上获得均匀的冷却 速率，并且难以获得期望的卷取温度，并且因此在带钢的宽度或长度方向上 的力学性能的偏差会显著增大。

另外，在精轧工艺中，优选地将终轧机架的轧制温度设定为落入由关系 式[910-225C-65Mn+15Si+10P]计算出的目标温度±20℃的范围内。在传 统的热轧工艺中，典型地，使精轧在等于或高于Ar₃转变温度的温度下完成， 以制造具有尽可能均匀的力学性能的TRIP钢。然而，在本发明中，在以终轧 机架的精轧温度在Ar₁转变温度和Ar₃转变温度之间的方式执行轧制的情况 下，即，在奥氏体和铁素体共存的两相区中执行轧制的情况下，在同样的强 度下改善了延伸率，这已经通过反复的测试得到证实。

在使用薄板坯铸造技术来制造TRIP钢板的情况下，与传统的热轧工艺 相比，由于具有带钢的温度控制更容易的优点，所以优选地，将精轧温度设 定为在Ar₁转变温度和Ar₃转变温度之间。在本发明中，应当注意，上述温度 可根据组分的类型而改变，在由关系式[910-225C-65Mn+15Si+10P]计算 出的目标温度±20℃的范围内的轧制条件有助于在两相区中轧制，这已经通 过反复测试得到证实。

通过下面的理论说明来解释通过反复测试证实的结果。例如，在具有相 变组织的钢的情况下，为了同时改善强度和延展性，如何使诸如C、Mn等的 奥氏体稳定元素富集在未转变的奥氏体中被认为是重要的。在两相区中执行 精轧的情况下，溶质元素的分散行为得以改善，因此，即使在存在同样的组 分的情况下，铁素体被净化，同时奥氏体被进一步稳定，并且这些效果即使 在冷轧和退火之后也持续。

另外，优选地，以这样的方式来执行卷取，即，精轧后的带钢以480℃ ～680℃的温度进行卷取。如果热轧卷取温度低于480℃，则热轧强度大大增 加，不期望地导致可冷轧性的问题。相反，如果该卷取温度高于680℃，则 热轧后的带钢卷容易变形。因此，该温度优选地被限制为480℃～680℃。

优选地，以这样的方式执行冷轧，即，将酸洗后的带钢以40%～75%的压 下率进行轧制。如果压下率小于40%，则在退火时不会出现重结晶。相反， 如果压下率超过75%，则轧制变形阻力大大增加，使得难以执行轧制。因此， 压下率优选地被限制为40%～75%。

另外，优选地，以这样的方式执行连续退火，即，使连续退火温度落入 由关系式[840-120C-45Mn+25Si+34P-45N-25Cu+8Cr-30Ni]计算出的 目标温度±15℃的范围内。在制造TRIP钢时，在奥氏体和铁素体共存的区域 内执行退火，这在确保期望的力学性能方面是有利的。通过反复测试，通过 经验性地形成基于诸如C、Mn、Si等的主要合金元素以及偶存元素而改变的 共存区，来确定上面的关系式以获得更好的力学性能。

如果温度比由上面的关系式计算的值低15℃，则奥氏体的比例过低，或 者不会出现重结晶。相反，如果退火热处理在比目标温度高15℃的温度下执 行，则奥氏体的比例过高，并且奥氏体中的C的浓度会被稀释，因此最终组 织中的残余奥氏体的比例会降低，并且马氏体或贝氏体的比例会增大。另外， 带钢的质量流会由于高温而变得有问题。因此，优选地，将退火温度限制为 上述条件。

最后，优选地，以这样的方式来执行冷却热处理，即，以1℃/s～20℃/s 的冷却速率将连续退火后的带钢缓慢冷却至620℃～690℃，立即以20℃/s～100 ℃/s的冷却速率进行淬火，然后使其在310℃～420℃经受等温转变热处理。

具体地说，在将带钢缓慢冷却至620℃～690℃时，如果以低于620℃的温 度来执行冷却，则可能沉积碳化物。相反，如果以高于690℃的温度执行冷 却，则奥氏体不能有效地稳定。另外，在冷却过程中，如果冷却速率小于1 ℃/s，则生产率会显著降低。相反，如果后冷却速率超过20℃/s，则在冷却过 程中的奥氏体中的C的扩散变得不充分。

另外，在以20℃/s～100℃/s的冷却速率立即进行淬火并使其在310℃～420 ℃经受等温转变热处理时，如果以低于20℃/s的速率执行淬火，则会发生珠 光体转变或其中沉积渗碳体的贝氏体转变，使得难以获得残余奥氏体，不期 望地降低延展性。相反，如果速率超过100℃/s，则在后续的等温转变热处理 中，会使其中未沉积渗碳体的贝氏体转变延迟，因此获得块状的粗大退火组 织，不期望地导致延展性降低。

在等温转变热处理时，如果温度低于310℃，则奥氏体中的C富集变得 不充分。相反，如果温度高于420℃，则会使渗碳体等沉积，不期望地导致 延展性降低。因此，优选地，将该温度限制为上述条件。

为了评估本发明的技术效果，进行下面的测试。

使用具有如下面的表1中所示的组成的钢，在包括表2中的板坯厚度、 铸造速率、板坯表面温度、轧制速率差、精轧温度和退火温度的操作条件下 制造各个热轧带钢，并且测量带钢的力学性能（抗拉强度、延伸率和性能偏 差）和表面鳞皮的产生。结果在下面的表2中示出。

在表1中，第1～5号钢是利用薄板坯铸造技术（板坯厚度：84mm）制 造的热轧带钢，第6和7号钢（板坯厚度：230mm）是在传统的轧机条件下 制造的热轧带钢。

在表2中，板坯表面温度表示在紧接粗轧之前测量的表面温度。轧制速 率差由通过将在终轧轧制时的单个带钢中的最大质量流速率与最小质量流速 率之间的差与平均质量流速率相除获得的百分比值来表示，其中，轧制速率 差低意味着轧制速率的变化小。精轧温度表明是否在由关系式1计算出的目 标温度±20℃的范围内执行轧制，因此对比钢4、7和8通过在对应于Ar₃转 变温度正上方的单相区的温度下执行轧制来获得。

在表2的第1～5号钢的条件中，在粗轧后的带钢的加热温度被设定为 1075℃，在第6和7号钢的条件中，加热温度被设定为1200℃，热轧后的带 钢的厚度被设定为3.2mm。

对热轧后的带钢进行酸洗，然后以压下率为56.3%进行冷轧，因此生产 出厚度为1.4mm的冷轧带钢，在表2的退火温度下对每个冷轧后的带钢进行 重结晶退火，以7℃/s的冷却速率缓慢冷却至650℃，立即以大约70℃/s的冷 却速率冷却，并在380℃～410℃经受等温转变热处理。

[表1]

[表2]

关系式1=[910-225C-65Mn+15Si+10P]

关系式2=[840-120C-45Mn+25Si+34P-45N-25Cu+8Cr-30Ni]

在表2中，抗拉强度和延伸率是在JIS（日本工业标准）第5号测试样本 的4/w位置沿与轧制方向垂直的方向处测量的值。延伸率由直至拉伸样本断 裂所作用的拉伸应变的百分比表示，性能偏差表示通过从在沿钢卷的长度和 宽度方向测量的性能值中的最大值减去最小值获得的值。另外，TS×EI（抗 拉强度×延伸率）是示出高强度钢的延伸率性能（其中，延伸率随着强度的 增大而减小）的优异性的参数，其中，TS×EI高意味着抗拉强度和延伸率均 高。

如从表2的结果所清楚的是，根据本发明，能够制造出具有优异的延伸 率和TS×EI以及非常低的力学性能偏差的高强度冷轧TRIP钢。

同时，根据本发明的高强度热轧TRIP钢按重量百分比（wt%）计包括： 0.06%～0.20%的C、0.8%～2.0%的Si、1.2%～2.2%的Mn、0.001%～0.1%的P、 0.001%～0.02%的S、0.01%～2.0%的Al、0.001%～0.02%的N、总量为0.18%或 更少的偶存元素（Cu+Ni+Sn+Pb）、从0.001%～0.1%的Ti、0.001%～0.1%的 Nb和0.001%～0.1%的V中选择的一种或更多种，以及余量的Fe和其它不可 避免的杂质。在下面描述各种元素的作用和量。

C使奥氏体稳定，并因此增加了在室温下残留的奥氏体的量，因此改善 延展性。如果C的量小于0.06%，则奥氏体的比例会降低，使得难以确保本 发明中所期望的力学性能。相反，如果C的量超过0.20%，则可焊接性会降 低。因此，优选地，C的量被限制为0.06%～0.20%。

Si由于固溶强化效应而改善钢板的强度，并抑制渗碳体的沉积，因此促 进C在未转变的奥氏体中富集，从而使奥氏体稳定。如果Si的量小于0.8%， 则难以确保上述效果。相反，如果Si的量超过2.0%，则涂覆性、耐腐蚀性和 可焊接性会下降。因此，优选地，Si的量被限制为0.8%～2.0%。

Mn使奥氏体稳定，其具有固溶强化效应，并且抑制在冷却过程中的转 变。如果Mn的量小于1.2%，则难以确保残余奥氏体的量并且难以确保本发 明中所期望的强度。相反，如果Mn的量超过2.2%，则可热轧性会变得有问 题。因此，优选地，Mn的量被限制为1.2%～2.2%。

P通过固溶强化来强化钢板，并且在与Si一起添加时，促进奥氏体中的 C富集。如果P的量小于0.001%，则不能确保其效果，并且制造成本会增大。 相反，如果P的量超过0.1%，则可点焊接性会劣化，并且脆性会增大。因此， 优选地，P的量被限制为0.001%～0.1%。

S作为钢中的杂质元素引起板坯的偏析，并且使钢板的延展性和可焊接 性降低。难以将S的量控制为小于0.001%。如果S的量超过0.02%，则会出 现诸如板坯的偏析等的问题，并且钢板的延展性和可焊接性会降低。因此， 优选地，S的量被限制为0.001%～0.02%。

酸溶Al与钢中的O结合，从而产生脱氧，并且与Si相似，通过将铁素 体中的C分布到奥氏体，酸溶Al对奥氏体的稳定是有效的。如果酸溶Al的 量小于0.01%，则不能确保上述效果。相反，如果酸溶Al的量超出2.0%，则 上述效果被饱和，并且夹杂物和制造成本会一起增大。因此，优选地，酸溶 Al的量被限制为0.01%～2.0%。

N对稳定奥氏体是有效的。如果N的量小于0.001%，则难以期望上述效 果。相反，如果N的量超过0.02%，则上述效果被饱和，并且可焊接性会降 低并且制造成本会增大。因此，优选地，N的量被限制为0.001%～0.02%。

偶存元素（Cu+Ni+Sn+Pb）是由在炼钢工艺中用作进料的废料而带来的 杂质元素。如果它们的总量超过0.18%，则会导致薄板坯铸流的表面裂纹。 因此，优选地，这些元素的总量被限制为0.18%或更少。

因此形成的钢组成还可添加有从Ti、Nb和V中选择的一种或更多种。 虽然这些元素如本发明中所期望的高强度冷轧TRIP钢的基本性能不产生决 定性的影响，但是优选地，添加它们中的一种或更多种，以精确地控制产品 的抗拉强度、屈服强度和表面质量。

Ti、Nb和V对提高钢板的屈服强度以及实现精细颗粒尺寸方面是有效 的。如果这些元素的量小于0.001%，则难以确保上述效果。相反，如果它们 的量超过0.1%，则制造成本会增加并且会形成过多的沉积物，这会不期望地 劣化铁素体的延展性。因此，Ti、Nb和V的量被限制为0.001%至0.1%。

除了上面的组分之外，本发明包括平衡量的Fe和其它不可避免的杂质。

在下面详细地描述根据本发明的利用包含上述组分的钢水制造高强度热 轧TRIP钢的方法。

如上面参照图1所提到的，微型轧机工艺包括连铸、粗轧、加热、精轧、 冷却和卷取，本发明的特征性技术构成在于通过重新控制各个步骤的操作条 件来制造具有低的力学性能偏差的高强度热轧TRIP钢。

具体地说，优选地，以4.5mpm或更快的铸造速率来执行连铸。典型地， 与软的产品相比，抗拉强度为590MPa或更高级别的钢包含量更多的诸如C、 Mn、Si等元素（添加这些元素来确保强度），因此在较低的铸造速率下更容 易出现铸坯的偏析。当以这种方式出现偏析时，难以确保强度，或者会出现 力学性能的横向或纵向偏差。因此，铸造速率被设定为4.5mpm或更快。

通过使用装备有2～4个机座的粗轧机使连铸薄板坯经受粗轧来执行所述 粗轧。这样，优选地，执行该工艺，使得薄板坯在粗轧机入口处的表面温度 为950℃～1100℃，并且使粗轧时的累积压下率为65%～90%。

如果薄板坯在粗轧机入口处的表面温度低于950℃，则粗轧负载会极大 地增大，并且还会出现边部裂纹。相反，如果其表面温度高于1100℃，则可 以产生所谓的San-Su型鳞皮。因此，该表面温度被限制为950℃～1100℃。

另外，在粗轧时的累积压下率被认为是重要的，以获得本发明中的具有 均匀的力学性能的期望的产品。随着在粗轧时的压下率增大，对制造TRIP 钢来讲是所需的重要元素的Mn、Si、Al等的显微分布会变得均匀，另外， 带钢的宽度和厚度方向上的温度梯度会减小，因此获得均匀的力学性能。然 而，如果累积压下率小于65%，则不能充分地表现出以上效果。相反，如果 累积压下率超过90%，则轧制变形阻力显著增大，因此增大制造成本。因此， 优选地，以累积压下率为65%～90%的方式来执行轧制。

优选地，以这样的方式来执行加热，即，将粗轧后的带钢再次加热至920 ℃～1150℃或者保持其热量。如果粗轧后的带钢的表面温度低于920℃，则轧 制变形阻力会显著增大。相反，如果其表面温度高于1150℃，则需要高的能 量成本来提高温度，并且会更频繁地出现表面鳞皮缺陷。因此，优选地，将 加热温度限制为920℃～1150℃。

优选地，精轧被执行为使得单个带钢的轧制速率的差异为15%或更低。 由于根据本发明的590MPa级的高强度热轧TRIP钢使用相变组织作为强化方 式，所以力学性能会基于精轧时的轧制速率而改变。如果精轧机中的轧制速 率的差异超过15%，则难以在后续的输出辊道上获得均匀的冷却速率，并且 难以获得期望的卷取温度，并且因此在带钢的宽度或长度方向上的力学性能 的偏差会显著增大。

另外，在精轧工艺中，优选地将终轧机架的轧制温度设定为落入由关系 式[910-225C-80Mn+15Si+10P]计算出的目标温度±20°C的范围内。在传 统的热轧工艺中，典型地在等于或高于Ar₃转变温度的温度下来完成精轧， 以制造具有尽可能均匀的力学性能的TRIP钢。然而，在本发明中，在轧制被 执行为使得终轧机架的精轧温度在Ar₁转变温度和Ar₃转变温度之间的情况 下，即在奥氏体和铁素体共存的两相区中执行轧制的情况下，在同样的强度 下改善了延伸率，这已经通过反复测试而证实。

在利用薄板坯铸造技术制造TRIP钢板的情况下，优选地，通过利用与 传统的热轧工艺相比带钢的温度控制更容易的优点，将精轧温度设定为在Ar₁和Ar₃转变温度之间。在本发明中，注意的是，上述温度可根据组分的种类 而改变，并且在由关系式[910-225C-80Mn+15Si+10P]计算出的目标温度 ±20°C的范围内的轧制条件有利于在两相区中进行轧制，并且这已经通过反 复测试而证实。

通过下面的理论说明来解释通过反复测试证实的结果。例如，在具有相 变组织的钢的情况下，为了同时改善强度和延展性，如何使诸如C、Mn等的 奥氏体稳定元素富集在未转变的奥氏体中被认为是重要的。在两相区中执行 精轧的情况下，溶质元素的分布行为得以改善，因此，即使在存在同样的组 分的情况下，铁素体被净化，同时奥氏体被进一步稳定。

另外，以这样的方式来执行冷却，即，在输出辊道上以25℃/s或更高的 冷却速率来使精轧后的带钢冷却，并且在350℃～470℃进行卷取。如果在输 出辊道上的冷却速率小于25℃/s，则诸如C、Mn等的奥氏体稳定元素会从奥 氏体沉积到珠光体中，因此会使富集效果劣化。因此，冷却速率被限定为25 ℃或更高。

如果热轧卷取温度低于350℃，则形成马氏体，并且因此强度大大增加， 但延伸率会降低。相反，如果热轧卷取温度高于470℃，则钢中的渗碳体沉 积，因此抑制残余奥氏体的形成。因此，热轧卷取温度优选地被限定为380 ℃～490℃。

精轧和卷曲是本发明的特征性技术构成，可以对它们中的两者或更多个 进行组合，因此制造出本发明中所期望的具有590MPa级的抗拉强度以及低 的力学性能偏差的热轧TRIP钢。

为了评估本发明的技术效果，执行下面的测试。

使用具有如下面的表3中所示的组成的钢，在包括表4中的板坯厚度、 铸造速率、板坯表面温度、轧制速率差等的操作条件下制造各个热轧带钢， 并且测量带钢的力学性能（抗拉强度、延伸率和性能偏差）和带钢的表面鳞 皮的产生。结果在下面的表2中示出。

在表3中，在所有编号的钢中，偶存元素（Cu+Ni+Sn+Pb）的总量被控 制为0.18%或更低。另外，第1～6号钢是利用薄板坯铸造技术（板坯厚度： 84mm）制造的热轧带钢，第7和8号钢（板坯厚度：230mm）是在传统的轧 机条件下制造的热轧带钢。

在表4中，板坯表面温度表示在紧接粗轧之前测量的表面温度。在粗轧 时的累积压下率由在粗轧机的入口处的板坯厚度（84mm）与在粗轧机的出口 处的板坯厚度（mm）之间的差除以板坯厚度获得的百分比值来表示。轧制速 率差由通过将终轧轧制时单个带钢中的最大质量流速率与最小质量流速率之 间的差与平均质量流速率相除获得的百分比值来表示，其中，轧制速率差低 意味着轧制速率的变化小。精轧温度表明是否在由关系式3计算的目标温度 ±20℃的范围内执行轧制，因此对比钢5、8和9通过在对应于Ar₃转变温度 正上方的单相区的温度下执行轧制来获得。

在表4的第1号～第6号钢的条件下，在粗轧后的带钢的加热温度被设定 为1060℃，在第7号和第8号钢的条件下，再加热温度被设定为1200℃。在 所有编号的钢中在输出辊道上的冷却速率被设定为大约70℃/s，热轧后的带 钢的最终厚度被设定为3.0mm。

[表3]

关系式3=[910-225C-80Mn-15Si+10P]

[表4]

在表4中，抗拉强度和延伸率是在JIS5号测试样本的4/w位置沿与轧制 方向垂直的方向测量的值。延伸率由直至样本断裂所作用的拉伸应变的百分 比表示，性能偏差表示通过从在沿钢卷的长度和宽度方向测量的性能值中的 最大值减去最小值获得的值。另外，TS×EI（抗拉强度×延伸率）是示出高强 度钢的延伸率性能（其中，延伸率随着强度的增大而减小）的优异性的参数， 其中，TS×EI高意味着抗拉强度和延伸率均高。

如由从表4的结果所清楚的是，根据本发明，能够制造出具有优异的可 延伸率和TS×EI并且力学性能偏差低的高强度热轧TRIP钢。