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CN107513669A - 一种高强冷轧方矩形管用钢及其制造方法 - Google Patents

一种高强冷轧方矩形管用钢及其制造方法 Download PDF

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CN107513669A CN201710598046.1A CN201710598046A CN107513669A CN 107513669 A CN107513669 A CN 107513669A CN 201710598046 A CN201710598046 A CN 201710598046A CN 107513669 A CN107513669 A CN 107513669A
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Abstract

本发明属于钢铁冶炼及轧制技术领域，公开了一种高强冷轧方矩形管用钢及其制造方法；所述高强冷轧方矩形管用钢，其化学元素按质量百分比含量为，C：0.14％～0.18％；Si：0.10％～0.30％；Mn：1.40％～2.00％；P：≤0.020％；S：≤0.003％；Al：0.02％～0.04％；Cr：0.45％～0.75％；Nb：0.020％～0.040％；Ti：0.015％～0.040％；B：0.015％～0.035％；N：≤0.0035％；其余为Fe及不可避免的杂质；其中，Ti/N原子比大于等于3.42，碳当量Ceq≤0.4％。本发明提供一种提升加工优良的板形质量与表面质量的高强冷轧方矩形管用钢及其制造方法。

Description

一种高强冷轧方矩形管用钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及钢铁冶炼及轧制技术领域，特别涉及一种高强冷轧方矩形管用钢及其制造方法。
背景技术
矩形管具有重量轻、强度高、抗弯截面模量大、节省金属、易于安装等优点，广泛应用于建筑、桥梁、集装箱、车辆等钢结构制造领域。
现有的汽车厢体框架结构用方矩形管用钢存在以下问题：1)对于汽车框架用方矩形管，普遍采用Q235和Q345，少量厂家采用700MPa级热轧产品，整体厚度较大，轻量化有限；2)受到了传统热连轧生产线轧制能力的限制，无法稳定生产出厚度规格在1.5mm及以下，屈服强度≥1000MPa且具有良好成形性能的高强热轧板；3)对于滚压成形冷轧方矩形管用钢，没有为此用途开发专门钢种，因此生产中常出现滚压开裂、焊接性能差、制管后因回弹控制不好尺寸精度差以及制管后压扁实验焊缝开裂、R角开裂等问题。
发明内容
本发明提供一种高强冷轧方矩形管用钢及其制造方法，解决现有技术中方矩形管用钢冷成型性能差，且无法稳定生产出厚度规格在1.5mm及以下，屈服强度≥1000MPa且具有良好成形性能的高强热轧板的技术问题。
为解决上述技术问题，本发明提供了一种高强冷轧方矩形管用钢，其化学元素按质量百分比含量为，C：0.14％～0.18％；Si：0.10％～0.30％；Mn：1.40％～2.00％；P：≤0.020％；S：≤0.003％；Al：0.02％～0.04％；Cr：0.45％～0.75％；Nb：0.020％～0.040％；Ti：0.015％～0.040％；B：0.015％～0.035％；N：≤0.0035％；其余为Fe及不可避免的杂质；
其中，Ti/N原子比大于等于3.42，碳当量Ceq≤0.4％。
进一步地，所述C含量的优选范围为0.15％～0.18％，所述Mn含量的优选范围为1.50％～1.90％，Cr含量的优选范围为0.050％～0.070％，Nb含量的优选范围为0.025％～0.040％，Ti含量的优选范围为0.020％～0.040％，B含量的优选范围为0.020％～0.030％；N含量的优选范围为≤0.003％。
一种高强冷轧方矩形管用钢带的制造方法，包括如下工艺流程：冶炼、连铸、板坯加热、热轧、酸洗、冷轧、连续退火以及平整；
其化学元素按质量百分比含量为，C：0.14％～0.18％；Si：0.10％～0.30％；Mn：1.40％～2.00％；P：≤0.020％；S：≤0.003％；Al：0.02％～0.04％；Cr：0.45％～0.75％；Nb：0.020％～0.040％；Ti：0.015％～0.040％；B：0.015％～0.035％；N：≤0.0035％；其余为Fe及不可避免的杂质；
其中，Ti/N原子比大于等于3.42，碳当量Ceq≤0.4％。
进一步地，板坯加热工艺中，加热温度控制在1250℃～1300℃，保温时间控制在2.0h-2.5h。
进一步地，热轧工艺中，粗轧阶段开轧温度控制控制在1150～1190℃，终轧温度控制在1050℃以上，轧制每道次压下率控制在25％～45％；精轧阶段的开轧温度控制在1000℃～1050℃，终轧温度控制在870℃～930℃。
进一步地，卷取工艺中，采用U形冷却工艺，本体温度控制在600℃～650℃；
进一步地，酸洗工艺中，采用适当的速度，保证除掉带钢表面氧化铁皮缺陷；
进一步地，冷轧工艺中，将热轧板经过酸洗后进行冷轧，制成冷轧薄板，冷轧压下率为40％～70％；
进一步地，连续退火工艺中，退火温度为810℃～840℃，缓冷段出口温度为690℃～740℃，快冷段冷速为35℃/s～50℃/s，快冷段出口温度为260℃～300℃，过时效温度为250℃～290℃，以获得马氏体组织；
进一步地，平整工艺中，平整延伸率不高于0.4％。
本申请实施例中提供的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：
本申请实施例中提供的高强冷轧方矩形管用钢及其制造方法，采用低C-低Mn-高Cr-低Nb-低Ti-加B的成分体系，严格控制Ti/N原子比，通过合理的成分设计并配以适宜的热轧工艺、连续退火工艺，在热轧卷取过程中采用U形冷却、在连续退火快冷段采用氢气气氛进行快速冷却+过时效的方式就可以生产1.0mm～1.6mm、具有优良冷成形性能方矩形管用马氏体钢带，其中马氏体含量≥95％，屈服强度达到1000MPa以上，抗拉强度达到1200MPa以上，延伸率A50≥7％，并且具有优良的板形质量与表面质量。
附图说明
图1为本发明实施例提供的高强冷轧方矩形管用钢带的金相组织
具体实施方式
本申请实施例通过提供一种高强冷轧方矩形管用钢及其制造方法，解决现有技术中方矩形管用钢冷成型性能差，且无法稳定生产出厚度规格在1.5mm及以下，屈服强度≥1000MPa且具有良好成形性能的高强热轧板的技术问题。
为了更好的理解上述技术方案，下面将结合说明书附图以及具体的实施方式对上述技术方案进行详细说明，应当理解本发明实施例以及实施例中的具体特征是对本申请技术方案的详细的说明，而不是对本申请技术方案的限定，在不冲突的情况下，本申请实施例以及实施例中的技术特征可以相互组合。
参见图1，本发明提供了一种高强冷轧方矩形管用钢，其化学元素按质量百分比含量为，C：0.14％～0.18％；Si：0.10％～0.30％；Mn：1.40％～2.00％；P：≤0.020％；S：≤0.003％；Al：0.02％～0.04％；Cr：0.45％～0.75％；Nb：0.020％～0.040％；Ti：0.015％～0.040％；B：0.015％～0.035％；N：≤0.0035％；其余为Fe及不可避免的杂质；其中，Ti/N原子比大于等于3.42，碳当量Ceq≤0.4％。
进一步地，所述C含量的优选范围为0.15％～0.18％，所述Mn含量的优选范围为1.50％～1.90％，Cr含量的优选范围为0.050％～0.070％，Nb含量的优选范围为0.025％～0.040％，Ti含量的优选范围为0.020％～0.040％，B含量的优选范围为0.020％～0.030％；N含量的优选范围为≤0.003％。
本实施例中，所述高强冷轧方矩形管用钢带应用于汽车厢体框架结构，各化学元素的设计原理为：
C：C是钢中最经济的强化元素之一，可有效提高钢的淬透性，直接影响连续退火处理后钢中马氏体含量。C含量太低，在相同的连退工艺参数下两相区奥氏体含C量降低，淬透性下降，影响马氏体转变与马氏体强度；但当C含量太高，钢的焊接性能与成形性能将恶化，无法满足制管过程中焊接性能与冷成形性能要求。因此，综合考虑材料的强度和焊接性能、冷成形性能，本发明钢中C含量控制在0.14％～0.18％，进一步地，可优选0.15％～0.18％。
Si：Si是一种固溶强化元素，可以提高淬透性，有利于得到细小分布均匀的马氏体，同时还可以扩大临界区范围。但Si含量≥0.30％时将会形成铁橄榄石相，增加铁皮的粘附性，增加酸洗阶段去除难度，不利于板材表面质量，另一方面，Si含量较高对焊接性能不利；但Si含量过低固溶强化效果不好，影响淬透性。因此，综合考虑材料的强度、焊接性、表面质量，本发明钢中Si含量控制在0.10％～0.30％。
Mn：Mn是固溶强化元素，在临界区加热时固溶于奥氏体中，有利于提高奥氏体的淬透性，有利于获得马氏体组织与提高马氏体的强度，为了实现本发明所需屈服强度≥1000MPa、抗拉强度≥1150MPa的要求，Mn含量必须≥1.40％。但是Mn含量过高时会形成严重的带状组织，降低横向延伸率，影响冷成形性。因此，综合考虑材料强韧性、焊接性、冷成形性，本发明将Mn的含量设计为1.40％～2.00％，进一步地，可优选1.50％～1.90％。
P与S：P和S为钢中杂质元素，P元素易引起钢材的中心偏析，恶化钢材的焊接性与塑韧性；S元素易于Mn元素形成MnS夹杂，降低韧性。因此，综合考虑材料的焊接性与塑韧性，本发明钢中P含量控制≤0.020％，S含量控制≤0.003％。
Al：Al加入钢中主要是为了脱氧。本发明钢种在滚压成形过程中要求较好的冷成形性能，脱氧不净将导致材料的冷成形性能下降，为满足钢板成形性能要求，Al含量应≥0.02％。但Al含量过高会导致钢中AlN类夹杂物过多，降低材料的延伸率。因此，综合考虑脱氧和夹杂物控制，本发明的Al含量控制在0.02％～0.04％。
Cr：Cr元素可以改善连续退火时奥氏体的淬透性，同时能够在钢板表面形成致密的氧化膜以提高钢板的耐大气腐蚀性能；本发明添加Cr主要作用是提高钢的淬透性，替代昂贵的Mo元素；但Cr元素含量超过0.8％时，将显著降低塑韧性。因此，综合考虑淬透性与塑韧性，本发明钢中Cr含量控制在0.45％～0.75％，进一步地，优选0.50％～0.70％。
Nb：Nb元素是强碳氮化物形成元素，可通过形成细小的析出物抑制奥氏体再结晶，扩大奥氏体未再结晶区轧制，来发挥细晶强化和析出强化作用。但当其含量低于0.02％时，其细晶和析出效果不明显；含量偏高时，会显著增加热轧过程的轧制难度。因此，综合考虑轧制难度与强化作用，本发明钢中Nb含量控制为0.020％～0.040％，进一步地，优选0.025％～0.040％。
Ti：Ti元素也是强碳氮化物形成元素，添加0.015％的Ti元素即可发挥抑制板坯加热过程中奥氏体晶粒粗化的作用；因本发明钢中B元素是特殊元素，为了有效发挥B元素的作用，需严格控制钢中N元素，需要利用Ti元素来固定N元素；但加入量过大时不仅显著增加热轧轧制力，且容易形成粗大的析出物，影响材料的冷成形性能与疲劳性能。因此，综合考虑冷成形性与疲劳性能，本发明钢中Ti元素含量控制为0.015％～0.040％，进一步地，优选0.020～0.040％。
B：B元素是提高钢的淬透性最经济有效的元素，为了适应现有连退设备要求，需添加适量的B元素来获得足够马氏体组织；但B元素含量高于0.0035％时，将在高温奥氏体晶界析出硼相，产生热脆现象。因此，综合考虑淬透性与防止热脆性，本发明钢中B元素含量控制在0.015％～0.030％，进一步地，优选0.020～0.030％。
N：N元素是冶炼过程中存在的元素，需要将其控制在一定的范围，对于含Nb钢来说，较高的N含量容易导致板坯存在裂纹缺陷；另一方面，本发明添加了B元素，N元素容易与B元素形成析出相，降低B元素作用。因此，综合考虑如上因素，本发明钢中N元素控制≤0.0035％，进一步地，优选≤0.0030％。
Ti/N原子比：Ti元素能在1300℃以上吸收钢中N元素生成TiN，从而可防止形成一般连退加热时不能溶解的BN，保护B元素对提高钢的淬透性的有益作用。当钢中Ti元素含量较低时，不能保护钢中的B元素，使钢中B元素含量过低，淬透性无法保证。因此，综合考虑，本发明在分别限定Ti、N、B元素的前提下，对钢中Ti/N原子比进行了限定，即Ti/N原子比≥3.42，以确保钢中有效B的作用。
本实施例还提供了一种采用上述汽车厢体结构用高强冷轧方矩形管用钢带制造的改装车车厢板。该车厢板形好，表面质量优，质量轻，强度高，耐磨性好。
一种高强冷轧方矩形管用钢带的制造方法，包括如下工艺流程：冶炼、连铸、板坯加热、热轧、酸洗、冷轧、连续退火以及平整；
其化学元素按质量百分比含量为，C：0.14％～0.18％；Si：0.10％～0.30％；Mn：1.40％～2.00％；P：≤0.020％；S：≤0.003％；Al：0.02％～0.04％；Cr：0.45％～0.75％；Nb：0.020％～0.040％；Ti：0.015％～0.040％；B：0.015％～0.035％；N：≤0.0035％；其余为Fe及不可避免的杂质；
其中，Ti/N原子比大于等于3.42，碳当量Ceq≤0.4％。
具体而言，
冶炼与连铸：按设定成分冶炼钢水并浇注成坯，其化学元素按质量百分比含量如表1所示；表1列出了本发明不同化学组分配比下实施例1～4的汽车厢体结构用高强冷轧方矩形管用钢带的各化学元素的质量百分比含量。
表1(wt.％，余量为Fe和其他不可避免的杂质)
板坯加热：连铸坯在1250℃～1300℃进行加热保温，保温时间控制在2.0h-2.5h，以充分奥氏体化，确保微合金元素回溶；
热轧：粗轧阶段开轧温度控制控制在1150～1190℃，终轧温度控制在1050℃以上，轧制每道次压下率控制在25％～45％；精轧阶段的开轧温度控制在1000℃～1050℃，终轧温度控制在870℃～930℃，累计压下率控制≥70％；
卷取：采用U形冷却工艺，本体温度控制在600℃～650℃；
酸洗：采用适当的速度，保证除掉带钢表面氧化铁皮缺陷；
冷轧：将热轧板经过酸洗后进行冷轧，制成冷轧薄板，冷轧压下率为40％～70％；
连续退火：退火温度为810℃～840℃，缓冷段出口温度为690℃～740℃，快冷段冷速为35℃/s～50℃/s，快冷段出口温度为260℃～300℃，过时效温度为250℃～290℃，以获得马氏体组织；
平整：平整延伸率不高于0.4％。
表2列出了制造本发明实施例1～4汽车厢体结构用高强冷轧方矩形管用钢带的相关工艺参数。
表2
表3列出了制造本发明实施例1～4汽车厢体结构用高强冷轧方矩形管用钢带的各项力学性能。
表3
编号 Rp0.2/MPa Rm/MPa A50/％ 180°冷(d＝2a)
S11 1033 1246 9.0 合格
S22 1014 1215 11.0 合格
S31 1078 1279 7.5 合格
S33 1034 1259 9.5 合格
从表3可见，本发明所述的一种汽车厢体结构用高强冷轧方矩形管用钢带的屈服强度大于1000Mpa，最高达到了1078Mpa；抗拉强度大于1200Mpa，最高达到了1279Mpa；延伸率均大于7.0％，最高可达11.0％；同时，180°d＝2a冷弯测试均合格。本钢带具有优越的板形和表面质量，适用于“圆变方”辊压成形生产方矩形管等轻量化结构件的需求，同时可应用于改装车车厢板，该车厢板强度高，质量轻，耐磨性好。
本申请实施例中提供的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：
本申请实施例中提供的高强冷轧方矩形管用钢及其制造方法，采用低C-低Mn-高Cr-低Nb-低Ti-加B的成分体系，严格控制Ti/N原子比，通过合理的成分设计并配以适宜的热轧工艺、连续退火工艺，在热轧卷取过程中采用U形冷却、在连续退火快冷段采用氢气气氛进行快速冷却+过时效的方式就可以生产1.0mm～1.6mm、具有优良冷成形性能方矩形管用马氏体钢带，其中马氏体含量≥95％，屈服强度达到1000MPa以上，抗拉强度达到1200MPa以上，延伸率A50≥7％，并且具有优良的板形质量与表面质量
最后所应说明的是，以上具体实施方式仅用以说明本发明的技术方案而非限制，尽管参照实例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解，可以对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本发明技术方案的精神和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims (10)

1.一种高强冷轧方矩形管用钢，其特征在于，其化学元素按质量百分比含量为，C：0.14％～0.18％；Si：0.10％～0.30％；Mn：1.40％～2.00％；P：≤0.020％；S：≤0.003％；Al：0.02％～0.04％；Cr：0.45％～0.75％；Nb：0.020％～0.040％；Ti：0.015％～0.040％；B：0.015％～0.035％；N：≤0.0035％；其余为Fe及不可避免的杂质；
其中，Ti/N原子比大于等于3.42，碳当量Ceq≤0.4％。
2.如权利要求1所述的高强冷轧方矩形管用钢，其特征在于：所述C含量的范围为0.15％～0.18％，所述Mn含量的范围为1.50％～1.90％，Cr含量的范围为0.050％～0.070％，Nb含量的范围为0.025％～0.040％，Ti含量的范围为0.020％～0.040％，B含量的范围为0.020％～0.030％；N含量的范围为≤0.003％。
3.一种高强冷轧方矩形管用钢带的制造方法，其特征在于，包括如下工艺流程：冶炼、连铸、板坯加热、热轧、酸洗、冷轧、连续退火以及平整；
其化学元素按质量百分比含量为，C：0.14％～0.18％；Si：0.10％～0.30％；Mn：1.40％～2.00％；P：≤0.020％；S：≤0.003％；Al：0.02％～0.04％；Cr：0.45％～0.75％；Nb：0.020％～0.040％；Ti：0.015％～0.040％；B：0.015％～0.035％；N：≤0.0035％；其余为Fe及不可避免的杂质；
其中，Ti/N原子比大于等于3.42，碳当量Ceq≤0.4％。
4.如权利要求3所述的高强冷轧方矩形管用钢带的制造方法，其特征在于：板坯加热工艺中，加热温度控制在1250℃～1300℃，保温时间控制在2.0h-2.5h。
5.如权利要求4所述的高强冷轧方矩形管用钢带的制造方法，其特征在于：热轧工艺中，粗轧阶段开轧温度控制控制在1150～1190℃，终轧温度控制在1050℃以上，轧制每道次压下率控制在25％～45％；精轧阶段的开轧温度控制在1000℃～1050℃，终轧温度控制在870℃～930℃。
6.如权利要求5所述的高强冷轧方矩形管用钢带的制造方法，其特征在于：卷取工艺中，采用U形冷却工艺，本体温度控制在600℃～650℃。
7.如权利要求6所述的高强冷轧方矩形管用钢带的制造方法，其特征在于：酸洗工艺中，采用适当的速度，保证除掉带钢表面氧化铁皮缺陷。
8.如权利要求7所述的高强冷轧方矩形管用钢带的制造方法，其特征在于：冷轧工艺中，将热轧板经过酸洗后进行冷轧，制成冷轧薄板，冷轧压下率为40％～70％。
9.如权利要求8所述的高强冷轧方矩形管用钢带的制造方法，其特征在于：连续退火工艺中，退火温度为810℃～840℃，缓冷段出口温度为690℃～740℃，快冷段冷速为35℃/s～50℃/s，快冷段出口温度为260℃～300℃，过时效温度为250℃～290℃，以获得马氏体组织。
10.如权利要求9所述的高强冷轧方矩形管用钢带的制造方法，其特征在于：平整工艺中，平整延伸率不高于0.4％。
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