专利名称：高强度冷弯成型结构用钢及生产方法
技术领域：
本发明涉及一种屈服强度在700MPa以上的适于冷弯成型的高强度焊接用钢板，以及用常规铸坯及中薄板坯连铸连轧生产线生产的这种高强度冷弯成型结构用钢的方法。
背景技术：
以往，用热轧带钢生产线通过控制轧制和控制冷却生产的微合金化高强度热轧带钢，要达到屈服强度在700MPa以上的高强度，往往需要有较高含量的合金化元素。合金元素含量高会带来碳当量升高，焊接性能变坏。当降低合金元素含量时，要达到高的强度要求，就必须降低轧制温度以及卷取温度，对设备的能力要求高。而钢的延伸率也急剧下降，不具有高的冷弯、冲压成型性能。
采用添加Ti，可以通过Ti的析出沉淀获得高的强度，但钢带的头、尾温差导致性能的不均匀性，强度指标差异很大。
以常规的厚板坯铸机连铸(铸坯厚度≥200mm，拉速低于1.3m/min)，合金元素易于偏析，导致成分分布不均。铸坯生产后，即使采用热装，由于生产工序的不连续性，到轧制线的加热炉时，铸坯的温度也降低到了800℃以下。因此Ti、Nb等的析出物会以大的颗粒状态析出，在其后的加热过程中，在加热时间短及温度低时，由于Ti、Nb等的析出物不能完全重新溶回到钢中，降低了其在轧后的析出强化作用。要使加入的Ti、Nb等微合金化元素在轧制、冷却后充分发挥作用，则必须要提高加热温度、延长加热时间，因此会使能耗增加更大。
如果以薄板坯连铸连轧方式生产，由于Ti的含量较高，易于产生蓄流事故，而且不能够保证良好的表面质量和足够的压缩比(一般薄板坯的厚度为50～90mm厚)，产品不易获得高的强韧性匹配。
发明内容
本发明提供了一种屈服强度在700MPa以上的焊接性能优良的冷成型用高强度钢板的生产方法。
本发明的技术方案是这样的，它的化学化学成分为(重量百分比)C0.03～0.12％，Si0.08～0.50％，Mn1.20～1.95％，P≤0.02％，S≤0.006％，Mo0.05％～0.15％，Als0.005～0.055％，Nb0.03～0.07％，Ti0.08～0.15％，V0.01～0.05％，Ca0.0008～0.004％，余量为Fe和不可避免的杂质，碳当量Ceq≤0.42％，Ceq＝C+Mn/6+(Mo+V)/4+(Cr+Cu)/15+Si/24。
当需要增加钢的耐大气腐蚀性能时，在上述钢的成份中加入Cu0.15～0.45％；或同时加入Cu0.15～0.45％、Ni0.05～0.20％。
本发明针对上述成分的高强度冷弯成型结构用钢采用如下的生产工艺路线钢水脱硫→转炉冶炼→炉外精炼→中薄板坯连铸→直接热装→隧道炉加热→粗轧→热卷箱→精轧→层流冷却→卷取，各个生产工艺中的特点是，a.连铸时控制中间钢包钢水温度在熔点之上的15～30℃，高速连铸，其铸坯拉速1.5～4.0m/min，铸坯厚度规格范围在100mm～200mm，宽度在900mm～2000mm。
b.铸坯直接热装，铸坯补充加热到1100～1250℃，保温30～90min后进行粗轧开坯，然后通过热卷箱卷取。
c.精轧开轧入口温度940～1070℃，精轧出口温度840～920℃，连轧后7s以内采用层流快速冷却，卷取温度500～610℃。
钢板的显微组织为铁素体+贝氏体+孪晶马氏体+残余奥氏体，铁素体占60％以上，平均直径在4μm以下，并有大量均匀分布的20nm以下直径的碳化物析出沉淀相。钢板的厚度范围在1.5mm～10mm，宽度在900mm～2000mm。
以中薄板坯铸机铸造，板坯的厚度在100mm～200mm、拉速1.5～4.0m/min，能够实现快速凝固，从而减少了Ti在液相中发生氧化的时间，因此减少了氧化物、N化物在坯壳的聚集，防范了Ti析出相导致的铸坯裂纹。由于中薄铸坯易于实现快速凝固，也减小了Ti、Nb的不均匀性及其析出相和P、S、N、C等元素形成的各类夹杂的偏析。
对铸造出的中薄板坯采用直接热装，杜绝了板坯经历800℃以下的温度段，Ti、Nb不会在板坯加热前的阶段析出，因此不需要考虑使Ti、Nb的析出相充分回溶的加热时间。使再加热时间减少，大幅度降低加热能耗的同时，杜绝了铸坯因加热氧化过多而导致裂纹(特别是含有Cu时)。
采用热卷箱，使精轧时中间坯头、中、尾的温度基本一致，不会出现因头尾变形温度差异所导致的组织和性能不均匀，尤其对于本发明钢，由于含有较高的Nb、Ti，对轧制温度更敏感，这点非常重要。
通过热连轧机组在840～1070℃之间进行连续轧制及在轧后快速冷却，可以获得显著的晶粒细化效果(晶粒度级别在12级以上)，获得屈服强度在700Mpa以上、抗张强度在750Mpa以上、延伸率超过17％的焊接性能优良的冷成型用高强度热轧钢板。
在本发明中，各元素限定理由详细叙述如下CC作为调整组织状态、提高强度的元素使用，是主要的间隙固溶强化元素。同时，在轧后冷却到低温时，可以与Ti和Nb、V形成细小碳化物(NbTi)C，起到重要的沉淀强化使用。但是用量低于0.03％时，固溶强化幅度不足，难于确保700MPa以上的屈服强度。因此下限确定在0.03％。但C含量高于0.12％时，在轧后进行快速冷却后铁素体的比例降低，组织强化的幅度过大，延伸率下降，冷弯加工性能变坏。同时C当量升高，焊接性能不好。因此上限确定为0.12％，最好的范围为0.06～0.09％。
SiSi起到固溶强化作用，也是一种廉价的脱氧元素。使Si低于0.08％，对冶炼的要求高，工序成本增加。但其易于使钢板产生红锈缺陷，影响钢板的表面质量，特别是含量高于0.50％时，会致使在加热阶段产生的铁皮层粘滞，不易去除。因此确定其范围在0.08％～0.50％。
Mn是提高钢材强度的必要元素。在本发明中，其少于1.20％时难于获得700MPa以上的高的屈服强度。在添加量超过1.95％，铁素体比例降低过多，强化幅度大，延伸率降低多，成型性变差。因此确定其范围为1.20％～1.95％。
Ti是本发明中重要的沉淀强化元素，在630℃以下，从钢中沉淀析出为20nm以下的TiC或(NbTi)C粒子，有效钉扎位错，从而提高屈服强度。其少于0.08％，析出沉淀强化作用不足。高于0.15％时则造成连铸上的麻烦，易于造成铸坯的裂纹缺陷，同时在快速冷却的前提下，其沉淀强化作用也趋于饱和，所以选择其控制范围为0.08％～0.15％。
Nb是重要的微合金化元素，可提高钢的未再结晶区温度，保障控制轧制的效果，使钢材轧制后晶粒细化，同时Nb与Ti复合析出的沉淀粒子具有沉淀强化作用。低于0.03％，效果不足。高于0.07％作用达到饱和。因此确定其范围为0.03％～0.07％。
V在630℃以下析出，有很好的强化作用，在本发明中，依靠其起到补充强化作用，同时与Mo一样具有抑制焊接热影响区软化作用。在添加如前所述的Nb、Ti的前提下，在其含量达到0.01％时，就已明显提高了强度，超高0.05％时，在本发明中的作用已经达到饱和，且添加过多，造成不必要的成本增加，因此限定其范围为0.01％～0.05％。
Mo起到调整贝氏体比例、提高强度的作用。同时可抑制焊接热影响区软化作用。在达到0.05％时，作用已经明显。但超过0.15％则成本增加，且碳当量增加，对焊接又变为不利。因此确定其范围为0.05％～0.15％。
Cu本发明中，提出对于需要耐大气腐蚀性能的场合，添加Cu作为提高耐大气腐蚀性能的元素。Cu含量达到0.15％时作用已很明显，在0.45％时作用已经饱和。因此上限为0.45％，下限为0.15％。
Ni是作为防止Cu裂缺陷的元素加入的，同时Ni元素还可以提高钢的低温韧性。在添加Cu后，加热炉的气氛不好调整时，添加0.05％以上的Ni可以有效防止Cu元素引起的热裂缺陷。含量超过0.20％，作用达到饱和，且成本增加过多。因此其控制范围为0.05％～0.20％。
P在本发明中，将P作为有害元素，因为其易于引起偏析，造成成型性能不良，同时能导致焊接接头弯曲性能不好。其在0.02％以下时，影响已经不明显，所以将其上限定为0.02％。
S为有害元素，其与Mn形成的MnS条带状夹杂对冷弯成型性能和冲击韧性有很大影响。且其易于形成大的TiS析出粒子，降低Ti的沉淀强化作用。其在0.006％以下时，对强度和冷弯性能的影响已经不明显。因此确定其控制范围的上限为0.006％。最好为0.004％以下。
Ca使S化物球化，可以进一步保障钢板的横向延展性，提高冷弯成型性能。作为球化S化物的手段，在精炼以后进行Ca处理，Ca含量达到0.0008％已经可以起到球化S化物，纯净钢液质量的作用。过量的Ca会使S化物粗大化，反造成延展性降低。因此根据经验，规定其在前述S化物含量水平下，其上限为0.008％。
采用中薄板坯连铸和直接热装的理由如下本发明提供一种屈服强度在700MPa以上且含Nb、Ti、Cu等的钢板的制造方法，这种钢板性能均匀，且具有良好的冷弯成型性能。
由于本发明利用较高的含量的Ti提高钢板的强度。而Ti易于在钢液中形成N化物。这些N化物的偏析会导致钢板出现分层缺陷，上浮到铸坯表面则会导致铸坯纵裂缺陷。中薄板坯可以实现快速凝固，减少上述两种情况的发生率。所以选择用中薄板坯连铸。
同时中薄板坯铸机与轧制线相连，可以实现直接热装，这样铸坯不需要降温至800℃以下，没有Ti、Nb的C、N化物在轧制前在铸坯中的析出过程。因此不需要对板坯重新长时间再加热，Ti也绝大部分固溶在精轧前的钢中，从而保证轧后对其冷却到低温时的Ti等的析出相弥散细小，就可以充分发挥Ti的析出沉淀强化作用。否则，必须对板坯长时间高温加热，这样除铸坯烧损较大，耗能外，钢板易于出现边裂缺陷。
采用热卷箱的理由本发明中的钢由于含有较高的Ti和Nb，要利用控制轧制细化晶粒。控制轧制的温度不同，钢板的组织状态将有很大差异。一般情况下，不使用热卷箱，由于轧制顺序原因，中间坯头、尾的温度差异可达到100℃，导致成品头尾的屈服强度差值最大达到150MPa。性能波动很大。采用热卷箱技术，中间坯的温度波动将低于30℃。大幅度减少了成品头尾的性能差。
铸坯加热温度和均热时间铸坯在隧道式加热炉，由于采用直接热装，在1100℃以上已经足以保障Nb、Ti的充分固溶，从而充分发挥Nb、Ti的沉淀强化作用。温度超过1250℃，铸坯烧损增加。因此确定加热温度为1100℃～1250℃。而直接装入隧道炉的铸坯，仍然保留900℃以上的平均温度，通过30～90min加热均温后，可以正常轧制。因此确定均热温度为30～90min。
精轧温度为了使晶粒微细化，精轧开轧温度应1070℃以下，最好的开轧温度在1010℃～940℃，低于940℃，则在两相区的变形量增加，成品的延展性降低，同时轧机的负荷增大，不利于生产。终轧温度在840℃以上是必要的，低于840℃，应力诱导先析出的粒子数量增加，不利于沉淀强化。如果超过920℃，晶粒容易粗大化，控制轧制的效果不好。故精轧终轧温度范围确定在840℃～920℃。
冷却时机和冷却速度在轧后经过7s后再冷却，控制轧制的效果将打折扣，晶粒细化效果不充分。因此轧制后到冷却开始时间应不高于7s。冷却速度低于20℃/s，Ti的C化物会在冷却过程中析出，成品中粗大的粒子数增多，在卷取后的沉淀强化作用将不足。因此轧后冷却速度应高于20℃/s。冷却不连续，也容易出现析出粒子粗大化，且晶粒可能会粗大化，致使成品强度不足，因此本发明推荐冷却连续进行。
卷取温度卷取温度低于650℃，形成的晶粒已基本不在长大。但仍易于出现较大尺寸的沉淀析出的粒子。低于630℃，沉淀析出的粒子可以起到很好的强化作用，但没有贝氏体、马氏体组织强化效果，强度指标不足。在卷取温度低于610℃时，可以获得良好的组织强化效果。但过低的卷取温度(低于500℃)，会使成品中的贝氏体、马氏体的比例增加，强度增加过多而延展性降低，冷弯成型性能变差，同时难于卷取。因此确定卷取温度为500℃～610℃。
本发明的优点及效果在于1.以中薄板坯铸机生产连铸坯。凝固速度快，有效防止了Ti等的偏析，以及防范了Ti在坯壳凝固期间的析出对铸坯的质量的损害。同时，较高速的凝固使连铸坯成分均匀，偏析程度小。
2.采用直接热装，铸坯热损失少，为短时间再加热提供了保证，所以再加热能耗低。铸坯的温度不降低到800℃以下，因此Ti、Nb等不会在再加热前大量析出，保障了其在轧后的析出强化作用。加热时间短，氧化少，铸坯(特别是含Cu时)发生热裂纹的几率大幅度降低。
3.采用热卷箱，使精轧变形时的中间坯纵向温度差异减到很小，通卷的性能差异小。另外，易于实现轧制温度、层流冷却速度、卷取温度的精确控制，从而实现性能水平的准确控制。实现高强度、高韧性、良好焊接性能等良好综合性能匹配。
4.夹杂形态更细小、分散，成分分布更趋匀质，组织细化均匀，提高了综合性能，并保证了良好的冷弯成型性能。
5.在Nb微合金化的基础上控制轧制，轧后采用快速冷却，冷却速度≥20℃，保障了细晶强化的效果。快速冷却抑制了Ti的相间析出，并抑制了析出相的过度长大。采用500～610℃的温度的卷取，使具有强化效果的Nb、Ti等的C、N化合物沉淀析出但其大部分尺度都在30nm以下，充分发挥了沉淀强化作用的同时也发挥了一定的组织强化作用。
7.与薄板坯连铸相比，生产效率高、铸坯中等厚度断面的选择，保障了轧制的大压缩比，有效消除了铸造带来的内部缺陷，因此产品力学性能稳定。
具体实施例方式
本发明的化学化学成分为(重量百分比)C0.03～0.12％，Si0.08～0.50％，Mn1.20～1.95％，P≤0.02％，S≤0.006％，Mo0.05％～0.15％，Als0.005～0.055％，Nb0.03～0.07％，Ti0.08～0.15％，V0.01～0.05％，Ca0.0008～0.004％，余量为Fe和不可避免的杂质，碳当量Ceq≤0.42％，Ceq＝C+Mn/6+(Mo+V)/4+(Cr+Cu)/15+Si/24。
当需要增加钢的耐大气腐蚀性能时，在上述钢的成份中加入Cu0.15～0.45％；或同时加入Cu0.15～0.45％、Ni0.05～0.20％。
本发明针对上述成分的高强度冷弯成型结构用钢采用如下的生产工艺路线钢水脱硫→转炉冶炼→炉外精炼→中薄板坯连铸→直接热装→隧道炉加热→粗轧→热卷箱→精轧→层流冷却→卷取，各个生产工艺中的特点是，a.连铸时控制中间钢包钢水温度在熔点之上的15～30℃，高速连铸，其铸坯拉速1.5～4.0m/min，铸坯厚度规格范围在100mm～200mm，宽度在900mm～2000mm。
b.铸坯直接热装，铸坯补充加热到1100～1250℃，保温30～90min后进行粗轧开坯，然后通过热卷箱卷取。
c.精轧开轧入口温度940～1070℃，精轧出口温度840～920℃，连轧后7s以内采用层流快速冷却，卷取温度500～610℃。
通过上述方法生产出的钢板，在显微组织为铁素体+贝氏体+孪晶马氏体+残余奥氏体，铁素体占60％以上，平均直径在4μm以下，并有大量均匀分布的20nm以下直径的碳化物析出沉淀相。钢板的厚度范围在1.5mm～10mm，宽度在900mm～2000mm。
下面为本发明几个最佳实施例及产品测试结果。
1.成分控制例
注Ceq＝C+Mn/6+(Mo+V)/4+(Cu+Ni)/15+Si/24
2.轧制工艺对上述成分的钢水控制其温度在熔点之上20～50℃时高速连铸，其铸坯拉速1.5～4.0m/min，铸坯厚度规格范围在100mm～200mm，宽度在900mm～2000mm，直接进加热炉，铸坯均热温度1180～1260℃，精轧开轧温度1020±30℃，终轧温度范围840～910℃，在轧后2～5s内投入层流快速冷却到卷取温区，冷速50℃/s～140℃/s，卷取温度500～610℃，最佳卷取温度570±30℃控制。
3.成品力学性能水平
权利要求
1.一种高强度冷弯成型结构用钢板，其特征在于，它的化学成分按重量百分比计C0.03～0.12％，Si0.08～0.50％，Mn1.20～1.95％，P≤0.02％，S≤0.006％，Mo0.05％～0.15％，Als0.005～0.055％，Nb0.03～0.07％，Ti0.08～0.15％，V0.01～0.05％，Ca0.0008～0.004％，余量为Fe和不可避免的杂质，碳当量Ceq≤0.42％，Ceq＝C+Mn/6+(Mo+V)/4+(Cr+Cu)/15+Si/24。
2.根据权利要求1所述的一种高强度冷弯成型结构用钢板，其特征在于，钢的成份中加入Cu0.15～0.45％。
3.根据权利要求1所述的一种高强度冷弯成型结构用钢板，其特征在于，钢的成份中加入Cu0.15～0.45％，Ni0.05～0.20％。
4.按权利要求1-3中任一项的高强度冷弯成型结构用钢板的生产方法，其生产工艺路线为铁水脱硫-转炉冶炼-炉外精炼-中薄板坯连铸-直接热装-隧道炉加热-粗轧-热卷箱-精轧控轧-快速冷却-卷取，其特征在于，a.连铸时控制中间钢包钢水温度在熔点之上的15～30℃，高速连铸，其铸坯拉速1.5～4.0m/min，铸坯厚度规格范围在100mm～200mm，宽度在900mm～2000mm。b.直接热装，铸坯加热到1100～1250℃，在炉内保温30～90min后进行粗轧开坯，然后通过热卷箱卷取，减少中间坯轧制过程中的头尾温度差异；c.精轧开轧入口温度940～1070℃，精轧出口温度840～920℃，连轧后钢板在0～7s后采用快速冷却，冷速≥20℃/s，最高为200℃/s，卷取温度500～610℃；d.钢板的显微组织为铁素体+贝氏体+孪晶马氏体+残余奥氏体，铁素体占60％以上，平均直径在4μm以下，并有大量均匀分布的20nm以下直径的碳化物析出沉淀相，钢板的厚度范围在1.5mm～10mm，宽度在900mm～2000mm。
全文摘要
本发明公开一种高强度冷弯成型结构用钢及生产方法，其化学成分为C0.03～0.12％，Si0.08～0.50％，Mn1.20～1.95％，P≤0.02％，S≤0.006％，Mo0.05％～0.15％，Als0.005～0.055％，Nb0.03～0.07％，Ti0.08～0.15％，V0.01～0.05％，Ca0.0008～0.004％，余量为Fe和不可避免的杂质，碳当量Ceq≤0.42％，工艺特点为钢水控制温度在熔点之上15～30℃时高速连铸，铸坯拉速1.5～4.0m/min，铸坯厚度规格范围在100～200mm，直接进加热炉，铸坯均热温度1100～1250℃，精轧开轧940～1070℃、出口温度840～920℃，连轧后0～7s后采用快速冷却，冷速≥20℃/s，卷取温度500～610℃。这种钢板的屈服强度达到700MPa以上，抗拉强度在750～950MPa之间，延伸率超过17％，具有良好的焊接性能和冷弯成型性能。
文档编号C22C38/18GK1970811SQ200510047838
公开日2007年5月30日 申请日期2005年11月25日 优先权日2005年11月25日
发明者杨旭, 谷春阳, 王东明, 陈新, 姚伟志, 董浩然 申请人:鞍钢股份有限公司