专利名称：在冷加工后具有优越均匀延伸率的热轧钢板及其生产工艺的制作方法
技术领域：
本发明涉及在冷加工工艺之后有极好的均匀延伸率和高的拉伸强度的普通结构用和焊接结构用热轧钢板和薄板，并涉及生产该种产品的工艺。
近年来随着结构用热轧钢板和薄板的品质改进和生产技术的重大进步，对具有极好的塑性变形能力的钢产品的需求日益增加，特别是在建筑业和土木工程领域从抗震设计的观点出发更是如此，并且要求钢板具有高强度，低屈服比和高的均匀延伸率。
为适应这一要求，例如在Kokai(日本未审查专利公开No.57-16118中就公开了一种生产用于油井的低屈服比电焊管的工艺，其中管子的含碳量增加到0.26%至0.48%，并且Kokai(日本未审查专利公开)No.57-16119公开了一种用于生产含碳量为0.10%至0.20%的高拉伸强度、低屈服比的电焊管工艺。在这两种工艺中，不需要热处理的电焊管的制造需要通过生产一种低屈服比的热轧钢板或薄板来完成，并且在应变量受到限制的同时冷加工上述钢制产品，由此加工硬化量不会变大。另外，Kokai(日本未审查专利公开)No.4-176818中提出了一种用于生产抗震性能良好的圆钢管或方钢管的工艺，该方法是通过对无应变铁素体-珠光体双相结构进行热加工，在热加工后控制其冷却率并进行热处理而实现的。但是，所有上述工艺都大大降低了生产率，并且前一工艺还显著地降低了焊接性。因此，这些工艺在目前必然不能满足工业领域的要求。
除了上述公开文件，Kokai(日本未审查专利公开)No.4-48048与KoKai(日本未审查专利公开)No.4-99248公开了用以通过在钢基体中弥散氧化物夹杂而改善焊接热影响区韧性的技术。在前一专利公开文本中的氧化物夹杂的颗粒尺寸为0.5μm或更小并且有(Ti，Nb)(Q，N)复合结晶相。在后一专利公开文本中氧化物夹杂的颗粒尺寸为1μm或更小并具有Ti(O，N)复合结晶相。这些专利公开的技术在分散外相与目的方面都与本发明有本质上的不同。
一般说来，强度较高的钢都显示出较高的屈服比和较低的延展性，因此使其均匀延伸率降低。尤其在将钢冷加工成圆钢管、方钢管、型钢、板桩等时，由于加工应变引起的加工硬化的影响，其均匀延伸率要显著降低。
本发明已经成功地解决了上述问题，并且本发明的目的就是提供即使在将其冷加工成圆管、方管、型钢、板桩等到生产率并不降低这样一种普通程度之后仍具有优越的均匀延伸率并具有高拉伸强度(至少34kgf/mm2)的热轧钢板和薄板。
为了达到上述目的，本发明的发明人已经仔细地研究了钢的化学成份与晶体结构以及由此得到的机械性能之间的关系，经过冷加工的钢的机械性能与轧制状态的钢的机械性能之间的关系，等等。由此，本发明的发明人已经得到以下认识就普通结构用和焊接结构用钢，特别是最大量用于建筑业和土木工程领域的具有拉伸强度为34至62kgf/mm2的热轧钢板或薄板而言，热轧状态产品(其均匀延伸率随拉伸强度的提高而降低)的拉伸强度与均匀延伸率之间的关系与它们在冷加工后的关系大致一致，而且两种情况下的关系可以用同一曲线来近似表示;虽然热轧状态钢与冷加工钢两者都显示出随着钢中N的增加，强度提高而均匀延伸率降低的特性，但通过进一步增加Ti，即使在钢具有高的强度时，也可恢复均匀延伸率，并可得到高的均匀延伸率，上述关系在此时不再保持。
这一认识可以参考图2进一步说明如下。
图2是一张曲线图，它表示由热轧状态钢产品和冷加工钢产品(方钢管)所得到的TS(拉伸强度，kgf/mm2)与Elu(均匀延伸率，%)之间的关系，所用的钢为表1中所列的S-1(比较例)、S-2(比较例)、T-1(举例)和T-2(举例)，S-1、T-1和T-2按表2所示的生产工艺B生产，S-2按生产工艺C生产。S-1中的Ti和N的含量都低于本发明的下限。虽然S-2中的N含量在本发明的范围之内，但Ti的含量较低并低于本发明的下限。在生产工艺C中，精轧温度较低并低于转变点Ar3。
在图2中，就TS与Elu之间的关系而言，S-1的热轧状态钢板或薄板显示出高的TS与Elu。但是，随着TS的增加，S-1的方钢管显示出Elu的急剧降低。
在S-2的情况下，上述关系更加明显。当TS较高时，热轧状态钢板或薄板显示出10%或更小的Elu，虽然它们可以在TS较低时显示出较高的Elu。用冷加工制成的方管在多数情况下显示出10%或更小的Elu，并随TS增大而使Elu进一步降低。
这就是说，在S-1和S-2的情况下，冷加工钢产品显示出Elu随TS的增加而急剧降低的趋势。
与之相反，在T-1和T-2的情况下，热轧状态钢板或薄板显示出即使在TS增加时Elu也几乎不降低的特性。由此得到的冷加工产品显示出其Elu有很少程度的降低，并且几乎不受TS增加的影响。
这就是说，含有适量添加的N和Ti的本发明的钢显示出即使在冷加工后，随着拉伸强度的提高，均匀延伸率也几乎不降低的特性。特别是本发明的一种具有TS至少为47kgf/mm2的钢可显示出本发明的效果。如上所述，作为普通结构用和焊接结构用钢，本发明的钢具有卓越的性能。
基于上述事实，本发明已经达到了本发明的目的，并且本发明的主题是在冷成形后具有34至62kgf/mm2的拉伸强度和优越的均匀延伸率的高强度热轧钢板和薄板，上述钢板和薄板含有0.040%至0.25%的C，0.0050%至0.0150%的N和0.003%至0.050%的Ti，同时含有0.0008%至0.015%、平均尺寸由1μm至30μm并弥散在钢基体中的TiN，并且含有0.10%至0.45%的碳当量(WES)，在制备钢板及薄板时，将含有上述成分的板坯加热至1000至1300℃的热轧温度，轧制板坯，在至少为转变点Ar3的温度精轧，然后将轧制产品空冷至至少为500℃的温度或将轧制产品在至少为500℃的温度卷取并将卷取产品空冷从而在钢的组织中形成其总量折算成面积百分率为5%至20%的珠光体相，本发明的主题还在于生产上述产品的生产工艺。
图1(A)表示一显微照相图片(放大400倍)，说明用本发明的钢〔表4中的T-2(中间部分)钢，含有15.2%的珠光体相〕制取的方管的平面部分的金相组织。
图1(B)表示一显微照相图片(放大400倍)，说明用比较用钢〔表4中的S-2钢(厚度(t)＝3.2mm)，含有4%的珠光体相〕制取的方管的平面部分的金相组织。
图2表示表4中的各种热轧钢板与方管的拉伸强度和均匀延伸率之间的关系。
下面详细说明本发明。
在本发明中，首先用传统的生产步骤制造一种由0.040%至-0.25%的C、0.0050%至0.0150%的N、0.003%至0.050%的Ti组成，其碳当量(Ceq)的范围为0.10%至0.45%，其余为Fe与不可避免的杂质的低合金钢板坯，它是由诸如转炉或电炉的熔化炉生产的钢水经过连续铸造制成的或是将钢水制成钢锭并将钢锭经过初轧制成的。
在本发明中，将钢中的成份如上所述加以规定，其理由说明如下。
C是决定钢的强度和钢组织中的珠光体相的总量的重要成份。当具有拉伸强度至少为34kgf/mm2的热轧钢板或薄板在钢的组织中含有所占面积率少于5%的珠光体相时，其冷成形之后的均匀延伸率要显著降低。这是因为珠光体可保证钢的强度，防止位错密度增加，并可保持塑性形变能力。
另外，当热轧钢板含有所占面积率为20%或更多的珠光体相时，可使钢的硬度增加，塑性形变能力降低。为了得到这种具有其总量占面积百分率为5%至20%的珠光体相的钢组织，就需要钢含有至少0.04%的C。但是，当C的含量超过0.25%时可削弱钢的焊接性能，因此C含量的上限限定为0.25%。
添加在钢中的N溶解在铁素体的基体中，它可提高钢的强度并降低塑性形变能力。但是，当N与Ti一起加入时，就形成TiV。这种形成不仅使溶解在钢中的N减少，并使塑性形变能力得以改善，而且其弥散作用使钢得到加强。因此N是一种重要的元素，它赋予钢以高的强度和大的均匀延伸率。
为了赋予钢以这种性能，就必需使具有1μm至30μm的平均颗粒尺寸的TiN弥散在基体中，其总量按重量折算为0.0008%至0.015%。换句话说，当TiN的平均颗粒尺寸小于1μm时，弥散增强作用就不十分有效。
当然，当TiN的平均颗粒尺寸超过30μm时，在冷加工过程中在粗大的TiN颗粒与基体之间会产生隔离作用。与塑性形变的增加相一致，会出现微裂纹，并由此使钢的塑性形变能力下降。
为了获得上述的TiN，Ti的含量最好在0.003%至0.050%的范围内。
此外，虽然N的必需量至少为0.0050%，最好至少为0.0080%，但是当N的含量超过0.0150%时，增强作用过大，并使均匀延伸率降低。因此N含量的上限限定为0.0150%。另外，为了在钢中有效地形成上述的TiN，最好在加入Ti之前在钢中加入Al，使之脱氧。
在本发明的钢中添加Ti的原因如上所述，并且其含量最好为0.01%至0.03%。
碳当量(Ceq)由下列公式获得(根据WES)Ceq＝C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14。
Ceq的总量的确定与强度和焊接性有关。当总量少于0.10%时，不能保证有足够的强度。当总量超过0.45%时，虽然能获得高的强度，但焊接性受到削弱。因此将Ceq.限制在0.10%在0.45%的范围内。
钢可以含有用于改进强度和韧性的有效成份，至少可以从由0.01%至0.7%的Si、0.1%至2.0%的Mn、0.05%至1.0%的Ni、0.05%至1.0%的Cr、0.02%至0.5%的Mo和0.005%至0.2%的V组成的组分中选取一种元素。
此外，本发明的钢板坯中所含有的P与S是降低钢的韧性和焊接性等的有害杂质。因此，将P的含量和S的含量分别限制在0.025%或更少，而P+S的含量限制在0.04%或更少。
另外，本发明的钢可以含有一种用于改进强度和韧性的有效成份，至少可以从由0.05%至1.0%的Cu、0.005%至0.05%的Nb、0.001%至0.1%的Al、0.0005%至0.0020%的B、0.0005%至0.0070%的Ca和0.001%至0.050%的REM(包括Y的镧系元素中的稀土金属)组成的组分中选取一种。
将其成份调整在上述范围内的低合金钢板坯加热至用于热轧的1000至1300℃并进行轧制，然后在钢的温度至少为转变点Ar3时进行精轧。将所得到的钢空冷至至少为500℃的温度，以获得钢板，或将所得到的钢空冷至至少为500℃的卷取温度下卷取并空冷，以获得热轧带材。
将热轧所用的加热温度的下限限定为1000℃，以防止由下述情况引起的强度提高而塑性形变能力降低根据钢的厚度，钢的精轧温度可以低于转变点Ar3;其结果将迫使其中的铁素体受到加工，于是基体中的位错密度增加。当钢的板坯温度超过1300℃时，产品的生产率将由于产品的氧化而显著下降。因此，将其温度上限限定为1300℃。将精轧温度限定在至少为转变点Ar3，其原因如上所述。此外，为了避免本发明的钢板和薄板强度的不必要提高，将轧制后的空冷起始温度和卷取温度限定在至少为500℃。
在根据本发明生产的钢板中，将具有平均颗粒尺寸为1μm至30μm的TiN很好的弥散并沉淀在基体中，其比例为0.0008%至0.015%。其结果是，钢显示出一种细晶粒铁素体一珠光体组织(一部分含有贝氏体组织)，其中含有如图1(A)所示的、其含量折算为面积百分率为5%至20%的珠光体相。由于本发明的钢板和薄板具有这种钢的组织，它们在冷加工后具有优越的均匀延伸率，并有34至62kgf/mm2的高的强度。
下面说明本发明的实施例。
具有表1所示化学成份的含TiN的钢板坯和比较用钢均热轧成厚度为3.0至22.2mm的钢板及薄板，并对成品钢板的机械性能进行了研究。其生产工艺表示在表2中。热轧状态或加工至有10%应变的钢产品的性能均表示在表3中。
表4与表5表示轧制状态的钢和用其制成的方管上各个部位的性能研究结果。图1(A)表示了用本发明的钢T-2制造的方管的平面部分(中部)的金相组织的显微照相(放大400倍)，图1(B)表示用比较用钢S-2制造的方管的相同部位的金相组织的显微照相。在图1(A)中的本发明的钢中，珠光体相的按面积百分率折算的含量大约为15.2%，而在图1(B)中的比较用钢中，只含有约为4%的极少量的珠光体相。图2表示本发明的钢和用于比较的钢的拉伸强度与均匀延伸率之间的关系，它们主要利用了表4中的结果。
根据这些结果，虽然其强度在与各个比较用钢相比时要高一些，但是本发明的钢(C-4，C-6，T-1，T-2，T-3，T-4)保持了高的均匀延伸率，特别是在冷加工之后。这些结果可从图2中得到很好的理解，该图表示本发明的钢和比较用钢的热轧钢板和薄板的均匀延伸率与强度之间的关系，以及在实际生产线中通过冷成形上述钢板所得到的方管的均匀延伸率与强度之间的关系。
如上所述，在本发明中，即使在受冷成形到不会降低普通生产率这样一种程度仍具有34至62kgf/mm2的拉伸强度和极优越的均匀延伸率的高强度热轧钢板和薄板可以通过限定钢中的成份以使之形成具有弥散增强能力的较大的TiN颗粒，并通过在其中形成有效的珠光体相而生产出来。作为普通结构用和焊接结构用钢制产品和作为圆管和方管、型钢、板桩等的材料，高强度热轧钢板和薄板是极其有用的。
表 2(温度℃)生产工艺 钢板坯加 精轧温度 薄钢板卷 空冷起热温度 取温度 始温度IS A 1200 950 680 -IS B 1230 880 630 -CS C 1230 790 490 -IS D 11 0 900 - 700注(1)TS＝本发明的钢;CS＝比较用钢(2)温度低于转变点Ar3
权利要求
1.在冷加工之后有优越的均匀延伸率的高强度热轧钢板及薄板，含有按重量折算为0.04%至0.25%的C，0.0050%至0.0150%的N和0.003%至0.050%折Ti，所述钢板及薄板具有按下述公式确定的0.10%至0.45%的碳当量(Ceq)和按面积百分率折算，总量为5%至20%的珠光体相，它还含有具有平均颗粒尺寸为1μm和30μm并弥散在其中的、按重量折算由0.0008%至0.015%的TiNCeq=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14。
2.根据权利要求1所述的高强度热轧钢板和薄板，其特征为，拉伸强度为34至62kgf/mm2。
3.根据权利要求1所述的高强度热轧钢板和薄板，其特征为，钢板和薄板还含有至少一种从下述组合中选取的成份，该组合由按重量折算为0.01%至0.7%的Si、按重量折算为0.1%至2.0%的Mn、按重量折算为0.05%至1.0%的Ni、按重量折算为0.05%至1.0%的Cr、按重量折算为0.02%至0.5%的Mo和按重量折算为0.005%至0.2%的V组成。
4.根据权利要求1或3所述的高强度热轧钢板和薄板，其特征为，钢板和薄板中还进一步含有至少一种从下述组合中选取的成份，该组合由按重量折算为0.05%至1.0%的Cu、按重量折算为0.005%至0.05%的Nb、按重量折算为0.001%至0.1%的Al、按重量折算为0.0005%至0.0020%的B、按重量计算为0.0005%至0.0070%的Ca和按重量折算为0.001%至0.050%的REM组成。
5.根据权利要求1所述的高强度热轧钢板和薄板，其特征为，对P和S的含量要进行控制以满足下列条件P≤0.025%，按重量折算，S≤0.025%，按重量折算，以及P+S≤0.04%，按重量折算。
6.一种在冷加工之后生产具有优越的均匀延伸率的高强度热轧钢板和薄板的工艺，它包括将含有按重量折算为0.04%至0.25%的C、按重量折算为0.0050%至0.0150%的N和按重量折算为0.003%至0.050%的Ti以及具有碳当量(Ceq.)0.10%至0.45%的钢板坯加热至1000至1300℃，开始轧制经加热的热钢板坯并在至少为转变点Ar3的温度下进行精轧，然后从至少为500℃的温度开始空冷。
7.根据权利要求6所述的工艺，其特征为，一块钢板是通过将产品从至少为500℃的温度开始空冷而生产出来的。
8.根据权利要求6所述的工艺，其特征为，带材是通过在至少为500℃的温度下卷取产品并对其进行空冷而生产出来的。
全文摘要
在冷加工后有34-62kgf/mm
文档编号C22C38/50GK1107521SQ9410251
公开日1995年8月30日 申请日期1994年2月25日 优先权日1994年2月25日
发明者矢野清之助, 森山康, 原孝司, 中野义一, 持木宏, 长田君応 申请人:日本铸锻钢株式会社, 新日本制铁株式会社