一种屈服强度≥700MPa铁路集装箱用耐候钢及生产方法与流程

本发明涉及一种集装箱钢及生产方法，具体属于一种屈服强度≥700mpa铁路集装箱用耐候钢及生产方法，适用于传统的两段式热轧生产线；产品厚度在1.0~2.5mm。

背景技术：

在我国铁路货车运输“提高时速、减轻自重、增加载重”的背景下，高强化、轻量化是铁路集装箱用耐候钢的发展方向。目前，铁路集装箱用耐候钢主要使用的钢板为屈服强度345mpa级耐候钢，其单重较重，用钢量和运输成本较高。通过提高集装箱用钢强度，减薄集装箱用钢厚度，是实现集装箱轻量化的有效途径。有研究表明，如采用屈服强度大于700mpa级高强耐候钢作为铁路集装箱的使用材料，可使集装箱的角柱、底横梁减重30%，其它部件如顶板、鹅颈槽梁、四波板等能不同程度减重13%以上。

经检索：

中国专利公开号为cn1609257a的文献，其公开了一种“针状组织高强度耐候钢及其生产方法”。该文献的特点是采用极低碳、cu-cr-ni-mo-nb的加入及ti-al-zr-re或ca中的两种或两种以上复合添加，最终得到500mpa级别其具有针状组织的耐候钢。专利号为us6315946的美国专利公开一种“ultra-lowcarbonbainiticweatheringsteel”，其特点是采用超低碳、cu-cr-ni系成分设计，通过微合金强化及控轧控冷得到所需力学性能及耐候性，其成品厚度32~60mm，其屈服强度≤550mpa，主要利用的是nb的细晶和析出强化作用，加入微量ti等元素主要是为了改善耐候钢的焊接性能，在高温形成的tin非常稳定，在加热或焊接的高温条件下都不会溶解。微钛处理钢中的tin颗粒可以阻止轧前加热过程中奥氏体晶粒粗化，并能有效抑制焊接热影响区的晶粒长大。而且，该钢屈服强度仅为450mpa左右，不能满足高强度用户的需求。

中国专利公开号为cn103103458a的文献，其公开了一种高强度耐候钢的生产方法，该耐候钢的表面覆盖有氧化铁皮层，所述氧化铁皮层中fe3o4含量为80%以上、厚度为7~10μm，且该耐候钢中包含的成分及重量百分比分别为：c：0.01~0.05%、si：≤0.2%、mn：1.5~2.0%、p：≤0.02%、s：≤0.008%、cu：0.2~0.4%、ni：0.2~0.4%、cr：0.4~0.7%、mo：0.15~0.50%、nb：0.02~0.04%、ti：0.015~0.025%、als：≤0.03%，余量为fe和不可避免的杂质。采用该方法制备的耐候钢可在减免涂装情况下使用。

上述生产方法涉及的耐候钢的屈服强度≤700mpa，并且产品均为热轧态使用，产品的性能波动较大，在现有技术中，采用热轧方式生产的高强耐候钢其同卷强度波动一般在150mpa左右，延伸率波动在10%左右。考虑到铁路运输过程的安全，铁路集装箱用钢对性能稳定性要求较高，而采用热轧+冷轧、退火的方式生产能很好的解决上述问题。

技术实现要素：

本发明的目的在于克服上述文献中存在的不足，采用nb、ti复合微合金化技术，并结合热轧+冷轧、退火工艺，生产屈服强度≥700mpa，抗拉强度≥800mpa，延伸率a≥10%，铁素体的晶粒尺寸在4.9~5.7μm，沉淀强化贡献量在199~232mpa，冷弯性能及耐腐蚀性能优良的铁路集装箱用耐候钢及生产方法。

实现上述目的的措施：

一种屈服强度≥700mpa铁路集装箱用耐候钢，其组分及重量百分比含量为：c：0.13~0.16%，si：0.50~0.60%，mn：1.10~1.20%，p：≤0.015%，s：≤0.010%，cu：0.20~0.30%，cr：0.30~0.50%，nb：0.025~0.040%，ti：0.072~0.108%，v：0.010~0.020%，n：≤0.007%，其余为fe和不可避免的杂质；同卷屈服强度波动不超过19mpa，抗拉强度波动不超过17mpa，延伸率波动不超过1.6%。

优选地：c的重量百分比含量为：0.15~0.16%。

优选地：nb的重量百分比含量为：0.028~0.036%。

优选地：ti的重量百分比含量为：0.075~0.093%。

生产一种屈服强度≥700mpa铁路集装箱用耐候钢的方法，其步骤：

1）冶炼并连铸成坯，对铸坯进行加热，并控制出炉温度在1260~1280℃，加热时间不低于160min；

2）进行粗轧，并控制粗轧开轧温度在1210~1230℃，结束轧制温度在1080~1100℃，累计压下率不低于75%；

3）进行精轧，并控制精轧开轧温度在1030~1050℃，终轧温度在890~910℃；

4）常规层流冷却至卷取温度，

5）进行卷取，并控制卷取温度在650~700℃；

6）钢卷冷却至室温后进行酸洗；

7）进行冷轧，并控制冷轧总压下率在50~70%；

8）进行罩式炉退火，并控制加热温度在550~650℃，保温时间在5~10h；

9）进行冷却，在冷却速度为50~100℃/h下冷却至50℃以下并出炉，冷却气氛为全氢或氮氢混合气氛；采用氮氢混合气氛时，h2的比例不低于70%；

10）进行平整，成品厚度在1.0~2.5mm。

优选地：罩式炉加热温度在570~635℃，保温时间在7.6~10h。

优选地：退火后的冷却速度在55~80℃/h。

本发明中各元素的机理及作用

c：选用超低碳设计的目的是减少钢显微组织中渗碳体的数量，抑制珠光体的形成，避免由不同相间电极电位差导致的电偶腐蚀，提高钢的耐蚀性能。同时超低碳设计也有利于焊接及低温韧性。但碳含量也不宜过低，应足以与微合金元素nb、ti结合形成纳米级析出物，从而起到沉淀强化的作用，因此将c含量控制在0.13~0.16%。优选地为0.15~0.16%。

si：在钢中起到固溶强化的作用，同时是脱氧元素，但其含量过高会给轧制时除鳞带来困难，且降低钢的焊接性能，因此将其控制在0.50~0.60%。

mn：是钢中重要的强韧化元素，提高钢中的锰含量，能扩大γ区，降低转变温度，扩大轧制范围，促进晶粒细化，从而增加了钢的强韧性，冲击转变温度也几乎不发生变化，因此mn含量控制在1.10~1.20%。

p：有效的提高钢的耐候性能，但其对钢的韧性及塑性不利，其耐候性可由其他耐候元素弥补，因此将p含量控制在0.015%以下。

s：钢中s含量过高产生的mns夹杂会使钢的纵横向性能产生明显差异，恶化低温韧性，且会明显降低钢的耐候性能。s含量优选范围在0.010%以下。

cu：是耐候钢中主要的耐候元素，能有效提高钢的耐候性能，cu作为合金元素加入到钢中同时还有固溶及沉淀强化作用。但cu含量过高时，容易在加热或热轧时产生裂纹，恶化钢材的表面性能。因此将cu含量控制在0.20~0.30%。

cr：与钢中cu等元素匹配使用可显著提高钢的耐大气腐蚀能力，此外，cr元素可有效提高钢的淬透性，cr含量控制在0.30~0.50%。

nb：是强碳氮化物形成元素，钢中微量nb能抑制变形奥氏体的再结晶，阻止奥氏体晶粒的长大，提高奥氏体再结晶温度，细化晶粒，提高钢的强度和韧性。此外，在冷却过程中nb(cn)的析出，可起到沉淀强化的作用，提高钢的机械性能，nb含量控0.025~0.040%，优选地为0.028~0.036%。

ti：是强氮化物形成元素，其氮化物能有效钉扎奥氏体晶界，有助于控制奥氏体晶粒的长大，此外，在冷却过程中ti(cn)、tic的析出，可起到沉淀强化的作用，提高钢的机械性能，ti含量控制在0.072~0.108%，优选地为0.075~0.093%。

v：是强碳氮化物形成元素，钢中微量v提高钢的强度和韧性。此外，在冷却过程中v(cn)、vc的析出，可起到沉淀强化的作用，提高钢的机械性能，v含量控制在0.010~0.020%。

n：氮在加钛的钢中可与钛结合形成氮化钛，这种在高温下析出的第二相有利于强化基体，并提高钢板的焊接性能。但是氮含量高于0.007％，氮与钛的溶度积较高，在高温时钢中就会形成颗粒粗大的氮化钛，严重损害钢的塑性和韧性；另外，较高的氮含量会使稳定氮元素所需的微合金化元素含量增加，从而增加成本，故将其含量控制在0.007％以下。

通过采用nb-ti复合微合金化，在高温过程形成的tin在液态或奥氏体高温区沉淀，并且在奥氏体低温作为nb（c,n）和tic的非均匀形核地点，相比单一nb、ti微合金化，其细晶强化效果更明显。本发明在添加较少量nb的基础上添加较多的ti，主要是利用了tin对奥氏体晶粒长大的抑制作用，以及tic的析出强化作用，相比单一nb微合金化，细晶和析出强化效果更显著，ti在复合微合金化中处于主要地位。冷轧后通过退火的方式，使得微合金碳、氮化物充分析出，最大限度的发挥析出强化的作用。由于微合金碳、氮化物受退火温度和冷却速度的影响较大，因此需对退火工艺进行精确控制，退火温度较低、保温时间较短、冷却速度较快时微合金碳、氮化物难以充分析出，退火温度较高时，保温时间较长、冷却速度较慢时析出的微合金碳、氮化物会长大粗化，导致沉淀强化效果减弱。

本发明与现有技术相比，通过利用nb、ti复合微合金化，并结合热轧+冷轧、退火工艺，使屈服强度≥700mpa，抗拉强度≥800mpa，延伸率a≥10%，冷弯性能及耐腐蚀性能优良，且性能稳定。

附图说明

附图1为本发明钢板的金相组织图；

附图2为碳萃取复型试样的透射电镜照片。

具体实施方式

下面对本发明予以详细描述：

表1为本发明各实施例及对比例的组分取值列表；

表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表；

表3为本发明各实施例及对比例力学性能检测情况列表；

表4为本发明各实施例及对比例耐蚀性能检测情况列表；

表5为本发明各实施例同卷主要力学性能波动检测情况列表。

本发明各实施例按照以下步骤生产：

1）冶炼并连铸成坯，对铸坯进行加热，并控制出炉温度在1260~1280℃，加热时间不低于160min；

2）进行粗轧，并控制粗轧开轧温度在1210~1230℃，结束轧制温度在1080~1100℃，累计压下率不低于75%；

3）进行精轧，并控制精轧开轧温度在1030~1050℃，终轧温度在890~910℃；

4）常规层流冷却至卷取温度，

5）进行卷取，并控制卷取温度在650~700℃；

6）钢卷冷却至室温后进行酸洗；

7）进行冷轧，并控制冷轧总压下率在50~70%；

8）进行罩式炉退火，并控制加热温度在550~650℃，保温时间在5~10h；

9）进行冷却，在冷却速度为50~100℃/h下冷却至50℃以下并出炉，冷却气氛为全氢或氮氢混合气氛；采用氮氢混合气氛时，h2的比例不低于70%；

10）进行平整，成品厚度在1.0~2.5mm。

表1本发明各实施例及对比例化学成分取值列表（wt%）

表2本发明各实施例及对比例主要工艺参数列表

续表2本发明各实施例及对比例主要工艺参数列表

表3为本发明各实施例及对比例力学性能检测情况列表

表4为本发明各实施例及对比例耐蚀性能检测情况列表

表5为本发明各实施例同卷主要力学性能波动检测情况列表

从表3~5可以看出，本发明所生产的钢板，其屈服强度≥700mpa，抗拉强度≥800mpa，延伸率a≥10%，且屈服强度波动范围不超过19mpa，抗拉强度波动范围不超过17mpa，冷弯性能、耐蚀性能也很良好。

上述实施例仅为最佳例举，而并非是对本发明的实施方式的限定。