CN103305760B - 一种薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法 - Google Patents

一种薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN103305760B
CN103305760B CN201210067075.2A CN201210067075A CN103305760B CN 103305760 B CN103305760 B CN 103305760B CN 201210067075 A CN201210067075 A CN 201210067075A CN 103305760 B CN103305760 B CN 103305760B
Authority
CN
China
Prior art keywords
continuous casting
hot
steel
thin strap
strap continuous
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201210067075.2A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103305760A (zh
Inventor
王秀芳
方园
吴建春
于艳
张丰
何伟
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Original Assignee
Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Baoshan Iron and Steel Co Ltd filed Critical Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority to CN201210067075.2A priority Critical patent/CN103305760B/zh
Publication of CN103305760A publication Critical patent/CN103305760A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103305760B publication Critical patent/CN103305760B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • BPERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22DCASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/06Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • B22D11/0622Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars formed by two casting wheels
    • BPERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22DCASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/12Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ
    • B22D11/1206Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ for plastic shaping of strands
    • BPERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22DCASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/12Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ
    • B22D11/124Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ for cooling
    • BPERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22DCASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/16Controlling or regulating processes or operations
    • B22D11/22Controlling or regulating processes or operations for cooling cast stock or mould
    • B22D11/225Controlling or regulating processes or operations for cooling cast stock or mould for secondary cooling
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C21D8/0215Rapid solidification; Thin strip casting
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226Hot rolling
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005Ferrite
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009Pearlite

Abstract

一种薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法,其包括如下步骤:1)在双辊连铸机中铸造厚度为1-5mm的铸带,其化学成分重量百分比为:C0.03-0.08%,Si≤0.4%,Mn?0.6-1.5%,P?0.07-0.22%,S≤0.01%,N≤0.012%,Cu?0.25-0.8%,此外,还包含Nb、V、Ti、Mo中一种以上,Nb?0.01-0.08%,V?0.01-0.08%,Ti?0.01-0.08%,Mo?0.1-0.4%,其余为Fe和不可避免杂质;2)对铸带进行冷却,冷却速率大于20℃/s;3)对铸带进行热轧,热轧温度1050-1250℃,压下率20-50%,形变速率>20s-1;热轧后发生奥氏体在线再结晶,热轧带厚度为0.5-3.0mm;4)冷却,冷却速率10-80℃/s;5)卷取,卷取温度550-700℃。获得的钢带显微组织主要由细小的多边形铁素体和珠光体构成。

Description

一种薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法
技术领域
[0001] 本发明涉及薄带连铸工艺,特别涉及一种薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方 法,钢带的屈服强度彡550MPa,抗拉强度彡650MPa,延伸率彡22%,180°弯曲性能合格,具 有优良的强塑性匹配,钢带的显微组织主要由细小的多边形铁素体和珠光体构成。
背景技术
[0002] 耐候钢或称耐大气腐蚀钢,是指具有保护锈层耐大气腐蚀,可用于制造车辆、桥 梁、塔架、集装箱等钢结构的低合金结构钢。与普碳钢相比,耐候钢在大气中具有更优良的 抗蚀性能。与不锈钢相比,耐候钢只有微量的合金元素,诸如磷、铜、铬、镍、钼、铌、钒、钛等, 合金元素总量仅占百分之几,而不像不锈钢那样,达到百分之十几,因此价格较为低廉。
[0003] 近年来使用较多的耐大气腐蚀钢有295MPa级的09CuPTiRE、345MPa级的 09CuPCrNi以及450MPa级的Q450NQR1。随着国民经济的发展对车辆减重、提速、增加货运 量、延长使用寿命和降低物流成本等方面的要求不断提高,上述钢种很难满足要求,开发高 强度、高耐蚀性、低成本的耐大气腐蚀钢具有重要的实用价值和经济意义。
[0004] 目前国内外已就高强度耐大气腐蚀钢及其制造方法申请了多项专利,其中550MPa 强度级别的耐大气腐蚀钢,大都采用Nb、V、Ti、Mo复合微合金化技术,通过细晶强化和沉淀 强化来提高耐大气腐蚀钢的综合力学性能。
[0005] 中国专利200510111858. 6公开了一种高强度低合金耐大气腐蚀钢及其生产 方法,该方法制造耐候钢板的化学成分为:C 0. 05-0. 1%,Si彡0. 75%,Mn 1. 0-1. 6%, P^0.0 2%,S^0. 01%,A1 0. 01-0. 05%,Cr 0. 2-0. 45%,NiO. 12-0. 4%,Cu 0.2-0.55%, Ca 0• 001-0. 006 %,N 0• 001-0. 006 %,此外还包含 Nb 彡 0• 07 %,Ti 彡 0• 025 %, Mo彡0. 35%中两种或两种以上,其余为Fe和不可避免的杂质。钢板的屈服强度彡550MPa, 抗拉强度彡600MPa,延伸率彡18%。
[0006] 中国专利200910301054. 0公开了一种高强度耐大气腐蚀钢及其生产方法,该方 法制造耐大气腐蚀钢板的化学成分为:C彡0. 12%,Si彡0. 75%,Mn彡1. 5%,P彡0. 025%, S ^ 0. 008%,Cr 0. 3-1. 25%,NiO. 12-0. 65%,CuO. 2-0. 55 %, Nb 0. 015-0. 03 %, V 0.09-0. 15%,Ti 0.006-0. 02%,N0.0 1-0. 02%,其余为Fe和不可避免的杂质。钢板的屈 服强度彡550MPa,抗拉强度彡650MPa,延伸率彡18%。
[0007] 上述屈服强度超过550MPa的高强耐大气腐蚀钢,均采用了微合金化路线,在成分 体系中均含有Nb,V,Ti,Mo等合金元素,并且均采用传统热乳工艺生产。传统热乳工艺流程 是:连铸+铸坯再加热保温+粗乳+精乳+冷却+卷取,即首先通过连铸得到厚度为200_ 左右的铸坯,对铸坯进行再加热并保温后,再进行粗乳和精乳,得到厚度一般大于2_的钢 带,最后对钢带进行层流冷却和卷取,完成整个热乳生产过程。如果要生产厚度小于2_的 钢带,一般要对热乳钢带继续进行冷乳以及后续退火来完成。利用传统工艺生产微合金高 强耐大气腐蚀钢,存在的主要问题有:
[0008] (1)工艺流程长、能耗高、机组设备多、基建成本高,导致生产成本高。
[0009] (2)耐大气腐蚀钢中含有较高含量的提高钢带耐大气腐蚀性能的磷、铜等易偏析 元素,传统工艺由于铸坯凝固冷却速度慢,容易造成磷、铜等元素的宏观偏析,从而导致铸 坯的各向异性和出现宏观裂纹,成才率较低。
[0010] (3)耐大气腐蚀钢的耐侯性主要取决于磷和铜的共同作用,由于其在传统工艺中 存在易偏析特征,因此在利用传统工艺生产高强耐大气腐蚀钢的成分设计中,往往不添加 磷,其含量按照杂质元素水平来控制,通常< 〇. 025%;铜的添加量在0. 2-0. 55%的范围,实 际生产中通常取下限。其结果造成钢带的耐侯性不高。
[0011] (4)传统工艺中,由于微合金元素在热乳过程中不能保持为固溶体,发生部分析 出,导致钢材强度提高,因此会显著增加乳制载荷,增加能耗和辊耗,对装备的损伤较大,从 而就限制了可经济地和实际地生产高强耐候钢热乳产品的厚度范围,通常是多2_。对传统 热乳产品继续进行冷乳,可进一步降低钢带厚度,然而热乳钢带的高强度导致冷乳也存在 困难。一是高的冷乳载荷对装备的要求较高,损伤较大;二是热乳产品中由合金元素析出的 第二相,使冷乳后钢带的再结晶退火温度显著增加。
[0012] (5)传统工艺中,生产含有微合金元素的高强产品时,通常是利用形变细化奥氏体 晶粒原理,因此精乳的开乳温度通常低于950°C,终乳温度在850°C左右,在较低温度下进 行乳制,再加上随乳制过程进行形变量的增加,会导致钢带强度显著增加,这也会显著增加 热乳难度和消耗。
[0013] 如果采用薄板坯连铸连乳工艺生产微合金高强耐候钢,可在一定程度上克服传统 工艺的缺点。薄板坯连铸连乳工艺流程是:连铸+铸坯保温均热+热连乳+冷却+卷取。 该工艺与传统工艺的主要区别是:薄板坯工艺的铸坯厚度大大减薄,为50-90_,由于铸坯 薄,铸坯只要经过1-2道次粗乳(铸坯厚度为70-90_时)或者不需要经过粗乳(铸坯厚 度为50_时),而传统工艺的连铸坯要经过反复多道次乳制,才能减薄到精乳前所需规格; 而且薄板坯工艺的铸坯不经冷却,直接进入均热炉进行均热保温,或者少量补温,因此薄板 坯工艺大大缩短了工艺流程,降低了能耗,减少了投资,从而降低了生产成本;另外薄板坯 工艺的铸坯凝固冷却速度加快,可在一定程度上减少元素宏观偏析,从而减少了产品缺陷, 提高了成材率,也正是因为这点,利用薄板坯工艺生产微合金高强耐大气腐蚀钢的成分设 计适当放宽了提高耐腐蚀性的元素磷、铜的含量范围,这对于提高钢的耐候性能是有利的。
[0014] 虽然薄板坯工艺在生产微合金高强耐大气腐蚀钢上存在如上优势,但传统工艺生 产中存在的某些问题,在薄板坯工艺中仍然存在,例如:微合金元素在热乳过程中也不能保 持为固溶体,发生部分析出,导致钢材强度提高,从而增加乳制载荷,增加能耗和辊耗,使得 可经济地和实际地生产高强耐候钢热乳产品的厚度规格也不可能太薄,为多1. 5_,见专利 200610123458. 1,200610035800. 2 以及 200710031548. 2。
[0015] 薄带连铸技术是冶金及材料研究领域内的一项前沿技术,它的出现为钢铁工业带 来一场革命,它改变了传统治金工业中钢带的生产过程,将连续铸造、乳制、甚至热处理等 整合为一体,使生产的薄带坯经过一道次在线热乳就一次性形成薄钢带,大大简化了生产 工序,缩短了生产周期,其工艺线长度仅50m左右。设备投资也相应减少,产品成本显著降 低。
[0016] 双辑薄带连铸工艺是薄带连铸工艺的一种主要形式,也是世界上唯一实现产业化 的一种薄带连铸工艺。在双辊薄带连铸过程中,熔融钢水从钢包经过长水口、中间包和浸入 式水口,被引入到一对相对旋转且内部水冷的结晶辊和侧封板形成的熔池之内,在移动的 辊面上形成凝固壳,凝固壳在结晶辊之间的辊隙处聚集在一起,形成从辊隙向下拉出的铸 带。之后通过摆动导板、夹送辊将铸带输送至辊道,再经过在线热乳机,喷淋冷却,飞剪直至 卷取机,完成薄带连铸产品的生产。
[0017] 利用薄带连铸技术生产微合金高强耐大气腐蚀钢,迄今为止尚未见报导,其可能 存在的优点如下:
[0018] (1)薄带连铸省去了板坯加热、多道次反复热乳等复杂过程,对薄铸带直接进行一 道次在线热乳,生产成本大幅降低。
[0019] (2)薄带连铸的铸带厚度通常在l-5mm,通过在线热乳至期望产品厚度,通常在 1-3_,薄规格产品的生产不需要经过冷乳。
[0020] (3)薄带连铸工艺生产低碳微合金钢,所添加的Nb、V、Ti、Mo等合金元素,在热 乳过程中主要以固溶态存在,因此钢带强度相对较低,从而使单机架热乳压下率可高达 30-50 %,钢带减薄效率高。
[0021] (4)薄带连铸工艺生产低碳微合金钢,高温铸带直接热乳,所添加的Nb、V、Ti、Mo 等合金元素主要以固溶态存在,可提高合金利用率。从而克服传统工艺板坯冷却过程中发 生合金元素析出,板坯再加热时合金元素回溶不充分而降低合金元素利用率的问题。
[0022] 但是,耐大气腐蚀钢是一类比较特殊的产品,要求其具有较好的强塑性匹配,即使 是对于较高强度级别的产品,也要求其同时具有较高的延伸率,否则难以满足成形加工工 艺的要求。而利用薄带连铸工艺生产的含有Nb、V、Ti、Wo等微合金元素的产品,可能由于微 合金元素对热乳后奥氏体再结晶的抑制作用,而保留其铸带粗大奥氏体晶粒的不均匀性, 由这种不均匀的粗大奥氏体相变后所获得的最终产品组织也很不均匀,从而导致产品的延 伸率不尚。
[0023] 国际专利 TO 2008137898、TO 2008137899、TO 2008137900,以及中国专利 200880023157. 9、200880023167. 2、200880023586. 6 公开了一种利用薄带连铸连乳工艺 生产厚度在〇. 3-3mm的微合金钢薄带的方法。该方法采用的化学成分为C < 0. 25%, Mn 0• 20-2. 0 %,Si 0• 05-0. 50 %,A1 < 0• 01 %,此外,还包含 Nb 0• 01-0. 20 %,V 0.01-0. 20%,Mo 0.05-0. 50%中至少一种。在热乳压下率为20-40%,卷取温度彡700°C工 艺条件下,热乳带的显微组织为贝氏体+针状铁素体。该专利通过添加合金元素抑制奥氏 体热乳后发生再结晶,保持薄带连铸奥氏体晶粒粗大特征以提高淬透性,从而获得了贝氏 体+针状铁素体的室温组织。在专利中没有给出热乳所采用的温度范围,但在与这些专利 相关的文章中(C. R. Killmore,etc. Development ofUltra-Thin Cast Strip Products by the CASTRIP® Process. AIS Tech,Indianapolis,Indiana,USA,May 7-10, 2007),报导 了所采用的热乳温度为950°C。
[0024] 利用这种方法生产的薄带连铸低碳微合金钢产品,强度较高,在以上成分体系范 围内,屈服强度可达到650MPa,抗拉强度可达到750MPa,但最主要的问题是产品的延伸率 不高。导致延伸率不高主要原因是:通过薄带连铸工艺获得的铸带,奥氏体晶粒尺寸粗大, 且非常不均匀,小到几十微米,大到七八百微米甚至毫米量级。而薄带连铸工艺热乳压下率 通常不超过50%,通过形变细化晶粒的效果非常小,如果不通过再结晶细化奥氏体晶粒,粗 大的不均匀奥氏体不会在热乳后得到有效改善,由尺寸粗大的不均匀奥氏体相变后产生的 贝氏体+针状铁素体组织也很不均匀,因此延伸率不高。
[0025] 为了改善薄带连铸微合金钢的强塑性匹配,专利02825466. X提出了另外一种利 用薄带连铸连乳工艺生产厚度在1-6_的微合金钢薄带的方法。该方法所采用的微合金 钢成分体系为 C 0• 02-0. 20%,Mn 0• 1-1. 6%,Si0.0 2-2. 0%,A1 < 0• 05%,S < 0• 03%,P < 0. 1%, Cr 0. 01-1.5%,Ni 0. 01-0. 5%, Mo < 0. 5%, N 0. 003-0. 012%, Ti < 0. 03%, V < 0. 10%,Nb < 0.035%,B < 0.005%,其余为Fe和不可避免的杂质。铸带的热乳在 1150-(Arl-100)°C范围内,对应奥氏体区,奥氏体铁素体两相区,或者铁素体区进行热乳, 热乳压下率为15-80%。该方法在薄带连铸连乳机组后,设计了在线加热系统,加热温度范 围是670-1150°C,目的是使得铸带在不同相区热乳后,保温一段时间后发生完全再结晶,从 而使钢带获得较好的强塑性匹配。
[0026] 利用这种方法来生产薄带连铸低碳微合金钢产品,的确可以使钢带获得良好的 强塑性匹配,例如成分为 C 0.048%,Mn 0.73%,Si 0.28%,Cr0.07%,Ni 0.07%,Cu 0• 18%,Ti 0• 01%,Mo 0• 02%,S 0• 002%,P 0• 008%,A1 0• 005%,N 0• 0065%的钢带屈 服强度为260MPa,抗拉强度365MPa,延伸率为28%。但利用这种方法进行生产,需要在产线 设计时增加在线加热系统,而且由于加热时间的长短,取决于带速和加热炉长度,加热炉必 须有足够长度,才能保证加热均匀性。这不仅增加了投资成本,也会显著增加薄带连铸连乳 产线的占地面积,降低了该产线的优势。
[0027] 综上所述,利用薄带连铸工艺生产具有较好的强塑性匹配的微合金高强耐大气腐 蚀钢,由于铸带厚度薄,不能通过形变方式细化奥氏体晶粒,至关重要的是如何通过再结晶 细化奥氏体晶粒,使产品获得细小均匀的显微组织,从而具有较好的强塑性匹配。
发明内容
[0028] 本发明的目的在于提供一种薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法,通过合理 的成分和工艺设计,在不增加生产装备情况下,实现铸带热乳后奥氏体在线再结晶,细化奥 氏体晶粒并改善奥氏体晶粒尺寸均匀性,使产品获得分布更加均匀的尺寸细小的铁素体加 珠光体组织,从而同时具有较高的强度和延伸率。
[0029] 为达到上述目的,本发明的技术方案是:
[0030] 一种薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法,其包括如下步骤:
[0031] 1)在双辊连铸机中铸造厚度为l_5mm的铸带,其化学成分重量百分比为:C 0. 03-0. 08%, Si ^ 0. 4%, Mn 0. 6-1. 5%, P 0. 07-0. 22%, S ^ 0. 01%, N ^ 0. 012%, Cu 0• 25-0. 8%,此外,还包含 Nb、V、Ti、Mo 中至少一种,Nb 0• 01-0. 08%,V 0• 01-0. 08%,Ti 0.01-0. 08%,Mo 0. 1-0. 4%,其余为Fe和不可避免的杂质;
[0032] 2)对铸带进行冷却,冷却速率大于20°C /s ;
[0033] 3)对铸带进行热乳,热乳温度为1050_1250°C,压下率为20-50%,形变速率> 20s S热乳后钢带的厚度为0. 5-3. 钢带热乳后发生奥氏体在线再结晶;
[0034] 4)对热乳带进行冷却,冷却速率为10_80°C /s ;
[0035] 5)对热乳带进行卷取,卷取温度为550_700°C ;
[0036] 最终获得钢带的显微组织主要由细小的多边形铁素体和珠光体构成。
[0037] 进一步,步骤1)中,Nb、V、Ti的含量范围均为0.01-0. 05 %,Mo的含量为 0. 1-0. 25%,以重量百分比计。
[0038] 步骤2)中,铸带冷却速率大于30°C /s。
[0039] 步骤 3)中,热乳温度为 1100_1250°C,或为 1150_1250°C。
[0040] 步骤3)中,热乳压下率为30-50%。
[0041] 步骤3)中,热乳形变速率> 30s、
[0042] 步骤4)中,热乳带冷却速率为30_80°C /s。
[0043] 步骤5)中,卷取温度为600-700 °C。
[0044] 本发明的技术构思如下:
[0045] (1)在低碳钢中适量添加微合金元素银、银、钛、钼,主要发挥两方面作用:
[0046] 其一是发挥其固溶强化作用,提高钢带强度;
[0047] 其二是通过溶质原子拖曳奥氏体晶界,在一定程度上抑制奥氏体晶粒长大,从而 细化奥氏体晶粒,促进奥氏体再结晶。奥氏体晶粒尺寸越细小,形变时产生的位错密度越 高,形变储存能将越大,从而增大再结晶驱动力而促进再结晶过程的进行;而且再结晶核心 主要在原大角晶界处或其附近形核的,因此晶粒尺寸越细(晶界面积越大),再结晶形核越 容易,从而促进再结晶过程的进行。
[0048] (2)利用薄带连铸工艺中铸带的快速凝固和快速冷却特性,并适当控制铸带的冷 却速率,可有效控制磷、铜的偏析,从而实现在低碳钢中添加较高含量的提高钢带耐大气腐 蚀性能的磷、铜元素。
[0049] (3)适当提高在奥氏体区的热乳温度(形变再结晶温度),促进奥氏体再结晶。再 结晶形核率和长大速率均随形变温度的升高而呈指数型关系的增长(雍岐龙著,微合金 钢-物理和力学冶金),温度越高,越容易发生再结晶。
[0050] (4)控制热乳压下率(形变量)在合适的范围内,促进奥氏体再结晶。形变是发生 再结晶的基础,是再结晶的驱动力一一形变储存能的来源,由于必须超过一定的驱动力之 后才会发生再结晶,故只有超过一定的形变量之后才会发生再结晶。形变量越大,形变储存 能越大,而形变储存能越大,再结晶形核和长大速率均越大,即使在较低温度下也能足够迅 速地开始和完成再结晶。而且,形变量增大,还会减小奥氏体再结晶后的晶粒尺寸,这是因 为再结晶形核率随形变储存能的升高而呈指数型关系的增长(雍岐龙著,微合金钢-物理 和力学冶金),因此有利于获得更加细小的奥氏体相变的产物,对提高钢带的强塑性都是有 利的。
[0051] (5)控制形变速率在合适的范围内,促进奥氏体再结晶。增大形变速率,将增大形 变储存能,从而增大再结晶驱动力,促进再结晶过程的进行。
[0052] 在本发明的化学成分设计中:
[0053] C:C是钢中最经济、最基本的强化元素,通过固溶强化和析出强化来提高钢的强 度。C是奥氏体转变过程中析出渗碳体必不可少的元素,因此C含量的高低在很大程度上决 定钢的强度级别,即较高的C含量对应较高的强度级别。但是,由于C的间隙固溶和析出对 钢的塑性和韧性有较大危害,而且,过高的C含量对焊接性能不利,因此C含量不能过高,钢 的强度通过适当添加合金元素来弥补。故本发明采用的C含量范围是0. 03-0. 08%。
[0054] Si :Si在钢中起固溶强化作用,且钢中加Si能提高钢质纯净度和脱氧,但Si含量 过高会导致可焊性和焊接热影响区韧性恶化。故本发明采用的Si含量范围是< 0. 4%。
[0055] Mn :Mn是价格最便宜的合金元素之一,它能提高钢的淬透性,在钢中具有相当大 的固溶度,通过固溶强化提高钢的强度,同时对钢的塑性和韧性基本无损害,是在降低C含 量情况下提高钢的强度最主要的强化元素。但Mn含量过高会导致可焊性和焊接热影响区 韧性恶化。故本发明采用的Mn含量范围是0. 6-1. 5%。
[0056] P :P可显著提高钢的耐大气腐蚀性能,并且能显著细化奥氏体晶粒。但高含量的 P容易在晶界偏析,增加钢的冷脆性,使焊接性能变坏,降低塑性,使冷弯性能变坏。因此目 前在传统工艺生产的耐大气腐蚀钢中,P大多作为杂质元素来控制,含量很低。
[0057] 在薄带连铸工艺中,铸带的凝固和冷却速率极快,可有效抑制P的偏析,从而可有 效避免P的劣势,充分发挥P的优势,从而提高钢的耐大气腐蚀性能,并通过细化奥氏体晶 粒促进奥氏体再结晶。故在本发明中,采用较传统工艺生产的耐大气腐蚀钢更高的P含量, 范围是 0• 07-0. 22%。
[0058] S :在通常情况下S也是钢中有害元素,使钢产生热脆性,降低钢的延展性和韧性, 在乳制时造成裂纹。S还会降低焊接性能和耐腐蚀性。故在本发明中,S是作为杂质元素来 控制,其含量范围是< 〇.〇1%。
[0059] Cu:Cu是提高钢的耐大气腐蚀性能的关键元素,与P配合使用效果更为显著。Cu还 能发挥固溶强化作用提高钢的强度,而对焊接性能没有不利的影响。但Cu是易偏析元素, 容易引起钢材热加工时的热脆。因此目前在传统工艺生产的耐大气腐蚀钢中,Cu含量一般 不超过0. 6%。
[0060] 在薄带连铸工艺中,铸带的凝固和冷却速率极快,可有效抑制Cu的偏析,从而可 有效避免Cu的劣势,充分发挥Cu的优势。故在本发明中,采用较传统工艺生产的耐大气腐 蚀钢更高的C含量,范围是0. 25-0. 8%。
[0061] Nb :在常用的Nb、V、Ti、Mo四种微合金元素中,Nb是最强的抑制热乳后奥氏体再 结晶的合金元素。在传统控制乳制用的微合金钢中,一般都添加Nb,一是起到强化的作用, 二是抑制热乳后奥氏体发生再结晶,实现形变细化奥氏体晶粒的目的。Nb可通过溶质原子 拖曳机制,以及所析出的碳氮化铌第二相质点钉扎机制而有效地阻止大角晶界及亚晶界的 迀移,从而显著地阻止再结晶过程,其中第二相质点阻止再结晶的作用更为显著。
[0062] 在薄带连铸工艺中,由于其独特的钢带快速凝固和快速冷却特性,可以使添加的 合金元素Nb主要以固溶态存在于钢带中,即使钢带冷却到室温,也几乎观察不到Nb的析 出。因此,尽管Nb元素可有效地抑制奥氏体再结晶,但仅靠溶质原子而不发挥第二相质点 的作用来阻止再结晶,在很多情况下是非常困难的,例如在形变温度较高、形变量较大的情 况下,即使添加Nb元素,奥氏体也会发生再结晶。
[0063] 另一方面,固溶于钢中的Nb元素,可通过溶质原子拖曳奥氏体晶界,在一定程度 上抑制奥氏体晶粒长大,从而细化奥氏体晶粒,从这一点上讲,Nb对于促进奥氏体热乳后再 结晶是有利的。
[0064] 本发明既要发挥Nb的固溶强化作用提高钢的强度,又要尽量降低Nb对再结晶的 抑制作用,设计其含量范围是〇.〇 1-0. 08%。优选的,Nb的含量范围是0.01-0. 05%,钢带 可具有更优的强度和塑性配比。
[0065] V:在常用的Nb、V、Ti、Mo四种微合金元素中,V对奥氏体再结晶的抑制作用最弱。 在再结晶控乳钢中,通常是添加V,既可以起到强化作用,同时对再结晶的抑制作用相对来 说又比较小,实现再结晶细化奥氏体晶粒的目的。
[0066] 在薄带连铸工艺中,V也主要以固溶态存在于钢带中,即使钢带冷却到室温,也几 乎观察不到V的析出。因此,V元素对奥氏体再结晶的抑制作用非常有限。在既要发挥合 金元素的固溶强化作用提高钢的强度,又要降低合金元素对再结晶抑制作用的情况下,V是 比较理想的合金元素,最为符合本发明的构思。
[0067] 另一方面,固溶于钢中的V元素,可通过溶质原子拖曳奥氏体晶界,在一定程度上 抑制奥氏体晶粒长大,从而细化奥氏体晶粒,从这一点上讲,V对于促进奥氏体热乳后再结 晶是有利的。
[0068] 本发明采用V的含量范围是0. 01-0. 08%。优选的,V的含量范围是0. 01-0. 05%, 钢带可具有更优的强度和塑性配比。
[0069] Ti :在常用的Nb、V、Ti、Mo四种微合金元素中,Ti对奥氏体再结晶的抑制作用次 于Nb,但高于Mo、V。从这一点上讲,Ti对促进奥氏体再结晶是不利的。但Ti有一个突出 的优点,它的固溶度很低,它可以在高温下形成相当稳定的尺寸约为l〇nm左右的第二相质 点TiN,可阻止均热时奥氏体晶粒粗化,由此起到促进再结晶的作用。因此,在再结晶控乳钢 中,通常添加微量Ti,细化奥氏体晶粒,促进奥氏体再结晶。
[0070] 在薄带连铸工艺中,Ti主要以固溶态存在于热态钢带中,如果钢带冷却到室温,可 能观察到少许Ti的析出。因此,Ti元素对奥氏体再结晶的抑制作用是有限的。
[0071] 另一方面,固溶于钢中的Ti元素,可通过溶质原子拖曳奥氏体晶界,在一定程度 上抑制奥氏体晶粒长大,从而细化奥氏体晶粒,从这一点上讲,对于促进奥氏体热乳后再结 晶是有利的。
[0072] 本发明既要发挥Ti的强化作用提高钢的强度,又要尽量降低Ti对再结晶的抑制 作用,设计其含量范围是〇.〇 1-0. 08%。优选的,Ti的含量范围是0.01-0. 05%,钢带可具 有更优的强度和塑性配比。
[0073] Mo :在常用的Nb、V、Ti、Mo四种微合金元素中,Mo对奥氏体再结晶的抑制作用相 对来说也是较弱的,仅高于V。
[0074] 在薄带连铸工艺中,Mo也主要以固溶态存在于钢带中,即使钢带冷却到室温,也几 乎观察不到Mo的析出。因此,Mo元素对奥氏体再结晶的抑制作用非常有限。
[0075] 另一方面,固溶于钢中的Mo元素,可通过溶质原子拖曳奥氏体晶界,在一定程度 上抑制奥氏体晶粒长大,从而细化奥氏体晶粒,从这一点上讲,对于促进奥氏体再结晶是有 利的。
[0076] 本发明采用Mo的含量范围是0. 1-0. 4%。优选的,Mo的含量范围是0. 1-0. 25%, 钢带可具有更优的强度和塑性配比。
[0077] N :与C元素类似,N元素可通过间隙固溶提高钢的强度,但是,N的间隙固溶对钢 的塑性和韧性有较大危害,因此N含量不能过高。本发明采用的N含量范围是< 0.012%。
[0078] 在本发明制造工艺中:
[0079] 薄带连铸,即钢水被引入到一对相对旋转且内部水冷的结晶辊和侧封板形成的熔 池之内,经过快速凝固后直接浇铸出厚度为1-5_的铸带。
[0080] 铸带冷却,铸带从结晶辊连铸出来后,经过密闭室,在密闭室内进行冷却。为了快 速降低铸带温度,以防止奥氏体晶粒在高温下长大过快,更重要的是控制P、Cu的偏析,控 制铸带的冷却速率大于20°C /s,优选的冷却速率是大于30°C /s。铸带冷却采用气冷方式, 冷却气体的压力、流量和气喷嘴位置可以调节和控制。冷却气体可以是氩气、氮气、氦气等 惰性气体,或者是几种气体的混和气体。通过控制冷却气体的类型、压力、流量,以及喷嘴到 铸带之间的距离等,实现对铸带冷却速率的控制。
[0081] 铸带在线热乳,控制乳制温度为1050-1250°C,目的是实现热乳后奥氏体发生完 全再结晶,细化奥氏体晶粒。在本发明的化学成分设计中,添加了 Nb、V、Ti、Mo微合金元 素,如前所述,合金元素的添加对奥氏体再结晶有一定的抑制作用,尽管在薄带连铸工艺 下这种抑制作用会降低,但在低于1050°C下进行热乳,很难发生奥氏体完全再结晶。而 在高于1250°C下进行热乳,由于带钢强度低,使得热乳过程很难控制。因此本发明选择 1050-1250°C乳制温度范围。优选的,热乳温度范围是1100_1250°C,或者是1150-1250°C。 控制热乳压下率为20-50 %,热乳压下量增加会促进奥氏体再结晶,细化奥氏体晶粒,优选 的热乳压下率范围是30-50%。控制热乳形变速率> 20s \形变速率增加会促进奥氏体再 结晶,优选的形变速率范围是> 30s 热乳后钢带的厚度范围是0. 5-3. 0_。
[0082] 热乳带冷却,采用气雾冷却、层流冷却或者喷淋冷却等方式对热乳带进行冷却。冷 却水的流量、流速,以及出水口位置等可以调节,从而实现对热乳带冷却速率的控制。控制 热乳带的冷却速率为10_80°C /s,冷却热乳带到所需要的卷取温度。冷却速率是影响奥氏 体相变实际开始温度的重要因素之一,冷却速率越大,奥氏体相变实际开始温度越低,这样 相变后所获得的组织晶粒尺寸也就越细小,对提高钢带的强韧性都是有利的,优选的冷却 速率范围是30-80 °C /s。
[0083] 热乳带卷取,控制热乳带的卷取温度为550-700°C,以使热乳带具有细小的铁素体 加珠光体的组织特征。优选的,卷取温度范围是600-700°C。
[0084] 本发明与前述现有专利的最根本不同在于:本发明采用不同的成分范围和工艺技 术路线,控制实现热乳后奥氏体在线再结晶,生产出具有尺寸细小的、均匀的多边形铁素体 加珠光体组织的耐候钢带,从而具有良好的强度和延伸率匹配。
[0085]与现有利用传统工艺制造高强耐大气腐蚀钢的专利相比,本发明的优点在于:
[0086] (1)本发明通过采用薄带连铸工艺,发挥其流程短、能耗低、效率高、工艺简单等特 点,大幅度降低〇. 5-3_厚度的微合金高强薄规格耐大气腐蚀钢的生产成本。
[0087] (2)本发明通过采用薄带连铸工艺,并配合铸带冷却速率控制,有效抑制P、Cu的 偏析,将微合金高强耐大气腐蚀钢Cu含量的上限由传统工艺的0. 55%提高到0. 8%,将P 含量的上限由传统工艺的〇. 025%提高到0. 22%。
[0088] (3)本发明通过提高P、Cu含量来提高钢的耐大气腐蚀性能,没有添加贵金属Cr、 Ni,进一步降低生产成本。
[0089] 与现有利用薄带连铸工艺生产微合金高强钢的中国专利200880023157. 9、 200880023167. 2、200880023586. 6相比,本发明的不同之处在于:中国专利 200880023157. 9、200880023167. 2、200880023586. 6通过添加微合金元素抑制奥氏体热乳 后的再结晶,使钢带获得贝氏体加针状铁素体组织,由尺寸粗大的不均匀奥氏体相变后产 生的贝氏体+针状铁素体组织也很不均匀,因此延伸率较低。本发明通过控制微合金元素 添加量、热乳温度、热乳压下率、热乳形变速率,实现热乳后奥氏体在线再结晶,使钢带获得 均匀的贝氏体加针状铁素体组织,具有良好的强塑性匹配。另外,本发明化学成分设计中含 有P、Cu,以提高钢的耐大气腐蚀性能,实质上是对应不同钢种的生产。
[0090] 与现有利用薄带连铸工艺生产微合金钢的中国专利02825466.X相比,本发明的 不同之处在于:中国专利02825466. X控制热乳后奥氏体发生再结晶是通过增加在线加热 系统实现的。本发明控制热乳后奥氏体发生再结晶是通过控制微合金元素添加量、热乳温 度、热乳压下率、热乳形变速率实现的。另外,本发明化学成分设计中含有P、Cu,以提高钢 的耐大气腐蚀性能,实质上是对应不同钢种的生产。
[0091] 本发明的有益效果为:
[0092] 本发明通过薄带连铸生产过程中合理的成分设计,合理的铸带冷却速率控制,合 理的热乳温度、热乳压下率、热乳形变速率设计,在不增加生产装备情况下,控制实现含有 微合金元素的铸带热乳后奥氏体在线再结晶,生产出具有尺寸细小的多边形铁素体加珠光 体组织的耐大气腐蚀钢带,具有良好的强度和延伸率匹配。
附图说明
[0093] 图1为薄带连铸工艺过程示意图。
具体实施方式
[0094] 参见图1,本发明的薄带连铸工艺过程:大包1中的钢水经过长水口 2、中间包3和 浸入式水口 4,浇入到由两个相对旋转的水冷结晶辊5a、5b和侧封板6a、6b形成的熔池7 内,经过水冷结晶辊的冷却形成1-5_铸带11,铸带经过在密闭室10内的二次冷却装置8 控制其冷却速率,通过摆动导板9、夹送辊12将铸带送至热乳机13,热乳后形成0. 5-3mm的 热乳带,再经三次冷却装置14,之后热乳带进入卷取机15。将钢卷从卷取机上取下后,自然 冷却至室温。
[0095] 本发明实施例的钢水采用电炉冶炼得到,具体化学成分如表1所示。薄带连铸后 得到的铸带厚度,铸带冷却速率,热乳温度,热乳压下率,热乳形变速率,热乳带厚度,热乳 带冷却速率,卷取温度等工艺参数,以及热乳带冷却到室温后的拉伸性能和弯曲性能见表 2〇
[0096] 从表2可以看出,本发明钢带的屈服强度彡550MPa,抗拉强度彡650MPa,延伸率 彡22%,180°弯曲性能合格,具有优良的强塑性匹配。
[0097] 表1实施例钢的化学成分(wt. % )
[0098]
Figure CN103305760BD00121

Claims (12)

1. 一种薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法,其包括如下步骤: 1) 在双辊连铸机中铸造厚度为l_5mm的铸带,其化学成分重量百分比为:C 0. 03-0. 057%, Si ^ 0. 4%, Mn 0. 6-1. 5%, P 0. 07-0. 22%, S^0.0 1%, N ^ 0. 012%, Cu 0• 25-0. 8%,此外,还包含 Nb、V、Ti、Mo 中至少一种,Nb 0• 01-0. 08%,V 0• 01-0. 08%,Ti 0.01-0. 08%,Mo 0. 1-0. 4%,其余为Fe和不可避免的杂质; 2) 对铸带进行冷却,冷却速率大于20°C /s ; 3) 对铸带进行热乳,热乳温度1050-1250°(:,压下率20-50%,形变速率>2081;热乳后 钢带的厚度为〇. 5-3. Omm ;钢带热乳后发生奥氏体在线再结晶; 4) 对热乳带进行冷却,冷却速率为10_80°C /s ; 5) 对热乳带进行卷取,卷取温度为550-700°C ; 最终获得钢带的显微组织主要由细小的多边形铁素体和珠光体构成。
2. 如权利要求1所述的薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法,其特征是:所述步骤 1) 中,Nb、V、Ti的含量范围均为0.01-0. 05%,以重量百分比计。
3. 如权利要求1或2所述的薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法,其特征是:所述 步骤1)中,Mo的含量为0. 1-0. 25%,以重量百分比计。
4. 如权利要求1所述的薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法,其特征是:所述步骤 2) 中,铸带冷却速率大于30°C /s。
5. 如权利要求1所述的薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法,其特征是:所述步骤 3) 中,热乳温度为1100_1250°C,或热乳温度为1150-1250°C。
6. 如权利要求1或5所述的薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法,其特征是:所述 步骤3)中,热乳压下率为30-50 %。
7. 如权利要求1或5所述的薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法,其特征是:所述 步骤3)中,热乳形变速率>30s、
8. 如权利要求6所述的薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法,其特征是:所述步骤 3) 中,热乳形变速率>30s i。
9. 如权利要求1所述的薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法,其特征是:所述步骤 4) 中,热乳带冷却速率为30-80°C /s。
10. 如权利要求1所述的薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法,其特征是:所述步 骤5)中,卷取温度为600-700 °C。
11. 如权利要求1所述的薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法,其特征是:所述钢 带的厚度小于3mm,或小于2mm,或小于Imm 0
12. 如权利要求1或11所述的薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法,其特征是:所 述钢带的屈服强度至少为550MPa,抗拉强度至少为650MPa,延伸率至少为22%。
CN201210067075.2A 2012-03-14 2012-03-14 一种薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法 Active CN103305760B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201210067075.2A CN103305760B (zh) 2012-03-14 2012-03-14 一种薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201210067075.2A CN103305760B (zh) 2012-03-14 2012-03-14 一种薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法
PCT/CN2013/000151 WO2013135095A1 (zh) 2012-03-14 2013-02-18 一种薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103305760A CN103305760A (zh) 2013-09-18
CN103305760B true CN103305760B (zh) 2015-12-02

Family

ID=49131471

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201210067075.2A Active CN103305760B (zh) 2012-03-14 2012-03-14 一种薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法

Country Status (2)

Country Link
CN (1) CN103305760B (zh)
WO (1) WO2013135095A1 (zh)

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104313491B (zh) * 2014-10-29 2016-08-24 江苏沙钢集团有限公司 一种无p偏析的耐候钢热轧薄带及其制造方法
US10174398B2 (en) * 2016-02-22 2019-01-08 Nucor Corporation Weathering steel
CN108342662B (zh) * 2018-02-23 2020-03-10 柳州钢铁股份有限公司 一种屈服强度550MPa级高强度耐候钢
CN109338236B (zh) * 2018-04-18 2021-10-29 江苏沙钢集团有限公司 一种基于薄带铸轧的易焊接碳素结构钢及其制造方法
CN109881084A (zh) * 2018-06-08 2019-06-14 江苏沙钢集团有限公司 一种薄带铸轧550MPa级耐候钢及其生产方法
CN109881091B (zh) * 2019-02-21 2021-06-15 江苏沙钢集团有限公司 一种高强度耐候钢薄带及其生产方法
CN111719081A (zh) * 2019-03-21 2020-09-29 本钢板材股份有限公司 一种集装箱用钢优化合金降低成本的控制方法
CN111101070A (zh) * 2020-02-17 2020-05-05 本钢板材股份有限公司 一种低温液体集装箱罐车用钢及其制备方法
CN112176259A (zh) * 2020-10-14 2021-01-05 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种550Mpa级高强耐候钢及其生产方法
CN113265596A (zh) * 2021-04-14 2021-08-17 马鞍山钢铁股份有限公司 一种耐大气腐蚀的700MPa级高强耐候钢板及其生产方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10219358A (ja) * 1997-02-05 1998-08-18 Nippon Steel Corp ステンレス鋼の薄鋳片から熱延鋼板を製造する方法及び装置
CN101845599A (zh) * 2009-03-24 2010-09-29 宝山钢铁股份有限公司 一种耐候钢及其制造方法
CN101928894A (zh) * 2009-06-25 2010-12-29 宝山钢铁股份有限公司 具有Cu2-xS弥散析出相的高强度耐大气腐蚀钢及其制造方法
CN101994065A (zh) * 2010-09-30 2011-03-30 广州珠江钢铁有限责任公司 一种550MPa级具有优良耐候性的冷轧钢板及其制备方法

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002001495A (ja) * 2000-06-22 2002-01-08 Nippon Steel Corp 表面品質の優れたオーステナイト系ステンレス鋼薄板の製造方法及び薄鋳片
US20080264525A1 (en) * 2004-03-22 2008-10-30 Nucor Corporation High copper low alloy steel sheet

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10219358A (ja) * 1997-02-05 1998-08-18 Nippon Steel Corp ステンレス鋼の薄鋳片から熱延鋼板を製造する方法及び装置
CN101845599A (zh) * 2009-03-24 2010-09-29 宝山钢铁股份有限公司 一种耐候钢及其制造方法
CN101928894A (zh) * 2009-06-25 2010-12-29 宝山钢铁股份有限公司 具有Cu2-xS弥散析出相的高强度耐大气腐蚀钢及其制造方法
CN101994065A (zh) * 2010-09-30 2011-03-30 广州珠江钢铁有限责任公司 一种550MPa级具有优良耐候性的冷轧钢板及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2013135095A1 (zh) 2013-09-19
CN103305760A (zh) 2013-09-18

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103305770B (zh) 一种薄带连铸550MPa级高强耐大气腐蚀钢带的制造方法
CN103302255B (zh) 一种薄带连铸700MPa级高强耐大气腐蚀钢制造方法
CN103305760B (zh) 一种薄带连铸550MPa级高强耐候钢制造方法
CN103305759B (zh) 一种薄带连铸700MPa级高强耐候钢制造方法
CN103305753B (zh) 一种薄带连铸低碳微合金钢带制造方法
CN103305746B (zh) 一种时效硬化薄带连铸低碳微合金高强钢带制造方法
CN102041367B (zh) 薄带连铸冷轧无取向电工钢的制造方法
CN102787279B (zh) 一种含硼微合金耐大气腐蚀钢及其制造方法
CN102787278B (zh) 一种含硼耐候薄带钢及其制造方法
CN101845599B (zh) 一种耐候钢及其制造方法
CN102796969B (zh) 一种含硼微合金耐大气腐蚀钢及其制造方法
CN102787280B (zh) 一种含硼耐候薄带钢及其制造方法
CN104342598A (zh) 一种600MPa级别汽车大梁用热轧钢带的生产方法
CN108570605A (zh) 基于双辊连铸的高强度高塑性低密度钢板及其制造方法
CN107815598A (zh) 500MPa级抗震建筑结构用热连轧钢带及其生产方法
CN103305755B (zh) 一种薄带连铸低碳微合金高强钢带制造方法
CN103667969B (zh) 一种利用低温在线静态再结晶生产钢带的方法
CN103305754B (zh) 一种时效硬化薄带连铸低碳微合金钢带制造方法
CN103667968B (zh) 一种利用低温在线静态再结晶生产钢带的方法
CN104213016B (zh) 船内板用高强钢及其生产方法
CN104213016A (zh) 船内板用高强钢及其生产方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant