CN107868906A - 一种薄壁高强度方矩形管用热轧带钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种薄壁高强度方矩形管用热轧带钢及其制造方法，包括以下步骤：铁水冶炼获得连铸板坯；对连铸板坯进行加热并保温；对加热后的连铸板坯进行粗轧获得中间板坯；对中间板坯进行精轧获得带钢；精轧结束后带钢的温度为800～950℃。对带钢进行层流冷却；层流冷却之前带钢在650～800℃温度区间进行缓冷处理，缓冷处理的时间为3～10s。对层流冷却后的带钢进行卷取获得热轧钢卷，卷取的温度为580～660℃。将热轧钢卷缓慢冷却至室温，获得薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的成品钢卷。该制造方法制备的方矩形管用热轧带钢具有优良的冷成形性与焊接性，以适应辊压成形生产方矩形管等结构件以及成品管再加工需求，满足客车车身骨架使用要求。

Description

一种薄壁高强度方矩形管用热轧带钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及钢铁冶炼与轧制技术领域，特别涉及一种薄壁高强度方矩形管用热轧带钢及其制造方法。

背景技术

节能减排和绿色环保成为当今世界经济可持续发展的重要取向。汽车工业作为能源消耗和排放大户，要想实现可持续发展必须降低燃油消耗，减少污染排放，汽车轻量化是实现这一目标的关键措施。据统计，汽车每减轻10％，不仅动力性能明显提高，而且燃料节省6-8％，排放下降4％。我国已经成为全球第一大汽车生产国和消费国，因此需要对车身进行彻底的轻量化，轻量化对于新能源电动客车的发展具有十分重要的经济与社会价值。

新能源客车骨架用方矩形管用钢约占客车总重量的1/3左右，它的轻量化程度直接关系到新能源电动客车的综合性能。目前正在开发试用的新材料主要有高强钢、铝合金、镁合金、复合材料和工程塑料等五大类，其中：铝合金生产工艺成熟，但承载力与力学性能与钢相比仍有差距；镁的密度低、质量轻，但造价高，全生命周期的碳排放较高；塑料制品质量轻、加工性能良好，但在回收处理过程中存在环境污染问题，限制了其使用范围；碳纤维材料轻量化效果最好，但是价格昂贵，加工使用技术难度大，广泛应用难度大。技术和成本成为制约客车车身骨架新材料应用的最大问题，也是困扰我国新材料和汽车行业多年发展的难题。

现有技术中国内客车骨架用薄规格超高强度钢生产中因变形抗力大，容易出现轧废、板形控制差、容易出现边部翘皮和成材率低，无法满足客车车身骨架的使用要求。

发明内容

本发明提供了一种薄壁高强度方矩形管用热轧带钢及其制造方法，解决了或部分解决了现有技术中方矩形管无法满足客车车身骨架的使用要求的技术问题，实现了钢板屈服强度能够达到800MPa以上，抗拉强度达到850MPa以上，抗拉强度波动在60MPa以内，延伸率高达24％以上，板形与表面质量优，具有优良的冷成形性与焊接性，以适应辊压成形生产方矩形管等结构件以及成品管再加工需求，满足客车车身骨架使用要求的技术效果。

本申请提供了一种薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的制造方法，包括以下步骤：

铁水冶炼获得连铸板坯；所述连铸板坯的化学元素包括：以质量百分比计，C：0.030％～0.070％；Si：0.10％～0.20％；Mn：1.30％～1.90％；P：≤0.020％；S：≤0.005％；Al：0.02％～0.05％；Nb：0.030％～0.060％；Ti：0.04％～0.10％；V：0.02～0.04％；Mo：0.10％～0.25％；Ca：0.0008～0.0015％；N：≤0.0040％；其余为Fe及不可避免的杂质；

对所述连铸板坯进行加热并保温；所述加热结束后所述连铸板坯的温度为1240～1300℃；所述保温的时间为2.0～2.5h；

对加热后的所述连铸板坯进行粗轧获得中间板坯；所述粗轧的出口温度为1010～1050℃；所述中间板坯的厚度为34～40mm；所述中间板坯的镰刀弯控制在±10mm范围内；

对所述中间板坯进行精轧获得带钢；所述精轧结束后所述带钢的温度为800～950℃；

对所述带钢进行层流冷却；所述层流冷却之前所述带钢在650～800℃温度区间进行缓冷处理，所述缓冷处理的时间为3～10s；

对所述层流冷却后的所述带钢进行卷取获得热轧钢卷，所述卷取的温度为580～660℃；

将所述热轧钢卷缓慢冷却至室温，获得所述薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的成品钢卷。

作为优选，在所述粗轧之前，通过定宽压力机进行定宽；所述定宽压力机采用空过模式，进行等宽轧制；

所述粗轧采用1+5模式的轧制工艺，并进行5道次除鳞工艺。

作为优选，在所述精轧之前，通过板卷箱对所述中间板坯进行卷取，通过大于18MPa的高压水对所述中间板坯进行精除鳞；

所述精轧通过F1～F7机架完成，所述F1～F7机架的负荷依次减少，所述F7机架的压下率小于等于15％。

作为优选，所述层流冷却采用稀疏冷却与U形冷却模式；

所述层流冷却中，所述带钢以大于等于20℃/s的速度冷却至所述卷取的温度。

作为优选，将所述热轧钢卷以小于等于5℃/s的冷却速度缓慢冷却至室温，获得所述薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的成品钢卷。

基于同样的发明构思，本发明还提供了一种薄壁高强度方矩形管用热轧带钢，由所述薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的制造方法制得；所述薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的化学元素包括：以质量百分比计，C：0.030％～0.070％；Si：0.10％～0.20％；Mn：1.30％～1.90％；P：≤0.020％；S：≤0.005％；Al：0.02％～0.05％；Nb：0.030％～0.060％；Ti：0.04％～0.10％；V：0.02～0.04％；Mo：0.10％～0.25％；Ca：0.0008～0.0015％；N：≤0.0040％；其余为Fe及不可避免的杂质。

作为优选，所述薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的碳当量Ceq≤0.4％；

所述薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的冷裂纹敏感指数Pcm≤0.2％。

作为优选，所述薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的显微组织为铁素体；

所述铁素体中含有纳米级析出相；

所述铁素体的平均晶粒尺寸为2～5μm；

所述纳米级析出相中平均粒径为2～40nm的所述纳米级析出相的比例大于等于80％。

作为优选，所述薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的化学元素包括：以质量百分比计，C：0.040％～0.065％；Si：0.10％～0.20％；Mn：1.35％～1.60％；P：≤0.020％；S：≤0.005％；Al：0.02％～0.05％；Nb：0.035％～0.055％；Ti：0.05％～0.08％；V：0.025～0.035％；Mo：0.15％～0.20％；Ca：0.0009～0.0012％；N：≤0.0030％；其余为Fe及不可避免的杂质。

作为优选，所述薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的厚度为1.5～3.0mm，屈服强度超过800MPa，抗拉强度超过850MPa且波动在60MPa以内，延伸率超过24％。

本申请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：

由于采用了合理配比方矩形管用热轧带钢的化学组成元素，获得具有优良的冷成形性、疲劳性能的显微组织，确保方矩形管具有高强度的同时保证优异的冷成形性，以防制管中开裂及制管后加工时出现裂纹。通过合理设置加工工艺，使生产的方矩形管用热轧带钢的成品钢卷的表面不存在边部翘皮与红色氧化铁皮，制管中氧化铁皮不脱落；同时具有优良的冷成形性与焊接性，以适应辊压成形生产轻量化客车骨架方矩形管等结构件以及成品管再加工的需求。其中，加热保温参数的设置，确保了Nb、Ti、Mo的固溶状态的均匀性和充分的固溶时间。精轧温度的合理设置，保证带钢的铁素体相的组织百分比、铁素体相的平均粒径调节至规定范围内，确保带钢良好的成形性。层流冷却的设置，确保带钢冷却的均匀性以及克服下线后钢卷的内外圈冷却不均，从而保证优良的板形质量与整卷力学性能的均匀性。这样，有效解决了现有技术中方矩形管无法满足客车车身骨架的使用要求的技术问题，实现了钢板屈服强度能够达到800MPa以上，抗拉强度达到850MPa以上，抗拉强度波动在60MPa以内，延伸率高达24％以上，板形与表面质量优，具有优良的冷成形性与焊接性，以适应辊压成形生产方矩形管等结构件以及成品管再加工需求，满足客车车身骨架使用要求的技术效果。

附图说明

图1为本发明实施例提供的薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的制造方法的流程示意图；

图2为本发明实施例提供的薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的组织金相图。

具体实施方式

本申请实施例提供了一种薄壁高强度方矩形管用热轧带钢及其制造方法，解决了或部分解决了现有技术中方矩形管无法满足客车车身骨架的使用要求的技术问题，通过合理配比方矩形管用热轧带钢的化学组成元素，获得具有优良的冷成形性、疲劳性能的显微组织；通过合理设置加热保温参数、合理设置精轧温度及设置层流冷却等加工工艺，实现了钢板屈服强度能够达到800MPa以上，抗拉强度达到850MPa以上，抗拉强度波动在60MPa以内，延伸率高达24％以上，板形与表面质量优，具有优良的冷成形性与焊接性，以适应辊压成形生产方矩形管等结构件以及成品管再加工需求，满足客车车身骨架使用要求的技术效果。

参见附图1，本申请提供了一种薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的制造方法，包括以下步骤：

S1：铁水冶炼获得连铸板坯；连铸板坯的化学元素包括：以质量百分比计，C：0.030％～0.070％；Si：0.10％～0.20％；Mn：1.30％～1.90％；P：≤0.020％；S：≤0.005％；Al：0.02％～0.05％；Nb：0.030％～0.060％；Ti：0.04％～0.10％；V：0.02～0.04％；Mo：0.10％～0.25％；Ca：0.0008～0.0015％；N：≤0.0040％；其余为Fe及不可避免的杂质。

S2：对连铸板坯进行加热并保温；加热结束后连铸板坯的温度为1240～1300℃；保温的时间为2.0～2.5h。

S3：对加热后的连铸板坯进行粗轧获得中间板坯；粗轧的出口温度为1010～1050℃；中间板坯的厚度为34～40mm；中间板坯的镰刀弯控制在±10mm范围内。

S4：对中间板坯进行精轧获得带钢；精轧结束后带钢的温度为800～950℃。

S5：对带钢进行层流冷却；层流冷却之前带钢在650～800℃温度区间进行缓冷处理，缓冷处理的时间为3～10s。

S6：对层流冷却后的带钢进行卷取获得热轧钢卷，卷取的温度为580～660℃。

S7：将热轧钢卷缓慢冷却至室温，获得薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的成品钢卷。

进一步的，在粗轧之前，通过定宽压力机进行定宽；定宽压力机采用空过模式，进行等宽轧制；粗轧采用1+5模式的轧制工艺，并进行5道次除鳞工艺。在精轧之前，通过板卷箱对中间板坯进行卷取，通过大于18MPa的高压水对中间板坯进行精除鳞；精轧通过F1～F7机架完成，F1～F7机架的负荷依次减少，F7机架的压下率小于等于15％。层流冷却采用稀疏冷却与U形冷却模式；层流冷却中，带钢以大于等于20℃/s的速度冷却至卷取的温度。将热轧钢卷以小于等于5℃/s的冷却速度缓慢冷却至室温，获得薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的成品钢卷。

其中，采用转炉等公知的熔炼方法熔炼出上述组成的钢水、并用连铸法等公知的铸造方法制成连铸坯。对这些连铸坯实施热轧工序，制成热轧钢带。热轧工序优选如下工序：对钢原材实施加热至1240～1300℃，并在800～950℃范围的温度下结束终轧，该热轧结束后在650～800℃的温度范围内进行3～10秒的缓冷处理，缓冷结束后以≥20℃/s的冷速冷却至580～660℃的卷取温度卷取，卷取后以≤5℃/s的冷却速度缓慢冷却至室温，从而制成热轧钢带。

连铸坯加热温度为1240～1300℃。连铸坯的加热温度是根据钢中的Nb、Ti、Mo、V的固溶与析出情况、以及原始奥氏体晶粒粗化行为来制定。加热温度低于1230℃时，连铸时析出的粗大的Nb、Ti、Mo的碳氮化物作为未溶的碳氮化物而残留，因而使其后的热轧钢板中得到的全铁素体相基体中的(Nb、Ti、Mo)复合碳化物粗大化，不能确保所希望的强度与疲劳性能。另一方面，加热温度超过1310℃而处于高温时，奥氏体晶粒粗大化，因而使其后的热轧工序中得到的铁素体相粗大化，不能确保所希望的强度、冷成形性与疲劳性能。因此优选将钢原材的加热温度限定在1230～1310℃的范围内。另外，更优选为1240～1300℃。另外，从确保Nb、Ti、Mo的固溶状态的均匀性和充分的固溶时间考虑，优选将连铸坯加热时的均热时间设定为30～40分钟。

定宽压力机采用空过模式，即板坯规格与成品宽度规格相同，实现等宽轧制，提高粗轧区域轧制过程中对中间坯板形的调节能力，确保中间坯板形平直。

粗轧采用1+5模式的轧制工艺(R1一道次轧制，R2五道次轧制)，实行5道次除鳞工艺，分别为R1一道次除鳞，R2为1、2、3、5道次除鳞，确保中间坯表面氧化铁皮完全除掉，粗轧出口温度范围为1010～1050℃；粗轧中间坯厚度范围为34～40mm，中间坯镰刀弯控制在±10mm范围内。

采用板卷箱卷取，减少中间坯温降和缩小头尾温差，为精轧轧制稳定性创造良好的温度条件。从确保良好的带钢表面质量的角度考虑，在精轧前利用18MPa以上高压水进行除精除鳞操作，完全去除带钢表面氧化铁皮，以免精轧期间压入带钢表面，影响表面质量。

精轧工序的各机架负荷分配策略采用F1～F7机架依次减少的方法，F7机架的压下率不超过15％，以提高F7出口带钢的板形控制能力以及提高薄规格精轧轧制稳定性。

终轧结束温度为800～950℃。热轧的终轧结束温度是将带钢的铁素体相的组织百分比、铁素体相的平均粒径调节至规定范围内、确保良好的成形性的重要因素。终轧结束温度超过950℃时，得到的带钢的铁素体相的平均粒径超过5μm，带钢的成形性与疲劳性能降低。另一方面，终轧结束温度低于800℃时，得到的钢管原材的铁素体相的平均粒径小于2μm，成形性降低，并且由于应变诱导析出，(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径超过40nm比例高于20％，不能确保所希望的疲劳特性。因此，终轧结束温度优选在800～950℃的范围内。另外，更优选为830～890℃。

终轧后在650～800℃的温度范围内进行3～10秒的缓冷处理。在本发明中，终轧结束后在650～800℃温度范围内进行缓冷处理，缓冷的时间优选为3～10秒，从而确保所希望的冷成形性，另外，更优选为4～8秒。

层流冷却采用稀疏冷却+U形冷却模式，以利于冷却的均匀性以及克服下线后内外圈冷却不均，从而保证优良的板形质量与整卷力学性能的均匀性。

卷取温度为580～660℃。实施缓冷处理后的热轧带钢以≥20℃/s的冷却快速冷却至580～660℃温度范围内卷取。卷取温度是决定热轧钢带的铁素体相的组织百分比与尺寸、(Nb、Ti、Mo)复合碳化物的析出状态的重要因素之一。卷取温度低于580℃时，不能得到所希望的铁素体相的组织百分比与尺寸，从而不能确保所希望的成形性；另外，不利于(Nb、Ti、Mo)复合碳化物在铁素体区中的析出，从而影响强度。另一方面，卷取温度超过660℃而处于高温时，铁素体相的平均粒径超过5μm，成形性降低，并且卷取后的氧化皮形成明显、钢带的表面质量降低，疲劳特性降低。另外，由于(Nb、Ti、Mo)复合碳化物易粗大化，平均粒径超过40nm的析出物百分比将超过20％，不能确保所希望的强度与疲劳性能。因此，卷取温度优选在580～660℃的范围内。另外，更优选为600～640℃。

最后，对生产组织要求进行说明：

(1)计划编排要求：编排轧制计划时，要求轧制之前至少10块带钢的目标出炉温度与薄壁高强度方矩形管用钢的目标出炉温度偏差不得超过20℃；单位轧制单元生产组织排产量不要超过700吨。

(2)工艺设备检查要求：轧制极限规格薄壁高强度热轧方矩形管用钢之前，需要对轧线设备进行仔细检查，确保设备功能精度；轧前对精轧和卷取区域工艺件进行检查和更换，如擦辊器、工作辊冷却水喷嘴侧导板磨损等进行检查，如果损坏情况立即进行更换。

通过在上述条件下对上述组成的钢原材实施热轧工序，解决客车骨架用薄规格超高强度钢生产中容易出现轧废、板形控制差、容易出现边部翘皮和成材率低等技术瓶颈，生产一种屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥850MPa，抗拉强度波动在60MPa以内，延伸率≥24％的客车骨架用超高强度薄壁方矩形管用钢，且其板形与表面质量优，同时具有优良的冷成形性与焊接性，以适应辊压成形生产方矩形管等结构件以及成品管再加工的需求。

下面通过具体实施例来详细介绍本申请提供的薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的制造方法：

本实施例进行了化学组分配比，并按照冶炼→连铸→连铸坯加热→粗除鳞→定宽压力机→粗轧→板卷箱→飞剪→精除鳞→精轧→层流冷却→卷取成钢卷等步骤制造轻量化客车骨架用薄壁高强度方矩形管用热轧带钢。

(1)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。

(2)板坯加热：连铸坯在1240℃～1300℃进行加热保温，保温时间控制在2.0h-2.5h，其中均热时间设定为30～40分钟，以充分奥氏体化，确保微合金元素回溶，其加热工艺如表2所示。

(3)热轧：粗轧采用1+5模式的轧制工艺，R1实行一道次除鳞，R2实行1、2、3、5道次除鳞，确保中间坯表面氧化铁皮完全除掉，粗轧出口温度范围为1010～1050℃；粗轧中间坯厚度范围为34～40mm内；采用板卷箱卷取，减少中间坯温降和缩小头尾温差；精轧前利用18MPa以上高压水进行除精除鳞操作，完全去除带钢表面氧化铁皮；精轧工序，各机架负荷分配策略采用F1～F7依次减少的方法，F7压下率不超过15％；终轧结束温度为800～950℃。终轧后在650～800℃的温度范围内进行3～10秒的缓冷处理，其热轧工艺如表3所示。

(4)层流冷却：采用稀疏冷却+U形冷却模式，本体卷取温度为580～660℃，头尾弱冷20-50℃。

表1列出了本发明不同化学组分配比下实施例1～4的轻量化客车骨架用薄壁高强度方矩形管用热轧带钢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)

表2列出了制造本发明实施例1～4轻量化客车骨架用薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的相关工艺参数。

表2

表3列出了制造本发明实施例1～4轻量化客车骨架用薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的粗轧与精轧载荷分配方案。

表3(％)

表4列出了制造本发明实施例1～4轻量化客车骨架用薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的各项力学性能。

表4

从表4可见，本发明所述的一种轻量化客车骨架用薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的屈服强度大于800Mpa，最高达到了872Mpa；抗拉强度大于860Mpa，最高达到了920Mpa，抗拉强度波动小于等于60MPa；比例延伸率均大于等于24.5％，最高可达27.0％；同时，180°d＝0a冷弯测试均合格；采用该钢带制作的薄壁高强度方矩形管酸洗后平面与对角线1/2压扁实验焊缝与R角均未开裂。

本实施例例1～4均为具有铁素体组织平均晶粒尺寸2～5μm、(Nb、Ti、Mo)复合碳氮化物的平均粒径在2～40nm之间纳米级析出物比例大于等于80％。另外带钢生产中轧制稳定，无表观浪形、头部穿带时无浪形，带钢全长(-15I～+15I)平直度命中率达到98％以上；带钢表面不存在边部翘皮与红色氧化铁皮，制管中氧化铁皮不脱落；同时具有优良的冷成形性与焊接性，以适应辊压成形生产轻量化客车骨架方矩形管等结构件以及成品管再加工的需求。

基于同样的发明构思，本申请还提供了一种薄壁高强度方矩形管用热轧带钢，由上述薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的制造方法制得，其化学元素按质量百分比含量为：C：0.030％～0.070％；Si：0.10％～0.20％；Mn：1.30％～1.90％；P：≤0.020％；S：≤0.005％；Al：0.02％～0.05％；Nb：0.030％～0.060％；Ti：0.04％～0.10％；V：0.02～0.04％；Mo：0.10％～0.25％；Ca：0.0008～0.0015％；N：≤0.0040％；其余为Fe及不可避免的杂质。其中保证(Nb+Ti+V)原子比之和≤(C+N)原子比之和；碳当量Ceq≤0.4％，冷裂纹敏感指数Pcm≤0.2％；其组织为全铁素体组织+纳米级析出相，铁素体组织平均晶粒尺寸为2～5μm，平均粒径为2～40nm的纳米级析出相≥80％。其中C：0.030％～0.070％；Mn：1.30％～1.90％；Nb：0.030％～0.060％；Ti：0.04％～0.10％；V：0.02～0.05％；Mo：0.10％～0.25％；Ca：0.0008～0.0015％；N：≤0.0040％为关键特征。

进一步地，上述成分C含量的优选范围为0.04％～0.065％，Mn含量的优选范围为1.35％～1.60％，Nb含量的优选范围为0.035％～0.055％，Ti含量的优选范围为0.05％～0.08％，V含量的优选范围为0.025％～0.035％，Mo含量的优选范围为0.015％～0.02％；Ca含量的优选范围为0.0009～0.0012％，N含量的优选范围为≤0.003％。

其中，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，在确保带钢与钢管强度方面是必须的元素。另外，C在方矩形管制管工序成形加工时与位错相互作用来妨碍位错的移动、抑制裂纹的产生与扩展、提高方矩形管疲劳强度，这种效果在含有0.03％以上时明显。另一方面，如果C含量太高，尤其是含量超过0.07％，则不能使带钢成为铁素体相比例达到100％的全铁素体组织，不能确保所希望的延伸率值，带钢的冷成形性、低温韧性与焊接性能也降低。因此，综合考虑材料的强度、冷成形性与焊接性能，本发明钢中C含量控制在0.03％～0.07％，进一步地，可优选0.04％～0.065％。

Si：Si是一种固溶强化元素，热轧工序中促进铁素体相变，在本发明中，为了确保所希望的组织和优良的成形性，需要适当添加Si元素。但Si含量≥0.26％时将会形成铁橄榄石相，增加铁皮的粘附性，增加除鳞阶段去除难度，不利于带钢表面质量，同时Si含量较高时，除了热轧过程中增加轧制负荷外，还对带钢塑韧性、焊接性不利。因此，综合考虑轧制变形抗力与带钢的强度、塑韧性、焊接性与表面质量，本发明钢中Si含量控制在0.10％～0.20％。

Mn：Mn是固溶强化元素，有助于钢强度的增加，影响C与位错的相互作用、并妨碍位错的移动，抑制初始疲劳裂缝的产生，提高疲劳特性。为了得到这种效果，Mn含量必须≥1.3％。另一方面，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，尤其是Mn含量超过1.90％时，抑制铁素体相变，不能确保所希望的组织和优良的成形性。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1.30％～1.90％，进一步地，可优选1.35％～1.60％。

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，优选尽量减少；S元素易于Mn元素形成MnS夹杂，会使钢的焊接性、成形性、疲劳性能与低温韧性降低，优选尽量减少。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≤0.005％。

Al：Al是在炼钢时发挥脱氧剂的作用，并且具有与钢种N元素结合而在热轧工序中抑制奥氏体晶粒的长大、使再结晶晶粒细化的作用。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以及为了得到5μm左右的铁素体晶粒尺寸，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，降低耐疲劳性能。因此，综合考虑脱氧、晶粒尺寸和夹杂物控制，本发明的Al含量控制在0.02％～0.04％。

Nb：Nb在钢中与C结合，并与Ti一起作为(Nb、Ti)复合碳化物而析出，具有抑制热轧工序中奥氏体的恢复、再结晶的晶粒成长、从而使铁素体相成为所希望的粒径(2～5μm)的作用。为了得到这种效果，需要含有0.03％以上。另一方面，含量超过0.06％时，一方面会显著增加热轧过程的轧制难度，另一方面由于析出碳化物引起的强度上升、延展性降低变得显著。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0.03％～0.06％，进一步地，优选0.035％～0.055％。

Ti：Ti在高温时与钢中C、N结合形成析出物可发挥抑制板坯加热过程中奥氏体晶粒粗化的作用；因本发明屈服强度达到800MPa，需充分发挥Ti的碳化物的析出强化作用，为了得到这种效果，需含有0.04％以上。另一方面，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0.04％～0.10％，进一步地，优选0.05～0.08％。

V：V在高温奥氏体区完全固溶，仅在铁素体区与C结合形成碳化物析出，可补充Nb的抑制热轧工序中奥氏体的恢复、再结晶的晶粒成长、使铁素体相成为所希望的粒径，以及提高保证钢的强度。为了得到这种效果，需含有0.02％以上，但含量超过0.05％时使成形性降低。因此，综合考虑强化作用与冷成形性，本发明钢中V含量控制为0.02％～0.05％，进一步地，优选0.025％～0.04％。

Mo：Mo提高了微合金元素Nb、V、Ti在奥氏体中的固溶度，延迟了微合金碳氮化物的沉淀析出，将使更多的微合金元素得以保留至较低温度下从铁素体中析出，从而可以产生更大的沉淀强化作用；另外Mo能够溶入铁素体中析出的微合金碳氮化物的晶格中，不仅提高了析出相体积分数，而且显著细化微合金析出物尺寸，从而增强了沉淀强化效果；另一方面含Mo微合金碳氮化物的热稳定性较好，高温下不易粗化，有利于提高产品力学性能的稳定性。本发明要求抗拉强度的波动控制在60MPa以内，为了得到这种效果，需含有0.1％以上，但含量超过0.25％时使成形性降低。因此，综合考虑强度、性能稳定性与冷成形性能，本发明中Mo含量控制为0.10％～0.25％，进一步地，优选0.15％～0.20％。

Ca：Ca具有使伸展的夹杂物(MnS)成为粒状的夹杂物(Ca(Al)S(O))的作用，即所谓的夹杂物的形态控制作用，通过该夹杂物的形态控制，具有提高成形性、疲劳特性的效果。该效果在含量为0.0008％以上时明显，但含量超过0.0015％时，非金属夹杂物增加，因而疲劳特性反而降低。因此，本发明中Ca含量控制在0.0008％～0.0015％，优选0.0009％～0.0012％。

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；因此，综合考虑如上因素，本发明钢中N元素控制≤0.004％，进一步地，优选≤0.003％。

(Nb+Ti+V)原子比：为了获得优异的冷成形性能，组织控制为单相铁素体，因此要求了较低的C含量，而从含Nb钢板坯质量考虑，控制了较低的N含量，因微合金元素Nb、Ti、V析出需消耗掉C、N元素，故为了保证微合金元素的充分析出，从节约合金成本角度考虑，需控制(Nb+Ti+V)原子比之和≤(C+N)原子比之和。

碳当量Ceq与冷裂纹敏感指数Pcm：本发明的带钢后续制管过程中需进行高频感应焊接，采用该带钢制成的方矩形管需要满足0°与90°压扁实验焊缝不开裂，同时还需满足车辆低温环境使用过程中的低温韧性，因此带钢焊接性能要求较高。因此本发明对碳当量与冷裂纹敏感指数要求较高，碳当量Ceq控制在0.4％以下，冷裂纹敏感指数Pcm控制在0.2％以下。

上述成分以外的余量为Fe及不可避免的杂质。

参见附图2，该方矩形管用热轧带钢的显微组织为全铁素体，其中含有纳米析出相，保证铁素体组织的平均晶粒尺寸范围为2～5μm，平均粒径在2～40nm之间的纳米级析出相≥80％，其显微组织在确保优良的冷成形性、疲劳性能方面是重要因素。

为保证带钢及采用该带钢制成的方矩形管具有高强度的同时保证优异的冷成形性，以防制管中开裂及制管后加工时出现裂纹，组织控制为全铁素体+纳米级析出相，且保证铁素体组织平均晶粒尺寸2～5μm，平均粒径在2～40nm之间的纳米级析出相＞80％。铁素体相的平均晶粒尺寸＞5μm时，不能确保所希望的强度、低温韧性与疲劳性能；终轧结束温度低于800℃时，得到的带钢铁素体相的平均粒径小于2μm，成形性降低，并且由于应变诱导析出，(Nb、Ti)复合碳化物的平均粒径超过40nm，不能确保所希望的疲劳特性。因此，在本发明中，将铁素体相的平均粒径限定在2～5μm范围内。

铁素体相中的纳米级析出相平均粒径在2nm～40nm之间的比例≥80％是保证高强度与优异冷成形性的关键，碳化物的平均粒径小于2nm时，钢管的伸长率会下降，成形性降低，且加工硬化程度迅速增加，导致制管后塑性显著下降，影响方矩形管的再加工使用以及对角线压扁实验出现开裂现象；而纳米级析出相平均粒径超过40nm时，粗大的析出相会成为疲劳裂纹源，降低疲劳性能。因此将铁素体相中的纳米级碳化物的平均粒径在2nm～40nm之间的比例限定在80％以上。

本申请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：

由于采用了合理配比方矩形管用热轧带钢的化学组成元素，获得具有优良的冷成形性、疲劳性能的显微组织，确保方矩形管具有高强度的同时保证优异的冷成形性，以防制管中开裂及制管后加工时出现裂纹。通过合理设置加工工艺，使生产的方矩形管用热轧带钢的成品钢卷的表面不存在边部翘皮与红色氧化铁皮，制管中氧化铁皮不脱落；同时具有优良的冷成形性与焊接性，以适应辊压成形生产轻量化客车骨架方矩形管等结构件以及成品管再加工的需求。其中，加热保温参数的设置，确保了Nb、Ti、Mo的固溶状态的均匀性和充分的固溶时间。精轧温度的合理设置，保证带钢的铁素体相的组织百分比、铁素体相的平均粒径调节至规定范围内，确保带钢良好的成形性。层流冷却的设置，确保带钢冷却的均匀性以及克服下线后钢卷的内外圈冷却不均，从而保证优良的板形质量与整卷力学性能的均匀性。这样，有效解决了现有技术中方矩形管无法满足客车车身骨架的使用要求的技术问题，实现了钢板屈服强度能够达到800MPa以上，抗拉强度达到850MPa以上，抗拉强度波动在60MPa以内，延伸率高达24％以上，板形与表面质量优，具有优良的冷成形性与焊接性，以适应辊压成形生产方矩形管等结构件以及成品管再加工需求，满足客车车身骨架使用要求的技术效果。

以上所述的具体实施方式，对本发明的目的、技术方案和有益效果进行了进一步详细说明，所应理解的是，以上所述仅为本发明的具体实施方式而已，并不用于限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内，所做的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的制造方法，其特征在于，包括以下步骤：

铁水冶炼获得连铸板坯；所述连铸板坯的化学元素包括：以质量百分比计，C：0.030％～0.070％；Si：0.10％～0.20％；Mn：1.30％～1.90％；P：≤0.020％；S：≤0.005％；Al：0.02％～0.05％；Nb：0.030％～0.060％；Ti：0.04％～0.10％；V：0.02～0.04％；Mo：0.10％～0.25％；Ca：0.0008～0.0015％；N：≤0.0040％；其余为Fe及不可避免的杂质；

对所述连铸板坯进行加热并保温；所述加热结束后所述连铸板坯的温度为1240～1300℃；所述保温的时间为2.0～2.5h；

对加热后的所述连铸板坯进行粗轧获得中间板坯；所述粗轧的出口温度为1010～1050℃；所述中间板坯的厚度为34～40mm；所述中间板坯的镰刀弯控制在±10mm范围内；

对所述中间板坯进行精轧获得带钢；所述精轧结束后所述带钢的温度为800～950℃；

对所述带钢进行层流冷却；所述层流冷却之前所述带钢在650～800℃温度区间进行缓冷处理，所述缓冷处理的时间为3～10s；

对所述层流冷却后的所述带钢进行卷取获得热轧钢卷，所述卷取的温度为580～660℃；

将所述热轧钢卷缓慢冷却至室温，获得所述薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的成品钢卷。

2.如权利要求1所述的薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的制造方法，其特征在于，

在所述粗轧之前，通过定宽压力机进行定宽；所述定宽压力机采用空过模式，进行等宽轧制；

所述粗轧采用1+5模式的轧制工艺，并进行5道次除鳞工艺。

3.如权利要求1所述的薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的制造方法，其特征在于，

在所述精轧之前，通过板卷箱对所述中间板坯进行卷取，通过大于18MPa的高压水对所述中间板坯进行精除鳞；

所述精轧通过F1～F7机架完成，所述F1～F7机架的负荷依次减少，所述F7机架的压下率小于等于15％。

4.如权利要求1所述的薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的制造方法，其特征在于，

所述层流冷却采用稀疏冷却与U形冷却模式；

所述层流冷却中，所述带钢以大于等于20℃/s的速度冷却至所述卷取的温度。

5.如权利要求1所述的薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的制造方法，其特征在于，

将所述热轧钢卷以小于等于5℃/s的冷却速度缓慢冷却至室温，获得所述薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的成品钢卷。

6.一种薄壁高强度方矩形管用热轧带钢，由权利要求1～5任一项所述的薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的制造方法制得；其特征在于，所述薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的化学元素包括：以质量百分比计，C：0.030％～0.070％；Si：0.10％～0.20％；Mn：1.30％～1.90％；P：≤0.020％；S：≤0.005％；Al：0.02％～0.05％；Nb：0.030％～0.060％；Ti：0.04％～0.10％；V：0.02～0.04％；Mo：0.10％～0.25％；Ca：0.0008～0.0015％；N：≤0.0040％；其余为Fe及不可避免的杂质。

7.如权利要求6所述的薄壁高强度方矩形管用热轧带钢，其特征在于，

所述薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的碳当量Ceq≤0.4％；

所述薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的冷裂纹敏感指数Pcm≤0.2％。

8.如权利要求6所述的薄壁高强度方矩形管用热轧带钢，其特征在于，

所述薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的显微组织为铁素体；

所述铁素体中含有纳米级析出相；

所述铁素体的平均晶粒尺寸为2～5μm；

所述纳米级析出相中平均粒径为2～40nm的所述纳米级析出相的比例大于等于80％。

9.如权利要求6所述的薄壁高强度方矩形管用热轧带钢，其特征在于，

所述薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的化学元素进一步的为：以质量百分比计，C：0.040％～0.065％；Si：0.10％～0.20％；Mn：1.35％～1.60％；P：≤0.020％；S：≤0.005％；Al：0.02％～0.05％；Nb：0.035％～0.055％；Ti：0.05％～0.08％；V：0.025～0.035％；Mo：0.15％～0.20％；Ca：0.0009～0.0012％；N：≤0.0030％；其余为Fe及不可避免的杂质。

10.如权利要求6所述的薄壁高强度方矩形管用热轧带钢，其特征在于，

所述薄壁高强度方矩形管用热轧带钢的厚度为1.5～3.0mm，屈服强度超过800MPa，抗拉强度超过850MPa且波动在60MPa以内，延伸率超过24％。