CN112301276A - 一种高强、高耐候冷轧双相耐候钢及其制作方法 - Google Patents

一种高强、高耐候冷轧双相耐候钢及其制作方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种高强、高耐候冷轧双相耐候钢及其制作方法，涉及金属板制造技术领域。该高强、高耐候冷轧双相耐候钢及其制作方法，所述原料化学成分重量百分比为：C：0.008‑0.04％、Si：0.15‑0.30％、Mn：0.20‑0.50％、P：≤0.020％、S：≤0.01％、Cu：0.35‑0.45％、Ni：0.25‑0.40％、Cr：3.5‑5.0％、Als：0.025‑0.050％、Ti：0.010‑0.025、N：≤0.0080％，Ca：0.0015‑0.0035，其余为Fe和不可避免的杂质。该高强、高耐候冷轧双相耐候钢及其制作方法，通过合理的化学成分设计，热轧工艺控制、酸轧、连续退火工艺，获得1.0mm‑3.0mm冷轧高耐候钢板，材料屈服强度高于350MPa，抗拉强度500‑700MPa，焊接性能优异，相对腐蚀速率≤30％(对比试样Q345B)，供铁道车辆外壳使用，从而使得钢板可以很好的适应高铁动车高速发展，从而很好的保障动车车厢的耐候性能。

Description

一种高强、高耐候冷轧双相耐候钢及其制作方法
技术领域
本发明涉及金属板制造技术领域，具体为一种高强、高耐候冷轧双相耐候钢及其制作方法。
背景技术
随着国内高速铁路的发展，动车速度的提升，对于动车车厢外壳用冷轧耐候高提出了更高要求，不仅需要良好的耐大气腐蚀性能，同时也要求具有较高的强度保证安全性。
现铁道车辆采用的是普通耐候冷轧产品(Q310NQL2)制备动车车厢，该产品相对腐蚀速率只有60％(采用铁标《TB_2375-1993铁路用耐候钢周期浸润腐蚀试验方法》方法中的相对腐蚀速率)，且其屈服强度要求≥310MPa即可，难以很好的适应高铁动车高速发展，钢板强度不佳，无法很好的保障动车车厢的耐候性能。
发明内容
(一)解决的技术问题
针对现有技术的不足，本发明提供了一种高强、高耐候冷轧双相耐候钢及其制作方法，解决了现铁道车辆采用的是普通耐候冷轧产品(Q310NQL2)制备动车车厢，该产品相对腐蚀速率只有60％(采用铁标《TB_2375-1993铁路用耐候钢周期浸润腐蚀试验方法》方法中的相对腐蚀速率)，且其屈服强度要求≥310MPa即可，难以很好的适应高铁动车高速发展，钢板强度不佳，无法很好的保障动车车厢的耐候性能的问题。同时解决目前具有超高耐候性能样板，其经过冷轧后强度偏低问题，以及延伸率≥22％的要求。
(二)技术方案
为实现以上目的，本发明通过以下技术方案予以实现：一种高强、高耐候冷轧双相耐候钢及其制作方法，所述原料化学成分重量百分比为：C：0.008-0.04％、Si：0.15-0.30％、Mn：0.20-0.50％、P：≤0.020％、S：≤0.01％、Cu：0.35-0.45％、Ni：0.25-0.40％、Cr：3.5-5.0％、Als：0.025-0.050％、Ti：0.010-0.025、N：≤0.0080％，Ca：0.0015-0.0035，其余为Fe和不可避免的杂质，其中成分体系需满足4.0≤C*10+Mn+Cr≤5.5，若C*10+Mn+Cr＞5.5，材料的延伸率不能够满足要求，若C*10+Mn+Cr＜4.0材料的强度很难满足，且组织中贝氏体含量很难达到10～30％。具体操作如下：
S1、铁水预处理：要求前扒渣和后扒渣；铁水脱硫后目标硫含量小于0.005％；
S2、转炉冶炼：由于合金较高，加强挡渣操作；出钢需加石灰调整顶渣，不需要脱氧；
S3、RH：采用深处理脱碳工艺，脱碳结束后添加铝粒对钢水进行最终脱氧，其中[Als]含量控制在0.025-0.050％之间；脱氧后再添加铬铁；
LF炉：钢水添加微碳铬铁将铬含量控制在3.5-5.0％之间，再通过电解镍和紫铜板将[Cu]控制在0.35-0.45％之间，[Ni]在0.25-0.40％之间，喂Ca前后进行弱搅拌，且搅拌时间不小于11min；
S4、连铸：中包目标温度控制在液相线温度以上10-35℃，铸坯要在保护坑进行堆垛缓冷方式冷却；
S5、热轧工艺控制：出炉温度：1210-1250℃，高温过程中组织会优先析出TiN，可以固定奥氏体晶粒，控制晶粒大小；先经过粗轧至目标厚度，再进入7机架热连轧，控制板形的凸度和楔形，要求凸度：20μm≤C40≤60μm，楔形要求：|W40|≤40μm。终轧温度：850℃-890℃，采用低温终轧温度，可以增加基体形变组织，避免高温发生动态再结晶，采用；卷取温度：660℃-700℃，采用前段稀疏冷却方式，采用前段冷却可以加快TiC的析出，减少基体固溶的C含量。卷取温度过高或过低，会影响热轧板的力学性能和表面压氧情况；
S6、冷轧总压下率40％-60％。热轧板卷首先进入酸洗槽，除去表面氧化铁皮，送入五机架连轧机组，轧制成目标厚度；
S7、连续退火：针对不同厚度规格钢板，组织合金较多，其导热性较普通碳钢差，需将钢板烧透退火时间和退火温度肯定不同，因此退火工艺有着区别，具体情况如下：
(1)1.0mm≤1.0厚度≤1.5mm：加热温度：820-840℃，均热温度：810-830℃，退火速度：100-150m/min；
(2)1.5mm＜厚度≤3.0mm：加热温度：830-870℃，均热温度：820-850℃，退火速度：50-100m/min。
钢中高Cr，扩大了贝氏体相区，采用高温退火方式，该温度下部分铁素体发生了奥氏体化回熔，C原子重新回熔，在后续的冷却过程中奥氏体向铁素体转变，形成贝氏体，提高了基体强度，而未发生奥氏体化的原先铁素体为基体提供了一定的韧性，提供一定的延伸率，最终形成合理的贝氏体含量确保钢板强度，按本专利方法控制贝氏体含量10-30％；若退火温度较低，C原子重新回熔量较少，在后续冷却过程中，无法能得到足量的贝氏体含量，最终导致材料的屈强度不足，同时退火温度低，铁素体未能完全发生重结晶与再结晶，材料的延伸率也无法满足；
S8、平整：平整延伸率：0.8％-1.4％，目标值：1.2％，以消除屈服平台。
(三)有益效果
本发明提供了一种高强、高耐候冷轧双相耐候钢及其制作方法。具备以下有益效果：该高强、高耐候冷轧双相耐候钢及其制作方法，通过合理的化学成分设计，热轧工艺控制、酸轧、连续退火工艺，获得1.0mm-3.0mm冷轧高耐候钢板，材料屈服强度高于350MPa，抗拉强度500-700MPa，焊接性能优异，相对腐蚀速率≤30％(对比试样Q345B)，供铁道车辆外壳使用，从而使得钢板可以很好的适应高铁动车高速发展，从而很好的保障动车车厢的耐候性能。
附图说明
图1为本发明实施例化学成分如表示意图；
图2为本发明实施例生产工艺参数表示意图；
图3为本发明实施例性能表示意图；
图4为本发明对比试样化学成分表示意图；
图5为本发明耐腐蚀性能结果表示意图。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
请参阅图1-5，本发明提供一种技术方案：一种高强、高耐候冷轧双相耐候钢及其制作方法，所述原料化学成分重量百分比为：C：0.008-0.04％、Si：0.15-0.30％、Mn：0.20-0.50％、P：≤0.020％、S：≤0.01％、Cu：0.35-0.45％、Ni：0.25-0.40％、Cr：3.5-5.0％、Als：0.025-0.050％、Ti：0.010-0.025、N：≤0.0080％，Ca：0.0015-0.0035，其余为Fe和不可避免的杂质，其中成分体系需满足4.0≤C*10+Mn+Cr≤5.5，具体操作如下：
S1、铁水预处理：要求前扒渣和后扒渣；铁水脱硫后目标硫含量小于0.005％；
S2、转炉冶炼：由于合金较高，加强挡渣操作；出钢需加石灰调整顶渣，不需要脱氧；
S3、RH：采用深处理脱碳工艺，脱碳结束后添加铝粒对钢水进行最终脱氧，其中[Als]含量控制在0.025-0.050％之间；脱氧后再添加铬铁；
LF炉：钢水添加微碳铬铁将铬含量控制在3.5-5.0％之间，再通过电解镍和紫铜板将[Cu]控制在0.35-0.45％之间，[Ni]在0.25-0.40％之间，喂Ca前后进行弱搅拌，且搅拌时间不小于11min；
S4、连铸：中包目标温度控制在液相线温度以上10-35℃，铸坯要在保护坑进行堆垛缓冷方式冷却；
S5、热轧工艺控制：出炉温度：1210-1250℃，高温过程中组织会优先析出TiN，可以固定奥氏体晶粒；先经过粗轧至目标厚度，再进入7机架热连轧，控制板形的凸度和楔形，要求凸度：20μm≤C40≤60μm，楔形要求：|W40|≤40μm。终轧温度：850℃-890℃，采用低温终轧温度，可以增加基体形变组织，避免高温发生动态再结晶，采用；卷取温度：660℃-700℃，采用前段稀疏冷却方式，采用前段冷却可以加快TiC的析出，减少基体固溶的C含量。卷取温度过高或过低，会影响热轧板的力学性能和表面压氧情况；
S6、冷轧总压下率40％-60％。热轧板卷首先进入酸洗槽，除去表面氧化铁皮，送入五机架连轧机组，轧制成目标厚度；
S7、连续退火：针对不同厚度规格钢板，组织合金较多，其导热性较普通碳钢差，需将钢板烧透退火时间和退火温度肯定不同，因此退火工艺有着区别，具体情况如下：
(1)1.0mm≤1.0厚度≤1.5mm：加热温度：820-840℃，均热温度：810-830℃，退火速度：100-150m/min；
(2)1.5mm＜厚度≤3.0mm：加热温度：830-870℃，均热温度：820-850℃，退火速度：50-100m/min。
钢中高Cr，扩大了贝氏体相区，采用高温退火方式，该温度下部分铁素体发生了奥氏体化回熔，C原子重新固溶，在后续的冷却过程中奥氏体向铁素体转变，形成贝氏体，提高了基体强度，而未发生奥氏体化的原先铁素体为基体提供了一定的韧性，最终形成合理的贝氏体含量确保钢板强度，按本专利方法控制贝氏体含量10-30％；
S8、平整：平整延伸率：0.8％-1.4％，目标值：1.2％，以消除屈服平台。
为保证本发明的屈服强度≥350MPa具有高耐腐蚀性能主要基于以下原理：
1)碳C：是钢种最经济的强化元素，主要通过固溶强化和析出强化对提高钢的强度，然而同时在合金钢中过高的碳含量会恶化钢的焊接性能，然而C含量过高在退火过程中易形成珠光体组织形成符合相，其耐腐蚀性会降低，若冷速过快会导致形成马氏体，将会恶化基板的塑性。
2)硅Si：在钢中可以起到固溶强化的作用，在冶炼过程中可以作为还原剂和脱氧剂加入钢中，同时硅元素可以提高钢的淬透性和抗回火型，Si元素的增加可以降低钢板的整体耐腐蚀速率，与钢中的Cu、Cr配合可以有效的改善钢的耐候性能，提高耐大气腐蚀性能，但是过高的Si含量会降低钢的低温韧性和焊接性能。
3)锰Mn：作为常用的脱硫、脱氧元素，可以防止因FeS而产生的热脆和焊接热裂纹，同时可以在铁素体和奥氏体中无限固溶，提高钢板强度，也降低钢板相变临界温度，细化珠光体体组织，提高韧性。但是Mn元素过多会使晶粒粗化，产生回火脆性，增大钢的过热敏感性。
4)磷P：可以提高钢板的耐大气腐蚀性能，但是P容易产生偏析，从而降低钢的塑性、低温韧性和焊接性能。
5)铜Cu：可以在基体与锈层之间形成Cu和P为主的阻挡层，其与基体牢固结合而对钢板具有良好的保护，此外Cu还可以抵消钢板中杂质元素S有害作用，对钢板的耐候性有着重要作用。但Cu添加过多，会引起“Cu脆”问题，Cu含量控制0.35～0.45％。
6)铬Cr：能够在钢板表面形成致密的氧化膜提高钢板的钝化能力，在锈层中易形成富集，增加锈层对腐蚀介质的选择透过性，当Cr与Cu结合在一起，作用更为明显，本专利的高Cr：3.5～5.0％，对耐腐蚀性能提高一倍(相对传统耐候钢)。
7)镍Ni：对钢板的固溶强化和提升淬透性有着作用。同时Ni可以细化铁素体晶粒，提高钢板的韧性，增加钢板的稳定性，提高钢板的耐蚀性。
8)钛Ti：与C、N亲和力较强，在制备的过程中易形成TiN、Ti(C、N)能够有效阻止奥氏体晶粒长大，促进铁素体形核，能够改善焊接过程中热影响区的韧性，同时Ti形成第二相能够提高钢板的强度。
通过图1-5给出的数据可知，成分设计需要满足：4.0≤C*10+Mn+Cr≤5.5，且(1)1.0mm≤厚度≤1.5mm：加热温度：820～840℃，均热温度：810～830℃，退火速度：100～150m/min；(2)1.5mm＜厚度≤3.0mm：加热温度：830～870℃，均热温度：820～850℃，退火速度：50～100m/min。才能控制本专利发热高强、高耐候冷轧双相耐候钢，贝氏体含量控制在10％～30％之间，使材料的≥350MPa，抗拉强度500～700MPa，延伸率≥22％，耐腐蚀性能≤30％(TB/T2375)。
综上所述，该高强、高耐候冷轧双相耐候钢及其制作方法，通过合理的化学成分设计，热轧工艺控制、酸轧、连续退火工艺，获得1.0mm-3.0mm冷轧高耐候钢板，材料屈服强度高于350MPa，抗拉强度500-700MPa，焊接性能优异，相对腐蚀速率≤30％(对比试样Q345B)，供铁道车辆外壳使用，从而使得钢板可以很好的适应高铁动车高速发展，从而很好的保障动车车厢的耐候性能。
利用高Cr提高耐候性能，使其相对腐蚀速率≤30％，同时结合合理冷轧工艺，不同规格退火温度、速度控制，利用Cr元素扩大贝氏体相变取，高温退火使铁素体回熔奥氏体，再次形成铁素体+贝氏体双相组织，合理工艺控制贝氏体含量10～30％，提高钢板强度。最终达到屈服强度≥350MPa，抗拉强度500～700，延伸率≥22％。成分设计要满足4.0≤C*10+Mn+Cr≤5.5，才可以使组织中形成贝氏体，退火工艺需满足：(1)1.0mm≤1.0厚度≤1.5mm：加热温度：820～840℃，均热温度：810～830℃，退火速度：100～150m/min。
需要说明的是，在本文中，诸如第一和第二等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。而且，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。
尽管已经示出和描述了本发明的实施例，对于本领域的普通技术人员而言，可以理解在不脱离本发明的原理和精神的情况下可以对这些实施例进行多种变化、修改、替换和变型，本发明的范围由所附权利要求及其等同物限定。

Claims (1)

1.一种高强、高耐候冷轧双相耐候钢及其制作方法，其特征在于：所述原料化学成分重量百分比为：C：0.008-0.04％、Si：0.15-0.30％、Mn：0.20-0.50％、P：≤0.020％、S：≤0.01％、Cu：0.35-0.45％、Ni：0.25-0.40％、Cr：3.5-5.0％、Als：0.025-0.050％、Ti：0.010-0.025、N：≤0.0080％，Ca：0.0015-0.0035，其余为Fe和不可避免的杂质，其中成分体系需满足4.0≤C*10+Mn+Cr≤5.5，具体操作如下：
S1、铁水预处理：要求前扒渣和后扒渣；铁水脱硫后目标硫含量小于0.005％；
S2、转炉冶炼：由于合金较高，加强挡渣操作；出钢需加石灰调整顶渣，不需要脱氧；
S3、RH：采用深处理脱碳工艺，脱碳结束后添加铝粒对钢水进行最终脱氧，其中[Als]含量控制在0.025-0.050％之间；脱氧后再添加铬铁；
LF炉：钢水添加微碳铬铁将铬含量控制在3.5-5.0％之间，再通过电解镍和紫铜板将[Cu]控制在0.35-0.45％之间，[Ni]在0.25-0.40％之间，喂Ca前后进行弱搅拌，且搅拌时间不小于11min；
S4、连铸：中包目标温度控制在液相线温度以上10-35℃，铸坯要在保护坑进行堆垛缓冷方式冷却；
S5、热轧工艺控制：出炉温度：1210-1250℃，高温过程中组织会优先析出TiN，可以固定奥氏体晶粒；先经过粗轧至目标厚度，再进入7机架热连轧，控制板形的凸度和楔形，要求凸度：20μm≤C40≤60μm，楔形要求：|W40|≤40μm。终轧温度：850℃-890℃，采用低温终轧温度，可以增加基体形变组织，避免高温发生动态再结晶，采用卷取温度：660℃-700℃，采用前段稀疏冷却方式，采用前段冷却可以加快TiC的析出，减少基体固溶的C含量。卷取温度过高或过低，会影响热轧板的力学性能和表面压氧情况；
S6、冷轧总压下率40％-60％。热轧板卷首先进入酸洗槽，除去表面氧化铁皮，送入五机架连轧机组，轧制成目标厚度；
S7、连续退火：针对不同厚度规格钢板，组织合金较多，其导热性较普通碳钢差，需将钢板烧透退火时间和退火温度肯定不同，因此退火工艺有着区别，具体情况如下：
(1)1.0mm≤1.0厚度≤1.5mm：加热温度：820-840℃，均热温度：810-830℃，退火速度：100-150m/min；
(2)1.5mm＜厚度≤3.0mm：加热温度：830-870℃，均热温度：820-850℃，退火速度：50-100m/min。
钢中高Cr，扩大了贝氏体相区，采用高温退火方式，该温度下部分铁素体发生了奥氏体化回熔，C原子重新固溶，在后续的冷却过程中奥氏体向铁素体转变，形成贝氏体，提高了基体强度，而未发生奥氏体化的原先铁素体为基体提供了一定的韧性，最终形成合理的贝氏体含量确保钢板强度，按本专利方法控制贝氏体含量10-30％；
S8、平整：平整延伸率：0.8％-1.4％，目标值：1.2％，以消除屈服平台。
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