专利名称：具有优良耐候性的高强度冷轧钢板及其制备方法
技术领域：
本发明涉及一种用在铁路车辆和集装箱中的具有优良抗冲击性的高强度冷轧钢 板及其制备方法，更具体地，本发明涉及一种通过控制钢的成分和制备条件而获得的具有 高强度特征及耐候性的冷轧钢板，以及一种制备所述冷轧钢板的方法。
背景技术：
通常，使用诸如不锈钢和铝等材料来降低集装箱或铁路车辆的重量或延长其有效 寿命。这些产品要求弯曲加工性、可焊性、耐久性等。运输结构在其上运送或装载货物时也 易于受到冲击，因此必须阻止冲击导致的变形。为此，可能会需要使用耐冲击材料。工作构 件的抗冲击性是一个与材料厚度和屈强比密切相关的因素。在通过拉伸试验获得的材料参数中，屈强比被定义为抗拉强度与屈服强度的比 率。同样抗拉强度下较高的屈强比意味着钢的屈服强度较高。即，具有高屈强比的钢在受 到冲击时具有较高的抗变形能力，因为其具有弹性材料所特有的高屈服强度，所以更能阻 止变形。为用于耐冲击结构例如集装箱，所述钢可具有至少为80%的屈强比。此外，根据运 输情况的不同，集装箱应能承受地面或海上的各种气候条件。这导致了对具有优良耐候性 的钢的需求。例如，在相关领域中，SPA-C (韩国标准KS-D3542和日本标准JIS-G3125)已经被 用作具有耐候性的轧制钢。然而，这种钢具有50kg/mm2的低抗拉强度，因此当所述钢被用于 制备大型集装箱例如50英尺集装箱时会导致集装箱的重量增加。这会导致运输成本增加， 并且因此仍然继续需要降低钢的重量。具有60-80kg/mm2的抗拉强度的高强度冷轧钢也已 经用于汽车的结构构件。然而，这种类型的钢并不具有所需的优良耐候性，因为多数注意力 仍然集中在强度的增加上面。在集装箱工业中，为降低成本并且解决环境问题，近来已经试图通过生产重量减 轻的较大型集装箱来提高运输效率。为此，对于开发具有以下特性的钢的需求正在日益增 加优良耐候性、轻质的并且具有至少80kg/mm2的高强度。例如，日本专利特开平7-207408公开了一种制备热轧钢板的方法。在该相关技术 方法中，将含有以下组分的钢加热至1100-1300°C ^ 0. 008% C、0. 5-2. 5% Si、0. 1-3. 5% Μη、0. 03-0. 20% P、彡 0. 01% S、0. 05-2. 0% Cu、0. 005-0. 1% Al、彡 0. 008% N、0. 05-6. 0% Cr、0. 05-2. 0% Ni、0. 05-3. 0% Mo 和 0. 0003-0. 002% B。然后，将所述钢在 800-950°C下精 轧，然后400-700°C下卷取。然而，根据该相关技术方法，仅有有限的实施例提供了抗拉强度 为60-70kg/mm2的钢板，而大多数实施例提供了抗拉强度为50kg/mm2的钢板。因此，难以获 得抗拉强度为80kg/mm2的钢板。还大量加入增强淬透性的组分如Cr和Mo，这样损害了可 焊性并且增加了生产成本。日本专利特开平11-21622还公开了一种制备钢产品的方法。在该相关技术方 法中，将具有以下组成的钢加热至1，050-1，300°C，所述组成为，按重量计，< 0. 15% C、 ^ 0. 7 % Si、0. 2-1. 5 % Μη、0· 03-0. 15 % P, ^ 0. 02 % S, ^ 0. 4 % Cu、0. 01-0. 1 % Al、^ 0. 1% Cr、0. 4-4. 0% Ni和0. 1-1. 5% Mo。之后，将所述钢在950°C或更高的温度下热轧 至少40%，然后在900-75(TC下精轧，之后进行空气冷却。然而，甚至根据该相关技术方法， 大多数的钢产品也仅具有50kg/mm2的抗拉强度，仅有有限的钢产品显示出60kg/mm2的抗拉 强度。因此，该相关技术方法仅适用于制备抗拉强度为50kg/mm2的钢板。此外，该参考文 献公开了加入0. 03-0. 15%的P可提高在海水氛围下的耐腐蚀性。然而，过量的P会导致冷 轧钢板发生中心偏析，从而快速地降低了所述钢板的可加工性。因此，上述相关技术方法并 未提出本发明的方法，后者能够获得抗拉强度为至少80kg/mm2并且具有优良抗冲击性和耐 候性的钢板。
发明内容
技术问题本发明的一个方面提供了一种抗拉强度为至少80kg/mm2并且具有优良抗冲击性 和耐候性的高强度冷轧钢板，所述钢板是通过控制钢组分——例如Co、V、Zr和W——的加 入量，并且优化轧钢和退火条件获得的；并且提供了一种制备所述高强度冷轧钢板的方法。技术方案根据本发明的一个方面，提供了 一种高强度冷轧钢板，包括，按重量计， 0. 08-0. 20 % C、0. 1-0. 5 % SiU. 2-2. 0 % Mn, ^ 0. 03 % P, ^ 0. 01 % S、0. 02-0. 07 % Al、 0. 02-0. 06% V,0. 2-0. 5%Cu,0. 3-0. 8% Cr、0. 04-0. 08%Zr,0. 02-0. 08% Co、0. 02-0. 07% W，其余为Fe和不可避免的杂质；并且还提供了一种制备具有优良抗冲击性和耐候性的高 强度冷轧钢板的方法，所述方法包括将所述高强度冷轧钢板再热至1150至130(TC ；在 800°C至950°C下精轧所述经重新加热的钢；以20-40°C /秒的冷却速率冷却所述经精轧的 钢；在500°C至650°C下卷取所述钢，并且冷轧所述经卷取的钢；并且在范围从550°C至Al 转变点的退火温度下，连续退火所述经冷轧的钢。有益效果根据本发明，可以通过适当地控制成分及加工条件来获得具有优良耐候性、机械 性质和高屈强比的高强度冷轧钢板。因此，可以制备一种用在需要高抗冲击性的室外结构 中的高附加值钢板。此外，退火过程是在相对较低的温度范围内进行，因而节省能量并且提 高了退火效率。
具体实施例方式现在将详细描述本发明的示例性实施方案。发明人通过反复研究和实验完成了本发明，获得一种高抗拉强度的钢，所述钢具 有优良的抗冲击性和耐候性以及多种可加工特性，即可弯性、可焊性、拉伸性等，因此可用 于集装箱和铁路车辆。根据本发明，钢组分可具有如下化学组成。首先，加入碳(C)是为了增加钢板的强度。较大量的C增加了钢板的抗拉强度和屈 服强度。然而，过量的C会降低钢的可加工性，因此将C量的上限设定为0.20%。同时，如 果C量为0. 08%或更低，则不能达到增强沉淀的效果。因此，可将C量设定为0. 08-0. 20%.硅(Si)可有效地使熔融的钢脱氧并且进行固溶强化。此外，在高温下，Si会与Fe 在钢的表面层上形成一种致密的Fe2SiO4氧化物，因此起到提高耐腐蚀性的作用。为充分达到这些效果，可加入的Si的量至少为0. 1%。因此，必须加入Si来提高耐候性，但是过量的 Si会降低可焊性及涂层的性质。因此，可加入的Si的量最高为0.5%，因此Si的加入量被 限定在0. 1-0. 5%。锰(Mn)可有效进行固溶强化，并且可显著增加钢的强度和热轧可加工性。然而， 由于会形成MnS，Mn也会使钢的延性和可加工性变差。少量Mn有利于可加工性，但是会导 致钢的强度不足。因此，为实现所需的强度，所加入的Mn的量至少应为0.5%。另一方面， 过量的Mn会降低经济效率并且导致可焊性变差。因此，Mn量的上限被设定为2.0%。磷(P)可增加钢的耐腐蚀性，因此可被大量加入以增加耐腐蚀性。然而，P在铸钢 过程会导致中心偏析。因此，大量的P会降低可焊性和抗拉强度。因而，P的加入量被限定 在0. 03%或更低。已知硫⑶可有效增加耐腐蚀性。然而，当S与钢中的Mn结合时，会形成一种引 发腐蚀的非金属夹杂物。因此，加入到钢中的Si应尽可能的少。因此，所加入的S的量最 高可为0. 01 %，更特别地，最高可为0. 005 %。铝(Al)通常可有效地使熔融的钢脱氧并且增加耐腐蚀性，但是过量的Al会增加 钢内夹杂物的量，并因此使可加工性变差。因此，Al的量可设定为0.02-0.07%。钒(V)延迟了铁氧体的重结晶，并且也增强了钢板的强度，因为它会与钢中的C和 N结合形成沉淀物。为获得所需强度，所加入的V的量应为0.02%或更高。同时，V的加入 量超过0.06%时可能会增加生产成本并且使热轧可加工性变差。因此，V的加入量被限定 在 0. 02-0. 06%。铜(Cu)在腐蚀氛围中会形成一层稳定锈层，从而提高了耐腐蚀性。为达到所需的 耐腐蚀性，所加入的Cu量可为0. 02%或更高。然而，Cu量超过0. 5%时可能会在连续浇铸 过程中导致晶界裂纹，并且也可能会使热轧钢板的表面粗糙。因此，Cu的加入量被限定在 0. 2-0. 5%。与Cu类似，铬(Cr)的作用是形成一层稳定锈层。为了获得耐腐蚀性和强度，所加 入的Cr的量可为0. 3%或更高。同时，如果Cr的加入量为0. 8%或更高，则会产生缝隙腐 蚀并且生产成本会大幅度增加。因此，Cr的加入量可为0. 3-0. 8%。锆(Zr)能延迟铁氧体重结晶，为获得所需强度，其加入量可为0. 04%或更高。同 时，Zr量超过0. 08%时不能确保钢的轧制性质，因此将V的加入量限定为最高达0. 08%。钴(Co)能够与为获得钢的腐蚀性而加入的Cu和Cr反应，因而有助于形成一种抑 制表面层腐蚀的产物。为获得该效果，所加入的Co的量应为0.02%或更高。然而，Co的量 超过0.08%时会导致较高的生产成本，而没有产生更好的耐腐蚀性。因此，Co的加入量被 限定在 0. 02-0. 08%。同时，加入钨(W)可确保淬透性和强度特性，为在低温范围内获得所需强度，其加 入量应至少为0.02%。相反，如果W量超过0.07%，则难以确保轧制性质。因此，W量的上 限可被限定为0. 07%，并且W的加入量被设定为0. 02-0. 07%。具有上述组成的钢可具有6. 62或更高的耐腐蚀指数(Cl)。此外，所述钢可具有至 少80kgf/mm2的抗拉强度、至少80%的屈强比和至少10%的延伸率。具有上述组成的钢可在下述条件下制备。S卩，将具有上述化学组成的钢在1150-1300°C下再热，并且在800°C至950°C下热精车U然后，使所述钢以20-40°C/秒的冷却速率冷却。随后，在500°C至650°C下卷取所述 钢，然后冷轧。之后，在550°C至Al转变点的温度下热处理所述钢，从而制得一种高强度冷 轧钢板，所述钢板具有优良的耐候性和抗冲击性，并且具有至少80kg/mm2的抗拉强度。当再热至低于1150°C时，所述钢倾向于发生中心偏析，这是因为在浇铸过程形成 的凝固晶粒结构未被充分破坏。因此，最终形成的晶粒会被混入而显著降低钢的可加工性 和冲击韧性。同时，当再热至高于1300°C时，所述钢会加速因氧化而导致的鳞皮的生成，导 致板坯的厚度显著降低和晶粒的粗化。在这种情况下，还会消耗过多的热量而导致较大的 经济损失，因此再热的温度范围为1，150-1，3000C。在热精轧温度为高于950°C的情况下，所述钢不能在其整个厚度上被均勻热轧。因 此，晶粒未被充分细化，使得所述钢的冲击韧性因所述粗化晶粒而降低。相反，在热精轧温 度为低于800°C的情况下，所述钢在较低温度下被热精轧，从而加速了其晶粒的混合。这会 使耐腐蚀性和可加工性变差，因此热精轧温度可设定为800-950°C。同时，当在热精轧后在输出辊道(ROT)以低于20°C /秒的冷却速率冷却所述钢时， 所述钢具有因晶粒生长加速而形成的相对粗糙的晶粒，这会导致强度下降。因此，所述钢的 冷却速率可被设定为每秒20°C或更低。相反，冷却速率超过40°C /秒时会导致形成与贝氏 体类似的坚硬的第二相，因而使冷轧性质明显变差。因此，所述钢的冷却温度可被设定为每 秒 20-40 0C ο热轧卷取温度超过650°C时不会产生充分的沉淀效应，因而难以稳定地确保达到 80kg/mm2的所需强度。同时，在卷取温度低于500°C的情况下，会在钢冷却和保温的过程中 形成硬质相，使得冷轧过程中轧机的轧力显著增加。这使得难以轧制所述钢，因此钢的卷取 温度可被设定为500-650°C。在常规冷轧条件下轧制所述经热轧的钢，然后对其进行连续退火。本文中，为获得 所需的钢特性，钢需要在适合温度下退火。当连续退火过程中退火温度低于550°C时，冷轧 中变形的晶粒仍然存在，这会显著降低延性并因此使可加工性变差。相反，退火温度超过A1 转变点时，会因退火后冷却时钢的转变而导致马氏体的形成。这使所述钢的屈服强度降低 至60%或更低，因此所述钢的抗冲击性变得更差。因此，钢的退火温度上限被设定为A1转 变点。将满足下表1的钢锭在加热炉中在1，200-1, 260°C下再热1小时，然后热轧。将热 精轧温度设定为860-910°C。一组钢在560°C下卷取，另一组钢在620°C下卷取。考虑到用 户可采用的厚度范围，将每块钢板的最终目标厚度设定为1. Imm0测量具有表1中列出的组 成的钢的标准化耐腐蚀指数(Cl)和耐候性。结果在表2中示出。对于耐候性测试，在30°C下和5%盐水(NaCl溶液)中对所述钢进行盐雾试验 (SST)，持续480小时。本文中，耐腐蚀指数(Cl)为一个根据ASTM GlOl用于评估耐候性的 指标。较高的耐腐蚀指数意味着较强的耐候性。耐腐蚀指数(Cl)主要是基于合金元素推 演而来，并且按照下述等式加以定义。耐腐蚀指数(Cl)= 26. 01 ( % Cu) +3. 88 ( % Ni)+1. 2( % Cr)+1. 49 ( % Si)+17. 28(% P)-7. 29(% Cu) (% Ni)-9. 10(% Ni) (% P)-33. 39(% Cu)2。表 1本发明的钢与比较用的钢的化学组成的比较
表2本发明的钢与比较用的钢的腐蚀性评估 盐雾试验的结果及耐腐蚀指数在表2中示出。如表2中所示，比较用的钢2、3和 4的耐腐蚀指数较低，并且在盐雾试验中其因腐蚀导致的失重为0. 030g/cm2或更高，因此它 们不适合作为耐候性的钢。相反，就腐蚀诱导的失重和耐腐蚀指数来看，可以观察到本发明 的钢1和2以及比较用的钢1显示出优良的耐候特性。在下表3中列出的条件下，使用表1中的本发明的钢1和2以及比较用的钢1-4 制备冷轧钢板，然后测量机械性质和可加工性。结果在下表4中示出。表3钢板的制备条件 表 4各制备条件下的材料性质 如表4中所示，化学组成和制备条件满足本发明条件的本发明实施例1-4分别获 得了至少80kgf/mm2的抗拉强度，至少80%的屈强比，以及至少10%的延性。此外，它们在 弯曲过程中未破裂，因此使得制备一种具有优良抗冲击性和耐候性的高强度冷轧钢板成为 可能。相反，比较实施例1-5未能获得所需的特性，所述比较实施例1-5的化学组成满足 本发明钢的条件，但其制备条件不在本发明的范围内。即，退火温度高于本发明退火条件的 比较实施例2和比较实施例5获得了所需的抗拉强度，但是屈强比降低到70%以下。这是 因为由于所述高退火温度而在冷却过程中通过转变形成了第二相，并且由此，屈服强度降 低。即，比较实施例2和比较实施例5未能获得至少80%的屈强比，导致抗冲击性降低。在 退火温度低于本发明退火条件的比较实施例4中，冷轧过程中产生的变形晶粒大部分未恢 复原状，因此无法确保所需的可加工性。此外，热精轧温度和卷取温度不在本发明范围内的 比较实施例1以及冷却速率高于本发明冷却条件的比较实施例3表现出的延性在5%以下， 因此未获得适合的可加工性。当W和Mn组成范围不满足本发明要求但具有相对优良的耐候性的比较用的钢1 在本发明的条件下制备时(比较实施例7)，所述比较用的钢1未获得延性和可加工性。此外，当为确保延性和可加工性而增加退火温度时，比较实施例6的屈服强度由于产生两相 如马氏体而降低，因此使得难以达到80%以上的屈强比。此外，对于化学组成不符合本发明要求且未能获得耐候性的比较用的钢2和3而 言，即便在不同制备条件下测试(比较实施例8-11)，也难以获得本发明可以提供的可加工 性和抗冲击性的目标范围，如表4中所示。尽管已经结合示例性实施方案示出并且描述了本发明，但是对本领域技术人员来 说显而易见的是，可以进行改变和变化而不偏离由所附权利要求限定的本发明的主旨和范围。
权利要求
一种具有优良抗冲击性和耐候性的高强度冷轧钢板，包括，按重量计0.08 0.20％碳(C)、0.1 0.5％硅(Si)、1.2 2.0％锰(Mn)、≤0.03％磷(P)、≤0.01％硫(S)、0.02 0.07％铝(Al)、0.02 0.06％钒(V)、0.2 0.5％铜(Cu)、0.3 0.8％铬(Cr)、0.04 0.08％锆(Zr)、0.02 0.08％钴(Co)、0.02 0.07％钨(W)，其余为铁(Fe)和不可避免的杂质。
2.权利要求1的高强度冷轧钢板，其中所述冷轧钢板的耐腐蚀指数(Cl)为6.62或更尚，其中所述耐腐蚀指数(Cl)被定义为下述等式耐腐蚀指数(Cl) = 26. 01(% Cu) +3. 88 (% Ni)+1. 2(% Cr)+1. 49 ( % Si)+17. 28 ( % P)-7. 29(% Cu) (% Ni)-9. 10(% Ni) (% P)-33. 39(% Cu)2。
3.权利要求1的高强度冷轧钢板，其中所述冷轧钢板的抗拉强度至少为80kgf/mm2，屈 强比至少为80%，并且延伸率至少为10%。
4.一种制备具有优良抗冲击性和耐候性的高强度冷轧钢板，所述方法包括将钢再热至1150至1300°C，所述钢包括，按重量计0. 08-0. 20% C.0, 1-0.5% Si、`1.2-2. 0 % Mn, ^ 0. 03 % P, ^ 0. 01 % S、0. 02-0. 07 % A1、0. 02-0. 06 % V、0. 2-0. 5 % Cu、 0. 3-0. 8% Cr、0. 04-0. 08% Zr、0. 02-0. 08% Co、0. 02-0. 07% W，其余为 Fe 和不可避免的杂 质；在800°C至950°C下精轧所述经再热的钢； 以20-40°C /秒的冷却速率冷却所述经精轧的钢； 在50(TC至650°C下卷取所述钢，并且冷轧所述经卷取的钢；和 在范围从550°C至Al转变点的退火温度下，连续退火所述经冷轧的钢。
全文摘要
本发明提供了一种具有优良耐候性的高强度冷轧钢板及其制备方法。所述冷轧钢板包括，按重量计，0.08-0.20％C、0.1-0.5％Si、1.2-2.0％Mn、≤0.03％P、≤0.01％S、0.02-0.07％Al、0.02-0.06％V、0.2-0.5％Cu、0.3-0.8％Cr、0.04-0.08％Zr、0.02-0.08％Co、0.02-0.07％W，其余为Fe和不可避免的杂质。根据所述冷轧钢板及其制备方法，可以通过适当地控制成分及加工条件来获得具有优良耐候性、机械性质和高屈强比的高强度冷轧钢板。因此，可以制备一种用在需要高抗冲击性的室外结构中的高附加值钢板。此外，退火过程是在相对较低的温度范围内进行，因而节省能量并且提高了退火效率。
文档编号C22C38/00GK101910436SQ200880121820
公开日2010年12月8日 申请日期2008年12月22日 优先权日2007年12月24日
发明者郑琪朝, 金在翼 申请人:Posco公司