本發(fā)明涉及煉鋼技術領域，特別涉及一種降低鈦微合金化高強鋼加工硬化效果的冷卻工藝。

背景技術：

隨著微合金化技術和控冷技術的飛速發(fā)展，Ti微合金化高強鋼得到了廣泛的應用，其強度級別可覆蓋500MPa-900MPa。Ti微合金化高強鋼主要的材料特點為組織基體以細小均勻的鐵素體為主，基體上分布著大量彌散細小的Ti的析出物。Ti微合金化高強鋼具有較高的屈強比，一般在0.9以上。此外，Ti微合金化高強鋼還有一個特點就是加工硬化效果顯著，在冷變形后，材料的強度大幅提高，而塑性顯著降低。國內(nèi)外對此問題的研究較少。

現(xiàn)有技術中的冷卻工藝導致鋼板在冷加工變形后，加工硬化顯著，強度大幅提高而塑性大幅降低。

技術實現(xiàn)要素：

本發(fā)明提供了一種降低鈦微合金化高強鋼加工硬化效果的冷卻工藝，解決了或部分解決了現(xiàn)有技術中鋼板在冷加工后，加工硬化顯著，強度大幅提高而塑性大幅降低的技術問題，實現(xiàn)了在冷加工后，材料的加工硬化效果減弱，提高冷變形金屬的塑性指標的技術效果。

本發(fā)明提供的一種降低鈦微合金化高強鋼加工硬化效果的冷卻工藝，包括：

精軋完成后，對帶鋼進行空冷；所述空冷的時間為10～20s；

所述空冷結束時，所述帶鋼的溫度為650～750℃；

所述空冷結束后，對所述帶鋼進行水冷至目標溫度；所述目標溫度為610～640℃。

作為優(yōu)選，所述帶鋼的化學成分包括：以質(zhì)量百分比計，C：0.04～0.12％、Si：0.03～0.50％、Mn：0.5～2.0％、Mo：0～0.5％、V：0～0.1％、Ti：0.07～0.15％、Nb：0～0.09％。

作為優(yōu)選，通過屏蔽軋制產(chǎn)線的前段層流冷卻水，完成所述空冷。

作為優(yōu)選，所述水冷的方式為：對所述帶鋼進行一段式或多段式冷卻。

作為優(yōu)選，所述水冷結束后，所述帶鋼的強度達到500MPa-900MPa。

本申請實施例中提供的一個或多個技術方案，至少具有如下技術效果或優(yōu)點：

由于采用了在帶鋼熱軋板卷的生產(chǎn)過程中精軋與水冷過程之間設置空冷工藝，并合理設置空冷的時間和空冷結束溫度，使帶鋼得到最終理想的均勻鐵素體組織狀態(tài)；通過合理設置水冷的目標溫度，對材料最終的位錯狀態(tài)具有減少的作用，有利于降低鋼板冷變形加工硬化率。這樣，有效解決了現(xiàn)有技術中鋼板在冷加工后，加工硬化顯著，強度大幅提高而塑性大幅降低的技術問題，實現(xiàn)了在冷加工后，材料的加工硬化效果減弱，提高冷變形金屬的塑性指標的技術效果。

附圖說明

圖1為本發(fā)明實施例提供的降低鈦微合金化高強鋼加工硬化效果的冷卻工藝的流程圖。

具體實施方式

本申請實施例提供了一種降低鈦微合金化高強鋼加工硬化效果的冷卻工藝，解決了或部分解決了現(xiàn)有技術中鋼板在冷加工后，加工硬化顯著，強度大幅提高而塑性大幅降低的技術問題，通過在帶鋼熱軋板卷的生產(chǎn)過程中精軋與水冷過程之間設置空冷工藝，并合理設置空冷的時間和空冷結束溫度，以及合理設置水冷的目標溫度；實現(xiàn)了在冷加工后，材料的加工硬化效果減弱，提高冷變形金屬的塑性指標的技術效果。

參見附圖1，本發(fā)明提供的一種降低鈦微合金化高強鋼加工硬化效果的冷卻工藝，包括以下步驟：

S1：精軋完成后，對帶鋼進行空冷；空冷的時間為10～20s；可采用屏蔽前段層流冷卻水實現(xiàn)，通過控制屏蔽冷卻水的組數(shù)實現(xiàn)空冷時間的保證。精軋后對帶鋼進行空冷的目的，一方面是讓軋制的形變位錯進行回復，減少高溫位錯保留至最終產(chǎn)品的數(shù)量；同時可增加高溫形變誘導析出，高溫析出的增加將減少冷卻和卷取后低溫析出的量，即可控制熱軋態(tài)強度及減少細小析出物比例；此外，由于精軋后沒有立即進行水冷，軋制變形帶形核點減少，相變后鐵素體組織的各向異性減弱。

采用10-20秒的空冷時間，是通過大量實驗數(shù)據(jù)而獲得，有利于得到較為均勻的鐵素體晶粒，避免鐵素體晶粒沿軋制方向嚴重拉長，同時會得到較多的高溫析出物。如果空冷時間小于10秒，對組織和析出的控制達不到理想狀態(tài)，對后續(xù)冷變形加工硬化率的降低效果不顯著；而空冷時間超過20秒，由于高溫析出過多造成低溫納米級析出過少，同時晶粒過分粗化，導致材料強度大幅下降，存在達不到技術標準風險。

S2：空冷結束時，帶鋼的溫度為650～750℃；通過大量實驗研究，才此溫度范圍內(nèi)開始水冷，可以得到最終理想的均勻鐵素體組織狀態(tài)。如果開始冷卻溫度過高，超過750℃，對組織和析出的控制達不到理想狀態(tài)，對后續(xù)冷變形加工硬化率的降低效果不顯著；而如果開始冷卻溫度過低，低于650℃，對于部分成分的高Ti鋼，可能發(fā)生相變或出現(xiàn)珠光體組織，影響最終材料力學性能。

S3：空冷結束后，對帶鋼進行水冷至目標溫度；目標溫度為610～640℃。設定該范圍的目標溫度，一方面是為了得到均勻的鐵素體組織，同時可以得到一定量的納米級析出物，提高材料的強度。而采用較高的終冷溫度，對材料最終的位錯狀態(tài)具有減少的作用，有利于降低鋼板冷變形加工硬化率。

該帶鋼的目標組織狀態(tài)為鐵素體，鋼中存在大量Ti的析出物，依靠細晶強化和析出強化提高材料的強度。該冷卻工藝為：在熱軋板卷的生產(chǎn)過程中精軋與水冷過程之間設置空冷工藝，并合理設置空冷的時間和空冷結束溫度，使帶鋼得到最終理想的均勻鐵素體組織狀態(tài)；通過合理設置水冷的目標溫度，對材料最終的位錯狀態(tài)具有減少的作用，有利于降低鋼板冷變形加工硬化率。

該冷卻工藝適合整個低鈦微合金化高強鋼體系的鋼種，作為一種優(yōu)選的實施例，帶鋼的化學成分包括：以質(zhì)量百分比計，C：0.04～0.12％、Si：0.03～0.50％、Mn：0.5～2.0％、Mo：0～0.5％、V：0～0.1％、Ti：0.07～0.15％、Nb：0～0.09％。

進一步的，通過屏蔽軋制產(chǎn)線的前段層流冷卻水，完成空冷。水冷的方式為：對所述帶鋼進行一段式或多段式冷卻，即將整個卷板不間斷的完成水冷過程，或者將整個卷板分成若干段，分別進行水冷。水冷結束后，所述帶鋼的強度達到500MPa-900MPa。

下面結合表格和實施例對本發(fā)明提供的降低鈦微合金化高強鋼加工硬化效果的冷卻工藝進行詳細描述：

試驗選擇六組成分體系的帶鋼進行對比。

各組帶鋼的化學成分(按重量百分比計)見表1

表1

對以上六種成分體系的Ti微合金化高強鋼分別進行常規(guī)工藝前段冷卻工藝及本發(fā)明工藝軋后空冷工藝進行鋼板的生產(chǎn)，具體試驗工藝見表2：

表2

對試驗鋼生產(chǎn)的鋼板進行冷變形，采用的冷變形試驗方法為將帶鋼連續(xù)輥壓成形制成圓管，后壓扁成方管，塑性變形率約為3％。在方管縱向取拉伸試樣，對比各成分兩種工藝生產(chǎn)的材料在冷變形后的加工硬化效果，重點進行強度和延伸率指標的對比。對比結果見表3：

表3

從以上實施例可以得出，采用發(fā)明工藝生產(chǎn)的Ti微合金化高強鋼，相比于常規(guī)工藝，在冷變形后強度上升幅度小，并且延伸率指標下降幅度較小，說明加工硬化效果相比于常規(guī)工藝產(chǎn)品有明顯降低。

本申請實施例中提供的一個或多個技術方案，至少具有如下技術效果或優(yōu)點：

由于采用了在帶鋼熱軋板卷的生產(chǎn)過程中精軋與水冷過程之間設置空冷工藝，并合理設置空冷的時間和空冷結束溫度，使帶鋼得到最終理想的均勻鐵素體組織狀態(tài)；通過合理設置水冷的目標溫度，對材料最終的位錯狀態(tài)具有減少的作用，有利于降低鋼板冷變形加工硬化率。這樣，有效解決了現(xiàn)有技術中鋼板在冷加工后，加工硬化顯著，強度大幅提高而塑性大幅降低的技術問題，實現(xiàn)了在冷加工后，材料的加工硬化效果減弱，提高冷變形金屬的塑性指標的技術效果。

以上所述的具體實施方式，對本發(fā)明的目的、技術方案和有益效果進行了進一步詳細說明，所應理解的是，以上所述僅為本發(fā)明的具體實施方式而已，并不用于限制本發(fā)明，凡在本發(fā)明的精神和原則之內(nèi)，所做的任何修改、等同替換、改進等，均應包含在本發(fā)明的保護范圍之內(nèi)。