CN101397625B - 一种屈服强度420MPa级超细晶钢板及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种屈服强度420MPa级超细晶钢板及其制造方法,其化学元素重量百分配比为:C:0.06~0.09,Si:0.30~0.60,Mn:1.00~1.30,P≤0.015,S≤0.010,Ti:0.01~0.02,其余为Fe和不可避免杂质。该超细晶钢板制造方法的主要技术特征为:连铸坯或钢锭加热至970~1050℃,钢坯轧后冷却至780~820℃,在辊道上待温至720~780℃开始第二阶段轧制,终轧温度为700~760℃,轧后钢板冷却至440~480℃,钢板出水后空冷。本发明钢屈服强度大于420MPa、具有较高的强度、良好的韧性和焊接性。
Description
技术领域
本发明涉及钢铁冶金领域,特别属于超细晶粒结构钢板及其制造方法。
背景技术
晶粒细化是提高钢的强度的方法之一,与其他强化手段相比较,细化晶粒可以在提高钢的强度的同时,提高钢的韧性。钢铁材料领域普遍采用细晶强化作为改善材质的有效途径。近年来,加强对钢的细晶化控制、并使其达到超细晶化的技术研究取得了较大进展,逐步生产出了系列超细晶钢产品。
在钢的加工过程中,晶粒细化包括对钢的奥氏体组织进行控制,和对奥氏体-铁素体转变过程进行全面有效控制,以达到细化最终铁素体或其他组织的目的。在生产过程中,就是充分利用了这一控制方法,使最终转变产物-铁素体或贝氏体达到超细化程度,从而生产出超细晶钢。
目前,超细晶钢板的主要制造方法是在较低温度进行较大变形率的轧制,以形变诱导形变的原理获得超细化的铁素体晶粒。现有公开专利(或技术文献)均是按照这一原理。
如公开号为CN1614067的专利-“厚规格超细晶粒热轧钢板及其制造方法”,涉及钢种的化学成分(重量百分比)为:C 0.13~0.18%,Si 0.12~0.30%,Mn 0.50~0.70%,P≤0.020%,S≤0.015%,其余为铁及不可避免的杂质。其制造方法的要点为:钢坯加热温度1150~1200℃,中间坯厚度30~35mm,终轧温度800~830℃,卷取温度500~560℃。利用该专利提供的方法可生产6.5~8.0mm超细晶粒钢板。
又如公开号为CN1537964的专利“一种低碳420MPa级复合强化超细晶粒带钢的制备方法”,涉及钢种的化学成分(重量百分比)为:C 0.10~0.14%,Si 0.18~0.40%,Mn 0.85~1.10%,P≤0.010%,S≤0.010%,其余为铁及不可避免的杂质。其制造方法的要点为:钢坯加热温度1190~1210℃,中间坯厚度38~50mm,终轧温度770~790℃,轧制后冷却速度20~30℃,卷取温度430~470℃。利用该专利提供的方法可生产铁素体晶粒为3~5μm、屈服强度为420~450MPa、抗拉强度530~550MPa的超细晶粒带钢。
上述两项专利钢的化学成分如表1所示,其所涉及的产品,均为厚度不超过8.0mm的钢板或钢带。
表1(重量百分比,wt.%)
序号 | 专利公开号 | C | Si | Mn | P | S | Ti | Pcm |
1 | CN1614067 | 0.13~0.18 | 0.12~0.30 | 0.50~0.70 | ≤0.020 | ≤0.015 | -- | ≤0.23 |
2 | CN1537964 | 0.10~0.14 | 0.18~0.40 | 0.85~1.10 | ≤0.010 | ≤0.010 | -- | ≤0.21 |
发明内容
本发明的目的是通过提供一种屈服强度420MPa级超细晶钢板及其制造方法,获得一种具有超细化的铁素体和贝氏体复合组织,焊接裂纹敏感性较低,屈服强度大于420MPa的高强高韧性钢板。
本发明的技术方案为:一种屈服强度420MPa级超细晶钢板,包括如下重量百分配比的化学元素:C:0.06~0.09,Si:0.30~0.60,Mn:1.00~1.30,P≤0.015,S≤0.010,Ti:0.01~0.02,其余为Fe和不可避免杂质。
C:C在钢中的作用是固溶强化,但是C对焊接性能不利。C越高焊接性能越差。本发明C上限为0.09%,而对照专利中C的含量分别为0.18%和0.14%。对于采用控制轧制和控制冷却工艺生产、组织中包含有贝氏体的钢来说,碳越低则韧性越好。正是因为如此,较低的碳含量可以生产更大厚度的高韧性钢板。
Si:Si在钢中的作用主要是固溶强化,另外,较高的Si能够提高钢的淬透性,一般钢中加入不超过0.60%的Si有利于钢的强度和韧性。本发明比对照专利添加了较高的Si,由于加入较高的Si,起到更大的强化作用,可以相应降低碳的加入量,改善钢的焊接性能。此外,相对于其他合金元素,Si是一种价格十分低廉的元素,因此,本发明添加了较高含量的Si,还可以降低制造成本。
Ti:本发明加入0.01~0.02%的Ti,其目的是避免焊接热影响区组织粗化,改善HAZ韧性。较少的合金元素含量使得本发明所得产品成本较低,同时具有优良的机械及焊接性能。
一种屈服强度420MPa级超细晶钢板的制造方法,包括以下步骤:
1)冶炼钢锭:按照下述成分C:0.06~0.09,Si:0.30~0.60,Mn:1.00~1.30,P≤0.015,S≤0.010,Ti:0.01~0.02,其余为Fe和不可避免杂质,在电炉或转炉中冶炼,并浇铸成连铸坯或钢锭。
2)加热:对连铸坯或钢锭加热至970~1050℃,保温;采用较低的铸坯加热温度(970℃~1050℃)可以抑制奥氏体晶粒长大,细化轧制前的原始组织。
3)轧制:钢坯出炉后即在中、厚板轧机上进行轧制,轧后进入中间水冷装置冷却至780~820℃,在中间辊道上待温至720~780℃开始第二阶段轧制,终轧温度为700~760℃;当粗轧结束时,采取中间水冷装置快冷降温,与空冷待温方式相比,可以阻止奥氏体晶粒长大,进而细化最终相变组织,对钢的强度与韧性起到有利作用。同时,强调精轧区轧制温度并将终轧温度控制在钢的Ac3附近至Ar3以下50℃,是为了保证形变诱导铁素体相变的效果,从而实现铁素体晶粒超细化。在这个温度范围终轧,既为相变提供更高的能量累积,也不至于给轧机带来过高的负荷,比较适合于厚板生产。
4)冷却:轧制结束后,钢板快速冷却至440~480℃,钢板出水后空冷。由于钢板在轧制过程中多个道次发生较大变形,钢中积累了密度很高的位错和应变能,导致应变诱导铁素体相变现象,形成了超细晶粒铁素体。
优选地,所述步骤1)中,铸坯或钢锭的厚度≥成品钢板厚度的10倍。
优选地,所述步骤3)中,在钢坯冷却前,轧件厚度为成品钢板厚度的3~5倍。将精轧厚度设计为板厚的3~5倍,可以加大在奥氏体未再结晶区的累积变形量,保证足够的变形能,从而为铁素体转变提供更高的形核率。
优选地,所述步骤3)中,第二阶段轧制道次变形率为15~20%。强调道次变形率,可以保证形变诱导铁素体相变的效果。
优选地,所述步骤4)中,轧后钢板快速冷却的速度为15~20℃/秒,可以加速冷却装置(ACC)中进行。采用较高的冷却速度,可以为相变提供更高的过冷度,增加相变驱动力,获得更高的形核率,进一步细化铁素体晶粒;较高的冷却速度和较低的停冷温度,也为贝氏体转变提供有利条件,从而得到更加细化的贝氏体组织。
优选地,所述步骤4)中,钢板出水后空冷采用堆垛或在冷床冷却。
本发明与现有技术相比,具有以下有益效果:
1.本发明钢,在指定工艺下获得以超细化的铁素体和贝氏体复合组织,因此具有较高的强度和良好的韧性,尤其是低温韧性优良。
2.本发明钢采用低碳Mn-Si-Ti系成分,焊接裂纹敏感性较低Pcm≤0.20%,焊前不需要预热,因而具有良好的焊接性。
3.本发明钢可以在厚钢板产线上进行生产,屈服强度大于420MPa、抗拉强度大于530MPa、夏氏冲击功Akv(-40℃)≥150J、板厚可达20mm,铁素体晶粒尺寸3~5μm。
附图说明
图1为本发明钢种实施例2的金相照片。
图2为本发明钢种实施例3的金相照片。
具体实施方式
本发明实施例和对比例的化学成分重量百分配比见表2。
表2(单位:质量百分比)
C | Si | Mn | P | S | Ti | Fe | Pcm | |
本发明1 | 0.06 | 0.30 | 1.30 | 0.012 | 0.006 | 0.015 | 余量 | 0.143 |
本发明2 | 0.06 | 0.60 | 1.27 | 0.013 | 0.005 | 0.020 | 余量 | 0.144 |
本发明3 | 0.07 | 0.50 | 1.15 | 0.011 | 0.0010 | 0.012 | 余量 | 0.144 |
本发明4 | 0.08 | 0.40 | 1.26 | 0.012 | 0.003 | 0.010 | 余量 | 0.156 |
本发明5 | 0.08 | 0.50 | 1.24 | 0.012 | 0.004 | 0.020 | 余量 | 0.159 |
本发明6 | 0.09 | 0.60 | 1.00 | 0.015 | 0.002 | 0.015 | 余量 | 0.160 |
对比例1 | 0.13~0.18 | 0.12~0.30 | 0.50~0.70 | ≤0.020 | ≤0.015 | -- | -- | ≤0.23 |
对比例2 | 0.10~0.14 | 0.18~0.40 | 0.85~1.10 | ≤0.010 | ≤0.010 | -- | -- | ≤0.21 |
注:Pcm-为焊接裂纹敏感性指数,Pcm≤0.20%为焊接无裂缝钢。
本发明降低碳含量,提高了焊接性能,增加微合金元素Ti,配合适当的工艺,提高了屈服强度,并使超细晶钢的板厚从对比例的8mm提高到20mm。
本发明实施例和对比例的生产工艺参数见表3,力学性能参见表4。表3和表4中的本发明1-6和对比例1-2分别对应表2中的本发明1-6和对比例1-2。
表3
工艺序号 | 铸坯加热温度℃ | 粗轧结束厚度mm | 水冷结束温度℃ | 精轧开始温度℃ | 精轧道次变形率% | 终轧温度℃ | ACC冷却速度℃/秒 | ACC终止温度℃ | 钢板厚度mm |
1 | 970 | 100 | 800 | 760 | 15~18 | 740 | 15 | 440 | 20 |
2 | 1000 | 72 | 810 | 730 | 15~20 | 720 | 17 | 450 | 18 |
3 | 1030 | 48 | 800 | 720 | 15~20 | 700 | 18 | 440 | 16 |
4 | 1040 | 48 | 780 | 750 | 15~20 | 720 | 18 | 470 | 12 |
5 | 1050 | 40 | 790 | 780 | 15~20 | 760 | 20 | 460 | 10 |
6 | 1050 | 32 | 820 | 770 | 15~17 | 750 | 20 | 480 | 8.0 |
对比例1 | 1150~1200 | 30~35 | 无水冷 | 880~920 | --- | 500~560卷取 | 6.0~8.0 | ||
对比例2 | 1190~1210 | 38~55 | 无水冷 | 945~955 | -- | 770~790 | 20~30 | 430~470卷取 | 带钢 |
表4实施例力学性能
成分序号 | 屈服强度MPa | 抗拉强度Mpa | 延伸率% | -40℃纵向冲击功J |
1 | 435 | 545 | 22.0 | 213,221,207 |
2 | 445 | 540 | 22.0 | 223,216,220 |
3 | 450 | 555 | 20.0 | 222,210,232 |
4 | 455 | 540 | 23.0 | 219,212,216 |
5 | 425 | 540 | 23.5 | 230,250,230 |
6 | 435 | 535 | 22.5 | 219,237,234 |
对比例1 | 屈服和抗拉强度高、延伸率较高、冷弯性能好 | |||
对比例2 | 420~450 | 530~550 | -- | --- |
由表2、表3和表4中所列的实施例和对比例可以看出,本发明钢的屈服强度大于420MPa、抗拉强度大于530MPa、夏氏冲击功Akv(-40℃)≥150J、延伸率≥20%、板厚可达20mm,其与现有技术相比,在保证了屈服强度和抗拉强度的同时,焊接裂纹敏感性较低:Pcm≤0.20%,且焊前不需要预热,因而具有良好的焊接性。
Claims (6)
1.一种屈服强度420MPa级超细晶钢板的制造方法,其特征在于包括以下步骤:
1)冶炼钢锭:按照下述重量百分配比冶炼C:0.06~0.09,Si:0.30~0.60,Mn:1.00~1.30,P≤0.015,S≤0.010,Ti:0.01~0.02,其余为Fe和不可避免杂质,并浇铸成连铸坯或钢锭;
2)加热:连铸坯或钢锭加热至970~1050℃,保温;
3)轧制:钢坯出炉后即轧制,轧后冷却至780~820℃,在辊道上待温至720~780℃开始第二阶段轧制,终轧温度为700~760℃;
4)冷却:轧后钢板快速冷却至440~480℃,钢板出水后空冷。
2.如权利要求1所述的屈服强度420MPa级超细晶钢板的制造方法,其特征在于所述步骤1)中,铸坯或钢锭的厚度≥成品钢板厚度的10倍。
3.如权利要求1所述的屈服强度420MPa级超细晶钢板的制造方法,其特征在于所述步骤3)中,在钢坯冷却前,轧件厚度为成品钢板厚度的3~5倍。
4.如权利要求1所述的屈服强度420MPa级超细晶钢板的制造方法,其特征在于所述步骤3)中,第二阶段轧制道次变形率为15~20%。
5.如权利要求1所述的屈服强度420MPa级超细晶钢板的制造方法,其特征在于所述步骤4)中,轧后钢板快速冷却的速度为15~20℃/秒。
6.如权利要求1所述的屈服强度420MPa级超细晶钢板制造方法,其特征在于所述步骤4)中,钢板出水后空冷采用堆垛或在冷床冷却。
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