CN102828126A - 一种屈服强度1200MPa级高强韧厚板及其生产方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种屈服强度1200MPa级高强韧厚板及其生产方法，其特征在于：钢板化学成分的重量百分比为：C：0.05％-0.079％；Si：0.1％-0.3％；Mn：1.5％-2.7％；P：≤0.015％；S：≤0.007％；Ni：0.4％-1％；Cr：0.3％-0.5％；Mo：0.3％-0.6％；Nb：0.02％-0.04％；V：0.03％-0.06％；Ti：0.01％-0.035％；B：0.002％-0.0035％，余量为Fe和不可避免杂质。钢板气体含量控制[O]≤0.002％，[N]≤0.004％，保证Ti/N≥3.2。钢板综合性能高，产品规格覆盖面大，无论是生产成本、原材料成本均较以往同级别产品大幅降低，可广泛应用与矿山机械及工程机械等领域，钢板厚度范围12mm-50mm。
Description
技术领域
本发明属于高强钢生产领域，涉及到屈服强度1200MPa级高强韧钢板的生产方法。
背景技术
目前国内外对高强度钢板的生产主要采用淬火+回火(即调质)的方法生产。如舞阳钢铁公司生产的WQ960E，该产品通过控制C含量并辅以Ni、Mo、Nb、Cr、V、Ti等元素合金化，采用两阶段控轧+控冷+调质的方法，该钢板的不足之处在于原材料成本很高，且工艺复杂、制造成本很高。又如2005年宝钢公司申请号为200510024775.3的专利“屈服强度960MPa以上超高强度钢板及其制造方法”及申请号为200510024756.0的专利“屈服强度1100MPa以上超高强度钢板及其制造方法”，均采用TMCP+回火工艺，该系列专利的不足之处在于钢材成本较高、且受钢材成分及生产条件限制，成品板厚≤16mm，钢板强度较低，此外上述专利所述钢种均含较高含量的C(如申请号为200510024756.0专利中C含量最高达到0.2％)，降低了钢种的焊接性，且对低温韧性产生不利影响。国外方面，瑞钢奥隆类似等级的牌号为Weldox960钢板，该产品采用调质的工艺生产，依靠Al元素的细化作用细化晶粒提高钢的强韧性，该技术的不足在于钢材制造成本较高，且高含量的Al容易在钢中产生更多的氧化铝夹杂，而产生细化晶粒作用的Al在焊接时大量溶解，导致热影响区晶粒粗大。
近年来，随着我国工程机械及矿山机械等产业的蓬勃发展，各种大型机械设备表现出大型化、高强化、轻量化的发展趋势。市场对高强度低合金钢板的需求正逐年升高。此外，由美国经济危机引发的全球性萧条对我国的钢铁业带来了较大冲击，钢铁行业正朝着“短流程、低能耗、低成本、高性能”的方向发展，提高劳动生产率，降低能耗和产品成本无疑是应对危机的重要对策之一。一些采用在线淬火(DQ)方法生产高强韧性钢板的技术方法涌现出来，专利号200810013604.4的专利便是使用该技术生产出一种屈服强度560MPa级高强韧钢板，然而其使用的水幕冷却淬火方式冷却速度调节范围小，不易于厚度和宽度方向的均匀冷却控制，且使用低流量生产薄时板，水幕容易被破坏，较难保证薄规格钢板板型。专利号200910091825.8的专利公布了一种适合不同厚度高强韧钢板的直接淬火工艺。该方法使用了更为先进的高密度层流冷却方式，但是其冷却能力依然较低，且整个生产过程缺乏对原始坯料质量的科学控制，对于生产合金化程度更高的超高强度钢板有较大困难，此外上述钢板的生产方法中均需要使用离线回火的方式，具有生产耗能高、生产周期长、排产难度大以及生产效率低、不易推广等缺点。
发明内容
为了克服上述现有技术的缺点，本发明的目的之一在于提供一种屈服强度1200MPa级高强韧厚板，采用电磁搅拌技术细化凝固组织晶粒，减少铸坯中心偏析及中心疏松，提高铸坯质量。在此基础上，合理的调控成分(主要控制C、Mn、Ni、Cr、Mo等元素含量)，充分挖掘合金内在潜能以及发挥在线淬火工艺的能力，取消生产该类钢种通常采用的调质或在线淬火+离线回火的热处理工序，在保证钢板性能的前提下尽可能的降低钢材的原材料及生产成本。
本发明通过如下技术方案实现：
该钢板化学成分的重量百分比为：C：0.05％-0.079％；Si：0.1％-0.3％；Mn：1.5％-2.7％；P：≤0.015％；S：≤0.007％；Ni：0.4％-1％；Cr：0.3％-0.5％；Mo：0.3％-0.6％；Nb：0.02％-0.04％；V：0.03％-0.06％；Ti：0.01％-0.035％；B：0.002％-0.0035％，余量为Fe和不可避免杂质。
本发明气体含量控制目标：[O]≤0.002％，[N]≤0.004％，在Ti含量不超过上限的前提下，保证Ti/N≥3.2。
下面，对本发明的低成本屈服强度1200MPa厚规格钢板的化学成分的作用作详细介绍：
C：是贝氏体、马氏体钢中主要强化元素，是提高钢板淬透性的主要元素。C含量过低，将导致钢板制备过程抑制晶粒长大及起强化作用的碳化物(如NbC等)含量降低，进而降低钢板强度，此外过低的碳含量还会提升炼钢成本。C含量过高，钢板的焊接性能、塑性、韧性均下降，因此综合考虑成本、性能等因素，本发明C含量的控制范围为0.05-0.079(wt％)，优选0.062％-0.079％(wt％)。
Si：Si在钢中固溶能力较强，且降低奥氏体中C的扩散速度，可以起到一定的强化作用，但含量过高对钢板的低温韧性、焊接性能不利(在对低温韧性更为敏感的高强度钢板中表现尤为突出)。因此本发明控制Si含量在0.1-0.3％(wt％)，其作用还在于在炼钢的过程促进钢水纯净化。
Mn：适当的Mn可以延缓钢种铁素体和珠光体转变，大幅增加钢种淬透性。并可以提高钢板综合力学性能。本发明Mn含量的控制范围为1.5-2.7(wt％)。
Ti：Ti在低合金钢板中的主要作用有二，其一在于适当的Ti可以固定钢中的N和S，形成Ti的化合物(过高则会形成粗大氮化物，危害钢板性能)，一方面减少N与B形成化合物，减弱B在提高钢板淬透性方面的作用；另一方面阻止S和Mn形成夹杂，减弱Mn的作用，降低钢板性能。其二在于形成的和N、C形成化合物抑制加热及轧制过程晶粒长大，细化晶粒，显著提高钢板的低温韧性以及焊接性能，。综合考虑上述原因，本发明Ti的含量控制范围为0.01-0.035(wt％)，优选0.013％-0.034％(wt％)。
Nb和V：两元素同Ti一样均为强碳化物形成元素，但形成碳化物的温度较Ti要低。可抑制轧制过程晶粒长大，细化晶粒，提高钢板的强度。其中Nb属于贵金属，原材料成本很高，设计过程同时兼顾韧性和生产成本，将Nb的含量控制在0.02-0.04(wt％)，将V的含量控制在0.03-0.055(wt％)。
Mo和Cr：本发明Mo含量的控制范围为0.3-0.6(wt％)，Cr含量的控制范围为0.3-0.5(wt％)。一方面通过抑制先共析铁素体和珠光体的析出，有效提高钢板淬透性；另一方面促进细小贝氏体及马氏体的形成，提高钢板的强度和韧性。
Ni：对提高钢材低温韧性具有显著效应。本发明严格控制Ni含量在0.4-1(wt％)，优选为0.43-0.96(wt％)。
B：是本发明中提高钢材淬透性的主要元素之一。由于本发明采用低碳设计，因此本发明B元素的控制范围为0.002-0.0035(wt％)，优选为0.0026-0.0032(wt％)。
本发明的另一个目的在于提供一种屈服强度1200MPa级厚板的生产方法。该生产方法包括冶炼、浇铸(配合电磁搅拌技术)、加热、轧制、在线冷却(DQ+ACC)以及堆垛缓冷。其中连铸过程采用电磁搅拌技术，参数为300-400A、300-400A、2-5Hz，浇铸后连铸坯厚度不小于成品钢板的4倍。钢坯加热温度为1100-1200℃，在炉时间为100-300min。采用再结晶区和未再结晶区两阶段轧制，第一阶段开轧温度为1100-1150℃，当轧件厚度为成品厚度2.5-5倍时，在辊道上待温至870-950℃，随即进行第二阶段轧制。在所述第一阶段轧制过程中，道次变形率为10％-15％，在所述第二阶段轧制过程中，道次变形率为15％-25％，终轧温度为800-900℃。钢板轧制后弛豫待温5-20s后进入加速冷却冷却装置进行直接淬火，以10-30℃/s的速度快速冷却到400-500℃，出水后堆垛缓冷。使用该方法可生产12mm到50mm范围内各规格高强钢板。
下面，对本发明的低成本屈服强度1200MPa厚规格钢板的主要制备方法的控制机理及作用作详细介绍：
1.电磁搅拌技术
辊式电磁搅拌器内部的行波磁场感应器在工作状态时，在任意给定的时刻，磁力线从北极(N)出发指向南极(S)，产生一个磁场。在板坯的任意位置处，磁感应强度可分解出垂直于辊轴的分量By。感应器由多相交流电源供电，所激发的磁场沿辊子运动，分量By在钢水内部感生出感应电流Jz。磁感应强度By与感应电流Jz相互作用产生电磁力Fx，力Fx便作用于钢水内部，而且其方向与行波磁场方向一致，这个力决定了搅拌作用，在连铸坯宽度方向会产生钢水流动，并引起钢水的整体流动。从而有效减轻过热度对凝固组织的影响，打碎柱状晶，形成更多的等轴晶。
此外，电磁搅拌推动液心流动而产生对凝固前沿树枝晶的冲刷和熔蚀，使得树枝晶前沿变的比较平齐光滑；同时，电磁搅拌能使液相穴底部变得圆滑而较宽。这样就可以避免凝固前沿的树枝晶搭桥现象，从而避免了形成“小钢锭缩孔”。加之电磁搅拌产生的大量碎枝晶核向液相穴底部沉淀充填和竞争长大，就可形成较致密的等轴晶结构，而避免了缩孔缩松的出现。另一方面，电磁搅拌可以阻止枝晶间残余母液通过树枝晶网络的流动，并促使等轴晶同枝晶间母液一起填向两相区底部。从而有效的消除或减轻铸坯中心偏析的有效措施。
此外，电磁搅拌还有助于降低钢中夹杂物的危害。凝固过程的硫化物和氧化物夹杂大多数聚集在铸坯的柱状晶与等轴晶区交界处，且注温越低则聚集程度越严重。采用电磁搅拌则允许适当提高浇注温度，因而有利于减轻上述夹杂物局部聚集的程度。
2.加热工艺
本发明钢坯加热温度严格控制在1100-1200℃，，一方面是为了使钢坯组织均匀细化，促进V、Nb、Ti的碳化物更充分的固溶入奥氏体基体，为轧制、驰豫、回火过程碳化物的析出强化做好准备。另一方面，精确控制该范围区间的加热温度有助于后续各阶段开轧温度的控制。
3.轧制工艺
对于高强钢往往存在强度高，韧性低的问题，这一现象在厚板中尤为明显。而组织的细化是提升韧性，获得综合力学性能的重要手段。本发明首先在再结晶区进行第一阶段轧制，这一过程奥氏体晶粒发生动态再结晶，并积累了一定数量的位错组织，在随后的弛豫待温过程中这些奥氏体晶粒受驱动力控制发生反复静态回复和再结晶过程，加之碳化物的沉淀析出效应使得奥氏体晶粒得到进一步细化。众所周知，贝氏体+马氏体是高强钢的主要终态组织特征，本发明二次开轧温度选择在900-950℃，而终轧温度选择为850-930℃(均为未再结晶区)，在该区间进行大变形轧制，将在晶粒内部和晶界形成大量的位错，这些位错组织将成为贝氏体的潜在形核点，从而产生并细化贝氏体组织。
4.直接淬火技术
直接淬火+离线回火(DQ+T)工艺简化了传统调质制造工艺中的再加热淬火-回火(RQ-T)工艺的再加热工序，使得工艺结构更加紧凑、合理，有利于生产周期的缩短、节约钢铁生产能耗，降低生产成本。研究表明，同RQ-T相比采用DQ-T可以获得更高的强度和韧性，这意味着通过DQ-T工艺，以及对直接淬火前轧制条件的合理控制，可以使得钢材的成分进一步优化，大幅的降低钢的原材料成本。此外，由于直接淬火钢的加热温度较高(有利于合金强化元素更好的固溶)，有助于提高钢的淬透性。本发明依托先进的高速冷却设备，在DQ+T的基础上继续简化了离线回火流程，有助于生产能耗的进一步降低，缩短生产周期，降低排产难度，提高生产效率。
本发明所采用的冷却技术由高压喷射段和U型管的层流冷却***两部分组成。其优势在于：高压喷射段的最大工作压力可达5bar，最大水流量可达7600m3/h，U型管的层流冷却***的最大工作压力可达1.2bar，最大水流量可达14500m3/h。可以满足不同厚度规格钢板快速冷却的需要。该冷却设备喷水量可在1∶1～3∶1范围内调节，并采用边部遮蔽与分段冷却调节模式，可更好的实现钢板各方向上的冷却均匀性。先进的吹扫及侧喷装置可迅速除去钢板表面积水，进一步提高冷却水的冷却能力，并有利于板型的控制。该冷却设备结构简单，水流稳定性好，便于维护和推广。
本发明的有益效果在于，通过电磁搅拌技术提高钢坯质量，在取消离线回火工艺的基础上，通过加热工艺、轧制工艺、直接淬火工艺获得屈服强度1200MPa级的低碳贝氏体高强厚板，该钢板综合性能高，产品规格覆盖面大，无论是生产成本、原材料成本均较以往同级别产品大幅降低，可广泛应用与矿山机械及工程机械等领域。此外本发明提供的屈服强度1200MPa级高强韧钢板的生产方法可生产12mm-50mm范围内各规格钢板，具有极佳的工业生产普及性。
具体实施方式
下面结合具体实施方式对本发明进一步说明：
以下实施例仅为本发明一些最优的实施方式，并不对前述发明范围和技术手段有任何限制。
实施例1
按表1所示成分进行铁水预处理、转炉冶炼，LF+RH精炼后，在电磁搅拌的作用下(377A，352A，5Hz)。连铸坯厚度200mm，连铸坯加热至1180℃，保温150min，其中第一阶段开轧温度为1140℃，待温厚度为60mm，在精轧机组旁摆动待温至930℃，随即进行第二阶段轧制，终轧温度为887℃。成品钢板厚度为12mm。轧制结束后，轧制结束后，继续弛豫待温12s后对钢板进行直接淬火，以20℃/s的速度快速冷却至478℃，下线后堆垛缓冷至室温。
实施例2
实施方式如实施例1，其中电磁搅拌参数为：362A，343A，5Hz。连铸坯厚度200mm，连铸坯加热至1180℃，保温180min，第一阶段开轧温度为1136℃，待温厚度为80mm，二阶段开轧温度为917℃，终轧温度为855℃，成品钢板厚度为25mm。轧制结束后，弛豫待温18s后对钢板进行直接淬火，钢板冷却速度为23℃/s，终冷温度为422℃。
实施例3
实施方式如实施例1，其中电磁搅拌参数为：368A，349A，4Hz。铸坯厚度200mm，连铸坯加热至1150℃，保温200min，第一阶段开轧温度为1135℃，待温厚度为90mm。二阶段开轧温度为890℃，终轧温度为851℃，成品钢板厚度为30mm。轧制结束后，弛豫待温16s后对钢板进行直接淬火，钢板冷却速度为20℃/s，终冷温度为455℃。
实施例4
实施方式如实施例1，其中电磁搅拌参数为：368A，350A，4Hz。连铸坯厚度200mm，连铸坯加热至1180℃，保温150min，第一阶段开轧温度为1141℃，待温厚度为80mm，二阶段开轧温度为905℃，终轧温度为869℃，成品钢板厚度为25mm。轧制结束后，弛豫待温20s后对钢板进行直接淬火，钢板冷却速度为22℃/s，终冷温度为430℃。
实施例5
实施方式如实施例1，其中电磁搅拌参数为：396A，378A，5Hz，浇铸成230mm厚连铸坯。将连铸坯加热至1180℃，保温180min，在粗轧机组进行第一阶段轧制，开轧温度1100℃，当轧件厚度为130mm时，二阶段开轧温度为870℃，终轧温度837℃。成品钢板厚度为50mm。弛豫待温12s后对钢板进行直接淬火，钢板冷却速度为15℃/s，终冷温度为410℃。
实施例6
实施方式如实施例1，其中电磁搅拌参数为：397A，385A，5Hz。连铸坯厚度230mm，连铸坯加热至1180℃，保温150min，第一阶段开轧温度为1090℃，待温厚度为110mm，二阶段开轧温度为875℃，终轧温度为845℃，成品钢板厚度为40mm。轧制结束后，弛豫待温17s后对钢板进行直接淬火，钢板冷却速度为17℃/s，终冷温度为427℃。
表1本发明实施例1-6的钢板化学成分(wt％)
由表2可以看出，本发明生产各规格钢板屈服强度均大于1200MPa，抗拉强度大于1320MPa，具有较好的-20℃及-40℃夏比冲击性能。
表2本发明实施例1-6钢板力学性能
如表3所示：对本发明采用电磁搅拌的钢坯(实施例1)同未采用电磁搅拌的比较例1进行低倍分析结果比较，可知采用电磁搅拌优化的实施例铸坯中心偏析和中心疏松级别均低于比较例，而等轴晶区比例大幅提升。
表3本发明实施例1及比较例1钢坯低倍分析结果
Claims (4)
1.一种屈服强度1200MPa级高强韧厚板，其特征在于：钢板化学成分的重量百分比为：C：0.05％-0.079％；Si：0.1％-0.3％；Mn：1.5％-2.7％；P：≤0.015％；S：≤0.007％；Ni：0.4％-1％；Cr：0.3％-0.5％；Mo：0.3％-0.6％；Nb：0.02％-0.04％；V：0.03％-0.055％；Ti：0.01％-0.035％；B：0.002％-0.0035％，余量为Fe和不可避免杂质。
2.根据权利要求1所述的屈服强度1200MPa级高强韧厚板，其特征在于：钢板化学成分的重量百分比为：C：0.062％-0.079％；Ni：0.43％-0.96％；Ti：0.013％-0.034％；B：0.0026％-0.0032％，余量为Fe和不可避免杂质。
3.根据权利要求1或2所述的屈服强度1200MPa级高强韧厚板，其特征在于：钢板气体含量控制[O]≤0.002％，[N]≤0.004％，保证Ti/N≥3.2。
4.一种根据权利要求1所述的屈服强度1200MPa级高强韧厚板生产方法，生产方法包括冶炼、浇铸、加热、轧制、在线冷却以及堆垛缓冷，其特征在于：连铸过程采用电磁搅拌技术，参数为300-400A、300-400A、2-5Hz，浇铸后连铸坯厚度不小于成品钢板的4倍；
钢坯加热温度为1100-1200℃，在炉时间为100-300min；
采用再结晶区和未再结晶区两阶段轧制，第一阶段开轧温度为1100-1150℃，当轧件厚度为成品厚度2.5-5倍时，在辊道上待温至870-950℃，随即进行第二阶段轧制；在所述第一阶段轧制过程中，道次变形率为10％-15％，在所述第二阶段轧制过程中，道次变形率为15％-25％，终轧温度为800-900℃；
钢板轧制后弛豫待温5-20s后进入加速冷却冷却装置进行直接淬火，以10-30℃/s的速度快速冷却到400-500℃，出水后堆垛缓冷。
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