CN103422025A - 屈服强度≥690MPa的低屈强比结构用钢及其生产方法 - Google Patents

Abstract

屈服强度≥690MPa的低屈强比结构用钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.01~0.05%，Si：0.41~0.60%，Mn：2.10~3.50%，P≤0.010%，S≤0.005%，Mo：0.10~0.50%，Cr：0.51~0.80%，Cu：0.10~0.80%，Ni：0.05~0.50%，Nb：0.052~0.11%，V:0.053~0.10%，Ti：0.008~0.025%，Als：0.015~0.060%，Ca：0.0010~0.0080%，Mg：0.0005~0.0050%，N：0.0010~0.0030%，O：0.0005~0.0025%；生产步骤：冶炼并连铸成坯；对铸坯加热并保温；粗轧；精轧；对钢板进行弛豫缓冷；矫直。力学性能：R_P0.2≥690MPa，Rm≥800MPa，延伸率A≥22%，-20℃KV₂≥180J，R_P0.2/Rm≤0.83；焊后不预热或预热温度不高于50℃，焊后不热处理，大大提高了焊接效率；具有良好的冷热加工性能及抗大变形抗力。

Description

屈服强度≥690MPa的低屈强比结构用钢及其生产方法

 

技术领域

本发明涉及一种工程结构用钢及其生产方法，具体地属于屈服强度≥690MPa的低屈强比结构用钢及其生产方法。

背景技术

    传统的高强钢材一般采取淬火+回火的方式生产，在强度提高的同时屈强比也在不断提高，尤其当抗拉强度达到600MPa以上时，其屈强比就已经达到0.90以上，塑性指标也下降至20%以下，基于安全方面的考虑，桥梁、管线、建筑工程用钢均对钢板的屈强比有所限定，尤其是高层建筑和公共大型建筑必须具有良好的抗震能力，即对使用钢材的屈强比（0.85以下）和塑性指标（20%以上）具有严格的限定，显然，传统高强钢较高的屈强比和较低的延伸率限制了这类钢材在该类工程中的推广应用。而近年来，曾有文献报道采用两相区淬火+回火方式生产的钢板满足该类工程的技术要求，其金相组织类型为铁素体+马氏体，利用软相铁素体组织的合理比例来达到低屈强比的目的。其存在的不足是热处理的工艺窗口较窄，在实际生产中不易控制，甚至需要进行多次热处理过程，大大延长了生产工艺流程，增加了生产成本，不利于推广应用。

经检索：中国专利申请号为200910061106.1的专利文献，公开了一种高强度低屈强比焊接结构钢及其生产方法，其不足是必须含有较高的Cr、Ni等贵重合金元素，且需要进行消除应力回火处理，对钢板的延伸率也不做要求。

中国专利申请号为201010599469.3的专利文献，公开了一种800MPa级低屈强比结构钢板及其生产方法，该钢须含有较多的Cu、Ni元素，合金成本高，且钢板必须进行回火处理，增加了工艺生产成本。

专利号为EP20010930007的专利文献，公开了“THICK STEEL PLATE BEING EXCELLENT IN CTOD CHARACTERISTIC IN WELDING HEAT AFFECTED ZONE AND HAVING YIELD STRENGTH OF 460MPa OR MORE”，该发明钢采用直接淬火+回火或TMCP工艺路线生产，但采用直接淬火+回火生产的钢板仅有部分屈服强度在550MPa以上，且屈强比在0.84-0.90之间，不具有抗震性能，生产工艺成本也较高；采用TMCP生产的钢板屈服强度全部在550MPa以下，强度级别较低，且其屈强比在0.79-0.88之间，抗震性能较差。上述两种工艺生产的钢板均对单位面积的Mg和Al的氧化物颗粒数进行限制，控制难度较大，不利于在各冶金行业推广生产。

发明内容

本发明的目的在于克服现有技术存在的不足，提供一种R_P0.2≥690MPa，Rm≥800MPa，延伸率A≥22%，-20℃KV₂≥180J，R_P0.2/Rm≤0.83，且生产工序简单，成本低，易于大规模生产的屈服强度≥690MPa的低屈强比结构用钢及其生产方法。

实现上述目的的技术措施：

屈服强度≥690MPa的低屈强比结构用钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.01~0.05%，Si：0.41~0.60%，Mn：2.10~3.50%，P≤0.010%，S≤0.005%，Mo：0.10~0.50%，Cr：0.51~0.80%，Cu：0.10~0.80%，Ni：0.05~0.50%，Nb：0.052~0.11%，V:0.053~0.10%，Ti：0.008~0.025%，Als：0.015~0.060%，Ca：0.0010~0.0080%，Mg：0.0005~0.0050%，N：0.0010~0.0030%，O：0.0005~0.0025%，其余为Fe及不可避免的杂质；同时满足：Ca/S=1.5~3.2, Als/N=12~20,（2Cr+Cu）/Ni=3.0~8.0，2Cr+Mn=3.5~5.0%，Pcm=C+Si/30+（Mn+Cu+Cr）/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B≤0.30%；R_P0.2≥690MPa，Rm≥800MPa，延伸率A≥22%，-20℃KV₂≥180J，R_P0.2/Rm≤0.83。

优选地：Ca的重量百分比含量为0.0055~0.0075%。

优选地：Cr的重量百分比含量为0.58~0.80%。

优选地：Cu的重量百分比含量为0.15~0.75%。

生产屈服强度≥690MPa的低屈强比结构用钢的方法，其步棸：

1）冶炼并连铸成坯；

2）对铸坯加热并保温，加热温度控制在1240~1300℃，加热速率控制在6~9℃/s；在温度为1160~1220℃下保温40~50min；

3）进行粗轧：先横轧展宽后再纵向轧制，展宽比控制在1.2~1.8；控制开轧温度在1100~1160℃，总压下率为70~80%，粗轧结束温度在1000~1060℃；

4）进行精轧：控制终轧温度在800~880℃，总压下率为50～60%，轧制道次在6~10道；

5）冷却：先进行弛豫缓冷至温度760~820℃，再在冷却速度为12~22℃/s的条件下冷却至200~350℃，最后空冷至室温；

6）矫直：钢板进行热矫直后，待温度冷却至不超过200℃时，继续矫直，矫直次数不低于3次。

其特征在于：快速冷却时下水量与上水量之比在1.10~1.80。

以下详述本发明中化学成分及主要工艺的机理及作用：

本发明的C含量选择在0.01～0.05%，C通过间隙置换固溶强化强烈提高钢的强度，是确保钢强度必不可少的元素之一。C属于扩大奥氏体相区元素，当C含量低于0.01%时，相变点明显提升，导致TMCP工艺窗口狭窄，且导致钢材强度不足以及屈强比的提高。当C含量高于0.05%时，碳偏析的倾向、钢中M-A岛量以及钢的焊接冷裂纹敏感性系数增加，从而恶化钢的塑韧性和焊接性能，影响钢的冷热加工性能。故C含量限定为0.01～0.05%。

    本发明的Si含量选择在0.41～0.60%，Si在钢中的主要作用是固溶强化和脱氧。由于添加Mg、Ca、Als等与[O]有较强结合力的元素，因此，Si在本发明钢中主要是固溶强化作用。当Si含量低于0.41%时，其固溶强化作用不明显，尤其是抗拉强度不能满足要求，同时造成屈强比升高，当Si含量高于0.60%时，将增加焊接热影响区MA岛的比例，恶化基材和HAZ低温冲击韧性以及延性。故Si含量限定为0.41-0.60%。

本发明的Mn含量选择在2.10～3.50%，Mn是确保钢材强韧性和焊接热影响区性能不可或缺的元素。Mn的另一个重要作用是与Ca、S形成的细小硫化物可作为针状铁素体的形核核心，当Mn含量低于2.10%时，这些作用有限；当Mn含量高于3.50%时，则会形成较多大尺寸复杂的硫化物夹杂，降低钢的低温断裂韧性和焊接热影响区的低温韧性，恶化钢的焊接性能。同时，Mn扩大奥氏体相区，降低A_C1和A_C3相变点，当Mn含量高于3.50%时，抑制铁素体转变，在适当温度开始快速冷却后，将导致铁素体转变量很少，钢的屈服强度将急剧升高，不利于屈强比控制。故Mn含量限定为2.10～3.50%。

本发明的P≤0.010%、S≤0.005%， P、S是钢中的有害杂质元素。高P易导致偏析，

影响钢的组织均匀性，降低钢的韧性；S与Mn易形成MnS夹杂，对低温韧性十分不利。

本发明的Mo含量选在0.10-0.50%，Mo在钢中的作用主要是固溶强化作用，少量Mo以碳化物的形式析出，进一步提高钢的强度。Mo是奥氏体稳定性元素，促进高密度位错亚结构的贝氏体和马氏体形成，利用组织强化提高钢的强度，适量Mo还可以降低钢的屈强比，提高钢的抗震性能。要想达到上述效果，Mo含量不得小于0.10%，但Mo是贵重合金元素，超过0.50%的Mo不仅在快速冷却过程中容易获得大量的马氏体组织，在焊接冷却中也易获得马氏体组织，恶化了基材和热影响区的综合性能。

本发明的Cr含量选在0.51-0.80%，Cr是有效提高钢板强度的元素，也是提高钢板淬透性的元素，使得铁素体相变明显右移，拓宽贝氏体相变的冷速区间，促进中温转变组织的形成，同时，当Cr与Ni、Cu复合添加的情况下，更有助于提高钢的淬透性和耐候性能。但当Cr含量超过0.80%时，则会显著降低基材和热影响区的韧性；优选地Cr在0.58~0.80%。

本发明的Cu含量选在0.10-0.80%， Cu在钢中主要起固溶和沉淀强化作用，适量的Cu提高强度而不降低韧性，并提高钢的耐腐蚀性能。Cu还是奥氏体形成元素，在扩大奥氏体相区的同时也在回火过程中促进奥氏体的形成及稳定性。同时在厚钢板中加入的适量Cu还可以在缓慢冷却过程中通过自回火析出ε-Cu，提高钢板的强度。但是当Cu含量低于0.10%，其沉淀强化作用不明显，当Cu含量超过0.80%时，在加热时会引起钢的热脆现象，恶化钢板的表面质量，降低基材及热影响区的韧性，同时将会有大量ε-Cu析出，造成屈强比急剧升高。适当比例的Ni和Cu配合加入可以改善这种不利现象。优选地为Cu 为0.15~0.75%。

本发明的Ni含量选择在0.05-0.50%，Ni对钢材强度贡献不大，但能明显改善钢材的

低温韧性，显著提高钢的低温韧性。特别是对Cu、Cr等固溶强化元素含量高的钢材，其改善低温韧性的作用就更为明显。Ni量过高，除增加生产成本外，钢板表面易产生难以脱落的氧化铁皮。

本发明的Nb含量选择在0.050～0.11%，Nb是一种强碳化物形成元素，具有强烈的细化晶粒作用，能显著提高奥氏体再结晶温度，扩大轧制工艺范围，使发明钢在Ⅱ阶段轧制过程中充分细化组织，确保钢材具有良好的强韧性匹配。在轧制过程中，Nb在钢中形成的碳氮化物颗粒，可有效抑制奥氏体晶粒的长大，提高强韧性以及延性。本发明钢中，当Nb含量低于0.05%时，导致屈服强度不足，当Nb含量高于0.11%时，焊接热影响区将因焊接冷却过程中MA岛组织的出现而恶化其性能。

本发明的V：0.053~0.10%，V是一种相当强烈的碳化物形成元素，适量的V具有明显的沉淀析出强化作用。当Nb与V复合加入时，可明显改善横向裂纹现象的发生，显著提高钢的再结晶温度。但V含量过高，沉淀强化作用显著，但基材和热影响区韧性变差。

本发明的Ti选择在0.008～0.025%，Ti也是一种强碳氮化物形成元素，在Mg、Als超细氧化物颗粒上析出细小的TiN、Ti（CN）或Nb\Ti的复合碳氮化物，这些颗粒的有效尺寸在1.0μm以下，可有效阻止加热和焊接过程中奥氏体晶粒长大，使晶粒细化，提高钢的低温韧性。Ti与Nb同时加入，会进一步提高钢奥氏体再结晶温度，扩大轧制工艺范围。但Ti大于0.025%时，析出的Ti的碳氮化物颗粒尺寸将达到几个甚至十几个μm数量级，导致晶粒不够细化，恶化基材和焊接热影响区的韧性，当Ti小于0.008%时，单位面积内颗粒数量不足，起不到细化晶粒效果，故Ti限定为0.008～0.025%。

本发明的Als含量选择在0.015～0.060%，Als常常作为脱氧元素加入钢中。Als与钢中N结合形成AlN颗粒，通过晶粒细化作用提高钢的强度和低温韧性。本发明中Als的

另一个重要作用和Mg与[O]结合形成微细的氧化物颗粒，Mn硫化物依附于这些氧化物颗粒析出，这种复杂的细小析出物又可作为晶界铁素体和板条铁素体的形核核心，从而细化基材和HAZ组织。若Als含量低于0.010%，钢中形成TiN颗粒数量以及作为形核核心的氧化物颗粒不足，恶化基材和HAZ冲击韧性，若Als含量高于0.060%时，易引起钢中Al的氧化物夹杂物增多，尺寸较大，降低钢的纯净度和塑韧性，恶化焊接热影响冲击韧性。

本发明的 Ca是脱氧元素，也是脱硫元素，其含量控制在0.001～0.008%。钢中添加适量的Ca将硫化物夹杂物球化，有利于提高基材的低温韧性和HAZ韧性。为了提高其脱氧脱硫效果，改善基材质量和热影响区性能，Ca含量应不低于0.001%；Ca含量超过0.008%时，则会形成许多大型含Ca的氧化物和硫化物混合夹杂，不利于基材和热影响区的冲击韧性。优选地，Ca为0.0055~0.0075%。

本发明的Mg控制在0.0005～0.0080%。Mg是本发明产品中一个很重要的元素。Mg和Als与[O]结合形成细小的氧化物颗粒，而TiN以其为形核核心依附于这些氧化物表面析出细小的复杂颗粒，细化基材和热影响区组织；Mg还可以加速MnS夹杂物在这些氧化物上析出复杂的颗粒，作为转变核心并因此细化基材和热影响区组织。当钢中Mg含量低于0.0005%时，这些氧化物复杂颗粒中Mg含量较低，MnS很难在Mg的氧化物颗粒上析出，也就丧失了其作为晶内铁素体转变核心的作用，同时作为TiN的形核核心的单位面积氧化物颗粒数量不足，基材的低温韧性和HAZ韧性得不到保障。当Mg含量为0.0080%时，Mg的作用达到极限，即使Mg的含量超过0.0080%，其作用与0.0080%Mg的效果相同，且形成Mg含量高的大尺寸复合夹杂物，恶化基材和热影响区的冲击韧性。

本发明的N含量选择在10～40×10^-4%，N与钢中Nb、Ti、Al、V、C等元素形成氮化物或碳氮化物，是使钢材母材组织和焊接组织晶粒细化的重要元素。若N含量低于10×

10^-4%，则N与钢中Ti、Als形成单位氮化物颗粒数量不足，不能有效细化基材和焊接组织。当N含量高于40×10^-4%时，钢中固溶N量增加，对基材和焊接热影响区性能不利，也不利于钢坯的表面质量。

本发明的O含量选择在5～25×10^-4%，一般情况下，O在钢中属于有害气体，为确保钢质纯净度和钢中氧化物夹杂的总量，需将O含量严格限制在较低水平。但当O含量低于5×10^-4%时，则钢中单位面积作为形核核心的Mg、Als的细小氧化物颗粒数量不足。为避免钢中出现过多的氧化物类的大尺寸复合夹杂物，钢中O含量上限限制在25×10^-4%以内。

同时上述化学成分还必须满足：①Ca/S=1.5-3.2,②Als/N=12-20,③（2Cr+Cu）/Ni=3.0-8.0，④2Cr+Mn=2.4-3.5%，⑤Pcm=C+Si/30+（Mn+Cu+Cr）/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B≤0.30%。

本发明钢中，当Ca/S＜1.5时，Ca对硫化物夹杂物的变质球化作用不明显，当Ca/S＞3.2时，钢中将形成许多大型含Ca的氧化物和硫化物混合夹杂物，不利于钢的性能；

当Als/N＜12时，单位面积AlN颗粒数量不足，其细化晶粒作用不明显，当Als/N＞20时，钢中含有大尺寸氧化铝夹杂物，对基材和热影响区的性能均产生不利影响；

当（2Cr+Cu）/Ni＜3.0时，Cu、Cr和Ni作用不明显，当（2Cr+Cu）/Ni＞8.0时，将会恶化钢板的表面质量，降低基材及热影响区的韧性，同时将会有大量ε-Cu析出，造成屈强比急剧升高；当2Cr+Mn＜3.5%时，造成钢强度不足，当2Cr+Mn＞5.0%时，恶化基材和热影响区性能；本发明钢属高强韧性高延性钢，为确保钢的强度和焊接性能，Pcm值必须小于等于0.30%。

主要工艺参数控制的理由：本发明属于高强度钢，为确保强度，钢中含有Mo、Cr、Cu等合金元素，为使其充分均匀溶于奥氏体中，须将铸坯在较高温度1240~1300℃内加热，且加热速率要控制为6-9℃/s，目的是防止由于合金元素含量高导致出现内裂纹甚至断坯；当加热温度过低时，Cr、Mo和Cu不能完全溶于奥氏体，降低了其作用，也使钢板各部位强度不均；当温度高于1300℃时，将会得到粗大的奥氏体晶粒，造成强度不足，恶化低温韧性，亦恶化钢的焊接性能。同时需在1160-1220℃进行40-50min的保温，以使钢坯内外温度充分均匀，且利于控制轧制节奏，提高生产效率。

将钢在完全奥氏体区进行粗轧，为得到充分细化的奥氏体晶粒，开轧温度限制为1100-1160℃，总压下率为70-80%；终轧之前控制弛豫时间为2-8s，控制终轧温度为1000-1060℃，使奥氏体晶粒充分细化，当终轧温度低于1000℃时，则容易得到混晶组织，高于1060℃，在精轧之前等待时间长，奥氏体长大，易造成强度不足，同时生产效率较低。控制1.2-1.8的展宽比是为了确保钢板的道次压下率，同时容易控制钢板的板形。

精轧在完全非再结晶阶段轧制，为确保精轧阶段道次压下率，得到充分细化组织，轧制道次限制为6-10道，总压下率为50-60%，终轧温度为800-880℃。

将钢板弛豫时间控制在10s以内，冷却至温度为760-820℃（冷却开始温度），再以12-22℃/s的冷却速度冷却至200-350℃，最后冷至室温。当冷却开始温度小于760℃时，会有大量的铁素体析出，导致强度不足；当冷却开始温度高于820℃时，则钢中无铁素体析出，则屈强比较高，延伸率急剧下降，不能满足本发明钢要求。当冷却速度低于12℃/s时，钢中出现珠光体组织，造成钢的低温韧性变差，恶化钢的焊接性能；当冷却速度高于22℃/s时，钢中出现大量的马氏体组织，恶化钢的焊接性能。为了得到充分细化的组织和性能极佳的钢板，冷却终止温度控制为200-350℃。为了确保钢板板型、性能均匀稳定以及得到良好的综合机械性能，必须控制层流冷却下上水比为1.10-1.80。

值得说明的是，经本发明人反复试验验证，严格采用本发明化学成分、轧制工艺参数和冷却工艺参数制造的钢板才能满足本发明钢要求。

本发明与现有技术相比，R_P0.2≥690MPa，R_m≥800MPa，延伸率A≥22%，-20℃KV₂≥180J，R_P0.2/R_m≤0.83；且焊后不需预热或预热温度不高于50℃，焊后不需热处理，大大提高了焊接效率；具有良好的冷热加工性能，具有抗大变形抗力；本发明钢为非调质钢，具有成本低廉，制造工序简单。

附图说明

    附图为本发明的进行组织图。

具体实施方式

下面对本发明做进一步描述

表1为本发明各实施例及对比例化学成分取值列表；

表2为本发明各实施例及对比例主要工艺参数取值列表；

表3为本发明实施例的力学性能试验结果。

实施例按照以下步骤生产：

1）冶炼并连铸成坯；

2）对铸坯加热并保温，加热温度控制在1240~1300℃，加热速率控制在6~9℃/s；在温度为1160~1220℃下保温40~50min；

3）进行粗轧：先横轧展宽后再纵向轧制，展宽比控制在1.2~1.8；控制开轧温度在1100~1160℃，总压下率为70~80%，粗轧结束温度在1000~1060℃；

4）进行精轧：控制终轧温度在800~880℃，总压下率为50～60%，轧制道次在6~10道；

5）冷却：先进行弛豫缓冷至温度760~820℃，再在冷却速度为12~22℃/s的条件下冷

却至200~350℃，最后空冷至室温；

6）矫直：钢板进行热矫直后，待温度冷却至不超过200℃时，继续矫直，矫直次数不低于3次。

表1  本发明钢的化学成分对比（wt，%）（一）

表1  本发明钢的化学成分对比（wt，%）（二）

表2    本发明各实施例及对比例主要工艺参数取值列表（一）

表2    本发明各实施例及对比例主要工艺参数取值列表（二）

表3   本发明各实施例及对比例的力学性能列表

从表3可以看出，经对本发明钢板进行常温拉伸性能、-20℃纵向冲击试验，其结果：本发明钢性能指标满足R_P0.2≥690MPa，R_m≥800MPa，A≥22%，-20℃KV₂≥180J，R_P0.2/R_m≤0.83，本发明钢冶金质量优异，采用本发明成分及工艺生产的钢板具备较低的屈强比，高的延伸率，优异的低温韧性和焊接性能以及良好的冷加工性能。

上述实施例仅为最佳例举，而并非是对本发明的实施方式的限定。

Claims (6)

1.屈服强度≥690MPa的低屈强比结构用钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.03~0.10%，Si：0.41~0.60%，Mn：2.10~3.50%，P≤0.010%，S≤0.005%，Mo：0.10~0.50%，Cr：0.51~0.80%，Cu：0.10~0.80%，Ni：0.05~0.50%，Nb：0.052~0.11%，V:0.053~0.10%，Ti：0.008~0.025%，Als：0.015~0.060%，Ca：0.0010~0.0080%，Mg：0.0005~0.0050%，N：0.0010~0.0030%，O：0.0005~0.0025%，其余为Fe及不可避免的杂质；同时满足：Ca/S=1.5~3.2, Als/N=12~20,（2Cr+Cu）/Ni=3.0~8.0，2Cr+Mn=3.5~5.0%，Pcm=C+Si/30+（Mn+Cu+Cr）/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B≤0.30%；R_P0.2≥690MPa，R_m≥800MPa，延伸率A≥22%，-20℃KV₂≥180J，R_P0.2/R_m≤0.83。

2.如权利要求1所述的屈服强度≥690MPa的低屈强比结构用钢，其特征在于：Ca的重量百分比含量为0.0055~0.0075%。

3.如权利要求1所述的屈服强度≥690MPa的低屈强比结构用钢，其特征在于：Cr的重量百分比含量为0.58~0.80%。

4.如权利要求1所述的屈服强度≥690MPa的低屈强比结构用钢，其特征在于：Cu的重量百分比含量为0.15~0.75%。

5.生产权利要求1所述的屈服强度≥690MPa的低屈强比结构用钢的方法，其步棸：

1）冶炼并连铸成坯；

2）对铸坯加热并保温，加热温度控制在1240~1300℃，加热速率控制在6~9℃/s；在温度为1160~1220℃下保温40~50min；

3）进行粗轧：先横轧展宽后再纵向轧制，展宽比控制在1.2~1.8；控制开轧温度在1100~1160℃，总压下率为70~80%，粗轧结束温度在1000~1060℃；

4）进行精轧：控制终轧温度在800~880℃，总压下率为50～60%，轧制道次在6~10道；

5）冷却：先进行弛豫缓冷至温度760~820℃，再在冷却速度为12~22℃/s的条件下冷却至200~350℃，最后空冷至室温；

6）矫直：钢板进行热矫直后，待温度冷却至不超过200℃时，继续矫直，矫直次数不低于3次。

6.如权利要求5所述的屈服强度≥690MPa的低屈强比结构用钢的方法，其特征在于：快速冷却时下水量与上水量之比在1.10~1.80。

Images