CN104630625B - 一种耐低温热轧h型钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种耐低温热轧H型钢及其制备方法，所述的热轧H型钢，按重量百分比计其化学成分为：C 0.07～0.10％、Si 0.2～0.4％、Mn 1.30～1.60％、P≤0.020％、S≤0.015％、V 0.015～0.070％、Ti 0.010～0.030％，余量为Fe和不可避免的杂质。生产方法包括转炉冶炼、LF精炼、连铸、轧制等。本发明制备的H型钢的组织为多边形铁素体和珠光体组织，屈服强度为350～450MPa，抗拉强度为480～600MPa，断后伸长率≥22％，‑40℃V型夏比冲击功≥200J。

Description

一种耐低温热轧H型钢及其制备方法

技术领域

本发明属于耐低温H型钢的冶炼技术领域，具体地，本发明涉及一种耐低温热轧H型钢及其制备方法。

背景技术

我国自20世纪80年代开始建造自己的海洋石油平台，在海洋石油、天然气的开采方面发展迅速，这也有力的推动了海洋石油钻井平台用钢的需求。高强度、耐低温海洋平台用钢的需求越来越大，而我国在这方面的技术能力还比较落后，迫切需要研发系列拥有自主知识产权的高强度、高韧性海洋平台用钢，这对于充分利用我国海域资源，实现国家的能源战略具有深远的意义。海洋用热轧H型钢要考虑到风载荷、波浪载荷、河流载荷、冰载荷、地震载荷等影响，这就决定了海洋平台用钢的特殊性，特别要求高强度、高韧性。

由于海洋石油平台建造于大海之中，其工作环境十分恶劣。因此，海洋石油平台对钢材的质量要求很高，除对强度要求外，对耐低温性能要求也很高。为保证海洋石油平台用钢具有良好的综合性能，国外主要采用Nb或Nb-V微合金化的技术路线，如美国的A572/A572M和EH36、英国的BS4360-50D、德国的StE355等海洋石油平台用钢均为Nb-V微合金化钢。我国H型钢生产品种与国外相比比较单一，强度级别在235-345MPa，其中235MPa占绝大部分产量。微合金化用热轧H型钢研制在起步阶段，当前生产高强耐低温热轧H型钢除了加强控制轧制以外，关键还是要引入合适的微合金化技术。

在已公开的有关微合金化用于海洋石油开采平台的耐低温热轧H型钢的专利中，中国专利申请CN103667910A介绍了一种具有良好低温冲击韧性的热轧H型钢及其制造方法，按重量百分比计，其钢水的化学组成为：C0.05～0.18、Si0.15～0.40、Mn1.0～1.5、V0.010～0.050、Nb0.015～0.050、Ti0.005～0.025、Al≤0.035、P≤0.020、S≤0.015，余量为Fe和微量杂质。该发明主要通过低碳含量，应用铌钒钛复合微合金化工艺，实现了高终轧温度条件下耐低温热轧H型钢产品生产。其问题在于该钢种虽然使用了微合金Nb，但是强度级别没有太高，而且-40℃的韧性也不是很高，加入Nb后的生产成本增加了。

中国专利申请CN101760704A公开了一种含钒经济型高强度高耐候热轧H型钢，其中V的含量为0.07％～0.12％，但是由于其在炼钢和连铸过程中控制得较少，其低温韧性不是很高，没有充分利用V在钢中的作用。

综上所述，微合金化海洋用热轧H型钢的研究与开发生产在国内的传统流程上，从成分设计的种类到生产工艺控制技术较低级别正处于发展阶段。对于Q345E及以上级别的高强耐低温热轧H型钢的成分设计和工艺在国内外还未见报道。由于Q345E及以上级别的热轧H型钢的冶金过程和工艺过程同传统流程均有不同，主要是容易出现低温韧性不稳定或强度不合要求，因此需要在冶金成分设计以及工艺控制上采取新的设计和工艺路线，以较低成本生产适合于海洋平台用的耐低温热轧H型钢Q345E，以满足市场需求。

发明内容

本发明的目的在于，提供一种耐低温热轧H型钢，本发明制备的H型钢的组织为多边形铁素体和珠光体组织，屈服强度为350～450MPa，抗拉强度为480～600MPa，断后伸长率≥22％，-40℃V型夏比冲击功≥200J。

为达到上述发明的目的，本发明采用了如下技术方案：

一种耐低温热轧H型钢，所述的热轧H型钢，按重量百分比计其化学成分为：C0.07～0.10％、Si0.2～0.4％、Mn1.30～1.60％、P≤0.020％、S≤0.015％、V0.015～0.070％、Ti0.010～0.030％，余量为Fe和不可避免的杂质。

本发明所述H型钢的组织类型为多边形铁素体组织和少量的珠光体组织，且不需进行热处理工序，屈服强度为350～450MPa，抗拉强度为480～600MPa，断后伸长率≥22％，-40℃V型夏比冲击功≥200J。

以下对本发明中所含组分的作用及用量的选择做出了具体说明：

C：是低碳钢传统、经济的强化元素，钢的强度随碳含量的增加而提高，但它对钢的焊接性能、力学性能及耐蚀性能影响很大，从国际焊接学会规定的碳当量Ceq和裂纹敏感指数Pcm可以看出碳是影响焊接性能最敏感的一个元素，而且冲击韧性随碳含量的增加也会明显下降，采用低的碳含量设计，可提高钢板的韧性和延性，并具有良好的焊接性和耐蚀性能。因此，为满足高强度与高韧性的良好匹配，最根本的途径是降低碳含量，并通过其它手段提高强度，因此本发明中的C含量控制在0.07～0.10％之间。

Si：是钢中的基本元素，主要是在炼钢过程中起脱氧作用，一般情况下，镇静钢中的Si含量都在0.1％以上。但是，钢中含Si量偏高，会使钢的韧性，尤其使低温韧性明显降低，而且含量过高时对钢的焊接性能不利，综合钢的强度、韧性、耐腐蚀性能和焊接性能等诸多考虑，本发明中的Si含量控制在0.2～0.4％之间。

Mn：作为碳素钢和低合金结构钢的基本组成元素，它在炼钢过程中起到了脱氧剂的作用，此外Mn在钢中起固溶强化作用，由于要使钢具有良好的可焊性则要求其有较低的碳含量，因此通常靠提高锰含量来保证其强度，但有资料显示Mn含量过高(＞1.5％)对钢的焊接性能不利，并可能加重中心偏析，并且锰元素偏高易形成MnS夹杂，对钢的耐蚀性产生不利影响，因此本发明中的Mn含量控制在1.30～1.60％之间。

P：被认为是廉价的提高耐海水腐蚀性元素，但其会给母材的低温韧性和焊接热影响区韧性带来不利的影响，综合考虑，各国海洋平台用钢的P含量都有较严格的上线控制，一般不超过0.030％，本发明中的P含量上线定为0.020％。

S：是钢中的有害元素，在钢中易形成MnS夹杂，其对钢的横向性能、Z向性能、耐海水腐蚀性能等均有害，在实际生产中应尽量控制在最低含量，本发明中的S含量上线定位0.015％。

V：V可以提高钢的淬透性，溶入铁素体中具有强化作用，可以形成稳定的碳化物，细化晶粒。但是V对奥氏体再结晶的阻碍效果没有Nb明显。V仅在900℃以下时才对再结晶有推迟作用，在奥氏体转变以后，V几乎已经完全溶解，V仅作为一个元素来影响奥氏体向铁素体的转变。V会产生中等强度的沉淀强化和较弱的晶粒细化，而且是与它所占的百分数成比例的。N可以加强V的作用，为了获得更大的强化效果，可以利用V的沉淀强化和Nb的晶粒细化相结合的方法。钢中加入V后，会提高韧脆转变温度，影响低温韧性，一般需要控制在0.10％以下，在V、Ti共存的情况下，适当提高V对提高焊缝韧性有良好的作用，

Ti：是微合金化元素，在钢中加少量的Ti可以提高钢的强度，改善钢的冷成形性能和焊接性能，也可产生强烈的沉淀强化及中等程度的晶粒细化作用。Ti的化学活性很强，易与钢中的C、N、O、S形成化合物，TiN可有效阻止奥氏体晶粒在加热过程中的长大，起到细化奥氏体晶粒的作用，并能改善焊接热影响区的韧性，此外，Ti还可作为钢中硫化物变性元素使用，以改善钢板的纵横性能差异。但Ti的添加不足0.005％，效果不明显，添加量过多易产生连铸坯缺陷。综上考虑，本发明中的Ti含量控制在0.010～0.030％之间。

本发明的另一目的在于，提供一种耐低温热轧H型钢的制备方法，所述方法依次包括转炉冶炼—LF精炼—连铸—轧制成型，其中：

1)转炉冶炼：

a.冶炼终点控制：[S]<0.020％，[P]<0.015％；

b.挡渣出钢，包内渣层厚度≤70mm；

c.脱氧合金化；

2)LF精炼：

a.精炼周期：大于30分钟(不包括软吹时间)；

b.脱氧及造渣操作：采用高电压低电流化渣，加入石灰8～12kg/t钢；加入碳化钙1.5～2.5kg/t钢、硅钙钡2.0～3.0kg/t钢脱氧并调整炉渣；精炼过程渣及终渣碱度2.0～3.0；取初样后定氧＜20ppm则喂入钛线60～90m，喂线速度≥3m/s；

c.钙处理及软吹：钢水出站前，取气体样一个，并根据钢中铝含量喂入实芯钙线100～150m进行钙化处理，喂线后进行“软吹”，软吹时间≥10分钟；

3)连铸工艺：

a.中间包液面≥800mm，全程保护浇注，中间包保护采用“无碳碱性覆盖剂+稻壳”；

b.保护渣使用低碳钢专用保护渣：结晶器进水温度≥25℃；结晶器冷却、二次冷却采用弱冷方式；控制钢水的过热度，使其小于25℃；

4)轧制的工艺：

a.连铸坯在加热炉内加段时间≥120min，均热时间30～50min，出炉温度钢坯控制在1160～1240℃；

b.采用再结晶区轧制，开轧温度控制在1020～1060℃，终轧温度控制在850～1000℃；

c.轧后开冷温度控制在850～950℃，终冷温度控制在100℃，冷却速度为3～7℃/s；

d.矫直温度＜100℃，后进行堆垛缓冷。

进一步地，所述步骤1)的脱氧合金化中，首先采用铝锰铁脱氧，铝锰铁加入量为2.5～4kg/t钢，其次采用金属锰和硅铁以及钒氮或钒铁进行合金化。

本发明由于采用了以上技术方案，使之与现有技术相比，具有以下优点和积极效果：

(1)本发明提供了一种可以在传统热轧工艺下生产的耐低温H型钢及其制备方法，此方法在轧制时不需要控轧控冷，仅通过适当的成分设计和工艺控制，使屈服强度350～450MPa，采用的夏比冲击试验﹣40℃的冲击功＞200J；

(2)本发明制造出来的钢板组织类型为两相多边形铁素体组织和少量的珠光体组织，以及含有V、Ti的析出物，起到析出强化的作用，采用了这种微合金化工艺，炼钢工序工艺控制简单，合金回收率稳定，轧制过程不需进行低温控轧，轧后不需进行控冷及热处理，完成了高级别的耐低温(﹣40℃)冲击功H型钢的成分设计及生产；

(3)本发明制造出来的钢板生产成本低，性能稳定，具有优良的强韧性匹配及耐低温能力，耐低温性能良好，通过成分及工艺调整，解决了原有炼钢、轧钢设备老化，难以适应高附加值型钢产品生产的难题，为实现普碳型钢生产线向高性能型钢生产线转变奠定基础。

本发明采用V、Ti微合金化，可以提高钢的淬透性，溶入铁素体中具有强化作用，可以形成稳定的碳化物，细化晶粒。N可以加强V的作用，为了获得更大的强化效果，可以利用V的沉淀强化和N的晶粒细化相结合的方法，在V、Ti共存的情况下，适当提高V对提高焊缝韧性有良好的作用。此外本发明严格控制C元素的含量，因为韧脆转变温度随C含量的增加而提高，而且降低C含量也有利于提高钢的焊接性能。而且V可以在较低的温度下大量析出，起到提高强度的作用。

附图说明

图1为实施例1所得H型钢的金相图；

图2为实施例1所得H型钢的TEM析出物图；

图3为实施例1所得H型钢M₃C型析出物粒度分布图；

图4为实施例1所得H型钢MC型析出物粒度分布图。

具体实施方式

下面以附图和具体实施方式对本发明作进一步详细的说明。

实施例1：按照本发明中钢的化学成分要求，获得的化学成分见表1：

表1 实施例1钢材的化学成分(wt.％)

转炉冶炼终点[S]:0.020％，[P]:0.010％。挡渣出钢，包内渣层厚度50mm。放钢时加入铝锰铁4kg/t钢。加入金属锰、硅铁、钒氮进行合金化。

钢包进站加入石灰8kg/t钢。碳化钙2.5kg/t钢、铝粒、硅钙钡3.0kg/t钢进行造渣脱氧。精炼过程渣及终渣碱度为2.5。取初样后定氧19ppm，喂入钛线90m，喂线速度≥3m/s。精炼时间31min。软吹前喂入实芯钙线150m进行钙化处理，软吹时间10分钟。

中间包液面:810～815mm，中间包保护采用“无碳碱性覆盖剂+稻壳”。保护渣使用低碳钢专用保护渣。结晶器进水温度25～26.5℃。结晶器冷却、二次冷却采用弱冷方式。控制钢水的过热度，使其小于25℃；严格抑制连铸过程卷渣，将钢水连铸成275×380mm矩形坯，进行堆垛缓冷至室温。

将连铸坯加热到1240℃，在炉时间240min。均热时间30min，精轧开始温度为1040℃，精轧终止温度为1000℃，上冷床温度为900℃，终冷温度为100℃，进入矫直，后进行堆垛缓冷，其力学性能见表2。

表2 实施例1钢板的力学性能

采用常规方法对本实施例所得H型钢进行金相组织和析出物分析，具体结果见图1-4；从图1中可以看出材料有铁素体和珠光体组织组成，晶粒排列非常整齐规则，为等轴状晶粒，晶粒大小为12μm左右，带状组织带宽非常细小，晶粒均匀度很高，材料的抗韧性变形能力非常强，韧性优异。

从图2(图2中的b为a中箭头所指析出物的能量图)中可以看出箭头指示为钒钛的碳氮化物钉扎在位错上，形状为梯形，尺寸30nm左右，还可以看到几个分布不均，大小在50nm以下的析出物，形状有长方形、球形和不规则形状等。析出物钉扎在位错上，强烈阻碍位错运动，提高材料的强度。

从图3中可以看出析出物为M₃C型的粒度分布，其中大小在20nm以下的颗粒对材料的强度提高明显，图中可以看出20nm以下的体积分数为0.15％，根据Ashby-Orowan修正模型公式，可得到M₃C型析出物可以提高屈服强度296MPa。

从图4中可以看出析出物为MC型的粒度分布，其中大小在20nm以下颗粒的体积分数为0.00625％，根据Ashby-Orowan修正模型公式，可得到M₃C型析出物可以提高屈服强度58Mpa，说明V、Ti复合的微合金化***对材料强度的提高有较为明显的作用。

图中可看出M₃C型析出物占主要的，其质量分数为1.3508％，而M(C，N)型析出物较少，只有0.0363％。但是含有V、Ti的析出物在20nm以下的对材料的屈服强度会有较大的提高，可以利用析出强化机理计算它们所带来的强化值，通过计算，M₃C理论上的析出强化可达到296MPa，M(C，N)的析出强化值为58MPa。而且，图1也说明了有含V的析出物析出，加入V后起到了析出强化的作用。

实施例2：按照本发明中钢的化学成分要求，获得的化学成分见表3：

表3 实施例2钢材的化学成分(wt.％)

转炉冶炼终点[S]：0.0:15％，[P]:0.012％。挡渣出钢，包内渣层厚度70mm。放钢时铝锰铁加入量为2.5kg/t钢。加入金属锰、硅铁、钒氮进行合金化。

钢包进站加入石灰12kg/t钢。碳化钙1.5kg/t钢、铝粒、硅钙钡2.0kg/t钢进行造渣脱氧。精炼过程渣及终渣碱度为3.0。取初样后定氧15ppm，喂入钛线80m，喂线速度≥3m/s。精炼时间31min。软吹前喂入实芯钙线120m进行钙化处理，软吹时间11分钟。

中间包液面：803～810mm，中间包保护采用“无碳碱性覆盖剂+稻壳”。保护渣使用低碳钢专用保护渣。结晶器进水温度26～27℃。结晶器冷却、二次冷却采用弱冷方式。控制钢水的过热度，使其小于25℃；严格抑制连铸过程卷渣，将钢水连铸成275×380mm矩形坯，进行堆垛缓冷至室温。

将连铸坯加热到1160℃，在炉时间120min。均热时间50min，精轧开始温度为1040℃，精轧终止温度为850℃，上冷床温度为840℃，终冷温度为100℃，进入矫直，后进行堆垛缓冷，其力学性能见表4。

表4 实施例2钢板的力学性能

实施例3：按照本发明中钢的化学成分要求，获得的化学成分见表5：

表5 实施例3钢材的化学成分(wt.％)

转炉冶炼终点[S]：0.016％，[P]:0.010％。挡渣出钢，包内渣层厚度60mm。放钢时铝锰铁加入量为3.5kg/t钢。加入金属锰、硅铁、钒铁进行合金化。

钢包进站加入石灰10kg/t钢。碳化钙2.0kg/t钢、铝粒、硅钙钡2.5kg/t钢进行造渣脱氧。精炼过程渣及终渣碱度为2.1。取初样后定氧9ppm则喂入钛线60m，喂线速度≥3m/s。精炼时间31min。软吹前喂入实芯钙线120m进行钙化处理，软吹时间12分钟。

中间包液面:805～810mm，中间包保护采用“无碳碱性覆盖剂+稻壳”。保护渣使用低碳钢专用保护渣。结晶器进水温度25.5～27.0℃。结晶器冷却、二次冷却采用弱冷方式。控制钢水的过热度，使其小于25℃；严格抑制连铸过程卷渣，将钢水连铸成275×380mm矩形坯，进行堆垛缓冷至室温。

将连铸坯加热到1200℃，在炉时间180min。均热时间40min，粗轧开始温度为1060℃，精轧终止温度为910℃，上冷床温度为900℃，终冷温度为100℃，进入矫直，后进行堆垛缓冷，其力学性能见表6。

表6 实施例3钢板的力学性能

综上可见，本发明中的钢板具有优异的强韧性能，且低温冲击功稳定。

最后所应说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制。尽管参照实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应该理解，对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，都不脱离本发明技术方案的精神和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims (3)

1.一种耐低温热轧H型钢的制备方法，其特征在于，所述的热轧H型钢，按重量百分比计其化学成分为：C 0.07～0.10％、Si 0.2～0.4％、Mn 1.30～1.60％、P≤0.020％、S≤0.015％、V 0.015～0.070％、Ti 0.010～0.030％，余量为Fe和不可避免的杂质；

所述H型钢的组织类型为多边形铁素体组织和珠光体组织，晶粒排列非常整齐规则，为等轴状晶粒；

所述制备方法依次包括转炉冶炼—LF精炼—连铸—轧制成型，其中：

1)转炉冶炼：

a.冶炼终点控制：[S]<0.020％，[P]<0.015％；

b.挡渣出钢，包内渣层厚度≤70mm；

c.脱氧合金化；

2)LF精炼：

a.精炼周期：大于30分钟；

b.脱氧及造渣操作：采用高电压低电流化渣，加入石灰8～12kg/t钢；加入碳化钙1.5～2.5kg/t钢、硅钙钡2.0～3.0kg/t钢脱氧并调整炉渣；精炼过程渣及终渣碱度2.0～3.0；取初样后定氧＜20ppm则喂入钛线60～90m，喂线速度≥3m/s；

c.钙处理及软吹：钢水出站前，取气体样一个，并根据钢中铝含量喂入实芯钙线100～150m进行钙化处理，喂线后进行“软吹”，软吹时间≥10分钟；

3)连铸工艺：

a.中间包液面≥800mm，全程保护浇注，中间包保护采用“无碳碱性覆盖剂+稻壳”；

b.保护渣使用低碳钢专用保护渣：结晶器进水温度≥25℃；结晶器冷却、二次冷却采用弱冷方式；控制钢水的过热度，使其小于25℃；

4)轧制的工艺：

a.连铸坯在加热炉内加段时间≥120min，均热时间30～50min，出炉温度钢坯控制在1160～1240℃；

b.采用再结晶区轧制，开轧温度控制在1020～1060℃，终轧温度控制在850～1000℃；

c.轧后开冷温度控制在850～950℃，终冷温度控制在100℃，冷却速度为3～7℃/s；

d.矫直温度＜100℃，后进行堆垛缓冷。

2.根据权利要求1所述的耐低温热轧H型钢的制备方法，其特征在于，所述H型钢的屈服强度为350～450MPa，抗拉强度为480～600MPa，断后伸长率≥22％，-40℃V型夏比冲击功≥200J。

3.根据权利要求1所述的耐低温热轧H型钢的制备方法，其特征在于，所述步骤1)的脱氧合金化中，首先采用铝锰铁脱氧，铝锰铁加入量为2.5～4kg/t钢，其次采用金属锰和硅铁以及钒氮或钒铁进行合金化。