CN104975234B - 一种550MPa级非水冷热机械控制工艺钢及其生产方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供的一种550MPa级非水冷热机械控制工艺钢及其生产方法，其中，所述工艺钢至少包括：0‑0.08％的C、0‑0.010％的P、0‑0.005％的S、1.0％‑1.5％的Mn、0.70％‑1.0％的Si、0.2％‑0.4％的Ni、1.0％‑1.5％的Cr、0.5％‑0.8％的Mo、1.2％‑1.6％的Cu、0.06％‑0.20％的V、0.01％‑0.04％的Re和余量的杂质Fe。本发明实现了所形成的工艺钢的屈服强度≥550MPa，抗拉强度≥620MPa，‑60℃时的冲击功≥100J。
Description
技术领域
本发明属于热机械控制工艺技术领域，特别涉及一种550MPa级非水冷热机械控制工艺钢及其生产方法。
背景技术
TMCP(Thermo Mechanical Control Process：热机械控制工艺)是在热轧过程中，在控制加热温度、轧制温度和压下量的控制轧制(Control Rolling)的基础上，再控制冷却及加速冷却(Accelerated Cooling)的技术总称。TMCP技术主要是通过细化奥氏体晶粒、控制轧制和控制冷却等多种方法相结合来实现，在不添加过多合金元素，也不需要后续复杂热处理条件下就可生产出高强度高韧性的钢材，是一种低成本、低能耗、高效益的生产工艺。
然而，传统的TMCP技术，都是在控制轧制后喷水快冷或喷水超快冷，控轧后加速水冷容易造成钢板表面和内部冷却速度差而使表面和内部产生残余应力，使钢板的不平度和弯曲加工性变坏；特别是当冷却速度很大时，可导致大型能量焊接接头热影响区HAZ显著软化，致使钢的强度和韧性均较低。
发明内容
本发明提供一种550MPa级非水冷热机械控制工艺钢及其生产方法，解决了或部分解决了现有技术中控轧后加速水冷容易造成钢板表面和内部冷却速度差而使表面和内部产生残余应力，致使钢的强度和韧性均较低的技术缺陷。
依据本发明的一个方面，提供了一种550MPa级非水冷热机械控制工艺钢，所述钢至少包括：0-0.08％的C、0-0.010％的P、0-0.005％的S、1.0％-1.5％的Mn、0.70％-1.0％的Si、0.2％-0.4％的Ni、1.0％-1.5％的Cr、0.5％-0.8％的Mo、1.2％-1.6％的Cu、0.06％-0.20％的V、0.01％-0.04％的Re和余量的杂质Fe；其中，所述钢的屈服强度大于等于550MPa，抗拉强度大于等于620MPa，-60℃时的冲击功大于等于100J。
可选的，在所述钢中，所述Ni、所述Cr、所述Mo和所述Cu的组分含量满足下述公式：(Ni+Cr+Mo)/Cu≥1.0。
依据本发明的又一方面，提供了一种550MPa级非水冷热机械控制工艺钢生产方法，包括：将铸坯加热并保温，使得加热后的所述铸坯充分奥氏体化；对充分奥氏体化的所述铸坯粗轧；对经过粗轧后的所述铸坯待温处理；将待温处理后的所述铸坯进行精轧，获得钢板；对获得的所述钢板堆垛缓冷至室温。
可选的，所述将铸坯加热并保温，使得加热后的所述铸坯充分奥氏体化包括：将所述铸坯加热到1050～1100℃；对加热后的所述铸坯保温4～6h，使得加热后的所述铸坯充分奥氏体化。
可选的，所述对充分奥氏体化的所述铸坯粗轧包括：在1020±20℃下对所述铸坯开始粗轧；粗轧过程中确保2道次的压下量为15～20％；粗轧阶段累计压下量为50～70％，轧制速率为1.5-2m/min。
可选的，所述对经过粗轧后的所述铸坯待温处理过程中，粗轧终轧温度是950±20℃。
可选的，所述将待温处理后的所述铸坯进行精轧包括：在α+γ两相区内精轧，且精轧前2道次形变量控制在20～25％，末道次形变量逐渐减少，精轧结束温度控制在660-700℃；其中，所述α+γ两相区为660-820℃。
本发明提供的一种550MPa级非水冷热机械控制工艺钢，通过将至少下述元素C、P、S、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、Cu、V、Re和杂质Fe，按照合理的比例合成所述工艺钢，通过所述Mn对所述钢的奥氏体向铁素体转变的温度进行调节，进而调整所述钢的热加工温度区间，实现对所述钢的抗拉强度进行调节；且通过所述Cr与所述钢中的碳原子结合并析出，使得对所述钢产生析出强化；且通过所述Mo延长所述钢中珠光体转变的孕育期，实现所述钢中使铁素体和珠光体区域右移；且通过所述Cu使得所述钢中析出ε-Cu，进而产生沉淀强化；且通过所述V与所述钢中的碳、氮结合形成第二相粒子，产生析出强化；且通过所述P、所述S、所述Ni和所述Re，至少对所述钢的下述性能中的一种进行调节：偏析性能、焊接性能、低温冲击韧性和韧脆转变温度；且通过对所述Si在所述钢中的占比进行调节，使得在所述钢中每添加1％的所述Si，所述钢的屈服强度至少增加100MPa。使得所形成的工艺钢的屈服强度≥550MPa，抗拉强度≥620MPa，-60℃时的冲击功≥100J。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本发明实施例提供的550MPa级非水冷热机械控制工艺钢生产方法流程图；
图2为本发明实施例提供的示例1中的钢板组织示意图；
图3为本发明实施例提供的示例2中的钢板组织示意图；
图4为本发明实施例提供的示例3中的钢板组织示意图；以及
图5为本发明实施例提供的示例4中的钢板组织示意图。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
本发明实施例提供的一种550MPa级非水冷热机械控制工艺钢及其生产方法，实现了提供一种屈服强度大于等于550MPa(钢板厚度可选用10-35mm)，且采用非水冷TMCP工艺生产制作的高强工艺钢。该工艺钢通过合理的成分设计，采用固溶强化、位错强化和析出强化等方法相结合，以及α+γ两相区内合适的压下量及精轧温度控制等非水冷TMCP工艺，使得所生产的钢种屈服强度大于等于550MPa，抗拉强度大于等于620MPa，-60℃时的冲击功大于等于100J，同时钢板板型良好，焊接性能优良，生产成本低，具有适应性广的特点。
具体来说，所述550MPa级非水冷热机械控制工艺钢至少包括如下成分：0-0.08％的C、0-0.010％的P、0-0.005％的S、1.0％-1.5％的Mn、0.70％-1.0％的Si、0.2％-0.4％的Ni、1.0％-1.5％的Cr、0.5％-0.8％的Mo、1.2％-1.6％的Cu、0.06％-0.20％的V、0.01％-0.04％的Re和余量的杂质Fe。
其中，对于工艺钢中的C而言：工艺钢中C的含量在本发明实施例中小于等于0.08％，因为C是钢中不可缺少的提高钢材强度的元素之一，为了保证高韧性、优良的焊接性及冷成型等，将C含量限制在≤0.08％之间，在保证钢的强度的同时，又可以达到适合生产操作的技术效果。对于工艺钢中的P和S而言：P在工艺钢中容易造成偏析、恶化焊接，且极易对降低钢的低温冲击韧性和提高韧脆转变温度等造成不利影响。同时，S容易与工艺钢中的Mn结合形成MnS夹杂，从而影响工艺钢的低温冲击韧性。因此，本发明实施例中，应尽量减少P、S元素对钢性能的不利影响，因而将其控制在P≤0.010％，S＜0.005％。
同时，对于工艺钢中的Ni而言：工艺钢中Ni是一种固溶强化元素，能提高铁素体基体的强度。同时，Ni可显著提高钢的低温韧性，降低韧脆转变温度，能有效阻止工艺钢中因Cu的热脆而引起的网裂。对于工艺钢中的Cr而言：工艺钢中Cr强碳化物析出元素，能与工艺钢中的碳原子结合大量析出，从而产生析出强化。此外，Cr还能提高工艺钢的耐大气腐蚀和海水腐蚀的能力。对于工艺钢中的Mo而言：工艺钢中Mo能有效延长珠光体转变的孕育期，使铁素体和珠光体区域右移，同时还对贝氏体相变的影响很小。
另外，对于工艺钢中的Cu而言：Cu在工艺钢中作为强析出强化元素，使得钢中析出大量细小的ε-Cu，产生强烈的沉淀强化，可以弥补钢中因C含量引起的强度损失。此外，Cu还能提高钢的耐大气腐蚀性能，特别是当Cu、Cr同时加入时效果更为明显。对于工艺钢中的V而言：V可与工艺钢中的C、N结合而形成第二相粒子，也可产生析出强化。使得钢中无需添加Nb，Ti等合金元素，主要是由于NbC，TiC，NbN，TiN等粒子的溶解温度较高，铸坯加热时温度需在1100℃以下，从而对钢板表面质量产生不利影响。
最后，对于工艺钢中的Mn而言：Mn在工艺钢中是固溶强化元素，添加1.0-1.5％的Mn可降低奥氏体向铁素体转变的温度，扩大热加工温度区间。同时，Mn容易使奥氏体转变为硬质的M—A组织，并且在发生M—A转变时伴随有体积变化，使软质的铁素体产生塑性变形，在M—A与铁素体界面上产生可动位错。这种可动位错即使在小应力作用下也容易发生运动，从而导致钢种屈服强度降低，但可移动位错产生的加工硬化，则可致使钢种抗拉强度提高。对于工艺钢中的Si而言：Si对工艺钢的强度有一定的固溶强化元素，使得钢中每添加1％的Si，其屈服强度可增加100MPa。对于工艺钢中的Re而言：Re在工艺钢中作为晶界净化元素，可以起到提高钢的低温韧性的作用。
由上述叙述可知，本发明实施例正是创新型将至少下述元素C、P、S、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、Cu、V、Re和杂质Fe，按照合理的比例合成所述工艺钢，使得所述工艺钢的屈服强度≥550MPa，抗拉强度≥620MPa，-60℃时的冲击功≥100J，而且钢板板型良好，焊接性能优良；且生产成本较低，工业生产中容易实施。
需要注意的是，本工艺钢中，所述Ni、所述Cr、所述Mo和所述Cu的组分含量满足下述公式：(Ni+Cr+Mo)/Cu≥1.0。这样一方面可以阻碍铸坯加热时液体Cu的析出，另一方面Cr、Mo等强碳化物形成元素在轧制或相变时析出的第二相粒子，作为堆垛缓冷时ε-Cu粒析出的核心，从而细化ε-Cu粒达到析出强化的目的。
请参阅图1，本发明实施例还提供了一种550MPa级非水冷热机械控制工艺钢生产方法，包括如下步骤：
步骤101，将铸坯加热并保温，使得加热后的所述铸坯充分奥氏体化；
具体而言，该步骤101中可将所述铸坯加热到1050～1100℃，然后对加热后的所述铸坯保温4～6h，使得加热后的所述铸坯充分奥氏体化。
步骤102，对充分奥氏体化的所述铸坯粗轧,轧制速率为1.5-2m/min；
步骤103，对经过粗轧后的所述铸坯待温处理；
步骤104，将待温处理后的所述铸坯进行精轧，获得钢板；
步骤105，对获得的所述钢板堆垛缓冷至室温。
其中，当加热后的所述铸坯充分奥氏体化后，在1020±20℃下对所述铸坯开始粗轧，粗轧过程中确保2道次的压下量为15～20％，粗轧阶段累计压下量为50～70％,轧制速率为1.0-2.5m/min，并且在粗轧阶段控制轧制，待温处理过程中确保粗轧终轧温度950±20℃。然后在α+γ(660-820℃)两相区内精轧，精轧前2道次形变量控制在20～25％，末道次形变量逐渐减少，精轧结束温度控制在660-700℃。精轧后，钢板无需喷水冷却，堆垛缓冷至室温，形成所述工艺钢。
值得一提的是，制钢工艺中采用低温烧钢技术，和粗轧阶段高温慢速大压下技术。这主要是当钢中的Cu含量较高时，容易在铸坯表面形成一层液析层。这些液析层，很难通过高压水除鳞和去除，从而导致钢板表面质量变差，出现较多氧化铁皮压入，麻坑等表面缺陷。此外，在粗轧阶段慢速大压下变形，可使铸坯心部充分变形及再结晶，从而有效细化晶粒，改善钢板心部性能。同时，精轧阶段在α+γ两相区内轧制，特别是前2道次形变量控制在20-25％左右，一方面可在铁素体和奥氏体内产生大量位错，有利于空冷和堆垛缓冷时第二相粒子，尤其是ε-Cu的析出。另一方面，由于添加的Mo、V析出的第二相粒子作为铁素体或贝氏体的形核核心，从而细化空冷时组织的晶粒尺寸。轧制后堆垛缓慢冷却，主要是利用钢板轧制后的余热，一方面消除钢板因相变和变形产生的内应力，另一方面则可以保证钢中固溶的Cu及微合金元素的析出，改善钢板强度及塑性。此外，由于冷却速率较慢，冷却过程中得到的组织为均匀，焊接时可避免因快冷而形成的非平衡组织对钢板焊接性能的影响。
下面，通过示例1-3对本发明实施例提供的550MPa级非水冷热机械控制工艺钢及其生产方法做进一步详细说明，以支持本发明所要解决的技术问题。
示例1
在示例1中，工艺钢的化学成份可如下所述：0.08％C、1.5％Mn、1.0％Si，P≤0.010％，S＜0.005％，0.4％Ni，1.0％Cr，0.5％Mo，1.2％Cu，0.06％V，0.01％RE，余量为Fe。其中，在生产过程中将厚度为250mm的板坯在炉内加热到1050℃并保温240min。然后在1020℃开始粗轧，粗轧速率1.0m/min,粗轧过程中，第2、3道次的形变量为20％，然后待温，粗轧终轧温度930℃。整个过程累计压下量70％。粗轧结束后，780℃开始精轧，660℃精轧结束，钢板轧制厚度为20mm，精轧前2道次形变量25％，末道次形变量逐渐减少。精轧后，堆垛缓冷至室温。最终形成的钢板组织可参见图2所示，力学性能可如下表1所示。
示例2，
在示例2中，工艺钢的化学成份可如下所述：0.08％C、1.5％Mn、1.0％Si，P≤0.010％，S＜0.005％，0.4％Ni，1.0％Cr，0.5％Mo，1.2％Cu，0.06％V，0.01％RE，余量为Fe。其中，在生产过程中将厚度为250mm的板坯在炉内加热到1100℃并保温360min。然后在1040℃开始粗轧，粗轧速率2.5m/min,第3、4道次的形变量为15％，然后控制轧制，待温至970℃终轧。粗轧阶段累计压下量70％。粗轧结束后，820℃开始精轧，700℃精轧结束，钢板轧制厚度为30mm，精轧前2道次形变量20％，末道次形变量逐渐减少。精轧后，堆垛缓冷至室温。最终形成的钢板组织可参见图3所示，力学性能可如下表1所示。
示例3
在示例3中，工艺钢的化学成份可如下所述：0.045％C、1.0％Mn、0.7％Si，P≤0.010％，S＜0.005％，0.2％Ni，1.5％Cr，0.8％Mo，1.6％Cu，0.20％V，0.04％RE，余量为Fe。其中，在生产过程中将厚度为250mm的板坯在炉内加热到1080℃并保温300min。然后在1030℃开始粗轧，粗轧速率1.5m/min，第2、3道次的形变量为18％，控制轧制后，960℃终轧，粗轧阶段累计压下量60％。粗轧结束后，820℃开始精轧，680℃精轧结束，钢板轧制厚度为10mm，精轧前2道次形变量25％，末道次形变量逐渐减少。精轧后，堆垛缓冷至室温。最终形成的钢板组织可参见图4所示，力学性能可如下表1所示。
示例4
在示例4中，工艺钢的化学成份可如下所述：0.06％C、1.2％Mn、0.85％Si，P≤0.010％，S＜0.005％，0.35％Ni，1.2％Cr，0.6％Mo，1.4％Cu，0.10％V，0.02％RE，余量为Fe。将厚度为250mm的铸坯加热到1090℃等温250min后，1000℃开始粗轧，粗轧速率2.0m/min，粗轧过程中第2、3道次的形变量18％，控制轧制后950℃终轧，整个过程累计压下量50％。粗轧结束后，800℃开始精轧，670℃精轧结束，钢板轧制厚度为35mm，精轧第三、四道次形变量20％，末道次形变量逐渐减少。精轧后，堆垛缓冷至室温。最终形成的钢板组织可参见图5所示，力学性能可如下表1所示。
表1
尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。
显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。
Claims (4)
1.一种550MPa级非水冷热机械控制工艺钢生产方法，其特征在于，包括：
将铸坯加热并保温，使得加热后的所述铸坯充分奥氏体化；
对充分奥氏体化的所述铸坯粗轧；
对经过粗轧后的所述铸坯待温处理；
将待温处理后的所述铸坯进行精轧，获得钢板；
对获得的所述钢板堆垛缓冷至室温；
其中，所述将铸坯加热并保温，使得加热后的所述铸坯充分奥氏体化包括：
将所述铸坯加热到1050～1100℃；
对加热后的所述铸坯保温4～6h，使得加热后的所述铸坯充分奥氏体化；
其中，所述工艺钢至少包括：0-0.08％的C、0-0.010％的P、0-0.005％的S、1.0％-1.5％的Mn、0.70％-1.0％的Si、0.2％-0.4％的Ni、1.0％-1.5％的Cr、0.5％-0.8％的Mo、1.2％-1.6％的Cu、0.06％-0.20％的V、0.01％-0.04％的Re和余量的杂质Fe；其中，所述工艺钢的屈服强度大于等于550MPa，抗拉强度大于等于620MPa，-60℃时的冲击功大于等于100J；且在所述工艺钢中，所述Ni、所述Cr、所述Mo和所述Cu的组分含量满足下述公式：(Ni+Cr+Mo)/Cu≥1.0。
2.如权利要求1所述的50MPa级非水冷热机械控制工艺钢生产方法，其特征在于，所述对充分奥氏体化的所述铸坯粗轧包括：
在1020±20℃下对所述铸坯开始粗轧；
粗轧过程中确保2道次的压下量为15～20％；
粗轧阶段累计压下量为50～70％。
3.如权利要求2所述的50MPa级非水冷热机械控制工艺钢生产方法，其特征在于：
所述对经过粗轧后的所述铸坯待温处理过程中，粗轧终轧温度是950±20℃。
4.如权利要求3所述的50MPa级非水冷热机械控制工艺钢生产方法，其特征在于，所述将待温处理后的所述铸坯进行精轧包括：
在α+γ两相区内精轧，且精轧前2道次形变量控制在20～25％，末道次形变量逐渐减少，精轧结束温度控制在660-700℃；其中，所述α+γ两相区为660-820℃。
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