CN1280206A

CN1280206A - 一种超低碳微合金高强钢

Info

Publication number: CN1280206A
Application number: CN 00121259
Authority: CN
Inventors: 刘清友; 董瀚; 翁宇庆; 侯豁然; 陈红桔; 范建文; 李静波
Original assignee: Central Iron and Steel Research Institute
Current assignee: Central Iron and Steel Research Institute
Priority date: 2000-08-11
Filing date: 2000-08-11
Publication date: 2001-01-17

Abstract

一种超低碳微合金高强钢,属于合金钢领域。它的具体化学成分(重量%)为：C：0.003—0.015%，Si:0.1—0.5%，Mn:1.0—1.6%，P≤0.03%，S≤0.03%，Nb:0.02—0.06%，Ti：0.005—0.04%，余为Fe。它是在普通低碳微合金钢的基础上通过适当调整钢中的C含量并配以合理的工艺手段可使简单成分系的微合金钢的屈服强度达到800MPa。

Description

一种超低碳微合金高强钢

本发明属于合金钢领域。

钢铁材料是工业生产和人们生活中使用最广泛的材料之一，其在可以预见的将来仍是占主导地位的工程结构材料，是经济和社会发展的物质基础。目前广泛使用的钢铁材料的强度远低于钢的理论强度，进入二十一世纪后，随社会经济发展，高层建筑、海洋设施、桥梁、汽车、船舶、航空航天、高速铁路、石油化工和能源设施等各行各业都需要性能高、使用寿命长和成本低的新一代钢铁材料。

八十年代末以来，日本的YADA发现，普通低碳钢在A_e3以上适当温度施以大压下变形，可以应变诱导出超细铁素体晶粒，并发现进一步形变时，铁素体可发生动态再结晶并使铁素体晶粒进一步细化，如再结合快速冷却就可获得超细组织[1]。九十年代初，韩国的SUNGHAK LEE[2]、澳大利亚的HOGHSON[3]和英国的PRIESTNER[4]等对这一新的相变的规律和机制进行了初步的分析和研究。1998年开始钢铁研究总院刘清友等对应变诱导相变及铁素体动态再结晶的规律进行了研究，通过再结晶控轧+应变诱导相变及铁素体动态再结晶在实验室成功地轧制出铁素体晶粒尺寸达1．0微米的低C微合金钢钢板，钢铁研究总院在实验室获得的1．0微米的低碳微合金超细晶钢板的屈服强度仅为600MPa，延伸率较低。因而，如何提高超细晶钢板的强韧性水平是十分重要的课题。钢铁研究总院在研究中发现，C含量对超细组织的形成有较大的影响，合理地选择钢中的C含量水平有利于超细组织的细化和超细组织的均匀性，从而大幅度提高材料的强度水平。

提高结构材料强韧性的传统方法偏重于增加合金元素含量，钢铁的制造和使用过程消耗了大量的合金资源和能源，不符合社会可持续发展战略。新一代钢铁材料的主体发展方向应该是在简单成分系的基础上，通过合理的工艺手段来使材料的强韧性大幅度提高。

本发明的目的在于提供一种屈服强度大于800Mpa超低碳微合金高强钢，它是在普通低碳微合金钢的基础上通过适当调整钢中的C含量并配以合理的工艺手段可使简单成分系的微合金钢的屈服强度达到800Mpa。

基于上述发明目的，本发明设计原理：采用应变诱导相变及铁素体动态再结晶工艺可使普通C—Mn钢和微合金钢获得超细晶铁素体组织，采用再结晶控轧与应变诱导相变工艺相结合的工艺路线可使铁素体晶粒进一步细化。然而在这些钢中有一个普遍的问题，即在沿钢板的厚度截面上存在组织不均匀性，主要表现为钢板的表层为超细晶铁素体组织，而心部为较粗大的第二相组织。对这类钢板的力学性能分析表明，其屈服强度的极限为700Mpa。本发明研究发现，应变诱导铁素体是在奥氏体区适当温度热轧变形时动态析出和动态再结晶的，C对应变诱导铁素体的析出和动态再结晶有较大的影响。降低C含量有利于降低C扩散所消耗的能量，同时，如果钢中的C含量低于C在铁素体中的固溶水平，那么相变时更可减少C扩散所消耗的时间，从而有利于应变诱导铁素体的动态析出和动态再结晶。研究结果表明，普通微合金钢在其它合金元素不变，将C含量降低到超低碳水平，其屈服强度便可从650Mpa左右提高到800—1000Mpa。

基于上述原因本发明的化学成分(重量％)为C：0．003—0．015％，Si：0．1——O．5％，Mn：1．0—1．6％，P≤0．03％，S≤O．03％，Nb：O．02—0．06％，Ti：0．005—0．04％。

本发明工艺特点：获得超细晶铁素体组织是使上述超低碳微合金钢获得高强度的工艺核心。首先钢坯在高温充分加热：1150—1250C，出炉后在奥氏体再结晶区进行2—5道次再结晶控轧以使奥氏体充分细化，每道次的变形量应为20％—40％，然后在奥氏体未再结晶区或奥氏体+铁素体两相区进行连续3—5道次的高速轧制，每道次变形量为25—60％，通过连续多道次的快速大压下量轧制可应变诱导超细晶铁素体析出并可使铁素体发生动态再结晶，从而获得超细晶铁素体组织。终轧后采用加速冷却的冷却方式快速冷却。有效抑制应变诱导铁素体粗化。

与现有技术相比，本发明的优点为：

对于普通低碳微合金钢，其C含量一般控制在0．05—0．25％之间，而这样的C含量水平不利于应变诱导铁素体的析出及铁素体动态再结晶，所以低碳微合金钢的晶粒细化程度和组织均匀性等都与超低碳微合金钢有较大的差异。本发明发现，在普通低碳微合金钢中只要将C含量降低至0．003—0．015％便可获得更均匀，更细小的超细晶铁素体组织。其屈服强度也可显著提高，达到800Mpa以上。

良好的工艺可操作性。研究结果证明，对超低碳含Nb微合金化钢，在760—900℃间进行终轧均可获得均匀的超细晶铁素体组织，终轧温度的工艺窗口很大。为获得均匀的超细晶组织，要求轧制速度应较快，这与现代热连轧工艺的高速轧制方向是相一致的。

此外，虽然本发明钢的成分体系与高强IF钢有某些相近之处，但也表现出明显的不同点。

IF钢降低C含量的目的是实现无间隙原子状态，而本发明钢降低C含量的目的是提高应变诱导相变铁素体的驱动力。

IF钢要求N小于40ppm，本发明钢对此无要求。

IF钢加入Nb、Ti微合金化元素的目的是固定C、N原子，从而形成无间隙原子钢，因而，Nb、Ti的加入量必须大于固定所有的C、N原子，形成Nb、Ti的C、N化物所需要的合金含量。本发明钢加入Nb、Ti的目的是改变钢的再结晶温度，有利于钢的控制轧制，同时控制微合金析出物的颗粒尺寸以有效改善钢的性能。另外，从低合金钢的分类体系上来看，低合金钢主要分为高强度钢，焊接结构用钢，耐候钢和冲压用钢。IF钢属冲压和深冲用钢体系，其合金化、工艺和组织设计的主要目的是改善钢的冲压或深冲性能。此类钢的强度一般不是很高，IF钢的抗拉强度一般小于600Mpa。本发明钢研究和发展的目标是高强度钢，其工艺和组织的设计与高强IF钢的设计完全不同，最后的力学性能表现和使用的目的也完全不同。

附图说明

图1、图2、图3分别为3批实验钢经轧制后的显微组织图。

实施例

根据本发明的化学成分冶炼了3批实验钢进行实验研究，三批钢的化学成分见表1，三批钢的加工工艺如下：1号钢：加热温度1200℃，1050℃变形30％，950℃变形30％，900℃变形25％，820℃连续三道次(50％+50％+40％)快速变形，加速冷却(冷速大于40C／s)。2号钢：加热温度1150℃，1030℃变形27％，950℃变形30％，900℃变形30％，760℃连续三道次(40％+45％+35％)快速变形，加速冷却(冷速大于40C／s)。3号钢：加热温度1250℃，1100℃变形30％，1050℃变形20％，1000℃变形20％，900℃变形25％，900℃连续三道次(50％+50％+50％)快速变形，加速冷却(冷速大于40℃／s)。

三批钢按上述轧制工艺轧制后，显微组织见图1、2、3，显微组织定量金相分析结果见表2，力学性能见表3。

表1：三批实施例钢的化学成分(重量％)

表2：三批实施例铜的定量金相分析结果

实施例钢号	组织类型	晶粒尺寸um
实施例钢号	组织类型	晶粒尺寸um	1	F	0．87
2	F	0．90	1	F	0．87
2	F	0．90	3	F	1．02

表3：三种实施例钢的力学性能

实施例钢号	YS MPa	TS MPa	EL％
实施例钢号	YS MPa	TS MPa	EL％	1	1020	1150	13
2	900	1010	16	1	1020	1150	13
2	900	1010	16	3	870	980	18

Claims

一种超低碳微合金高强钢，其特征在于它的具体化学成分(重量％)为：C：0．003—0．015％，Si：0．1—0．5％，Mn：1．0—1．6％，P≤0．03％，S≤0．03％，Nb：0．02—0．06％，Ti：0．005—0．04％，余为Fe。