CN1748883A - 一种采用薄板坯连铸连轧技术生产v－n微合金高强度钢带的工艺 - Google Patents
一种采用薄板坯连铸连轧技术生产v－n微合金高强度钢带的工艺 Download PDFInfo
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Abstract
一种采用薄板坯连铸连轧技术生产V－N微合金高强度钢带的工艺，该工艺针对薄板坯连铸连轧的工艺特点及钢水的化学成分，采用电炉或转炉冶炼、精炼、薄板坯连铸、铸坯凝固后直接进入辊底式加热或均热炉、热轧、层流冷却、卷取工艺流程，其中薄板坯连铸连轧的工艺参数是：铸坯入炉温度为900～1050℃；均热温度1050～1250℃；开轧温度1000～1170℃；终轧温度840～950℃；卷取温度530～670℃；钢水的化学成分范围是：C：0.03～0.08wt％；Si：0.01～0.8wt％；Mn：0.1～2.0wt％；V：0.01－0.20wt％；Alt：0.010－0.06wt％；N：0.002～0.03wt％。通过本发明的工艺，可在薄板坯连铸连轧机组上生产铁素体晶粒尺寸小于6.0微米，屈服强度为420～700MPa，具有良好的韧性、焊接性能和成形性能的高强度细晶粒钢带和钢板。
Description
技术领域
本发明属于合金钢生产工艺领域，特别适用于采用薄板坯连铸连轧技术生产屈服强度≥420MPa，要求具有细晶粒组织、良好的韧性、焊接和成形等性能的高强度钢带的生产。
背景技术
薄板坯连铸连轧是20世纪80年代末发展起来的热轧宽带钢高效化生产技术，该技术将炼钢(转炉或电炉)、薄板坯连铸(铸坯厚度50～150mm)、均热、连轧、冷却和卷取工艺有机地结合在一起，从而使热轧带钢生产的投资减少、生产节奏加快、能耗降低，是一种“经济、环保”的热轧带钢高效化生产方式。
微合金高强度钢是热轧带钢中的高技术、高附加值产品。在传统厚板坯连轧生产中广泛使用Nb、V、Ti微合金化技术生产管线钢、汽车冲压用钢、船板钢、工程机械用钢、桥梁钢、耐候钢等产品。
与传统厚板坯连轧技术相比，薄板坯连铸连轧技术因流程的重大变革，材料在生产过程中的冶金特征发生了较大变化。薄板坯连铸连轧技术的“铸造组织直轧、微合金元素析出溶解规律”等变化导致在传统厚板坯连轧工艺中开发的成熟TMCP技术难以在新流程中实施，必须开发技术适应性强的高强度微合金钢生产技术。
(1)国外薄板坯连铸连轧技术高强度钢的发展概况
Nb是在传统连轧生产中应用最为广泛和成熟的微合金化元素。在Nb V Ti几种常用微合金元素中，Nb对再结晶的抑制作用最强，因此，Nb微合金化技术的核心是通过Nb提高再结晶温度，增加奥氏体未再结晶区的应变累积，提高γ→α相变形核率，从而生产强、韧性优异的细晶粒钢。然而，在薄板坯连铸连轧流程生产中，粗大的铸造枝晶组织再结晶动力学缓慢，Nb又抑制奥氏体再结晶，从而使铸造枝晶组织再结晶不完全并最终导致钢带组织混晶，因此，在薄板坯连铸连轧流程中生产Nb微合金钢是比较困难的。尽管如此，Nb钢优异的强韧性还是吸引北美的NUCOR和HYLSA等公司进行了大量的薄板坯流程Nb微合金钢生产技术开发，现已基本解决了Nb钢的组织不均匀性，开发了对韧性要求较高的X52-X70管线钢和对成形性能要求较高的汽车冲压用钢等，见表1。但Nb的使用量≤0.07％，钢带的规格≤9.0mm，否则，组织均匀性仍难以控制。
表1NUCOR公司开发的Nb微合金化低合金钢强度高的成分和性能
| C％ | Mn％ | Nb％ | Mo％ | Ni％ | N％ | RelKsi | RmKsi | A％ | |
| HSLA-Nb-4 | 0.045 | 0.5 | 0.025 | 0.009 | 57 | 70 | 34 | ||
| HSLA-Nb-5 | 0.055 | 1.10 | 0.045 | 0.009 | 63 | 77 | 31 | ||
| HSLA-Nb-6 | 0.045 | 1.30 | 0.07 | 0.009 | 73 | 82 | 30 | ||
| HSLA-Nb-Mo-1 | 0.045 | 0.85 | 0.07 | 0.15 | 0.009 | 64 | 78 | 34 | |
| HSLA-Nb-Mo-2 | 0.045 | 0.85 | 0.07 | 0.30 | 0.009 | 72 | 87 | 23 | |
| HSLA-Nb-Mo-3 | 0.045 | 1.30 | 0.07 | 0.30 | 0.009 | 73 | 90 | 23 | |
| HSLA-Nb-Mo-Ni-1 | 0.045 | 1.30 | 0.07 | 0.30 | 0.25 | 0.009 | 77 | 94 | 27 |
既然Nb对粗晶奥氏体再结晶动力学的推迟作用是薄板坯连铸连轧流程Nb微合金钢产生混晶的主要原因，那么，采用对再结晶抑制作用小的微合金元素是比较合理的。微合金化元素V以及V微合金钢的再结晶控轧因具有如下优势而得到广泛关注：
1.加热温度低、终轧温度高，生产效率高，热轧工艺更经济；
2.通过提高N含量和加速冷却可进一步细化铁素体晶粒；
3.采用再结晶控轧可使铁素体晶粒细化。
由于上述V，特别是V-N微合金化的技术优势，目前，北美的薄板坯连铸连轧企业广泛采用V-N微合金化技术生产低合金高强度钢，见表2。北美薄板坯连铸连轧企业主要利用V-N微合金化的沉淀强化作用，所开发的V-N微合金钢的主要强化机制是V的沉淀强化。虽然在开发过程中对钢带的组织细化进行了控制，但钢板的铁素体晶粒尺寸一般为4-10μm，且晶粒度不稳定。
表2北美薄板坯生产V-N钢的成分和力学性能
| 试样 | 钢带厚度mm | CWt％ | SiWt％ | MnWt％ | ALWt％ | VWt％ | NWt％ | RelMPa | RmMPa | A％ |
| A-11 | 12.6 | 0.064 | 0.01 | 1.01 | 0.039 | 0.065 | 0.014 | 425 | 505 | 33 |
| A-12 | 7.8 | 0.053 | 0.01 | 0.99 | 0.036 | 0.067 | 0.156 | 506 | 529 | 31 |
| A-13 | 2.1 | 0.056 | 0.03 | 0.78 | 0.036 | 0.058 | 0.136 | 415 | 485 | 32 |
| A-14 | 3.8 | 0.058 | 0.02 | 0.86 | 0.037 | 0.086 | 0.0163 | 444 | 555 | 28 |
| A-15 | 6.3 | 0.050 | 0.01 | 0.80 | 0.050 | 0.057 | 0.0146 | 395 | 496 | 29 |
| B-1 | 2.0 | 0.054 | 0.19 | 0.99 | 0.024 | 0.050 | 0.0150 | 442 | 517 | 28 |
| B-2 | 7.6 | 0.051 | 0.20 | 0.97 | 0.022 | 0.046 | 0.0140 | 399 | 506 | 33 |
| C-3 | 57 | 0.052 | 0.36 | 1.58 | 0.026 | 0.120 | 0.0200 | 536 | 627 | 30 |
(2)国内薄板坯连铸连轧技术高强度钢的发展概况
我国薄板坯技术生产历史较短，至珠钢第一条薄板坯连铸连轧生产线1999年8月投产以来仅有6年历史，且大部分机组是近两年投入使用的。目前，我国仅珠钢、包钢开展了薄板坯流程微合金化高强度钢的工业化试生产工作，开发的目标主要是X52-X60管线钢、QStE340TM-QStE420TM汽车大梁用钢等。采用的技术主要为Nb微合金化。通过几年的研究与开发，已解决了Nb微合金钢的混晶问题，开发的系列Nb微合金钢产品已开始批量化生产，见表3。目前，我国薄板坯连铸连轧流程Nb微合金钢生产的最高强度水平为屈服强度420MPa级，更高强度级别钢带的生产技术还有待进一步开发。在薄板坯连铸连轧流程高强度钢生产上，采用V-N微合金化技术仍然是空白。
表3我国薄板坯Nb微合金钢的成分和力学性能
| 试样号 | 钢带厚度mm | CWt％ | SiWt％ | MnWt％ | ALWt％ | NbWt％ | TiWt％ | RelMPa | RmMPa | A％ |
| X52 | 7.1 | 0.06 | 0.2 | 1.10 | 0.035 | 0.03 | 0.015 | 400 | 480 | 35 |
| X56 | 9.5 | 0.06 | 0.2 | 1.20 | 0.035 | 0.04 | 0.015 | 420 | 510 | 34 |
| X60 | 9.5 | 0.06 | 0.2 | 1.40 | 0.035 | 0.05 | 0.015 | 450 | 560 | 30 |
| QStE340TM | 5.0 | 0.05 | 0.2 | 0.80 | 0.035 | 0.02 | 0.015 | 400 | 490 | 37 |
| QStE380TM | 6.0 | 0.05 | 0.2 | 1.00 | 0.035 | 0.03 | 0.015 | 430 | 520 | 34 |
| QStE420TM | 6.0 | 0.05 | 0.2 | 1.20 | 0.035 | 0.04 | 0.015 | 450 | 550 | 32 |
综上所述，薄板坯连铸连轧流程也是微合金高强度钢生产的有效手段。但因流程的变化使该技术生产Nb微合金钢易于出现混晶。虽然国内外都采取有效措施避免了混晶发生，但高Nb含量、较厚规格和较高强度的钢带生产仍有一定困难。北美虽然利用Nb微合金化技术开发了屈服强度485MPa级的X70管线钢，但强度除Nb微合金化贡献之外，采用Mo合金化并获得针状铁素体组织是该钢获得高强度的更重要的原因。
依靠Nb微合金化技术获得屈服强度450MPa以上(含)是比较困难的，因此，国外采用V、V-N微合金化技术，充分利用V的沉淀强化作用生产高强度级别钢带。因国外V、V-N微合金钢主要采用沉淀强化技术生产，因此钢板的韧性、成形性能等仍有待改进。
发明内容
本发明的目的是提供一种采用薄板坯连铸连轧技术生产V-N微合金高强度钢带的工艺，该工艺可在薄板坯连铸连轧机组上生产具有良好的韧性、焊接性能和成形性能的高强度细晶粒钢带和钢板。
本发明的目的通过以下技术方案予以实现：
一种采用薄板坯连铸连轧技术生产V-N微合金高强度钢带的工艺，该工艺针对薄板坯连铸连轧的工艺特点及钢水的化学成分，采用电炉或转炉冶炼、精炼、薄板坯连铸、铸坯凝固后直接进入辊底式加热或均热炉、热轧、层流冷却、卷取工艺流程，其中薄板坯连铸连轧的工艺参数是：铸坯入炉温度为900～1050℃；均热温度1050～1250℃；开轧温度1000～1170℃；终轧温度840～950℃；卷取温度530～670℃；钢水的化学成分范围是：C：0.03～0.08wt％；Si：0.01～0.8wt％；Mn：0.1～2.0wt％；V：0.01-0.20wt％；Alt：0.010-0.06wt％；N：0.002～0.03wt％。
采用本发明的工艺流程、化学成分和连铸、加热或均热、热轧、卷取工艺参数可获得铁素体晶粒尺寸范围为2.5～6.0微米的超细晶粒或细晶粒钢，钢带的屈服强度范围为420～700MPa，厚度范围为1.4～12mm。
本发明的技术特点是：
(1)通过对薄板坯铸坯中的沉淀控制显著细化钢带的组织
本发明采用V-N微合金化设计，通过提高N含量促进V的碳氮化物析出的热力学和动力学，使V的碳氮化物在铸坯中大量析出。通过合理的连铸二冷和拉速控制，提高铸坯的冷却速度，抑制铸坯中沉淀析出的微细沉淀粒子长大。合理地选择加热温度和时间，防止连铸坯中的微细沉淀粒子大量溶解和长大。
利用连轧开始前铸坯中的微细沉淀析出抑制热轧过程中变形奥氏体再结晶晶粒长大，细化奥氏体组织。
(2)通过再结晶控轧进一步细化钢带的组织
本发明通过连轧过程中奥氏体的反复再结晶，细化奥氏体组织并最终获得细化的铁素体组织。
(3)通过合理的卷取工艺控制获得理想的沉淀强化效果
本发明选择V(C，N)在铁素体中析出具有良好的热力学和动力学条件的温度范围进行卷取，使V(C，N)在铁素体中的沉淀析出量大、颗粒尺寸小，提高钢带的沉淀强化增量。
与现有技术相比，本发明具有以下优点：
1.晶粒细化明显
一般来说，V钢的主要强化机制是沉淀强化。本发明充分利用N对V沉淀的有效促进作用，并充分利用薄板坯连铸的凝固特征，使V的碳氮化物在铸坯中大量沉淀析出并有效控制其溶解和长大，利用这些铸坯中的微细沉淀粒子，可将热轧过程中变形奥氏体再结晶晶粒尺寸钉扎于4.0-10.0微米，通过热轧后奥氏体组织细化而获得细晶或超细晶组织。利用本发明开发的高强度钢带的主要强化机制是细晶强化，因此解决了V沉淀强化钢屈强比高、韧性低等缺点。
北美的ALGOMA、GALLITAIN等钢铁公司也利用薄板坯连铸连轧流程，采用V-N微合金化技术生产高强度钢。其生产的V-N微合金钢的铁素体晶粒尺寸为4.0-10.0微米，采用的晶粒细化控制技术为热轧工艺的再结晶控轧。钢带的细化程度没有本发明明显，采用的控制方法也不同。
2.性能稳定
采用本发明生产钢带的主要强化机制是细晶强化，因此钢带晶粒度的稳定性是钢带力学性能稳定性的关键。在本发明中，钢带的晶粒尺寸主要是由铸坯中的微细沉淀粒子的数量和粒度决定的，与变形的关联度较小，因此，不同规格钢带的晶粒度差异较小，力学性能稳定。
3.钢带综合性能优异
采用本发明生产的高强度钢带的强化机制是：“细晶强化为主；沉淀强化为辅”。因组织十分细小，钢带同时具有较高的强度和韧性，另外，钢带的冷弯成形性能、焊接性能等也十分优异。
具体实施方式
本发明实施例采用薄板坯连铸连轧工艺流程，利用V-N微合金化技术进行了高强度微合金钢的生产。
实施例1
钢水化学成分：0.03～0.04％C-0.2～0.3％Si-0.7～0.9％Mn-0.02～0.025％P-0.008～0.010％S-0.03～0.05％V-0.015-0.025％Alt-0.010～0.013％N。
工艺：铸坯入炉温度：920～950℃；均热温度：1130～1150℃；开轧温度1000～1100℃；终轧温度：840～860℃；卷取温度：550～600℃。
钢带的晶粒度和力学性能见表4。
表4实施例1钢带的晶粒尺寸和力学性能
| 钢带厚度mm | 晶粒尺寸μm | RelMPa | RmMPa | A％ | 宽冷弯b＝35mm，d＝a180° |
| 1.8 | 5.4 | 440 | 540 | 33 | 完好 |
| 2.5 | 5.8 | 425 | 510 | 34 | 完好 |
| 3.2 | 5.8 | 430 | 520 | 30 | 完好 |
| 6.3 | 6.0 | 435 | 530 | 29 | 完好 |
实施例2
钢水化学成分：0.05～0.06％C-0.02～0.05％Si-1.2～1.4％Mn-0.015～0.020％P-0.003～0.008％S-0.06～0.10％V-0.015-0.025％Alt-0.0～0.018％N。
工艺：铸坯入炉温度：950～1000℃；均热温度：1100～1140℃；开轧温度1000～1100℃；终轧温度：840～860℃；卷取温度：550～600℃。
钢带的晶粒度和力学性能见表5。
表5实施例2钢带的晶粒尺寸和力学性能
| 钢带厚度mm | 晶粒尺寸μm | RelMPa | RmMPa | A％ | 宽冷弯b＝35mm，d＝a180° |
| 1.8 | 4.1 | 540 | 630 | 29 | 完好 |
| 3.2 | 4.3 | 520 | 625 | 29 | 完好 |
| 6.0 | 4.6 | 510 | 610 | 27 | 完好 |
| 12.0 | 4.4 | 515 | 615 | 24 | 完好 |
实施例3
钢水化学成分：0.06～0.08％C-0.2～0.5％Si-1.4～1.6％Mn-0.015～0.020％P-0.001～0.004％S-0.013～0.15％V-0.030-0.05％Alt-0.022～0.025％N。
工艺：铸坯入炉温度：900～950℃；均热温度：1100～1130℃；开轧温度1000～1100℃；终轧温度：840～860℃；卷取温度：550～600℃。
钢带的晶粒度和力学性能见表6。
表6实施例3钢带的晶粒尺寸和力学性能
| 钢带厚度mm | 晶粒尺寸μm | RelMPa | RmMPa | A％ | 宽冷弯b＝35mm，d＝a180° |
| 1.8 | 2.5 | 710 | 820 | 23 | 完好 |
| 3.2 | 2.8 | 720 | 790 | 23 | 完好 |
| 6.0 | 2.7 | 705 | 800 | 22 | 完好 |
| 8.0 | 2.9 | 700 | 780 | 20 | 完好 |
Claims (1)
1、一种采用薄板坯连铸连轧技术生产V-N微合金高强度钢带的工艺，其特征在于针对薄板坯连铸连轧的工艺特点及钢水的化学成分，采用电炉或转炉冶炼、精炼、薄板坯连铸、铸坯凝固后直接进入辊底式加热或均热炉、热轧、层流冷却、卷取工艺流程，其中薄板坯连铸连轧的工艺参数是：铸坯入炉温度为900～1050℃；均热温度1050～1250℃；开轧温度1000～1170℃；终轧温度840～950℃；卷取温度530～670℃；钢水的化学成分范围是：C：0.03～0.08wt％；Si：0.01～0.8wt％；Mn：0.1～2.0wt％；V：0.01-0.20wt％；Alt：0.010-0.06wt％；N：0.002～0.03wt％。
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Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN100345641C (zh) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100488649C (zh) * | 2007-11-28 | 2009-05-20 | 钢铁研究总院 | 采用薄板坯连铸连轧生产低碳高铌高强韧性钢带的工艺方法 |
| WO2009076890A1 (zh) * | 2007-12-11 | 2009-06-25 | Wuhan Iron and Steel (Group) Corp | 薄板坯连铸连轧生产宽带钢的方法及其*** |
| CN101658861B (zh) * | 2008-08-27 | 2011-04-20 | 徐凯 | 多元铜钛锌合金板材连续铸轧方法 |
| CN102534367A (zh) * | 2011-12-02 | 2012-07-04 | 北京科技大学 | 一种超高强热轧汽车结构用钢及制备方法 |
| CN102943203A (zh) * | 2012-09-03 | 2013-02-27 | 莱芜钢铁集团有限公司 | 屈服强度为700MPa级的热轧H型钢及其制备方法 |
| CN103014491A (zh) * | 2012-12-21 | 2013-04-03 | 首钢总公司 | 一种600MPa级低合金高强度特厚钢板及其生产方法 |
| CN104894474A (zh) * | 2015-07-10 | 2015-09-09 | 东北大学 | 一种v-n微合金化q550级别中厚钢板及其制备方法 |
| JP2017057449A (ja) * | 2015-09-15 | 2017-03-23 | 新日鐵住金株式会社 | 耐サワー性に優れた鋼板及びその製造方法 |
| CN116043094A (zh) * | 2023-01-09 | 2023-05-02 | 鞍钢股份有限公司 | 一种改善中间丝热处理性能的铜包钢丝制造方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100336617C (zh) * | 2004-10-25 | 2007-09-12 | 广州珠江钢铁有限责任公司 | 一种应用薄板坯连铸连轧工艺生产焊接气瓶用热轧钢板的方法 |
-
2005
- 2005-10-20 CN CNB2005101004212A patent/CN100345641C/zh not_active Expired - Fee Related
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100488649C (zh) * | 2007-11-28 | 2009-05-20 | 钢铁研究总院 | 采用薄板坯连铸连轧生产低碳高铌高强韧性钢带的工艺方法 |
| WO2009076890A1 (zh) * | 2007-12-11 | 2009-06-25 | Wuhan Iron and Steel (Group) Corp | 薄板坯连铸连轧生产宽带钢的方法及其*** |
| CN101658861B (zh) * | 2008-08-27 | 2011-04-20 | 徐凯 | 多元铜钛锌合金板材连续铸轧方法 |
| CN102534367A (zh) * | 2011-12-02 | 2012-07-04 | 北京科技大学 | 一种超高强热轧汽车结构用钢及制备方法 |
| CN102943203A (zh) * | 2012-09-03 | 2013-02-27 | 莱芜钢铁集团有限公司 | 屈服强度为700MPa级的热轧H型钢及其制备方法 |
| CN102943203B (zh) * | 2012-09-03 | 2014-12-10 | 莱芜钢铁集团有限公司 | 屈服强度为700MPa级的热轧H型钢及其制备方法 |
| CN103014491A (zh) * | 2012-12-21 | 2013-04-03 | 首钢总公司 | 一种600MPa级低合金高强度特厚钢板及其生产方法 |
| CN104894474A (zh) * | 2015-07-10 | 2015-09-09 | 东北大学 | 一种v-n微合金化q550级别中厚钢板及其制备方法 |
| JP2017057449A (ja) * | 2015-09-15 | 2017-03-23 | 新日鐵住金株式会社 | 耐サワー性に優れた鋼板及びその製造方法 |
| CN116043094A (zh) * | 2023-01-09 | 2023-05-02 | 鞍钢股份有限公司 | 一种改善中间丝热处理性能的铜包钢丝制造方法 |
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