CN100455692C - 一种高强度耐候钢的生产方法 - Google Patents

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CN100455692C CNB2006101253652A CN200610125365A CN100455692C CN 100455692 C CN100455692 C CN 100455692C CN B2006101253652 A CNB2006101253652 A CN B2006101253652A CN 200610125365 A CN200610125365 A CN 200610125365A CN 100455692 C CN100455692 C CN 100455692C
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北京科技大学
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Abstract

本发明涉及一种高强度耐候钢的生产方法,属低合金钢制造领域。本发明创新点在于钢的成分及钢的生产方法,它在成分设计上采用极低磁、Cu-Cr-Ni-Mo-Nb的加入及Ti-Al-Zr中的两种或两种以上复合添加,将碳含量控制在接近或小于常温下碳在α-Fe中的最大溶解度0.0218%,以减少或抑制渗碳体的析出,保证主控组织为均匀的贝氏体组织,以得到优良的耐候性能;本发明钢采用淬火+回火工艺生产,具有优良的耐候性,优异的低温韧性和焊接性,钢板沿板厚方向上的微观组织和力学性能均匀,对于小于或等于50mm厚度钢板在常温下焊接时,焊前不用预热,焊后不需热处理,提高了焊接效率,可广泛用于桥梁、建筑、交通、海洋平台等工程结构。

Description

一种高强度耐候钢的生产方法
技术领域
本发明涉及一种高强度耐候钢的生产方法,具体地说是一种低温韧性和焊接性能优异的贝氏体组织高强度耐候钢的生产方法,属低合金钢制造领域。
背景技术
在本发明以前,相近强度级别的髙强度结构钢-·般也采用调质工艺生产但是其碳含量都较高,如美国材料与试验协会标准ASTMA709/A709M-01b中的100、100W钢,其所要求的碳含量都必须大于等于
0.10%,这样虽然保证了强度,但低温韧性、焊接性能、耐候性能较差。2004年鞍山钢铁集团公司申请了 ’’高抗拉强度高韧性低屈强比W氏体钢及苒生产方法”,专利申请号为2004100967957。该钢的主要化学成分和本发明比·较接近,但是采用TMCP+RPC+SQ方法进行生产,得到的是抗拉强度级别为800MPa级别的高强度钢,并且该钢以淬火状态交货,钢的残余应力较大。另外钢中不含Cr,因而耐候性能较差。2004年武汉钢铁(集团)公司中请了“针状组织高强度耐候钢及其生产方法”,专利申请兮为200410061112.4,该钢的主要成分和本发明也比较接近,但未添加微量元素硼,并且按热机械控制轧制技术+驰豫-析出控制技术生产,钢的抗拉强度仅为590〜650MPa。以超低碳的化学成分,按淬火+回火工艺生产抗拉强度为690MPa级的耐候钢国内外未见文献报道。
发明内容
针对现在高强度结构钢存在碳含量高、低温韧性、焊接性能、耐候性能较差、抗拉强度低的问题,本发明提供一种具有优良的耐候性,优异的低温韧性和焊接性,钢板沿板厚方向上的微观组织和力学性能均匀的抗拉强度为690MPa级的高强度耐候钢及其生产方法,钢的成分设计简单,与传统调质高强度钢相比,钢的碳含量极低,因而其组织均匀性和力学均匀性较好,钢板的低温钥性、耐候性、焊接性能优异。
一种高强度耐候钢,所述钢的化学成分(熔炼分析)按重量百分计为:
C O. Ol〜O. 04、Si O. 20〜O. 35、Mn I. 30〜I. 80、0<P^0. 060、S彡O. 010、Cu O. 25〜O. 40、Cr O. 20〜O. 40、Ni O. 15 〜O. 35、Mo 0.10〜O. 40、Nb O. 040〜O. 090、B O. 0008〜O. 0030 以及 Ti彡O. 030、Als彡O. 040、Zr<0. 010中的两种或两种以上,余量为Fe及不可避免的夹杂,此外还须·满足焊接冷裂纹敏感性系数:
Pcm=C+Si/30+ (Mn+Cu+Cr) /20+Mo/15+Ni/60+VA0+5B 彡0.200/0o以下详述本发明中 C、Si、Mn、P、S、Cu、Cr、Ni、Mo、Nb、Ti、Als、Zr限定量的理由。
本发明的C含量选择在0.01%〜0.04%。C在钢铁材料中一般充当强化组元,如果溶入基体中,能够起到固溶强化的作用,增加碳含量会促进形成碳化物及马氏体。为了提高焊接性、低温韧性及耐候性能,本发明的碳含量极低,即接近或小于在常温下碳在铁素体中的最大溶解度0.0218%。在Y—α的转变过程中,由于Nb (CN)的析出,铁素体中碳的溶解度极限不容易被超过,从而在显微组织中形成ε碳化物或Fe3C的可能性极小,高碳M—A—C组元的出现几率也很小,即较少发生C原子的不均匀分配,保证了钢组织的均匀。各微区之间电极电位更趋于一致,提高了钢的耐候性能。碳含量也不能够无限制的减小,否则,钢板强度将达不到要求。碳含量如大于0.04%,则增大了在γ—α的相变中C原子的重组,生成的碳化物由于形成有效的阴极而降低钢的耐蚀性能,焊接性能及低温性能也随之降低。与传统的低碳调质钢不同的是,本发明钢因降碳而造成的强度上的损失主要通过少量合金的添加来保证。
本发明的Si含量在0.20%~0.35%,Si主要以固溶强化形式提高钢的强度,同时也是钢中的脱氧元素,但含量不可过高,以免降低钢的韧性和焊接性能。
本发明的Mn含量选择在1.30%~1.80%。Mn是重要的强籾化元素,对贝氏体转变有较大的促进作用。但太高的Mn有损于钢的韧性,而太低的Mn则不能保证钢板的强度。· 本发明的P含量为:0<Ρ^0.060%,高的P含量会大幅度提高钢的耐候性,并可通过P的适量合理偏聚,弥补极低碳钢晶间强度降低的不足。其适宜量为彡O. 060%,但不为零。
本发明的S<0. 010%,高的S含量不仅会使钢板纵横向性能产生明显差异,同时也降低钢的低温韧性和Z向性能。硫化物夹杂会使钢的耐候性能也明显降低。其适宜量为彡O. 010%。
Cu能提高钢的淬透性,在钢中主要起固溶及沉淀强化作用,同时还可通过Cu-Cr-Ni的适宜配比,提高钢的耐候性能,此外还有利于获得良好的低温韧性,增加钢的抗疲劳裂纹扩展能力。Cu含量小于0.25%,其沉淀强化作用不明显。在本发明中Cu的加入量大于0.40%时,钢板焊接热影响区韧性会降低,且在钢坯加热过程中易产生网裂。其适宜量为0.25%〜0.40%。
Cr也是提高淬透性的有效元素,一定量的Cr可以使钢获得良好的耐候性能。在Cu-Cr-Ni复合添加的情况下,Cr有助于提高淬透性以及耐候性能,其适宜量为0.20%~0.40%。
Ni能提高淬透性,具有一定的强化作用 ,还能显著地改善钢材的低温韧性。使基材和焊接热影响区低温韧性大幅度提高。Ni还能有效阻止Cu的热脆引起的网裂。Ni可显著提高钢的耐候性能,尤其是耐海水腐蚀性能。其加入量小于0.10%,则Ni起不到作用,但含量过高易造成钢板氧化铁皮难以脱落且增加钢的成本。本发明中Ni的适宜量为0.15%〜0.35%。
Mo的含量为0.10%〜0.40°/。。Mo能增加淬透性,显著提高钢的强度。但过高的Mo会使钢的低温钿性显著恶化。过量的Mo也会在焊接时形成马氏体,导致焊接接头脆性的增加。故适宜的上限控制为0.40%。
Nb是强碳氮化合物形成元素,能提高钢的奥氏体再结晶温度。奥氏体可以在更高的轧制温度下进行轧制,此外Nb在轧制过程中通过Nb的碳氮化物的应变诱导析出可以钉扎奥氏体晶粒,细化奥氏体晶粒并提高强度及低温韧性。Nb有时单独或与Ti 一起复合加入以通过沉淀强化提高钢的机械性能。但过高的Nb也易与Fe、C等元素形成低熔点共晶物,从而增加焊缝金属产生热裂纹的倾向。本发明中Nb的适宜量为0.040%〜0.090%。
本发明的钢中还含有Ti、Als、Zr的两种或两种以上。
Ti是强氮化物形成元素,Ti的氮化物能有效地钉扎奥氏体晶界,因此有助于控制奥氏体晶粒的长大,Ti的适宜含量控制在彡O. 030%。本发明的钢Als含量控制在彡O. 040%,Al是钢中的主要脱氧元素。Als含量大丁 0.040%,将导致Al的氧化物夹杂增加,降低钢的纯净度,不利于钢的韧性及耐候性能。Al的熔点较高,在生产中,Al可以用来阻止晶粒长大。
本发明中Zr彡0.010%,适量的Zr在高温过程中形成的氧化物,可作为针状组织形核质点,在焊接热影响区形成大量针状组织,以改善钢板抗大线能量焊接性能。
本发明属低合金钢制造领域,本发明除含有上述化学成分外,余量为Fe及不可避免的夹杂,同时还须满足焊接冷裂纹敏感性系数:Pcm=C+Si/30+ (Mn+Cu+Cr) /20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B<0. 20%。(Pcm 值越低表示钢的焊接冷裂纹倾向性越低)
本发明还提供上述高强度耐候钢的生产方法,采用铁水预脱硫,转炉顶底复合吹炼,RH真空循环脱气工艺,全流程保护浇注,钢的化学成分(熔炼分析)按重量If分计为:C 0.01〜0.04、Si 0.20〜0.35、Mn 1.30〜1.80、·0<P<0.060、S彡O. 010、Cu O. 25〜O. 40、Cr O. 20〜O. 40、Ni O. 15〜
0.35、Mo O. 10 〜O. 40、Nb O. 040 〜O. 090、B O. 0008 〜O. 0030 以及Ti彡O. 030、Als彡O. 040、Zr彡O. 010中的两种或两种以上,余景为Fe及不可避免的夹杂,此外还须满足焊接冷裂纹敏感性系数:PcnpC+Si/M(l·(Mn+Cu+Cr) /20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B^0. 20%;将钢坯在 1180〜1300°C充分奥氏体化后,采用两阶段轧制,初轧开轧温度彡1150Ό,精轧开轧温度<950°C,精轧结束温度S820O,末三道累计压下率彡40%,轧后空冷,然后进行热处理,热处理工艺为淬火:890Ό〜950°C,冋火:570°C〜670’C(
本发明中钢坯的轧制采用简单的热轧技术,对轧钢的控制要求并不高。钢板热轧后不用进行加速冷却,因而对乳钢设备的要求并不高。本发明成分设计上采用极低碳、Cu-Cr-Ni-Mo-Nb的加入及Ti-Al-Zr中的两种或两种以上复合添加,将碳含量控制在接近或小于常温下碳在α-Fe中的最大溶解度0.0218%,以减少或抑制渗碳体的析出,保证了主控组织为均勻的贝氏体组织,以得到优良的耐候性能;本发明钢采用淬火+回火工艺生产,具有优良的耐候性,优异的低温韧性和焊接性,钢板沿板厚方向上的微观组织和力学性能均匀。对于小于或等于50mm厚度钢板在常温下焊接时,焊前不用预热,焊后不需热处理,提高了焊接效率,可广泛用于桥梁、建筑、交通、海洋平台等工程结构。
本发明的高强度耐候钢及其生产方法具有如下优点:
1.本发明钢成分设计简单,钢的成分设计为极低碳Cu-Cr-Ni-Mo成分系列,添加高Nb高P,得到钢的主控组织为贝氏体,比一般调质钢的回火索氏体组织更均匀,组织间微区电极电位差更小,钢的耐候性能更好,低温韧性更加优异。·
2.本发明的钢添加较高P元素可显著提高耐候性能。
3.本发明的钢应用淬火+回火工艺进行生产,保证了钢板沿板厚方向上的组织均匀和力学性能稳定性。
4.本发明生产的钢具有极佳的强朝性匹配,优异的低温韧性,同时具有优异的焊接性能,可简化焊接工艺,提高焊接效率,本发明的钢可广泛用于桥梁、建筑、交通、海洋平台等工程结构,利于推广应用。
具体实施方式
实施例I:按照本发明钢成分要求,采用铁水预脱硫,在80吨氧气顶底复吹转炉上冶炼本发明的钢,经RH真空脱气处理后,采用全流程保护性连续浇铸;钢的主要化学成分(熔炼分析)见表I的发明钢〗,钢坯在1180°C充分奥氏体化后出炉轧制,开轧温度为1150Ό (开轧温度的上限受奥氏体化温度的制约);精轧开轧温度分别为910°C、925°C,精轧结束温度分别为7830C> SOl0C (精轧开轧温度和结束温度不能过低,否则钢板的轧制变形抗力较大,不利于轧制),末三道累计压下率分别为40%、45%ο热轧后空冷至室温。生产的钢板厚度分别16、26mm。然后钢板进行淬火和回火,淬火温度分别为890°C、910°C,回火温度分别为570°C、590°C。
实施例2:按照本发明钢成分要求,采用铁水预脱硫,在80吨氧气顶底复吹转炉上冶炼本发明的钢,经RH真空脱气处理后,采用全流程保护性连续浇铸;钢的主要化学成分(熔炼分析)见表I的发明钢2,钢坯在1300°C充分奥氏体化后出炉轧制,开轧温度为1200°C (开轧温度的上限受奥氏体化温度的制约);精轧开轧温度分别为935°C、945°C,精轧结束温度分别为807Ό、815Ό (精乳开轧温度和结束温度不能过低,否则钢板的轧制变形抗力较大,不利于轧制),末三道累计压下率分别为40%、45%0热轧后空冷至室温。生产的钢板厚度分别40、50mm。然后钢板进行淬火和回火,淬火温度分别为93(TC、950°C,回火温度分别为640°C、670Ό。
实施例I、实施例2生产的钢进行力学性能检验,结果见表2和表3。
本发明钢和对比钢丨(专利申请号为200410061112.4中的实例)以及对比钢2 (专利申请号为2004100967957中的实例)的主要化学成分、生产工艺、实际力学性能、焊接冷裂纹敏感性指数、耐腐蚀性指数的对比见表I。
由表I可见:1.在化学成分上,本发明和比较钢I相比,添加了 B元素,该元素成本较低,其他成分比较接近;本发明和比较钢2相比,添加了少量元素Cr,其他成分也比较接近。本发明钢和两种比较钢相比,实际炼钢成本比较接近。
2.在生产工艺上,比较钢I和比较钢2都采用热机械控制轧制技术+驰豫-析出控制技术,其中比较钢2还须采用进热处理亚温淬火的工艺,即都需采用热轧后加速冷却的工艺,对生产设备的要求比较高。另外,比较钢I的加速冷却后未进行回火处理,比较钢2在淬火后也未进行回火处理,虽然简化了生产工艺,缩短了生产周期,但是钢板(尤其是厚钢板)尚存在一定的残余应力,增加了构件的不安全性,并且由于钢板心部和表层冷却速度难达到一致,因而在板厚方向上存在着力学性能的不均匀性。而本发明钢虽然采用了淬火+回火工艺,但是在热乳后钢板不用进行加速冷却,因而对设备的要求并不高,淬火时钢板心部和表层速度基本上可保持一致,而随后的回火工艺又消除了钢板的残余应力。
3.在力学性能上,本发明钢的抗拉强度介于比较钢I和比较钢2之间,本发明钢的冲击功和比较钢I比较接近,但是本发明钢冲击功的试验温度要求严于比较钢2。
4.在焊接性能上,本发明钢的焊接冷裂纹敏感性指数Pcm低于或接近于两比较钢。因而三个钢种的实际焊接性能比较接近。 5.在耐候性能上,本发明钢的耐腐蚀指数和比较钢I相接近,但明显高于比较钢2,因而本发明钢具有较好的耐候性能。
本发明钢可广泛应用于桥梁、建筑、交通、船舶、海上釆油平台等焊接结构,具有极广阔的应用前景。
表I本发明钢和对比钢的比较(重量百分比计)
(化学成分中佘量为Fe和不可遵兔的杂质)
$较项目发明钢I I 发明钢2 比较钢I 比较钢Ί
C__0.01 一 0.03 — 0.03 0.04 —
—Si ~~ 0.20 0.30 — 0.21 0.44
—Mn ~~ 1.30 1.60 ~~ 1.34 1.60
. P 0.060 — 0.020 0.008 ~ 0.011 ~~·
^ S 0.010 — 0.006 0.006 ~ 0.006
J Cu " 0.25 — 0.35 0.29 0.51 —
^ Cr — 0.20 " 0.35 一 0.38 —
( Ni — 0.15 — 0.35 0.24 ~ 0.26 —
熔 Mo ~ 0.10 — 0.30 0.25 0.22 ~
炼 Nb _ 0.040 — 0.090 0.035 — 0.043
分 B ~ 0.0008 — 0.0030 残余 — 0.0016 ~~
析 Ti__0030__0020____0.015
) Zr 0.010 O 残余 一
Als 0.035 0.025 0.020 0.030
^ 卩入 O O 0.15kg/t 钢 O
生产工艺 mmT+ SSS- ™cp;rpc+s
抗拉强度(MPa) 一695〜750 700〜725 — 590〜650 855〜860
Mtb -20 iC — — — 219—277
V型冲击 -40Ό 230〜298 210〜245 210〜298 —
功⑴丨_____
O.12 0.20 0.16 0.19敏感性指数Pcm_____
耐腐蚀指数I 6.2 6.6 6.0 5.4
注:①“TMCP+RPC”即为,机械控制轧制技术+驰豫-析出”
②耐腐蚀指数丨计算公式为美国材料与试验协会标准ASTM GlOl-OlwStandard Guide for
Estimating the Atmospheric Corrosion Resistance of Low-Alloy Steels”中修iH的 Legault-Leckie
公式,其值越高,表示耐腐蚀能力越强;计算公式I 二 26.01(%Cu)
+3.88(%Ni)+1.20(%Cr)+1.49(%Si)+i7.28(%P)-7.29(o/oCu)(%Ni)
-9.10(%Ni)(%P)-33.39(%Cu)2

Claims (1)

1 .—种高强度耐候钢的生产方法,采用铁水预脱硫,转炉顶底复合吹炼,RH真空循环脱气工艺,全流程保护浇注,其特征在于钢的化学成分(熔炼分析)按重量百分计为:C O. Ol〜0.04、Si O. 20-0. 35、Mn I. 30-1. 80、0<P彡O. 060、S彡0.010、Cu O. 25〜0.40、Cr 0.20〜O. 40、Ni O. IB-0.35、Mo 0.10 〜O. 40、Nb 0.040 〜0.090、B O. 0008 〜·O. 0030 以及TiSO. 030、Als彡O. 040、Zr^O. 010中的两种或两种以上,余景为Fe及不可避免的夹杂,此外还须满足焊接冷裂纹敏感性系数:PcrrFC+Si/3(H(Mn+Cu+Cr) /20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B^0. 20%;将钢坯在 1180〜1300Ό充分奥氏体化后,采用两阶段轧制,初轧开轧温度>1150°C,精轧幵轧温度<950°C,精轧结束温度<820°C,末三道累计JS下率>40%,轧后空冷至室温,然后进行热处理,热处理工艺为淬火:890°C〜950°C,冋火:570°C〜·670。。。·
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