CN101392350A

CN101392350A - 一种极低屈服点钢板及其制造方法

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Publication number: CN101392350A
Application number: CNA2007100460768A
Authority: CN
Inventors: 刘自成; 施青
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2007-09-18
Filing date: 2007-09-18
Publication date: 2009-03-25
Anticipated expiration: 2027-09-18
Also published as: CN101392350B

Abstract

本发明提供了一种极低屈服点钢板及其制造方法。所述极低屈服点钢板由以下化学成分组成：C：0.006～0.018wt％、Si≤0.10wt％、Mn：0.10～0.30wt％、P≤0.015wt％、S≤0.005wt％、Nb：0.035～0.055wt％、V：0.025～0.055wt％、Als：0.035～0.055wt％、Ti：0.015～0.025wt％、N≤0.0025wt％、Ca：0.001～0.005wt％，余量为Fe和不可避免的杂质。通过上述微合金元素的组合设计与热轧工艺相结合，获得了屈服点YP≤235MPa、延伸率δ₅≥50％，具有优良抗低周疲劳性能和焊接性能的极低屈服点钢板。本发明的极低屈服点钢板特别适用于制造大型钢结构的抗震阻尼器。

Description

一种极低屈服点钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及钢材领域，具体地说，本发明涉及极低屈服点钢板，更具体地说，本发明涉及一种制造大型钢结构抗震阻尼器的极低屈服点钢板。

背景技术

众所周知，碳素结构钢是最重要的工程结构材料之一，广泛应用于造船、桥梁结构、压力容器、建筑结构、汽车工业、铁路运输及机械制造。碳素结构钢的性能取决于其化学成分及制造工艺，其中强度、韧性、延伸率和焊接性是碳素结构钢最重要的性能，它最终决定于成品钢材的显微组织和钢板化学成分。随着钢结构大型化、超高度化及结构设计复杂化，对钢结构整体抗震性能提出了更高的要求，单从降低钢结构主承梁钢板的屈强比(YR≤0.80)已不能满足大型钢结构抵抗8级及以上的强烈地震，因此在钢结构主承梁之间使用抗震阻尼器势在必行。通过抗震阻尼器优良的室温塑性形变能力，可吸收大部分地震波能量，确保钢结构主承梁在强烈地震状态下不至于坍塌，最大程度减少强烈地震带来的人员财产损失。

日本作为多地震国家，最早开发低屈服点软钢，这种低屈服点软钢的特点是屈服强度低、延伸率高，在地震过程中通过先期反复塑性形变吸收地震波能量，避免主要钢结构构件遭受破坏。新日铁、JFE、住友金属等均开发出具有各自特色的低屈服点软钢。屈服点在245MPa以下的低屈服点软钢，一般采用Si—Mn成分体系：如新日铁开发的一种钢板的化学成分包含：C：0.05wt％、Si：0.03wt％、Mn：0.27wt％、P：0.021wt％、S：0.012wt％，其屈服点YP为238MPa，抗拉强度TS为335MPa，延伸率δ5为55％；新日铁开发的另一种钢板的化学成分包含：C：0.017wt％、Si：0.008wt％、Mn：0.38wt％、P：0.017wt％、S：0.006wt％，其屈服点YP为215～245MPa，抗拉强度TS为300～400MPa，延伸率δ₅≥40％。屈服点在130MPa以下的极低屈服点软钢，一般采用纯铁成分体系。

此外，对于极低屈服点钢板来说，钢中固溶原子N会极大提高钢板的屈服强度，降低钢板室温变形能力，通常采用Ti、Nb等微合金化技术固定间隙原子N，消除应变时效和不连续屈服【制铁研究(日文)，1989，No.334，P17；JSSC，1992，No.6，P15；日本建筑学会大会学术讲演梗概集(北海道)，1995年8月，P399；新日铁技报，1995，No.356，P22；CAMP—ISIJ，1992，No.5，P558；日本建筑学会构造系论文集，1995，No.473，P159；日本建筑学会构造系论文集，1995，No.472，P139】。

鉴于上述，本发明者通过研究，采用极低C—超低Si—低Mn—高Als—低N—(Nb+Ti+V)微合金化的成分体系，并控制热轧工艺，开发出了一种极低屈服点钢板。该钢板屈服点YP≤235MPa，具有优良的抗低周疲劳性能及低加工硬化率，可用于制造大型钢结构的抗震阻尼器。

本发明的一个目的在于提供一种极低屈服点钢板。

本发明的另一个目的在于提供所述极低屈服点钢板的制造方法。

发明内容

本发明的第一个方面提供一种低屈服点钢板，该钢板由以下化学成分组成：C:0.006～0.018wt％、Si≤0.10wt％、Mn:0.10～0.30wt％、P≤0.015wt％、S≤0.005wt％、Nb:0.035～0.055wt％、V:0.025～0.055wt％、Als:0.035～0.055wt％、Ti:0.015～0.025wt％、N≤0.0025wt％、Ca:0.001～0.005wt％，余量为Fe和不可避免的杂质；

且上述元素必须同时满足下述关系：

Ti/N≥8.0；

Als/N≥15；

(0.13Nb+0.23V)≥1.02C；

Ti/Nb：0.20～0.60；

Ca/S：0.50～3.0。

在一个优选实施方式中：所述极低屈服点钢板的显微组织为单相铁素体。

在另一优选实施方式中：所述铁素体的平均晶粒尺寸在50～100μm之间。

下面，对本发明的极低屈服点钢板的成分体系作详细叙述。

C：为了保证钢板显微组织为单相铁素体，钢中C含量必须低于其在铁素体中的最大固溶度0.020％，由于在凝固过程中，C会偏析，因此控制C含量≤0.018％，而另一方面考虑到炼钢精炼、物流时间和成本等因素，应控制C含量≥0.006％。

Mn：为确保钢板屈服点YP≤235MPa和低应变硬化率，应控制钢中Mn含量≤0.30％，考虑到炼钢精炼、物流时间和成本等因素，钢中Mn含量≥0.10％。

Si：提高钢板的屈服强度及应变硬化率，降低钢板的拉伸延伸率，因此钢中Si含量必须≤0.1％。

P：作为钢中有害夹杂物，影响钢的力学性能，理论上要求其含量越低越好，但考虑到炼钢可操作性和炼钢成本，P含量需要控制在≤0.015％。

S：在钢中形成有害的硫化物夹杂物，对钢板的拉伸延伸率损害很大，理论上要求其含量越低越好，但考虑到炼钢可操作性和炼钢成本，S含量需要控制在≤0.005％。

Ti：添加微量Ti的目的是与钢中N结合，不仅生成稳定性很高的TiN粒子，消除钢中固溶的N原子，而且生成的TiN粒子粗大均匀，可减少TiN对钢板屈服强度的影响，因此Ti含量控制在0.015～0.025％之间。

Nb、V：添加微量Nb、V的目的是与钢中C结合，生成NbC、VC，消除钢中固溶的C原子，且生成的NbC、VC粒子粗大均匀，可减少NbC、VC对钢板屈服强度的影响，因此Nb含量的适宜范围为0.035～0.055％，V含量的适宜范围为0.025～0.055％。

N：钢中固溶N原子不仅能够极大地提高钢板的屈服强度和应变硬化率，而且能够大幅度地降低钢板室温形变能力，为了确保钢中无间隙原子，N含量越低越好，但考虑到炼钢可操作性和炼钢成本，N含量控制在≤0.0025％。

Als：能够固定钢中的自由[N]，降低焊接热影响区(HAZ)自由[N]，改善大线能量焊接HAZ的低温韧性作用，但是钢中加入过量的Als，不但会造成浇铸困难，而且会在钢中形成大量弥散的针状Al₂O₃夹杂物，损害钢板内质健全性、室温形变能力和焊接性，因此Als的含量应控制在0.035～0.055％之间。

Ca：对钢进行Ca处理，一方面可以进一步纯洁钢液，另一方面对钢中硫化物进行变性处理，使之变成不可变形的、稳定的球状硫化物，可抑制硫的热脆性、提高钢板的室温形变能力。Ca加入量的多少，取决于钢中S含量的高低，Ca加入量过低，处理效果不大；Ca加入量过高，形成Ca(O，S)尺寸过大，脆性也增大，可成为断裂裂纹起始点，降低钢的室温形变能力，同时还降低钢质纯净度，污染钢液。一般Ca含量按ESSP＝(wt％Ca)[1-1.24(wt％O)]/1.25(wt％S)计算，其中ESSP为硫化物夹杂形状控制指数，取值范围0.5～5之间为宜，因此Ca含量的合适范围为0.001％～0.005％。

本发明的第二个方面提供一种极低屈服点钢板的制造方法，该方法包括铁水脱硫、冶炼、RH真空喂Si-Ca丝、连铸、精整、钢坯定尺火切、加热、热轧、缓冷、AUT/MUT、钢板切边切头尾、去表面氧化皮、正火热处理、切定尺，其中在所述热轧过程中，在完全再结晶温度范围内连续轧制，轧制道次压下率≥10％，总压下率≥70％，终轧温度≤1050℃。

在一个优选实施方式中：所述铁水脱硫采用TDS铁水深度脱硫。

在另一个优选实施方式中：在所述连铸过程中，中间包浇铸温度为1540～1560℃。

在另一个优选实施方式中：在所述加热过程中，加热温度为1200～1250℃。

在另一个优选实施方式中：在所述正火热处理过程中，正火温度为960～1000℃，正火时间为1.5～2.5min/mm×钢板厚度。

在本发明的极低屈服点钢板的制造方法中，对主要步骤的工艺控制原理分析如下：

1、连铸工艺

本发明的铸造工艺采用连铸工艺，重点在于控制中间包浇铸温度，中间包浇注温度T可按下式确定：

T＝(T_L+10℃～T_L+30℃)，其中T_L＝1538℃—(55×[％C]+80×[％C]²+13×[％Si]+4.8×[％Mn]+1.5×[％Cr]+3.1×[％Ni])℃。

因此，控制中间包浇铸温度在1540～1560℃之间。

2、轧制工艺

于1200℃～1250℃加热后的板坯出炉后采用高压水除鳞，除鳞不尽可反复除鳞。在完全再结晶温度范围内(≥1000℃)，大轧制道次压下率进行快速连续轧制，确保形变金属发生动态/静态再结晶，细化奥氏体晶粒，为此轧制道次压下率≥10％，总压下率≥70％；终轧温度≤1050℃，从而防止出现混晶、异常组织及钢板表面氧化皮缺陷。

3、正火工艺

本发明的正火工艺重点在于控制钢板的正火温度和正火时间，钢板正火温度控制在960～1000℃之间，正火时间按炉内装料量而定，一般正火时间取1.5～2.5min/mm×钢板厚度t，钢板正火出炉后，自然空冷到室温。

本发明的有益效果为：

(1)本发明的极低屈服点钢板不含Mo、Ni等贵重合金元素，在生产过程中不需要添加任何设备，制造成本低廉、工艺简单，且钢板技术适应性强，可以向所有具有热处理设备的中厚板生产厂家推广，具有很高性价比和市场竞争力。

(2)通过钢板微合金元素的组合设计与热轧工艺相结合，消除了钢中固溶的C、N间隙原子，使钢板在获得极低屈服点和优良室温形变能力的同时，还具有优良的焊接工艺性，能够承受大线能量焊接，并且成功地解决了碳素结构钢不连续屈服和抗低周疲劳性能低下的问题。

(3)本发明的极低屈服点钢板适用于制造大型钢结构的抗震阻尼器，它的使用必将提高我国钢结构的安全性与抗震性，因而具有广阔的市场前景，并可以出口日本、欧美等对钢结构抗震性能要求严格的发达国家。

附图说明

图1为本发明实施例3的极低屈服点钢板的显微组织图。

具体实施方式

以下用实施例结合附图对本发明作更详细的描述。这些实施例仅仅是对本发明最佳实施方式的描述，并不对本发明的范围有任何限制。

实施例1

TDS铁水深度脱硫后，按表1所示化学成分转炉冶炼钢水，冶炼完成的钢水经RH真空喂Si-Ca丝后，进行连铸，中间包浇铸温度为1555℃，将连铸后的板坯下线精整、定尺火切后，于1250℃加热；板坯出炉后采用高压水除鳞，在完全再结晶温度范围内(≥1000℃)，大轧制道次压下率进行快速连续轧制，轧制道次压下率为10％，总压下率为75％，终轧温度为1020℃；经钢板堆缓冷、自动超声波探伤AUT/人工超声波探伤MUT、切边切头尾、粗抛丸去钢板表面氧化皮后，对钢板进行正火热处理，正火温度为990℃，正火时间为150min；钢板正火出炉后，自然空冷到室温，最后切定尺，钢板厚度为60mm。

实施例2

实施方式同实施例1，其中在连铸过程中，中间包浇铸温度为1550℃；加热温度为1230℃；在轧制过程中，道次压下率为12％，总压下率为80％，终轧温度为1000℃；在正火热处理过程中，正火温度为980℃，正火时间为80min；钢板厚度为40mm。

实施例3

实施方式同实施例1，其中在连铸过程中，中间包浇铸温度为1560℃；加热温度为1200℃；在轧制过程中，道次压下率为12％，总压下率为80％，终轧温度为980℃；在正火热处理过程中，正火温度为970℃，正火时间为30min；钢板厚度为20mm。

本实施例的极低屈服点钢板的显微组织见图1。

实施例4

实施方式同实施例1，其中在连铸过程中，中间包浇铸温度为1565℃；加热温度为1200℃；在轧制过程中，道次压下率为12％，总压下率为80％，终轧温度为1000℃；在正火热处理过程中，正火温度为1000℃，正火时间为70min；钢板厚度为30mm。

表1 本发明实施例1-4的极低屈服点钢板的化学成分(wt％)

	C	Si	Mn	P	S	Als	Nb	V	Ti	N	Ca
	C	Si	Mn	P	S	Als	Nb	V	Ti	N	Ca	实施例1	0.016	0.01	0.11	0.014	0.0045	0.041	0.052	0.053	0.016	0.0012	0.0028
实施例2	0.013	0.05	0.16	0.012	0.0016	0.045	0.036	0.048	0.011	0.0010	0.0047	实施例1	0.016	0.01	0.11	0.014	0.0045	0.041	0.052	0.053	0.016	0.0012	0.0028
实施例2	0.013	0.05	0.16	0.012	0.0016	0.045	0.036	0.048	0.011	0.0010	0.0047	实施例3	0.007	0.01	0.28	0.011	0.0025	0.053	0.041	0.028	0.023	0.0025	0.0035
实施例4	0.011	0.08	0.22	0.013	0.0031	0.038	0.040	0.035	0.019	0.0018	0.0018	实施例3	0.007	0.01	0.28	0.011	0.0025	0.053	0.041	0.028	0.023	0.0025	0.0035

试验例

对本发明实施例1-4的极低屈服点钢板进行机械性能测试及焊接热模拟试验，测试结果见表2，其中焊接热模拟参数为：T_max＝1350℃、t_8/5＝50s。

表2 本发明实施例1-4的极低屈服点钢板性能

实施例	屈服点YP(MPa)	抗拉强度TS(MPa)	延伸率δ₅(％)	冲击韧性Akv(0℃)(J)	焊接热模拟后的冲击韧性Akv(0℃)(J)
实施例	屈服点YP(MPa)	抗拉强度TS(MPa)	延伸率δ₅(％)	冲击韧性Akv(0℃)(J)	焊接热模拟后的冲击韧性Akv(0℃)(J)	实施例1	231	343	54	357	156
实施例2	217	326	57	335	146	实施例1	231	343	54	357	156
实施例2	217	326	57	335	146	实施例3	204	332	55	326	103
实施例4	211	335	53	344	152	实施例3	204	332	55	326	103

从上表可以看出，采用本发明微合金元素组合设计与热轧工艺得到的钢板的屈服点YP≤235MPa、延伸率δ₅≥50％、具有优良的抗低周疲劳性能及低加工硬化率，且焊接性能优良。

Claims

1、一种极低屈服点钢板，其特征在于，所述极低屈服点钢板由以下化学成分组成：C：0.006～0.018wt％、Si≤0.10wt％、Mn：0.10～0.30wt％、P≤0.015wt％、S≤0.005wt％、Nb：0.035～0.055wt％、V：0.025～0.055wt％、Als：0.035～0.055wt％、Ti：0.015～0.025wt％、N≤0.0025wt％、Ca：0.001～0.005wt％，余量为Fe和不可避免的杂质；

且上述元素必须同时满足下述关系：

Ti/N≥8.0：

Als/N≥15：

(0.13Nb+0.23V)≥1.02C；

Ti/Nb：0.20～0.60；

Ca/S：0.50～3.0。

2、根据权利要求1所述的极低屈服点钢板，其特征在于，所述极低屈服点钢板的显微组织为单相铁素体。

3、根据权利要求2所述的极低屈服点钢板，其特征在于，所述铁素体的平均晶粒尺寸在50～100μm之间。

4、权利要求1所述的极低屈服点钢板的制造方法，包括铁水脱硫、冶炼、RH真空喂Si-Ca丝、连铸、精整、钢坯定尺火切、加热、热轧、缓冷、AUT/MUT、钢板切边切头尾、去表面氧化皮、正火热处理、切定尺，其特征在于，在所述热轧过程中，在完全再结晶温度范围内连续轧制，轧制道次压下率≥10％，总压下率≥70％，终轧温度≤1050℃。

5、根据权利要求4所述的极低屈服点钢板的制造方法，其特征在于，所述铁水脱硫采用TDS铁水深度脱硫。

6、根据权利要求4所述的极低屈服点钢板的制造方法，其特征在于，在所述连铸过程中，中间包浇铸温度为1540～1560℃。

7、根据权利要求4所述的极低屈服点钢板的制造方法，其特征在于，在所述加热过程中，加热温度为1200～1250℃。

8、根据权利要求4所述的极低屈服点钢板的制造方法，其特征在于，在所述正火热处理过程中，正火温度为960～1000℃，正火时间为1.5～2.5min/mm×钢板厚度。