CN101397625A

CN101397625A - 一种屈服强度420MPa级超细晶钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN101397625A
Application number: CNA200710046298XA
Authority: CN
Inventors: 姚连登; 赵小婷
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2007-09-24
Filing date: 2007-09-24
Publication date: 2009-04-01
Anticipated expiration: 2027-09-24
Also published as: CN101397625B

Abstract

本发明公开了一种屈服强度420MPa级超细晶钢板及其制造方法，其化学元素重量百分配比为：C：0.06～0.09，Si：0.30～0.60，Mn：1.00～1.30，P≤0.015，S≤0.010，Ti：0.01～0.02，其余为Fe和不可避免杂质。该超细晶钢板制造方法的主要技术特征为：连铸坯或钢锭加热至970～1050℃，钢坯轧后冷却至780～820℃，在辊道上待温至720～780℃开始第二阶段轧制，终轧温度为700～760℃，轧后钢板冷却至440～480℃，钢板出水后空冷。本发明钢屈服强度大于420MPa、具有较高的强度、良好的韧性和焊接性。

Description

一种屈服强度420MPa级超细晶钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及钢铁冶金领域，特别属于超细晶粒结构钢板及其制造方法。

背景技术

晶粒细化是提高钢的强度的方法之一，与其他强化手段相比较，细化晶粒可以在提高钢的强度的同时，提高钢的韧性。钢铁材料领域普遍采用细晶强化作为改善材质的有效途径。近年来，加强对钢的细晶化控制、并使其达到超细晶化的技术研究取得了较大进展，逐步生产出了系列超细晶钢产品。

在钢的加工过程中，晶粒细化包括对钢的奥氏体组织进行控制，和对奥氏体—铁素体转变过程进行全面有效控制，以达到细化最终铁素体或其他组织的目的。在生产过程中，就是充分利用了这一控制方法，使最终转变产物—铁素体或贝氏体达到超细化程度，从而生产出超细晶钢。

目前，超细晶钢板的主要制造方法是在较低温度进行较大变形率的轧制，以形变诱导形变的原理获得超细化的铁素体晶粒。现有公开专利(或技术文献)均是按照这一原理。

如公开号为CN1614067的专利—“厚规格超细晶粒热轧钢板及其制造方法”，涉及钢种的化学成分(重量百分比)为：C 0.13～0.18％，Si 0.12～0.30％，Mn 0.50～0.70％，P≤0.020％，S≤0.015％，其余为铁及不可避免的杂质。其制造方法的要点为：钢坯加热温度1150～1200℃，中间坯厚度30～35mm，终轧温度800～830℃，卷取温度500～560℃。利用该专利提供的方法可生产6.5～8.0mm超细晶粒钢板。

又如公开号为CN1537964的专利“一种低碳420MPa级复合强化超细晶粒带钢的制备方法”，涉及钢种的化学成分(重量百分比)为：C0.10～0.14％，Si 0.18～0.40％，Mn 0.85～1.10％，P≤0.010％，S≤0.010％，其余为铁及不可避免的杂质。其制造方法的要点为：钢坯加热温度1190～1210℃，中间坯厚度38～50mm，终轧温度770～790℃，轧制后冷却速度20～30℃，卷取温度430～470℃。利用该专利提供的方法可生产铁素体晶粒为3～5μm、屈服强度为420～450MPa、抗拉强度530～550MPa的超细晶粒带钢。

上述两项专利钢的化学成分如表1所示，其所涉及的产品，均为厚度不超过8.0mm的钢板或钢带。

表1 (重量百分比，wt.％)

序号	专利公开号	C	Si	Mn	P	S	Ti	Pcm
序号	专利公开号	C	Si	Mn	P	S	Ti	Pcm	1	CN1614067	0.13～0.18	0.12～0.30	0.50～0.70	≤0.020	≤0.015	--	≤0.23
2	CN1537964	0.10～0.14	0.18～0.40	0.85～1.10	≤0.010	≤0.010	--	≤0.21	1	CN1614067	0.13～0.18	0.12～0.30	0.50～0.70	≤0.020	≤0.015	--	≤0.23

发明内容

本发明的目的是通过提供一种屈服强度420MPa级超细晶钢板及其制造方法，获得一种具有超细化的铁素体和贝氏体复合组织，焊接裂纹敏感性较低，屈服强度大于420MPa的高强高韧性钢板。

本发明的技术方案为：一种屈服强度420MPa级超细晶钢板，包括如下重量百分配比的化学元素：C：0.06～0.09，Si：0.30～0.60，Mn：1.00～1.30，P≤0.015，S≤0.010，Ti：0.01～0.02，其余为Fe和不可避免杂质。

C：C在钢中的作用是固溶强化，但是C对焊接性能不利。C越高焊接性能越差。本发明C上限为0.09％，而对照专利中C的含量分别为0.18％和0.14％。对于采用控制轧制和控制冷却工艺生产、组织中包含有贝氏体的钢来说，碳越低则韧性越好。正是因为如此，较低的碳含量可以生产更大厚度的高韧性钢板。

Si：Si在钢中的作用主要是固溶强化，另外，较高的Si能够提高钢的淬透性，一般钢中加入不超过0.60％的Si有利于钢的强度和韧性。本发明比对照专利添加了较高的Si，由于加入较高的Si，起到更大的强化作用，可以相应降低碳的加入量，改善钢的焊接性能。此外，相对于其他合金元素，Si是一种价格十分低廉的元素，因此，本发明添加了较高含量的Si，还可以降低制造成本。

Ti：本发明加入0.01～0.02％的Ti，其目的是避免焊接热影响区组织粗化，改善HAZ韧性。较少的合金元素含量使得本发明所得产品成本较低，同时具有优良的机械及焊接性能。

一种屈服强度420MPa级超细晶钢板的制造方法，包括以下步骤：

1)冶炼钢锭：按照下述成分C：0.06～0.09，Si：0.30～0.60，Mn：1.00～1.30，P≤0.015，S≤0.010，Ti：0.01～0.02，其余为Fe和不可避免杂质，在电炉或转炉中冶炼，并浇铸成连铸坯或钢锭。

2)加热：对连铸坯或钢锭加热至970～1050℃，保温；采用较低的铸坯加热温度(970℃～1050℃)可以抑制奥氏体晶粒长大，细化轧制前的原始组织。

3)轧制：钢坯出炉后即在中、厚板轧机上进行轧制，轧后进入中间水冷装置冷却至780～820℃，在中间辊道上待温至720～780℃开始第二阶段轧制，终轧温度为700～760℃；当粗轧结束时，采取中间水冷装置快冷降温，与空冷待温方式相比，可以阻止奥氏体晶粒长大，进而细化最终相变组织，对钢的强度与韧性起到有利作用。同时，强调精轧区轧制温度并将终轧温度控制在钢的Ac₃附近至Ar₃以下50℃，是为了保证形变诱导铁素体相变的效果，从而实现铁素体晶粒超细化。在这个温度范围终轧，既为相变提供更高的能量累积，也不至于给轧机带来过高的负荷，比较适合于厚板生产。

4)冷却：轧制结束后，钢板快速冷却至440～480℃，钢板出水后空冷。由于钢板在轧制过程中多个道次发生较大变形，钢中积累了密度很高的位错和应变能，导致应变诱导铁素体相变现象，形成了超细晶粒铁素体。

优选地，所述步骤1)中，铸坯或钢锭的厚度≥成品钢板厚度的10倍。

优选地，所述步骤3)中，在钢坯冷却前，轧件厚度为成品钢板厚度的3～5倍。将精轧厚度设计为板厚的3～5倍，可以加大在奥氏体未再结晶区的累积变形量，保证足够的变形能，从而为铁素体转变提供更高的形核率。

优选地，所述步骤3)中，第二阶段轧制道次变形率为15～20％。强调道次变形率，可以保证形变诱导铁素体相变的效果。

优选地，所述步骤4)中，轧后钢板快速冷却的速度为15～20℃/秒，可以加速冷却装置(ACC)中进行。采用较高的冷却速度，可以为相变提供更高的过冷度，增加相变驱动力，获得更高的形核率，进一步细化铁素体晶粒；较高的冷却速度和较低的停冷温度，也为贝氏体转变提供有利条件，从而得到更加细化的贝氏体组织。

优选地，所述步骤4)中，钢板出水后空冷采用堆垛或在冷床冷却。

本发明与现有技术相比，具有以下有益效果：

1.本发明钢，在指定工艺下获得以超细化的铁素体和贝氏体复合组织，因此具有较高的强度和良好的韧性，尤其是低温韧性优良。

2.本发明钢采用低碳Mn-Si-Ti系成分，焊接裂纹敏感性较低Pcm≤0.20％，焊前不需要预热，因而具有良好的焊接性。

3.本发明钢可以在厚钢板产线上进行生产，屈服强度大于420MPa、抗拉强度大于530MPa、夏氏冲击功Akv(—40℃)≥150J、板厚可达20mm，铁素体晶粒尺寸3～5μm。

附图说明

图1为本发明钢种实施例2的金相照片。

图2为本发明钢种实施例3的金相照片。

具体实施方式

本发明实施例和对比例的化学成分重量百分配比见表2。

表2(单位：质量百分比)

	C	Si	Mn	P	S	Ti	Fe	Pcm
	C	Si	Mn	P	S	Ti	Fe	Pcm	本发明1	0.06	0.30	1.30	0.012	0.006	0.015	余量	0.143
本发明2	0.06	0.60	1.27	0.013	0.005	0.020	余量	0.144	本发明1	0.06	0.30	1.30	0.012	0.006	0.015	余量	0.143
本发明2	0.06	0.60	1.27	0.013	0.005	0.020	余量	0.144	本发明3	0.07	0.50	1.15	0.011	0.0010	0.012	余量	0.144
本发明4	0.08	0.40	1.26	0.012	0.003	0.010	余量	0.156	本发明3	0.07	0.50	1.15	0.011	0.0010	0.012	余量	0.144
本发明4	0.08	0.40	1.26	0.012	0.003	0.010	余量	0.156	本发明5	0.08	0.50	1.24	0.012	0.004	0.020	余量	0.159
本发明6	0.09	0.60	1.00	0.015	0.002	0.015	余量	0.160	本发明5	0.08	0.50	1.24	0.012	0.004	0.020	余量	0.159
本发明6	0.09	0.60	1.00	0.015	0.002	0.015	余量	0.160	对比例1	0.13～0.18	0.12～0.30	0.50～0.70	≤0.020	≤0.015	--	--	≤0.23
对比例2	0.10～0.14	0.18～0.40	0.85～1.10	≤0.010	≤0.010	--	--	≤0.21	对比例1	0.13～0.18	0.12～0.30	0.50～0.70	≤0.020	≤0.015	--	--	≤0.23

注：Pcm—为焊接裂纹敏感性指数，Pcm≤0.20％为焊接无裂缝钢。

本发明降低碳含量，提高了焊接性能，增加微合金元素Ti，配合适当的工艺，提高了屈服强度，并使超细晶钢的板厚从对比例的8mm提高到20mm。

本发明实施例和对比例的生产工艺参数见表3，力学性能参见表4。表3和表4中的本发明1—6和对比例1—2分别对应表2中的本发明1—6和对比例1—2。

表3

表4 实施例力学性能

由表2、表3和表4中所列的实施例和对比例可以看出，本发明钢的屈服强度大于420MPa、抗拉强度大于530MPa、夏氏冲击功Akv(—40℃)≥150J、延伸率≥20％、板厚可达20mm，其与现有技术相比，在保证了屈服强度和抗拉强度的同时，焊接裂纹敏感性较低：Pcm≤0.20％，且焊前不需要预热，因而具有良好的焊接性。

Claims

1.一种屈服强度420MPa级超细晶钢板，其特征在于包括如下重量百分配比的化学元素：C：0.06～0.09，Si：0.30～0.60，Mn：1.00～1.30，P≤0.015，S≤0.010，Ti：0.01～0.02，其余为Fe和不可避免杂质。

2.一种屈服强度420MPa级超细晶钢板的制造方法，其特征在于包括以下步骤：

1)冶炼钢锭：按照下述重量百分配比冶炼C：0.06～0.09，Si：0.30～0.60，Mn：1.00～1.30，P≤0.015，S≤0.010，Ti：0.01～0.02，其余为Fe和不可避免杂质，并浇铸成连铸坯或钢锭；

2)加热：连铸坯或钢锭加热至970～1050℃，保温；

3)轧制：钢坯出炉后即轧制，轧后冷却至780～820℃，在辊道上待温至720～780℃开始第二阶段轧制，终轧温度为700～760℃；

4)冷却：轧后钢板快速冷却至440～480℃，钢板出水后空冷。

3.如权利要求2所述的屈服强度420MPa级超细晶钢板的制造方法，其特征在于所述步骤1)中，铸坯或钢锭的厚度≥成品钢板厚度的10倍。

4.如权利要求2所述的屈服强度420MPa级超细晶钢板的制造方法，其特征在于所述步骤3)中，在钢坯冷却前，轧件厚度为成品钢板厚度的3～5倍。

5.如权利要求2所述的屈服强度420MPa级超细晶钢板的制造方法，其特征在于所述步骤3)中，第二阶段轧制道次变形率为15～20％。

6.如权利要求2所述的屈服强度420MPa级超细晶钢板的制造方法，其特征在于所述步骤4)中，轧后钢板快速冷却的速度为15～20℃/秒。

7.如权利要求2所述的屈服强度420MPa级超细晶钢板制造方法，其特征在于所述步骤4)中，钢板出水后空冷采用堆垛或在冷床冷却。