CN101525717B - 700MPa级Ti微合金化超细晶钢及其生产方法 - Google Patents

Abstract

本发明属于高强耐候钢生产技术领域，公开了一种700MPa级Ti微合金化超细晶粒热轧钢及其生产方法，该方法通过化学成分的重新调整，利用薄板坯连铸连轧流程进行控轧控冷方面的进一步完善，结合晶粒超细化和TiC析出强化作用的适当控制，综合改善冲击性能，特别是改善低温冲击韧性。通过本发明真正实现了现有700MPa级高强钢的强度和韧性得到合理的匹配，综合性能如下：屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率≥14％，-20℃半尺寸试样(5*10*55mm)冲击吸收功Akv≥33J。高强度、高韧性扩大了700MPa级高强钢的实际应用范围。

Description

700MPa级Ti微合金化超细晶钢及其生产方法

技术领域

本发明属于热轧高强钢板生产技术领域，特别涉及一种700MPa级Ti微合金化超细晶粒热轧钢及其生产方法。

背景技术

目前700MPa级高强度热轧钢板已在汽车、桥梁、工程机械等领域得到广泛地应用。各种机械设备和工程结构件用钢板的强度提高一倍后，可以大幅度减少所用钢板的厚度，从而减低钢材消耗，降低制造成本。

国内外得到700MPa级热轧钢板的生产方法主要有三种。第一种基于纳米析出物的沉淀强化型，添加能够形成大量纳米粒子的合金元素如Ti、V，同时辅以保持纳米粒子尺寸的元素如Mo等，依靠纳米粒子沉淀强化作用即可提高钢板的强度达到700MPa级。典型的技术如，专利号200610123458.1中公布的“一种基于薄板坯连铸连轧流程采用Ti微合金化工艺生产700MPa级高强耐候钢的方法”，该方法中主要依靠控制低温卷取过程中TiC纳米析出物的大量形成，通过TiC的析出强化作用提高强度。而2004年日本期刊ISIJ第11期1945～1951页公布了一种“780MPa级钢”的制造技术，也是通过TiC的沉淀强化作用提高钢的屈服强度超过700MPa，但是该技术要需控制Ti/Mo在1∶1时才能达到上述效果。但是，依靠TiC沉淀强化将降低钢材冲击韧性和塑性，影响钢板的使用性。另外，采用Mo合金来保持沉淀强化效果，将导致合金化成本高，冶炼难度大。

第2种复合微合金化型，添加Nb、V、Ti、Cu、B等多种微合金化元素，通过控轧控冷技术，综合发挥Nb的细晶强化，V、Ti、Cu的沉淀强化作用，以及B等元素控制微观组织以贝氏体组织为主，复合强化提高钢板强度达到700MPa以上。如申请号03804658.X专利中所公开的“弯曲加工性能优良的耐候性高强钢板及其制造技术”，通过复合加入多种合金元素使屈服强度达到700MPa以上，同时具有良好的成形性能。另外北京科技大学学报2002年第2期129～132页公布的“RPC对800MPa低合金高强度钢的影响”中，正是利用合金元素配合特殊的控轧控冷技术，得到贝氏体/马氏体复合组织，最终得到屈服强度800MPa级的高强钢板。但是，该类方法中合金加入种类多，加入量大，复合元素之间的耦合作用明显，控制难度大。

第3种是超细晶化型，通过采用极限大变形，超快速冷却，低温连续变形诱导相变技术等，获得铁素体晶粒尺寸在2～4μm的组织，依靠显著地细晶强化作用提高钢板强度到700MPa。如申请号200510047632.4中公开的“一种低碳700MPa级复合强化超细晶粒带钢的制造方法”，利用在750-850℃连读变形5～7道次，并且道次变形量达20～30％，轧后冷速需达30～60℃/s，最终获得超细晶粒铁素体组织。但是该技术需要采用连续低温大变形和超快速冷却对轧制设备要求高，实施难度大。

发明内容

本发明的目的之一是克服已知700MPa级热轧钢板生产技术的缺点和不足，提供一种700MPa级Ti微合金化超细晶粒热轧钢的生产方法，该生产方法通过简单易行的超细晶化技术，最终得到综合性能优良的700MPa级热轧高强钢。

实现本发明目的的技术方案如下：

一种700MPa级Ti微合金化超细晶粒热轧钢的生产方法，主要包括电炉或转炉冶炼、精炼、薄板坯连铸、均热、热连轧、层流冷却、卷取步骤，

其中，精炼过程进行合金化处理后的钢水的主要化学成分重量配比为：C：0.03～0.07wt.％、Si：＜0.3wt.％、Mn：1.0～2.10wt.％、P≤0.02wt.％、S≤0.008wt.％、Ti：0.10～0.14wt.％，其余为Fe和钢中不可避免的杂质元素；

(1)薄板坯连铸：

1.1连铸保护浇铸

为避免连铸过程Ti的损失带来的铸坯中含Ti析出物数量波动问题，必须对连铸过程进行保护。为此，中间包钢水采用中包覆盖剂保护钢液面，中包覆盖剂加入方案为长水口侧使用覆盖剂B775，塞棒侧底层使用覆盖剂CA5，表层使用覆盖剂FZ2。经过优化选择，将覆盖剂B775、CA5、FZ2按上述方法联合使用，能很好地解决连铸过程Ti的损失带来的铸坯中含Ti析出物数量波动问题。

1.2铸坯快速冷却

连铸坯厚度控制在50～60mm之间。铸坯厚度薄，有利于提高铸坯冷速和厚度方向的冷却均匀性。

连铸拉速维持在4.1～5.0m/min之间。连铸拉速要考虑浇铸钢种中Ti含量0.10-0.14％时对铸坯裂纹的敏感程度，同时考虑保证浇铸过程中铸坯的冷却速度。

该钢种液相线温度1515～1528℃，控制浇铸过热度20～30℃，能够保证连铸的高拉速。

通过上述三项措施，最终实现铸坯快速冷却，为控制铸坯中细小的析出物形成提供工艺条件。

(2).铸坯均热：

为避免铸坯中形成的纳米析出物TiCN粗化，控制铸坯均热温度1100～1150℃；

(3).轧制和轧后冷却：

开轧温度1050～1080℃、终轧温度900～930℃、轧后冷却速度15～30℃/s、卷取温度580～630℃；

轧制第1道次压下率控制在50～55％：为轧制过程奥氏体充分发生再结晶提供变形条件。

本发明的另一目的是提供一种700MPa级Ti微合金化超细晶粒热轧钢。

本说明所述的700MPa级Ti微合金化超细晶粒热轧钢，是由上述方法生产得到的。该钢板厚度为3.0～6.0mm热轧，铁素体晶粒尺寸2.9～3.8μm，屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥20～27％。6mm厚度钢板-20℃冲击功≥60J。

本发明在普通低碳锰钢成分的基础上，添加一定含量的Ti元素，同时采取措施避免Ti在连铸过程的消耗，调整连铸过程冷却速率，可在轧制前铸坯中得到大量尺寸40nm左右的TiCN析出物。在轧制过程中利用该部分析出物的钉扎作用细化奥氏体组织，相变后可得到尺寸2.9～3.8μm的铁素体组织，力学性能中屈服强度超过700MPa，抗拉强度超过780MPa，延伸率20～27％，6mm厚度钢板-20℃冲击功≥60J。

本发明与已知技术相比，具有以下优点和效果：

(1)通过控制钢水中Ti与C含量，配合连铸措施和铸坯均热措施，可在轧制前铸坯中得到占总Ti量约30％的平均直径约40nm的TiCN析出物。该部分析出可有效钉扎轧制过程奥氏体晶界，最终细化奥氏体晶粒，相变后得到尺寸2.9～3.8μm的铁素体组织，见附图1和附图2，使获得超细晶组织对设备的要求大为降低。

(3)终轧温度控制900-930℃，轧后冷却速度15-30℃/s、卷取温度580～630℃，为保证钢带中得到占总Ti含量30-60％的平均直径小于10nm的TiC析出物，产生一定沉淀强化用。

(4)2.9～3.8μm的铁素体组织计算可得细晶强化作用达300MPa以上，由占总Ti含量30-60％的平均直径小于10nm的TiC析出物可得沉淀强化作用近150MPa，化学成分和组织结构可得位错强化和固溶强化共250MPa，以上强化作用复合后可使所述Ti微合金化超细晶粒热轧钢板强度超过700MPa。

(5)晶粒细化是唯一既能够提高强度又能够提高韧性的措施。本发明与依靠沉淀强化型钢的相比，铁素体晶粒尺寸细化一倍(沉淀强化型钢为6～8μm，本发明所述700MPa级Ti微合金化超细晶粒热轧钢板2.9～3.8μm)，达到超细晶粒水平，使本发明700MPa级高强钢板的强度来源主要来自超细晶强化，因此强度和韧性匹配更合理，综合性能如下：屈服强度730～790MPa，抗拉强度790～850MPa，延伸率20～27％，6mm厚度钢板-20℃冲击功≥60J。

附图说明

图1是不同厚度高强钢的金相组织照片，其中(a)3mm；(b)4mm；(c)5mm；(d)6mm；

图2是不同带钢厚度的平均晶粒直径示意图。

具体实施方式

根据本发明设定的化学成分范围，生产工艺具体包括：冶炼(电炉或转炉)、精炼、薄板坯连铸(铸坯厚度50～60mm)、均热、热连轧、层流冷却、卷取等过程。本专利申请人广州珠江钢铁有限责任公司的研究者经过几年的研制，发明了一种控制铸坯中形成大量平均直径40nm左右的TiCN析出物，配合简单可行的控制轧制和控制冷却技术，即可获得晶粒尺寸2.9～3.8μm的铁素体组织，细晶强化作用超过300MPa，最终提高钢板强度超过700MPa，同时具有良好的塑性和成形性能。特别地改善了6mm厚度钢板的低温冲击韧性，-20℃冲击功提高到60J以上。

实施例1

本实施例的生产工艺具体包括：电炉或转炉冶炼、精炼、薄板坯连铸(铸坯厚度50～60mm)、均热、热连轧、层流冷却、卷取等过程。

精炼过程进行合金化处理后的钢水的化学成分重量配比为：C：0.03wt.％、Si：0.29wt.％、Mn：2.10wt.％、P：0.020wt.％、S：0.008wt.％、Ti：0.10wt.％，其余为Fe和其他不可避免的杂质元素。

中间包钢水采用中包覆盖剂保护钢液面。中包覆盖剂加入方案为长水口侧使用B775，塞棒侧底层使用CA5，表层使用FZ2。各种型号覆盖剂主要成分见表A。

表A各种型号中包覆盖剂主要成分(％)

工艺如下：

铸坯厚度50～60mm，连铸拉速维持在5.0m/min，浇铸过热度20℃，铸坯均热温度1100℃，开轧温度1050℃、终轧温度900℃、轧后冷却速度30℃/s、卷取温度630℃。轧制第1道次压下率控制在50～55％。

实施例1生产的700MPa级Ti微合金化超细晶粒热轧钢板力学性能参见表1。

表1实施例1钢板的力学性能

钢板厚度(mm)	Rel(MPa)	Rm(MPa)	A<sub>5</sub>(％)	-20℃冲击功(J)	宽冷弯b＝35mm，d＝1.5a，180°
						6	735	795	23	63	合格
4	755	805	21	-	合格
						3	780	880	20	-	合格

如图1和图2所示，所述700MPa级Ti微合金化超细晶粒热轧钢板的铁素体晶粒尺寸细化一倍(沉淀强化型钢为6～8μm，本发明钢2.9～3.8μm)，达到超细晶粒水平。

实施例2

本实施例的生产方法与实施例1基本相同，不同的工艺如下：

精炼过程进行合金化处理后的钢水的化学成分重量配比为：C：0.07wt.％、Si：0.10wt.％、Mn：1.0wt.％、P：0.008wt.％、S：0.003wt.％、Ti：0.14wt.％，其余为Fe和其他不可避免的杂质元素。

连铸拉速维持在4.1m/min，浇铸过热度30℃，铸坯均热温度1150℃，开轧温度1080℃、终轧温度930℃、轧后冷却速度15℃/s、卷取温度580℃。

实施例2生产的700MPa级Ti微合金化超细晶粒热轧钢板力学性能参见表2。

表2实施例2钢板的力学性能

钢板厚度(mm)	Rel(MPa)	Rm(MPa)	A<sub>5</sub>(％)	-20℃冲击功(J)	宽冷弯b＝35mm，d＝1.5a，180°
						6	755	825	27	77	合格
4	785	860	23	-	合格
						3	790	870	22	-	合格

铁素体晶粒尺寸与实施例1大致相同，为2.9～3.8μm，图省略。

实施例3

本实施例的生产方法与实施例1基本相同，不同的工艺如下：

精炼过程进行合金化处理后的钢水的化学成分重量配比为：C：0.05wt.％、Si：0.20wt.％、Mn：1.5wt.％、P：0.013wt.％、S：0.005wt.％、Ti：0.12wt.％，其余为Fe和其他不可避免的杂质元素。

连铸拉速维持在4.5m/min，浇铸过热度25℃，铸坯均热温度1130℃，开轧温度1070℃、终轧温度910℃、轧后冷却速度25℃/s、卷取温度620℃。

实施例3生产的700MPa级Ti微合金化超细晶粒热轧钢板力学性能参见表3。

表3实施例3钢板的力学性能

钢板厚度(mm)	Rel(MPa)	Rm(MPa)	A<sub>5</sub>(％)	-20℃冲击功(J)	宽冷弯b＝35mm，d＝1.5a，180°
						6	730	800	26	68	合格
4	750	805	24	-	合格
						3	760	830	23	-	合格

铁素体晶粒尺寸与实施例1大致相同，为2.9～3.8μm，图省略。

Claims (3)

1.一种700MPa级Ti微合金化超细晶粒热轧钢的生产方法，主要包括电炉或转炉冶炼、精炼、薄板坯连铸、铸坯均热、热连轧、层流冷却、卷取步骤，其特征是，

精炼过程进行合金化处理后的钢水的化学成分重量配比为：C：0.03～0.07wt.％、Si：＜0.3wt.％、Mn：1.0～2.10wt.％、P≤0.02wt.％、S≤0.008wt.％、Ti：0.10～0.14wt.％，其余为Fe和钢中不可避免的杂质元素；

薄板坯连铸时，中间包钢水采用中包覆盖剂保护钢液面，中包覆盖剂加入方法为长水口侧使用覆盖剂B775，塞棒侧底层使用覆盖剂CA5，表层使用覆盖剂FZ2；连铸坯厚度为50～60mm，连铸拉速为4.1～5.0m/min，液相线温度为1515～1528℃，浇铸过热度为20～30℃；

铸坯均热温度为1100～1150℃；

热连轧的开轧温度1050～1080℃、终轧温度900～930℃、轧制第1道次压下率控制在50～55％；轧后冷却速度15～30℃/s、卷取温度580～630℃。

2.一种由权利要求1所述的方法生产的700MPa级Ti微合金化超细晶粒热轧钢。

3.根据权利要求2所述的700MPa级Ti微合金化超细晶粒热轧钢，其特征是，

其热轧钢板厚度为3.0～6.0mm，铁素体晶粒尺寸为2.9～3.8μm，屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率20～27％。

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