CN101660107A - 具有超低温冲击性能的耐大气腐蚀型钢及其生产方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种具有超低温冲击性能的高强度耐大气腐蚀型钢及其生产方法。所述型钢的成分按重量计包含：0.08－0.16％的C、0.25－0.60％的Si、0.80－1.60％的Mn、0.20－0.60％的Cu、0.15－0.55％的Ni、0.20－0.80％的Cr、≤0.015％的P、≤0.010％的S、0.005－0.015％的Ti、0.08－0.15％的V、0.010－0.020％的N、0.005－0.015％的酸溶铝，其余为Fe和不可避免的杂质元素。

Description

具有超低温冲击性能的耐大气腐蚀型钢及其生产方法

技术领域

本发明涉及一种型钢及其生产方法，具体地讲，本发明涉及一种具有超低温冲击性能的高强度耐大气腐蚀型钢及其生产方法。

背景技术

耐大气腐蚀型钢大多在露天作业，在具备高强度和耐大气耐腐蚀性能的基础上，还必须具备良好的耐低温冲击性能。目前，国内铁路网上最北端最冷的城市是黑龙江省漠河市，冬季气温大多在-40℃左右。为保证国内铁道列车无论在何时何地均可正常装运，我国的铁路车辆用钢均要求在-40℃的低温条件下具备有24J以上的冲击吸收功，耐大气腐蚀型钢是铁路车辆的关键钢材之一，也必须具备该低温冲击性能。但就全球范围内的铁路网络，可以通达铁路的城市的极限低温是-60℃，例如俄罗斯、蒙古等国的部分城市，所以生产一种在-60℃的极限低温条件下也具有一定冲击吸收功的高强度耐大气腐蚀型钢是很有必要的。

CN100427630C公开了一种采用“转炉冶炼钢水→钢水精炼→连续铸钢→型钢轧制”的工艺，来生产屈服强度(Rel)不低于450MPa、抗拉强度(Rel)不低于550MPa、-40℃低温冲击功(AKv)不小于24J的铁道货车用高强度耐大气腐蚀型钢。CN100368577C还提供了一种通过控制钢中V/N比和钛含量的方法来细化耐大气腐蚀、耐火耐候等钢的晶粒度，使该类钢的屈服强度达到了450MPa以上，且钢的耐低温冲击性能好。但这两种技术均仅涉及到在-40℃条件下具有一定冲击吸收功的高强度耐大气腐蚀型钢的生产方法，没有涉及到在-60℃极限低温条件具有一定冲击吸收功的超低温冲击性能的高强度耐大气腐蚀型钢以及生产该型钢的方法。

发明内容

为了克服现有技术中的以上问题，本发明提供了一种在-60℃的极限低温条件下具有一定冲击吸收功的高强度耐大气腐蚀型钢及其生产方法。

根据本发明的具有超低温冲击性能的高强度耐大气腐蚀型钢的成分按重量计包含：0.08-0.16％的C、0.25-0.60％的Si、0.80-1.60％的Mn、0.20-0.60％的Cu、0.15-0.55％的Ni、0.20-0.80％的Cr、≤0.015％的P、≤0.010％的S、0.005-0.015％的Ti、0.08-0.15％的V、0.010-0.020％的N、0.005-0.015％的酸溶铝，其余为Fe和不可避免的杂质元素。

根据本发明的生产具有超低温冲击性能的高强度耐大气腐蚀型钢的方法包括以下步骤：制备铸坯，所述铸坯按重量计包含：0.08-0.16％的C、0.25-0.60％的Si、0.80-1.60％的Mn、0.20-0.60％的Cu、0.15-0.55％的Ni、0.20-0.80％的Cr、≤0.015％的P、≤0.010％的S、0.005-0.015％的Ti、0.08-0.15％的V、0.010-0.020％的N、0.005-0.015％的酸溶铝，其余为Fe和不可避免的杂质元素；将所述铸坯加热到1200-1250℃；在800-850℃的温度下对所述铸坯进行终轧。

根据本发明的型钢，由于其中包含0.005-0.015％的酸溶铝，所以可以得到晶粒被细化的型钢，并且所述型钢具有低温冲击性能以及耐大气腐蚀性能。

另外，根据本发明的生产型钢的方法，通过控制加热温度和终轧温度，可以得到抗冲击性能优良的型钢。

附图说明

图1示出了根据本发明实施例的型钢的截面图，其中，A为130mm-200mm，B为100mm-180mm，C为250mm-400mm，A、B和C部分的厚度均为10mm-30mm。

具体实施方式

根据本发明的实施例，提供了一种具有超低温冲击性能的高强度耐大气腐蚀型钢，所述型钢的成分按重量百分比计包含：0.08-0.16％的C、0.25-0.60％的Si、0.80-1.60％的Mn、0.20-0.60％的Cu、0.15-0.55％的Ni、0.20-0.80％的Cr、≤0.015％的P、≤0.010％的S、0.005-0.015％的Ti、0.08-0.15％的V、0.010-0.020％的N、0.005-0.015％的酸溶铝[Als]，其余为Fe和不可避免的杂质元素。

优选地，根据本发明实施例的具有超低温冲击性能的高强度耐大气腐蚀型钢的成分按重量百分比计包含：0.11-0.14％的C、0.30-0.50％的Si、1.25-1.45％的Mn、0.20-0.30％的Cu、0.15-0.25％的Ni、0.20-0.30％的Cr、≤0.015％的P、≤0.010％的S、0.005-0.015％的Ti、0.08-0.11％的V、0.010-0.020％的N、0.008-0.012％的酸溶铝[Als]，其余为Fe和不可避免的杂质元素。

下面具体解释型钢中每种组分的作用。

C通过增加钢中珠光体数量提高钢的强度；Si、Mn固溶在钢中同样能大幅度的提高强度，但随着钢中C、Si、Mn组份的增加，钢的韧性和可焊性随之下降，因此C含量为0.08-0.16％、Si含量为0.25-0.60％、Mn含量为0.80-1.60％。

添加Cu、Ni和Cr元素可以提高钢的耐大气腐蚀能力，但这些元素也会降低钢的韧性和焊接性。因此，Cu含量为0.20-0.60％、Ni含量为0.15-0.55％、Cr含量为0.20-0.80％。

P也能提高钢的耐大气腐蚀能力，但P又能提高低温脆性转变温度，极不利于提高钢的超低温冲击性能，所以P含量不大于0.015％。

除易切削钢外，S是有害元素，越低越好，通常钢水精炼后S含量不大于0.010％。

V可以形成V(C、N)质点，部分V(C、N)质点成为铁素体核心，促进晶内铁素体的产生，使钢的晶粒得到细化，提高钢的低温冲击性能，优选地，V的含量按重量计为0.08-0.15％。

N元素是提高钒有效作用的关键，为了使V大多形成V(C、N)，特别是形成大量的VN质点，优选地，N的范围在0.010％以上，但考虑到0.020％以上的N容易使铸坯产生皮下气泡，因此，将型钢中的N控制在0.010-0.020％。

Ti也是形成碳氮化物的元素之一，Ti的碳氮化物用Ti(C、N)表示，钢中的Ti(C、N)在加热过程中溶入奥氏体的温度高，具有阻止奥氏体晶粒长大的作用，也可细化钢的晶粒，提高钢的低温冲击性能，优选地，Ti的含量按重量计为0.005-0.015％。

将酸溶铝[Als]控制在0.005-0.015％。在现有技术中，当Al作为终脱氧元素加入时，一般钢中对[Als]没有要求，也就是不考虑[Als]的含量范围。但如果钢材具有一定的晶粒度晶粒，则要求钢中必须存在一定的[Als]，并且因为[Als]越高晶粒越细小，所以一般情况下要求晶粒细小的钢材，需要控制钢中的[Als]不低于0.020％。

然而，在本发明中，[Als]的作用正好相反，即[Als]越高越不利于晶粒的细化。这是因为在本发明的型钢中，依靠V、Ti和N元素之间的相互作用来实现钢晶粒细化，所以[Als]越高消耗的N越多，越不利于产生大量的VN和TiN。因此在本发明中要求钢中[Als]不能超过0.015％。

考虑到Ti的收得率，完全没有[Als]，钢中游离的氧会使Ti元素全部形成TiO₂，大幅度的减少TiN的数量，对细化晶粒也是不利的。因此，将[Als]控制在0.005-0.015％。

根据本发明的生产具有超低温冲击性能的高强度耐大气腐蚀型钢的方法包括以下步骤：制备铸坯，所述铸坯按重量计包含：0.08-0.16％的C、0.25-0.60％的Si、0.80-1.60％的Mn、0.20-0.60％的Cu、0.15-0.55％的Ni、0.20-0.80％的Cr、≤0.015％的P、≤0.010％的S、0.005-0.015％的Ti、0.08-0.15％的V、0.010-0.020％的N、0.005-0.015％的酸溶铝，其余为Fe和不可避免的杂质元素；将所述铸坯加热到1200-1250℃；在800-850℃的温度下对所述铸坯进行终轧。

在根据本发明的生产型钢的方法中，优选地铸坯的加热温度为1230-1250℃，终轧温度为800-850℃。

根据本发明的生产型钢的方法，在完成型钢的轧制之后采用空冷方式将所述型钢冷却到室温。

如上设定生产铸坯的加热温度是因为：

钢中Ti(N、C)虽然随加热温度的上升逐步溶于奥氏体，但在1250℃左右还有未熔的Ti(N、C)存在，可起到阻止奥氏体晶粒长大的作用，1250℃以上则很难找到未熔的Ti(N、C)，所以铸坯或钢坯的最高加热温度确定为1250℃；考虑到型钢在各道次轧制中能顺利的轧出，其最低的加热温度必须在1200℃以上，所以确定铸坯或钢坯的加热温度在1200-1250℃范围内。另外，本发明希望V(C、N)全部溶入奥氏体，在1200℃大多数的V(C、N)可以溶入奥氏体，在1230℃全部的V(C、N)都可以溶入奥氏体，所以铸坯加热温度优选为1230-1250℃。

根据本发明的具有超低温冲击性能的高强度耐大气腐蚀型钢冷却时，奥氏体开始析出先共析铁素体的温度(Ar3)为750℃，所以给予了50℃的富裕量，制定型钢终轧温度在800℃以上，以确保型钢的最终轧制不会在奥氏体+铁素体的两相区之间进行；850℃以上的终轧温度，在自然空冷条件下成品型钢金相组织呈现明显的带状，增加力学性能的方向性(即横向与纵向的力学性能)，不利于型钢整体性能。如果终轧温度在850℃以上，又要避免带状组织的出现，则必须采用风冷或水冷等加速冷却方法，这就需要增加设备，另外，如果加速冷却控制不当还会出现“铁素体+珠光体+贝氏体”组织，使低温冲击性能恶化。所以终轧温度确定在800-850℃范围内。

采用本发明的方法生产高强度耐大气腐蚀型钢只需控制加热和终轧温度，在自然空冷条件下，就可使钢具有良好的超低温冲击性能。

下面参照附图和具体实施例对本发明作进一步地描述。

实施例1

用“转炉+钢包精炼炉(LF)精炼+连铸”工艺流程生产化学组分(按重量计)为0.09％的C、0.40％的Si、1.28％的Mn、0.27％的Cu、0.19％的Ni、0.33％的Cr、0.010％的P、0.008％的S、0.005％的Ti、0.12％的V、0.013％的N、0.010％的[Als]、剩余含量的Fe和不可避免的杂质的钢水，然后浇铸成截面为360×450mm的铸坯。铸坯在连续式加热炉内加热到1210℃，然后在950-800-800-850横列式上轧制成图1外型的型钢，其最后850机架的终轧温度控制在800℃，型钢轧制完后自然空冷到室温。

在图1中的C部位取样，并按照GB/T228-2002的要求加工成标准拉伸试样，在WEW600KN微机液压万能试验机上测定型钢的屈服强度(ReL)为465Mpa、抗拉强度(Rm)为580Mpa、断后伸长率(A)为23％；在图1中的C部位取样，并按照GB/T229-1994的要求加工成标准冲击试样，在RPSW/A示波冲击试验机(最大冲击能量150/300J)测定型钢的-60℃“U”型缺口冲击功为135J，-60℃“V”型缺口冲击功为45J。

实施例2

用“转炉+LF精炼+连铸”工艺流程生产化学组分(按重量计)为0.13％的C、0.25％的Si、0.85％的Mn、0.21％的Cu、0.25％的Ni、0.68％的Cr、0.007％的P、0.005％的S、0.010％的Ti、0.08％的V、0.011％的N、0.006％的[Als]、剩余含量的Fe和不可避免的杂质的钢水，然后浇铸成截面为360×450mm的铸坯。铸坯在连续式加热炉内加热到1230℃，然后在950-800-800-850横列式上轧制成图1外型的型钢，其最后850机架的终轧温度控制在810℃，型钢轧制完后自然空冷到室温。

在图1中的C部位取样，并按照GB/T228-2002的要求加工成标准拉伸试样，在WEW600KN微机液压万能试验机上测定型钢的屈服强度(ReL)为480Mpa、抗拉强度(Rm)为630Mpa、断后伸长率(A)为22％；在图1中的C部位取样，并按照GB/T229-1994的要求加工成标准冲击试样，在RPSW/A示波冲击试验机(最大冲击能量150/300J)测定型钢的-60℃“U”型缺口冲击功为95J，-60℃“V”型缺口冲击功为27J。

实施例3

用“转炉+LF精炼+连铸”工艺流程生产化学组分(按重量计)为0.16％的C、0.55％的Si、1.25％的Mn、0.45％的Cu、0.35％的Ni、0.24％的Cr、0.008％的P、0.0010％的S、0.015％的Ti、0.15％的V、0.019％的N、0.014％的[Als]、剩余含量的Fe和不可避免的杂质的钢水，然后浇铸成截面为360×450mm的铸坯。铸坯在连续式加热炉内加热到1250℃，然后在950-800-800-850横列式上轧制成图1外型的型钢，其最后850机架的终轧温度控制在850℃，型钢轧制完后自然空冷到室温。

在图1中的C部位取样，并按照GB/T228-2002的要求加工成标准拉伸试样，在WEW600KN微机液压万能试验机上测定型钢的屈服强度(ReL)为485Mpa、抗拉强度(Rm)为615Mpa、断后伸长率(A)为24％；在图1中的C部位取样，并按照GB/T229-1994的要求加工成标准冲击试样，在RPSW/A示波冲击试验机(最大冲击能量150/300J)测定型钢的-60℃“U”型缺口冲击功为80J，-60℃“V”型缺口冲击功为34J。

对比例1

用“转炉+LF精炼+连铸”工艺流程生产化学组分(按重量计)为0.14％的C、0.42％的Si、1.41％的Mn、0.30％的Cu、0.26％的Ni、0.35％的Cr、0.025％的P、0.0010％的S、0.004％的N、0.030％的[Als]、剩余含量的Fe和不可避免的杂质的钢水，然后浇铸成截面为360×450mm的铸坯。铸坯在连续式加热炉内加热到1240℃，然后在950-800-800-850横列式上轧制成图1外型的型钢，其最后850机架的终轧温度控制在840℃，型钢轧制完后自然空冷到室温。

在图1中的C部位取样，并按照GB/T228-2002的要求加工成标准拉伸试样，在WEW600KN微机液压万能试验机上测定型钢的屈服强度(ReL)为470Mpa、抗拉强度(Rm)为590Mpa、断后伸长率(A)为24％；在图1中的C部位取样，并按照GB/T229-1994的要求加工成标准冲击试样，在RPSW/A示波冲击试验机(最大冲击能量150/300J)测定型钢的-60℃“U”型缺口冲击功为20J，-60℃“V”型缺口冲击功为9J。

对比例2

用“转炉+LF精炼+连铸”工艺流程生产化学组分(按重量计)为0.11％的C、0.35％的Si、1.30％的Mn、0.34％的Cu、0.21％的Ni、0.35％的Cr、0.0010％的P、0.009％的S、0.012％的Ti、0.14％的V、0.017％的N、0.016％的[Als]、剩余含量的Fe和不可避免的杂质的钢水，然后浇铸成截面为360×450mm的铸坯。铸坯在连续式加热炉内加热到1300℃，然后在950-800-800-850横列式上轧制成图1外型的型钢，其最后850机架的终轧温度控制在950℃，型钢轧制完后自然空冷到室温。

在图1中的C部位取样，并按照GB/T228-2002的要求加工成标准拉伸试样，在WEW600KN微机液压万能试验机上测定型钢的屈服强度(ReL)为450Mpa、抗拉强度(Rm)为595Mpa、断后伸长率(A)为24％；在图1中的C部位取样，并按照GB/T229-1994的要求加工成标准冲击试样，在RPSW/A示波冲击试验机(最大冲击能量150/300J)测定型钢的-60℃“U”型缺口冲击功为31J，-60℃“V”型缺口冲击功为15J。

根据本发明的型钢及其生产方法，通过控制酸溶铝的量以及控制铸坯的加热温度和终轧温度，在满足高强度和耐大气腐蚀性的同时可以获得低温下的高冲击功，满足作为铁路车辆的相关要求。

Claims (6)

1、一种具有超低温冲击性能的高强度耐大气腐蚀型钢，其特征在于所述型钢的成分按重量计包含：0.08-0.16％的C、0.25-0.60％的Si、0.80-1.60％的Mn、0.20-0.60％的Cu、0.15-0.55％的Ni、0.20-0.80％的Cr、≤0.015％的P、≤0.010％的S、0.005-0.015％的Ti、0.08-0.15％的V、0.010-0.020％的N、0.005-0.015％的酸溶铝，其余为Fe和不可避免的杂质元素。

2、根据权利要求1所述的具有超低温冲击性能的高强度耐大气腐蚀型钢，其特征在于所述型钢的成分按重量计包含：：0.11-0.14％的C、0.30-0.50％的Si、1.25-1.45％的Mn、0.20-0.30％的Cu、0.15-0.25％的Ni、0.20-0.30％的Cr、≤0.015％的P、≤0.010％的S、0.005-0.015％的Ti、0.08-0.11％的V、0.010-0.020％的N、0.008-0.012％的酸溶铝[Als]，其余为Fe和不可避免的杂质元素。

3、一种生产具有超低温冲击性能的高强度耐大气腐蚀型钢的方法，其特征在于所述方法包括以下步骤：

制备铸坯，所述铸坯按重量计包含：0.08-0.16％的C、0.25-0.60％的Si、0.80-1.60％的Mn、0.20-0.60％的Cu、0.15-0.55％的Ni、0.20-0.80％的Cr、≤0.015％的P、≤0.010％的S、0.005-0.015％的Ti、0.08-0.15％的V、0.010-0.020％的N、0.005-0.015％的酸溶铝，其余为Fe和不可避免的杂质元素；

将所述铸坯加热到1200-1250℃；

在800-850℃的温度下对所述铸坯进行终轧。

4、根据权利要求3所述的生产具有超低温冲击性能的高强度耐大气腐蚀型钢的方法，其特征在于在所述型钢的生产过程中，铸坯的加热温度为1230-1250℃，终轧温度为800-850℃。

5、根据权利要求3所述的生产具有超低温冲击性能的高强度耐大气腐蚀型钢的方法，其特征在于在完成型钢的轧制之后采用空冷方式将所述型钢冷却到室温。

6、根据权利要求3所述的生产具有超低温冲击性能的高强度耐大气腐蚀型钢的方法，其特征在于通过转炉+钢包精炼+连铸的工艺来生产铸坯。