CN102766826A

CN102766826A - 一种钒氮微合金化高强度耐候钢的制备方法

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Publication number: CN102766826A
Application number: CN2012102624852A
Authority: CN
Inventors: 赵征志; 李文远; 唐荻; 米振莉; 赵爱民; 武会宾
Original assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Current assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Priority date: 2012-07-26
Filing date: 2012-07-26
Publication date: 2012-11-07
Anticipated expiration: 2032-07-26
Also published as: CN102766826B

Abstract

一种钒氮微合金化高强度耐候钢的制备方法，属于合金结构钢生产工艺领域。钢中的主要成分（wt％）有：碳：0.08％～0.13％；硅：0.15％～0.20％；锰：1.55％～2.00％；硫：≤0.008％；磷：≤0.020％；铜：0.25％～0.50％；铬：0.50％～0.70％；镍：0.20％～0.30％；钒：0.12％～0.20％；氮：0.031％～0.045％；稀土：0.01％～0.03％，其余为铁。本发明在传统耐候钢的基础上添加一定量的钒和氮，以析出强化和细晶强化来提高材料的力学性能。通过真空感应炉冶炼出符合成分设定范围的铸坯，经过热轧以及卷取制备出力学性能优良的高强度耐候钢，其最终力学性能满足：屈服强度≥650MPa，抗拉强度≥900MPa，延伸率≥15％，屈强比≤0.75以及冷弯合格。

Description

一种钒氮微合金化高强度耐候钢的制备方法

技术领域

本发明属于耐候钢生产领域，适用于以钒作为主要强化元素的耐候钢的生产，尤其是屈服强度≥650MPa，抗拉强度≥900MPa，延伸率≥15％，冷弯合格的高强度耐候钢的生产。

现有技术

耐候钢又称为耐大气腐蚀钢，由于钢中添加了铜、铬、镍等耐候性元素，不需要涂装就能够长期抵御大气的腐蚀，相比与不锈钢而言就大大降低了成本，广泛应用于建筑、桥梁、铁道车辆等领域。

我国耐候钢的开发生产起步较晚，目前生产耐候钢的主要厂家有：宝钢、鞍钢、珠钢、武钢等。主要的耐候钢品种有：Cu-P-Cr-Ni系、Cu-P-RE系、Cu-P系等，这些耐候钢强度级别较低，已不能够满足需要。在高强度耐候钢的生产领域，国内主要厂家一般都是采用Nb、Mo、B、Ti、V等合金元素进行强化，成本较高，生产过程中的控制难度较大，而单独添加V-N进行力学性能强化在传统热连轧设备上生产高强度耐候钢则报道较少。

中国专利申请号：200910301054.0公开了“高强度耐大气腐蚀钢及其生产方法”，该专利采用V、Nb、Ti对耐候钢力学性能进行强化，化学成分的重量百分比为：C：≤0.12％，Si：≤0.75％，Mn：≤1.50％，P：≤0.025％，S：≤0.008％，Cr：0.30～1.25％，Ni：0.12～0.65％，Cu：0.20～0.55％，Ti：0.006～0.02％，V：0.09～0.15％，N：0.01～0.02％，Nb：0.015～0.03％，余量为Fe以及不可避免的杂质。其屈服强度≥575MPa，抗拉强度≥690MPa，该钢中添加了Nb、V、Ti等元素，成本相对较高，而本发明只添加了V元素，而没有加入Nb和Ti元素，通过合理的成分设计和工艺控制，耐候钢的抗拉强度达到900MPa以上。

中国专利申请号：200610035800.2公开了“一种基于薄板坯连铸连轧工艺生产700MPa级V-N微合金化高强耐候钢板的方法”，化学成分（Wt.％）如下：C：≤0.08％，Si：0.25～0.75％，Mn：0.8～2.0％，P：0.070～0.150％，S：≤0.040％，Cu：0.25～0.60％，Cr：0.30～1.25％，Ni：≤0.65％，V：0.05～0.20％，N：0.015～0. 03％。钢板的屈服强度≥700MPa，但是该专利采用的是薄板坯连铸连轧工艺技术，众所周知，薄板坯连铸连轧技术其热历史制度明显区别于传统工艺，其变形条件与过程不同，其再结晶行为、相变以及第二相粒子析出过程、状态和条件也不同，更能发挥微合金元素的高固溶优势，因此其钢板力学性能明显提高。而本发明采用的则是传统的热连轧技术，因此，其成分和工艺控制要求更加严格。

国外耐候钢的发展起源于美国的Corten系列耐候钢，经过多年的发展已比较成熟，在高强度耐候钢领域，瑞典SSAB生产的Domex系列的耐候钢产品的主要成分如表1所示。

表1 Domex系列的耐候钢主要成分

Figure 2012102624852100002DEST_PATH_IMAGE001

550W：Micro alloying elements added

700W：may contain max 0.65% Ni and 0.30% Mo, the sum of Nb, V, Ti shall be max 0.22%

Domex系列的耐候钢具有很高的强度，其力学性能的提高主要是依靠Nb、V、Ti、Mo等合金元素的添加，不但提高了耐候钢的生产成本而且较高的合金含量使得产品的力学性能对工艺参数会比较敏感，提高了生产过程中的控制难度。

单独添加钒和氮提高耐候钢的力学性能具有很大的优势。我国拥有非常丰富的钒资源，单独添加钒进行强化会在很大程度上降低耐候钢的生产成本。钒的固溶温度低，加热温度也就比较低。钒在奥氏体当中有较高的溶解度，几乎对热变形工艺没影响，但是在冷却过程中能够大量析出，因此能够产生非常强的析出强化作用，尤其氮的加入，氮提高了钒析出的化学驱动力，极大的促进钒的析出。钒的热裂敏感性较小，易于实现连铸，即使在增氮的情况下也能避免铸坯表面形成微裂纹。含钒钢比较适合通过再结晶控轧来生产，轧制温度较高，不必通过降低终轧温度来提高钢板强度，因此，不需要大幅度增加轧机负荷，而且力学性能对终轧温度不是很敏感。

目前，V-N微合金化技术在高强钢的生产领域主要是在高强度钢筋方面，攀钢研究开发的500MPa级高强度钢筋以及德国开发的屈服强度为500MPa级别高强度钢筋都采用了钒氮微合金化技术，但是在高强度耐候钢的生产领域，V-N微合金化技术还处在起步阶段。

发明内容

本发明的目的是通过与V-N微合金化相匹配的生产工艺，充分发挥钒在析出强化和晶粒细化方面的作用提高耐候钢的力学性能。该生产工艺简单，对设备的要求低，可获得力学性能优异的高强度耐候钢产品。

一种钒氮微合金化高强度耐候钢的制备方法，其包括如下步骤：

钒氮微合金化高强度耐候钢，其化学成分为：碳：0.08％～0.13％，优选0.09％～0.13％；硅：0.15％～0.20％；锰：1.55％～2.00％，优选1.60％～2.00％；硫：≤0.008％；磷：≤0.020％；铜：0.25％～0.50％；铬：0.50％～0.70％；镍：0.20％～0.30％；钒：0.12％～0.20％，优选0.12％～0.18％；氮：0.031％～0.045％，优选0.032％～0.04％；稀土：0.01％～0.03％，优选0.02％～0.03％，其余为铁以及不可避免的杂质。

所述高强度耐候钢的制备方法，其主要的工艺参数如下：铸坯再热温度1200℃～1250℃，保温时间1h～1.5h，完全奥氏体化，采用奥氏体再结晶区轧制，开轧温度1150℃～1180℃，终轧温度850℃～900℃，轧后进入层流冷却区进行冷却，冷却速率10℃/s～15℃/s，卷取温度580℃～620℃，热轧过程中的总压下率大于80％。本发明主要是采用钒和氮对耐候钢的力学性能进行强化，利用钒的析出强化和细晶强化作用获得屈服强度≥650MPa，抗拉强度≥900MPa，延伸率≥15％，屈强比≤0.75，冷弯合格的高强度耐候钢。轧后的组织为针状铁素体和珠光体。

本发明所添加的合金元素是基于以下原理：

C元素是提高力学性能最有效的元素，应当在可能的条件下充分利用和发挥C的作用，但是C会明显的降低钢的塑性、韧性及焊接性能。本发明中C含量设定在0.08％～0.13％，C的下限选在0.08％是为了保证耐候钢的屈服强度高于650MPa，上限选在0.13％是为了防止在弯曲变形的时候出现裂纹。

Si元素具有较强的固溶强化效果，它可显著提高钢的抗拉强度，较小地提高钢的屈服强度，而塑性韧性有所下降。较高的Si含量会使得Fe₂O₃在热轧的过程中粘附在钢板的表面而引起氧化皮压入，影响耐候钢的表面质量，为此，Si的含量选定在了0.15％～0.20％。

Mn元素是合金元素中对钢的强度及其韧性都有良好作用的元素，提高Mn含量可以在一定程度上弥补较低C含量对强度造成的损失，所以，本发明中Mn含量较高，为1.55％～2.00％。

P元素是钢中主要的强化元素，同时又是提高耐候钢的主要元素，但是，对于高强度耐候钢而言，P会恶化钢的韧性，特别是剧烈的降低钢的低温冲击韧性，另外，P对焊接性能也很会产生很严重的负面影响。所以，P元素的上限定为0.020％。

S元素与Mn极易形成MnS夹杂，MnS会严重恶化钢的机加工性能，在高强度耐候钢中S含量要尽可能的低，以防止微裂纹在MnS夹杂处萌生，所以，本发明中S含量的上限为0.008％。

Cu元素是耐大气腐蚀钢中对提高耐大气腐蚀性能最主要的，最普遍使用的合金元素。但是Cu的熔点低，在加热时容易因为钢坯热裂，为此，应制定合理的轧制工艺，同时在钢中添加一定量的Ni元素可有效防止铜脆的出现。因此，Cu的含量为0.25％～0.50％。

Cr元素是提高耐候钢耐蚀性能的重要元素，需要添加较高含量的Cr以保证钢的耐蚀性能，所以，Cr含量定在0.50％～0.70％。

Ni元素元素不但改善耐候钢的耐蚀性能而且能够提高耐候钢的强度，防止钢的脆化。但是Ni元素是一种贵金属，会增加钢的成本，综合考虑，Ni的含量为0.20％～0.30％。

RE元素不但能够提高耐候钢的力学性能而且还可以改善耐蚀性能。RE提高力学性能主要表现在：（1）夹杂物变质，RE可以改变夹杂物的形态，使碳化物、硫化物等球化、细化以及均匀分布，提高钢的韧性及塑性，特别是横向冲击韧性，改善钢的各向异性；（2）净化钢液，RE有很强的脱氧、脱硫作用；（3）RE可以净化和强化晶界，阻碍晶间裂纹的形成和扩展，有利于改善塑性尤其是高温塑性。RE提高耐蚀性能主要表现在：（1）稀土使夹杂物改性，减轻夹杂物引起的腐蚀；（2）净化钢液，减少腐蚀源并减少微区腐蚀。（3）富集在钢表面或裸露的稀土原子将迅速与氧化合形成稀土氧化物，一方面消耗了氧，抑制了阴极区氧的去极化腐蚀，另一方面形成的氧化物附着在钢的表面起到保护作用，从而提高了基体的耐蚀性能；（4）稀土促进γ- FeOOH/γ-Fe₂O₃向稳定的保护性α- FeOOH转变，从而提高了锈层的致密性。所以，RE含量为0.01％～0.03％。

V元素在所有微合金化元素中，V是最适合产生稳定而强烈的沉淀强化元素，主要是因为钒的碳氮化物溶解度积大，导致了较低的固溶温度和高温下较大的溶解能力。钒的一个重要的特征是起氮化物的溶解度比碳化物的溶解度低得多，这样，N在钒钢中起到了重要的作用，尤其是在沉淀强化方面。近些年来，钒在细化晶粒方面的作用也受到人的广泛关注，V(C、N)在奥氏体晶界应变诱导析出，可以阻止奥氏体晶粒的长大，细化相变之后的组织，而且在奥氏体晶界上析出的V(C、N)粒子也能为铁素体提供更为丰富的形核位置，在奥氏体向铁素体转变时得到更加细小的铁素体晶粒；V(C、N)在奥氏体内部析出，可以诱导两种晶内铁素体的形核，即等轴铁素体和针状铁素体，这些都能够显著提高耐候钢的力学性能。所以，V的含量定为0.12％～0.20％。

N元素在钒钢中起到重要的作用，N显著提高了V析出的化学驱动力，提高V(C、N)的形核密度，减小了析出粒子的间距，提高了析出强化效果。增N的强化效果非常明显，在0.12％V钢中，每增加0.001％N可使强度增加6MPa，这种强化效果与钢中C含量无关，另外，增N还能够有效减小析出粒子的尺寸。除N含量可决定V(C、N)的密度和沉淀强化颗粒尺寸外，N的一个很重要的优势是：沉淀开始时N在铁素体中的溶解量与钢中的总N含量基本相等或接近，这预示着对含N钢而言，大量的N能在较大的温度范围内固溶于铁素体中，这种特征再与VN比VC溶解度低的特点相结合，使V和N结合特别有利于沉淀强化作用。相反，在大部分N消耗完后，要控制和利用C含量来形成富C的V(C、N)产生强化作用是困难的，因为铁素体中固溶C含量是影响沉淀的相关参数，取决于奥氏体向铁素体、珠光体和渗碳体的相变过程，并且相互关系复杂。因此，增加N不仅有利于显著提高耐候钢的析出强化效果，而且还有利于强化作用的控制。所以，N含量控制在0.031％～0.045％。

本发明的优点：

（1）采用再结晶控制轧制工艺

本发明采用再结晶控轧和加速冷却的生产工艺获得屈服强度≥650MPa的高强度耐候钢。再结晶轧制工艺生产效率高，轧制载荷小，对设备的要求低。在奥氏体再结晶区域进行轧制，通过对终轧温度的控制，大部分的V会保持固溶状态，待到铁素体相变时，在铁素体当中析出，起到析出强化作用；少量的V在奥氏体区域应变诱导析出，起到细化晶粒的作用。

（2）提高N元素的含量，增强析出强化效果

本发明的特征在于运用N元素来提高耐候钢的力学性能，增加钢中N元素的含量，可以提高V析出的化学驱动力，减小析出粒子的尺寸，增加析出粒子的密度，显著增强析出强化作用。

（3）合金含量低，降低了成本

本发明主要是添加V和N进行强化，合金元素的添加量低，降低了生产成本。由于钒主要是在较低温度区间段即卷取阶段析出，因而热轧工艺对钢的性能影响较小，可以根据现场条件灵活选用。

附图说明

图1 为钢中第二相粒子形貌。

具体实施方式

实施例1

化学成分（wt％）：C：0.096％，Si：0.20％，Mn：1.65％，P：0.01％，S：0.0055％，Cu：0.33％，Cr：0.65％，Ni：0.22％，RE：0.024％，V：0.15％，N：0.035％。

轧制工艺参数：加热温度：1200~1250℃，开轧温度：1150℃～1180℃，终轧温度850~890℃，卷取温度：590~620℃。

力学性能如表2所示。钢中典型的第二相粒子如图1所示。

表2 实施例1的力学性能

实施例2

化学成分（wt％）：C：0.12％，Si：0.19％，Mn：1.9％，P：0.005％，S：0.0048％，Cu：0.33％，Cr：0.64％，Ni：0.28％，RE：0.03％，V：0.17％，N：0.036％。

轧制工艺参数：加热温度：1200~1250℃，开轧温度：1160℃～1180℃，终轧温度850~880℃，卷取温度：580~600℃。

力学性能如表3所示。

表3 实施例2的力学性能

Figure 2012102624852100002DEST_PATH_IMAGE003

实施例3

化学成分（wt％）：C：0.11％，Si：0.20％，Mn：2.0％，P：0.005％，S：0.0048％，Cu：0.40％，Cr：0.66％，Ni：0.24％，RE：0.025％；V：0.18％，N：0.04％。

轧制工艺参数：加热温度：1200~1250℃，开轧温度：1170℃～1180℃，终轧温度860~880℃，卷取温度：590~610℃。

力学性能如表4所示。

表4 实施例3的力学性能

Claims

1.一种钒氮微合金化高强度耐候钢的制备方法，其特征在于化学成分（wt％），碳：0.08％～0.13％；硅：0.15％～0.20％；锰：1.55％～2.00％；硫：≤0.008％；磷：≤0.020％；铜：0.25％～0.50％；铬：0.50％～0.70％；镍：0.20％～0.30％；钒：0.12％～0.20％；氮：0.031％～0.045％；稀土：0.01％～0.03％，其余为铁以及不可避免的杂质；按照上述成分进行冶炼、连铸，冷却至室温，将铸坯重新加热至奥氏体化温度，加热温度1200℃～1250℃，保温时间1h～1.5h，完全奥氏体化，采用奥氏体再结晶区轧制，开轧温度1150℃～1180℃，终轧温度850℃～900℃，轧后进入层流冷却区进行冷却，冷却速率10℃/s～15℃/s，卷取温度580℃～620℃，热轧过程中的总压下率大于80％；本发明采用钒和氮对耐候钢的力学性能进行强化，通过加入稀土元素改善其韧性和耐蚀性能，综合利用钒的析出强化和细晶强化作用获得屈服强度≥650MPa，抗拉强度≥900MPa，延伸率≥15％，屈强比≤0.75，冷弯合格的高强度耐候钢。

2.根据权利要求1所述的一种钒氮微合金化高强度耐候钢的制备方法，其特征在于：碳的重量百分比为0.09％～0.13％。

3.根据权利要求1所述的一种钒氮微合金化高强度耐候钢的制备方法，其特征在于：锰的重量百分比为1.60％～2.00％。

4.根据权利要求1所述的一种钒氮微合金化高强度耐候钢的制备方法，其特征在于：钒的重量百分比为0.12％～0.18％。

5.根据权利要求1所述的一种钒氮微合金化高强度耐候钢的制备方法，其特征在于：氮的重量百分比为0.032％～0.04％。

6.根据权利要求1所述的一种钒氮微合金化高强度耐候钢的制备方法，其特征在于：稀土的重量百分比为0.02％～0.03％。

7.根据权利要求1所述的一种钒氮微合金化高强度耐候钢的制备方法，其特征在于：轧后的组织为针状铁素体和珠光体。