CN102899563B - 一种超高强钢板的生产方法 - Google Patents

Abstract

一种超高强钢板的生产方法，工艺路线采用转炉炼钢→炉外精炼→连铸→加热→轧制→加速冷却→热处理。钢的化学组成质量百分比为：C=0.28～0.30，Si=0.90～1.20，Mn=1.50～1.60，P≤0.015，S≤0.010，Al≤0.020，Nb=0.02～0.03，V=0.055～0.065，Ti=0.045～0.060，Mo=0.55～0.65，B=0.0017～0.0022。钢板成分设计简洁，没有添加大量的合金元素，降低了超高强钢板的生产成本；采用Ti氧化物冶金技术，改善了钢板的焊接性能；钢板经Q+P处理后组织为超细板条马氏体+纳米级板条残余奥氏体及沉淀出的复杂碳化物，钢板强度和塑性的综合性能优于双相钢、TRIP钢及一般马氏体型钢；钢板经辊式淬火机淬火后，板型良好；工序简单、工艺易实现，解决了传统淬火、回火不能生产超高强钢板的难题，实现1800MPa级超高强钢板的批量生产。

Description

一种超高强钢板的生产方法

技术领域

本发明属于炼钢技术，是一种超高强钢板的生产方法。

技术背景

超高强度钢是指其抗拉强度在1000MPa以上，接近或超过2000MPa，总伸长率>10%，且价格较廉的结构钢。传统的淬火-回火工艺不能满足高强度钢兼具一定韧性和廉价的要求。目前，一般高强钢基本上都是通过添加合金元素来使钢种性能达标，这样得到的高强钢成本较高，不利于节能降耗。为了降低生产成本，增加经济效益，必须不断对新工艺、新技术进行试验研究。

珠光体(非形变态)和贝氏体组织较难使钢的抗拉强度高达2000MPa，马氏体组织当可胜任。为兼具一定韧性,应使钢的组织呈位错条状马氏体组织。半世纪以前已认识到淬火钢中的残余奥氏体能改善钢的塑性和韧性，如条状马氏体被几纳米厚的残余奥氏体所包围，增加了韧性；利用奥氏体的热稳定化现象，提出工具钢无变形淬火和高速钢工件无变形回火热处理工艺。实验证明，氢脆裂纹受阻于fcc奥氏体，经300℃回火含1.3%Si的300M钢（残余奥氏体约3%）对比4340钢（残奥<2%），同样析出ε碳化物，但应力腐蚀速率慢一个数量级。徐祖耀曾初步阐述低碳钢中残余奥氏体的重要作用。利用Thomas等电镜实验结果,徐祖耀计算证明：低碳钢淬火时碳由马氏体扩散至残余奥氏体。Speer等提出钢的Q+P热处理工艺，即淬火(Q)至Ms～Mf间后，经一定温度保温，使碳自马氏体分配(partition)至奥氏体，使一定量的奥氏体稳定至室温以保证韧性。为阻碍Fe3C的析出，他们所设计的Q+P钢中含有1%～2%Si。徐祖耀在Speer等Q+P工艺基础上，引入沉淀硬化机制，初步提出Q+P+T工艺，即在钢中添加碳化合物形成元素，淬火后经碳分配外，并使马氏体内析出弥散复杂碳化物，获得较高强度及韧性配合。

研究表明，残余奥氏体能有效提高材料的塑性和韧性,为在淬火钢内得到一定量的稳定残留奥氏体，提出热处理时采用淬火（Quenching）-碳分配（Partitioning）-回火（Tempering）工艺，简称Q-P-T工艺，即钢板淬火到一定温度后保温一定时间，碳自马氏体分配至残留奥氏体，然后在一定温度回火合适的时间后，使其析出复杂碳化物，以增加强化作用。对0.2%C-Mn-Ti-B进行了类似Q-P-T工艺的热模拟试验，并对热模拟后的试样进行了组织观察，得到的组织基本上是板条马氏体组织及一定量的残余奥氏体。

采用Q-P-T工艺对0.2%C-Mn-Ti-B进行了试验研究，然后在各母板上切取两个拉伸试样、两组冲击试样、一个金相试样和一个硬度试样，得到的性能如表1。从表中可看出，不仅强度比原来有所提高，而且冲击、延伸率、硬度等比试验前都有所提高。

表1采用Q-P-T工艺对0.2%C-Mn-Ti-B进行试验的性能检测结果

通过上述试验研究可知，采用Q-P-T工艺确实可以改善高强钢的性能，而且还可减少合金元素添加量。因此，可通过Q-P-T工艺在0.15%左右的碳含量高强钢的试制，优化在少加合金元素的基础上来达到1100MPa级以上的超高强钢化学成分，以降低高强钢的生产成本，同时提高高强钢的塑性和韧性。

中国专利申请200610018011.8“易焊接调质高强度钢板及其生产方法”，中国专利申请200710193023.9“一种高强度钢板及其制备方法”，中国专利申请200710193027.7“高强度钢板及其制备方法”，分别为80kg、100kg、110kg级高强钢板生产技术，采用离线淬火+回火工艺（Q+T），钢板最终组织为回火马氏体。以上专利中钢板成分添加了高含量的Mo、Ni、V、Ti、Nb等贵重合金，以保证钢板性能及工艺的适应性，生产成本高。

所以，现有技术中高强钢板生产存在的问题是：高强钢板成分中添加了高含量的Mo、Ni、V、Ti、Nb等贵重合金，以保证钢板性能及工艺的适应性，钢板生产成本高；高强钢板强度达1000MPa时，钢板塑性及韧性差，其延伸率小于10%；目前（Q+T）及TMCP生产工艺已不能生产1100MPa以上高强度钢板满足制造行业的需求；1200Mpa以上超高强度宽厚板目前没有批量生产的成熟工艺及生产方法。

发明内容

本发明旨在提供一种超高强钢板的生产方法，采用Q+P工艺生产厚度为8～60mm低成本的1800MPa级超高强度结构钢板，满足制造行业的需求，实现节能降耗、绿色钢铁的理念。其特点为简洁的成分设计；屈服强度不低于1800MPa、抗拉强度不低于1900MPa、延伸率大于10%、-20℃纵向冲击不小于47J；钢板组织为稳定的细小板条马氏体及残余奥氏体，并分布有共格及半共格的碳化物，以提高钢板强度及强韧性的合理配合。

发明的技术方案：一种超高强钢板的生产方法，工艺路线采用转炉炼钢→炉外精炼→连铸→加热→轧制→加速冷却→热处理。钢的化学组成质量百分比为：C=0.28～0.30，Si=0.90～1.20，Mn=1.50～1.60，P≤0.015，S≤0.010，Al≤0.020，Nb=0.02～0.03，V=0.055～0.065，Ti=0.045～0.060，Mo=0.55～0.65，B=0.0017～0.0022。工艺步骤为：

（1）转炉炼钢：铁水预处理后硫含量S≤0.010%，温度≥1250℃，铁水如转炉前必须将渣扒干净；转炉终点控制C-T协调出钢，P≤0.012%，S≤0.015%，出钢时间4～7min，出钢1/5加入硅铁和锰铁对钢液进行脱氧，除Al以外的合金按正常要求添加，出钢2/5加完合金，出钢结束后视终点氧含量加入适量的改质剂和石灰。

（2）炉外精炼：LF炉精炼采用氧化物冶金技术对钢液进行造渣和脱氧操作，精炼后期根据LF炉钢液试样成份补加V-Fe、Nb-Fe、Ti-Fe合金进行成分微调，出站前喂入适量的Si-Ca线，吹Ar5min后加入B-Fe=0.018～0.020；VD抽取真空开始后的前5min内，将钢包底部Ar搅拌气体流量降低至零，抽取真空开始3min后，快速提高真空度至0.5tor以下保真空循环脱气15min以上。

（3）连铸：液相线1498℃，中包过热度控制5～15℃，连铸拉速采用中板铸坯生产典拉速，生产连铸坯厚度300mm，连铸全程实行保护浇铸。

（4）加热：加热温度1180～1200℃，出炉板坯心部温度大于1150℃，加热速度9～11min/cm，总在炉时间大于5h。

（5）轧制：粗轧采用高温、大压下、慢速轧制技术，压下规程编制按轧机的能力选用最大道次压下量，最大道次压下率达15%以上，开轧温度1040～1070℃，终轧温度960～980℃；精轧累计压下率大于60%，最后三道次压下率大于12%，开轧温度820～830℃，终轧温度790～820℃。

（6）加速冷却：轧后ACC冷却选择强冷工艺，开冷温度760～780℃，冷却至510～550℃空冷，冷却速度4～19℃/S。

（7）热处理：淬火温度900～920℃，在炉时间按1.4～1.6min/mm×板厚min计算，淬火机速度25～45m/min，钢板淬火后温度250～310℃，快速送入回火炉进行碳分配；碳分配温度190～210℃，在炉时间按0.8min/mm×板厚min计算；出炉后空冷。

按上述技术方案生产和钢板性能实绩如表2。

表21800MPa级超高强钢板性能检验实绩

本发明的技术原理：

本发明根据超高强钢的组织特点及要求设计：(1)具高位错密度的细条状马氏体，板条厚度为数十纳米；(2)马氏体上析出细小共格复杂碳化物以进一步增加强度；(3)避免渗碳体Fe3C析出；(4)马氏体条间含适当数量(厚度)、一定碳含量的残余奥氏体以提高钢的韧性和塑性；(5)原始奥氏体应具细晶组织。

本发明的1800MPa级超高强钢板使用中碳高锰成分设计，保证钢板的强度；高Si成分抑制Fe3C的形成，稳定ε碳化物，并使钢能进行碳分配(Partitioning)处理；含Mn等稳定奥氏体元素，使Ms下降；含复杂碳化物形成元素如Nb、V、Ti、Mo元素使Ms下降,呈沉淀硬化并细化奥氏体晶粒；Ti的加入改善了超高强钢板的焊接性能。

采用洁净钢的生产方法生产高质量的连铸坯；TMCP轧制工艺细化钢板热处理前的组织；较低温度奥氏体化,可以得到细晶奥氏体组织；淬火至250～310℃（Ms～Mf）以获得适量的马氏体，提高钢板强度；在190～210℃进行碳分配，更多残余奥氏体富碳并稳定至室温；分配温度复杂碳化物共格及半共格沉淀可提高钢的强度及塑性、韧性；钢板经Q+P处理后组织为板条马氏体+板条残余奥氏体及沉淀出的复杂碳化物，钢板强度和塑性的综合性能优于双相钢、TRIP钢、一般马氏体型钢。

与现有技术相比，本发明具有以下优点：钢板成分设计简洁，没有添加大量的合金元素，降低了超高强钢板的生产成本；采用Ti氧化物冶金技术，改善了钢板的焊接性能；钢板经Q+P处理后组织为超细板条马氏体+纳米级板条残余奥氏体及沉淀出的复杂碳化物，钢板强度和塑性的综合性能优于双相钢、TRIP钢及一般马氏体型钢；钢板经辊式淬火机淬火后，板型良好；工序简单、工艺易实现，解决了传统淬火、回火不能生产超高强钢板的难题，实现1800MPa级超高强钢板的批量生产。

附图说明

附图为本发明专利生产的钢板组织图。

具体实施方式

实施例1：1800MPa级超高强钢板的生产方法。钢的成分质量百分组成为：C=0.29，Si=0.98，Mn=1.56，P=0.011，S=0.0024，Al=0.01，Nb=0.026，V=0.058，Ti=0.047，Mo=0.56，B=0.0018。

其主要工艺步骤及参数如下：

入炉铁水必须先进行铁水预处理，处理后铁水硫含量S≤0.010%，温度≥1250℃，铁水入转炉前必须将渣扒干净。转炉冶炼过程加入铁水及废钢，铁水与废钢配比为铁水85%左右，废钢15%左右。转炉终点控制C-T协调出钢、P≤0.012%、S≤0.015%；严格挡渣出钢，渣厚≤50mm，出钢时间4~7min，出钢1/5加入合金，出钢2/5加完合金；出钢后打入Al线脱氧不少于250m，并视装入量、终点C、钢水氧化性的变化进行适当调整。然后将钢水运送到LF精炼炉进行精炼操作。

LF精炼对钢液进行造白渣和脱氧操作，确保钢中氧、硫等元素的含量控制在较低的水平；精炼后期根据LF炉钢液试样成份补加V-Fe、Nb-Fe、Ti-Fe等适量合金进行成分微调，确保成分全部命中；出站前喂入适量的Si-Ca线，吹Ar5min后加入B-Fe，B-Fe的加入量按照0.018~0.020控制。然后将钢水运送到VD炉进行真空处理。VD抽取真空开始后的前5min内，将钢包底部Ar搅拌气体流量降低至零，防止在真空室未达到真空前对钢水进行搅拌，造成钢液氧化；抽取真空开始3min后，要求快速提高真空度至0.5tor以下，并在此真空度下保真空15min；RH真空处理时，真空度保持在0.5tor以下，并在此真空度下循环脱气15min以上。真空处理结束后对钢液进行15min以上的软吹处理，然后将钢水运送到连铸进行浇铸。

该钢种的液相线1498℃，中包过热度控制5～15℃；连铸拉速采用中板铸坯生产典拉速度执行，严格执行稳态浇铸；生产连铸坯厚度300mm（铸机生产最大厚度）；连铸全程实行严格的保护浇铸，防止钢液二次氧化和增氮。下线铸坯进行24小时以上的堆冷。

铸坯在加热炉的加热温度1180～1200℃，出炉板坯心部温度大于1150℃；加热速度9～11min/cm，总在炉时间大于5h。出炉进行高压除磷，然后进入粗轧。粗轧采用“高温、大压下、慢速”轧制技术，不使用自动轧制，手动轧制；压下规程编制按轧机的能力选用最大道次压下量，最大道次压下率达15%以上；开轧温度1040～1070℃，终轧温度960～980℃。精轧累计压下率大于60%，最后三道次压下率大于12%；开轧温度820～830℃，终轧温度790～820℃。轧后ACC冷却选择强冷工艺，开冷温度760～780℃，冷却至510～550℃空冷，冷却速度5～19℃/s。

钢板采用淬火+碳分配的热处理方式。奥氏体化的温度为900～920℃；在炉时间按（1.4～1.6min/mm×板厚）min计算；淬火机速度25～45m/min；钢板淬火后温度250～310℃，钢板淬火后快速送入回火炉进行碳分配。碳分配温度190～210℃；在炉时间按（0.8min/mm×板厚）min计算；出炉后空冷。

成品钢板性能检测结果为：厚度为20mm的钢板屈服强度为1853MPa，抗拉强度为1941MPa，延伸率为11.2%，常温冲击为121/109/96J，0℃冲击为73/71/102J，-20℃冲击为65/62/73J。厚度为40mm的钢板屈服强度为1867MPa，抗拉强度为1970MPa，延伸率为11.8%，常温冲击为117/103/106J，0℃冲击为83/76/78J，-20℃冲击为72/68/55J。

实施例2：1800MPa级超高强钢板生产方法，钢的成分质量百分组成为：C=0.28，Si=1.03，Mn=1.53，P=0.009，S=0.0025，Al=0.009，Nb=0.03，V=0.056，Ti=0.053，Mo=0.58，B=0.0017。

其主要工艺步骤及参数如下：

入炉铁水必须先进行铁水预处理，处理后铁水硫含量S≤0.010%，温度≥1250℃，铁水入转炉前必须将渣扒干净。转炉冶炼过程加入铁水及废钢，铁水与废钢配比为铁水85%左右，废钢15%左右。转炉终点控制C-T协调出钢、P≤0.012%、S≤0.015%；严格挡渣出钢，渣厚≤50mm，出钢时间4~7min，出钢1/5加入合金，出钢2/5加完合金；出钢后打入Al线脱氧不少于250m，并视装入量、终点C、钢水氧化性的变化进行适当调整。然后将钢水运送到LF精炼炉进行精炼操作。

LF精炼对钢液进行造白渣和脱氧操作，确保钢中氧、硫等元素的含量控制在较低的水平；精炼后期根据LF炉钢液试样成份补加V-Fe、Nb-Fe、Ti-Fe等适量合金进行成分微调，确保成分全部命中；出站前喂入适量的Si-Ca线，吹Ar5min后加入B-Fe，B-Fe的加入量按照0.018~0.020控制。然后将钢水运送到VD炉进行真空处理。VD抽取真空开始后的前5min内，将钢包底部Ar搅拌气体流量降低至零，防止在真空室未达到真空前对钢水进行搅拌，造成钢液氧化；抽取真空开始3min后，要求快速提高真空度至0.5tor以下，并在此真空度下保真空15min；RH真空处理时，真空度保持在0.5tor以下，并在此真空度下循环脱气15min以上。真空处理结束后对钢液进行15min以上的软吹处理，然后将钢水运送到连铸进行浇铸。

该钢种的液相线1498℃，中包过热度控制5～15℃；连铸拉速采用中板铸坯生产典拉速度执行，严格执行稳态浇铸；生产连铸坯厚度300mm（铸机生产最大厚度）；连铸全程实行严格的保护浇铸，防止钢液二次氧化和增氮。下线铸坯进行24小时以上的堆冷。

铸坯在加热炉的加热温度1180～1200℃，出炉板坯心部温度大于1150℃；加热速度9～11min/cm，总在炉时间大于5h。出炉进行高压除磷，然后进入粗轧。粗轧采用“高温、大压下、慢速”轧制技术，不使用自动轧制，手动轧制；压下规程编制按轧机的能力选用最大道次压下量，最大道次压下率达15%以上；开轧温度1040～1070℃，终轧温度960～980℃。精轧累计压下率大于60%，最后三道次压下率大于12%；开轧温度820～830℃，终轧温度790～820℃。轧后ACC冷却选择强冷工艺，开冷温度760～780℃，冷却至510～550℃空冷，冷却速度5～19℃/s。

钢板采用淬火+碳分配的热处理方式。奥氏体化的温度为900～920℃；在炉时间按（1.4～1.6min/mm×板厚）min计算；淬火机速度25～45m/min；钢板淬火后温度250～310℃，钢板淬火后快速送入回火炉进行碳分配。碳分配温度190～210℃；在炉时间按（0.8min/mm×板厚）min计算；出炉后空冷。

成品钢板性能检测结果为：厚度为60mm的钢板屈服强度为1823MPa，抗拉强度为1935MPa，延伸率为11.3%，常温冲击为98/106/95J，0℃冲击为69/101/86J，-20℃冲击为53/71/57J。

Claims (1)

1.一种超高强钢板的生产方法，工艺路线采用转炉炼钢→炉外精炼→连铸→加热→轧制→加速冷却→热处理，其特征在于：

钢的化学组成质量百分比为：C=0.28～0.30，Si=0.90～1.20，Mn=1.50～1.60，P≤0.015，S≤0.010，Al≤0.020，Nb=0.02～0.03，V=0.055～0.065，Ti=0.045～0.060，Mo=0.55～0.65，B=0.0017～0.0022，其余为铁及不可控制的杂质元素，工艺步骤为：

（1）转炉炼钢：铁水预处理后硫含量S≤0.010%，温度≥1250℃，铁水如转炉前必须将渣扒干净；转炉终点控制C-T协调出钢，P≤0.012%，S≤0.015%，出钢时间4～7min，出钢1/5加入硅铁和锰铁对钢液进行脱氧，除Al以外的合金按正常要求添加，出钢2/5加完合金，出钢结束后视终点氧含量加入适量的改质剂和石灰；

（2）炉外精炼：LF炉精炼采用氧化物冶金技术对钢液进行造渣和脱氧操作，精炼后期根据LF炉钢液试样成份补加V-Fe、Nb-Fe、Ti-Fe合金进行成分微调，出站前喂入适量的Si-Ca线，吹Ar5min后加入B-Fe=0.018～0.020；VD抽取真空开始后的前5min内，将钢包底部Ar搅拌气体流量降低至零，抽取真空开始3min后，快速提高真空度至0.5tor以下保真空循环脱气15min以上；

（3）连铸：液相线1498℃，中包过热度控制5～15℃，连铸拉速采用中板铸坯生产典拉速，生产连铸坯厚度300mm，连铸全程实行保护浇铸；

（4）加热：加热温度1180～1200℃，出炉板坯心部温度大于1150℃，加热速度9～11min/cm，总在炉时间大于5h；

（5）轧制：粗轧采用高温、大压下、慢速轧制技术，压下规程编制按轧机的能力选用最大道次压下量，最大道次压下率达15%以上，开轧温度1040～1070℃，终轧温度960～980℃；精轧累计压下率大于60%，最后三道次压下率大于12%，开轧温度820～830℃，终轧温度790～820℃；

（6）加速冷却：轧后ACC冷却选择强冷工艺，开冷温度760～780℃，冷却至510～550℃空冷，冷却速度4～19℃/S；

（7）热处理：淬火温度900～920℃，在炉时间按1.4～1.6min/mm×板厚min计算，淬火机速度25～45m/min，钢板淬火后温度250～310℃，快速送入回火炉进行碳分配；碳分配温度190～210℃，在炉时间按0.8min/mm×板厚min计算；出炉后空冷。