CN103361552A

CN103361552A - V-N微合金化460MPa级厚板及其制造方法

Info

Publication number: CN103361552A
Application number: CN2012100910949A
Authority: CN
Inventors: 赵坦; 乔馨; 李文斌; 李广龙; 王军生; 于峰; 李新玲; 原思宇; 高冰; 李宏杰
Original assignee: Angang Steel Co Ltd
Current assignee: Angang Steel Co Ltd
Priority date: 2012-03-30
Filing date: 2012-03-30
Publication date: 2013-10-23

Abstract

本发明公开V-N微合金化460MPa级厚板，重量百比分C：0.05-0.1；Si：0.1-0.3；Mn：1.61-2.1；P：≤0.015；S：≤0.007；V：0.01-0.05；Ti：0.01-0.03；N：0.008-0.015，Als：0.01-0.05；余量为Fe和不可避免杂质。转炉全程底吹氮气，流量5-40Nm³/min，5-30min，抬枪后用氧枪吹氮气5-30min；LF精炼开始后加入钒铁；RH提升气体为氮气，流量100-300Nm³/h，10-60min；坯料加热温度为1150-1250℃，保温100-300min；开轧温度为1050-1150℃，道次变形率为15-35％，终轧温度为800-970℃；以10-30℃/s的速度快速冷却到500-700℃。提高了生产效率，降低了原材料成本及生产成本，可制备总压缩比最低为4的10-100mm厚度各规格中厚钢板。

Description

V-N微合金化460MPa级厚板及其制造方法

技术领域

本发明属于低合金钢生产领域，涉及到屈服强度460MPa级低焊接敏感性高强韧厚板及其制造方法。

背景技术

目前国内外对460MPa级别高强度低合金钢板的生产主要采用Nb微合金化，并采用控轧控冷的方式生产。如2010年南阳汉冶特钢公司申请号为CN201010597667.6的专利“低合金高强度钢板Q460C极其制造方法”和申请号为CN201010597658.7的专利“低合金高强度钢板Q460E-Z35极其制造方法”，均采用V-Ti-Nb微合金化，钢坯加热温度1240℃，两阶段控轧，终轧温度≤860℃。相似的还有新日本制铁株式会社申请号为CN01801553.0的专利“在焊接热影响区具有优良CTOD性能且屈服强度不低于460MPa的厚钢板”等。首钢公司申请号为CN200810119505.4的专利“屈服强度460MPa级低屈强比建筑用特厚钢板及制造方法”不仅Nb含量≥0.35wt％，而且还增加了回火工序。东北大学申请号为CN03134046.6的专利“一种屈服强度460MPa低合金高强度结构钢板材的制造方法”通过降低钢种的Nb、Ti、V合金含量，降低了460MPa钢的成本，但是仍然采用高温加热+两阶段控轧+控冷的钢种生产方法。

对于微合金化热轧结构用钢，除了采用Nb微合金化之外，也有采用V微合金化的方法进行钢种强韧化的案例。在该技术路线中，为了更好的实现V的强化效果，通常采用N的符合添加的方法，如申请号CN2009184823.3的专利“转炉炼钢的微合金化方法”中采取采用VN12及VN16型VN合金及氮化硅铁、氮化硅锰，氮化锰铁等增氮剂复合添加的方式进行V-N合金化。加入形式为转炉冶炼出钢过程加入，吨钢加入量为：VN合金0.85-0.89Kg/t，增氮剂0.3-0.38Kg/t。这种方法将多种收得率不易控制的冶炼原料同时加入，不仅成本高，而且加大了冶炼过程V元素和N元素的控制难度。而申请号为CN02104447.3的专利“用富氮和含钒合金微合金化高强度低合金钢及其冶炼方法”中采用一种Si3N4为基体的富氮合金生产与本发明强度级别相近的钢种，吨钢加入量在0.8-4公斤，方式为在出钢1/6-4/5时以袋装沉淀的方法加入，同时加入含钒合金，出钢过程吹氩弱搅拌，显然这种方式成本较高，且工艺极难精确控制。

上述发明反映出的问题大致包括以下四个方面：1、采用贵金属Nb进行微合金化，合金成本较高，组织性能控制不稳定；2、采用贵金属Nb进行微合金化，钢坯加热温度较高，能源消耗大；3、采用贵金属Nb进行微合金化，后序轧制过程控制因素多，不易控制，且生产效率低；4、采用加入V-N合金及增氮剂复合添加方式的微合金化工艺，原材料成本较高，冶炼控制因素多且经验性成分较大，N收得率不稳定且不易控制。

发明内容

为了克服上述现有技术的缺点，本发明的目的之一在于提供一种低成本、屈服强度460MPa级低焊接敏感性的高强韧厚板。

本发明采用基于V-N微合金化理论的冶炼-连铸-轧制-后处理一体化技术通过对合金元素存在形态、强化方式的全新控制，实现低温加热、高温一阶段轧制、去除了该强度级别钢中昂贵的Nb、并适当的调整V的含量，不仅提高生产效率，且大幅降低热轧结构钢板的原材料成本及生产成本，此外本发明控制了C、Si、Mn元素的含量，以此获得具有低焊接敏感性的460MPa高强韧钢板。

该钢板化学成分的重量百分比为：C：0.05-0.1；Si：0.1-0.3；Mn：1.61-2.1；P：≤0.015；S：≤0.007；V：0.01-0.05；Ti：0.01-0.03；N：0.008-0.015，Als：0.01-0.05，余量为Fe和不可避免杂质。

本发明气体含量控制目标：[O]≤0.002(wt％)。

下面，对本发明的低成本屈服强度460MPa级低焊接敏感性钢板的化学成分的作用作详细介绍：

C：是微合金钢中主要强化元素，是提高钢板淬透性的主要元素。C含量过低，将导致钢板制备过程抑制晶粒长大及起强化作用的碳化物(如NbC等)含量降低，进而降低钢板强度，此外过低的碳含量还会提升炼钢成本。C含量过高，钢板的焊接性能、塑性、韧性均下降，因此综合考虑成本、性能等因素，本发明C含量的控制范围为0.05-0.1(wt％)。

Si：Si在钢中固溶能力较强，且降低奥氏体中C的扩散速度，可以起到一定的强化作用，但含量过高对钢板的低温韧性、焊接性能不利(在对低温韧性更为敏感的高强度钢板中表现尤为突出)。因此本发明控制Si含量在0.1-0.3％(wt％)，其作用还在于在炼钢的过程促进钢水纯净化。

Mn：适当的Mn可以延缓钢种铁素体和珠光体转变，大幅增加钢种淬透性。并可以提高钢板综合力学性能。本发明Mn含量的控制范围为1.61-2.1(wt％)。

Ti：Ti在低合金钢板中的主要作用有二，其一在于适当的Ti可以固定钢中的N和S，形成Ti的化合物(过高则会形成粗大氮化物，危害钢板性能)，阻止S和Mn形成夹杂，减弱Mn的作用，降低钢板性能。其二在于形成的和N、C形成化合物抑制加热及轧制过程晶粒长大，细化晶粒，显著提高钢板的低温韧性以及焊接性能，。综合考虑上述原因，本发明Ti的含量控制范围为0.01-0.03(wt％)。

V：同Nb、Ti一样均为强碳化物形成元素，但形成碳化物的温度较Ti要低。对奥氏体再结晶影响较小，低温时V的碳化物和氮化物大量析出可以起到细化、强化晶粒的作用，进而提高钢板的强度。将V的含量控制在0.01-0.05(wt％)。

N：是本发明的主要强韧化元素，N在钢种主要以游离态和化合物两种状态存在，前者对韧性不利，但是一旦以化合物状态存在则对材料的综合性能大有裨益，低氮钢中。56.3％的钒固溶于基体，只有35.5％的钒以V(C、N)形式析出；而高氮钢中则完全相反，70％的钒以V(C、N)形式析出，仅剩20％的钒固溶于基体中。这说明，钢中缺氮的情况下，大部分的V没有充分发挥其析出强化作用。含氮钢不仅消除了炼钢过程中因脱气和精炼去氮引起的成本增加，而且钢中增氮更能充分发挥微合金元素的作用，节约合金化元素的用量，从而大大降低生产成本。大量研究证实，钢中增氮可使钒的用量节约30％-50％，出于上述考虑，本发明N的含量控制在0.008-0.015(wt％)；

本发明的另一个目的在于提供一种屈服强度460MPa级低焊接敏感性的高强韧厚板的制造方法。该制备方法包括冶炼、连铸、加热、轧制、在线快速冷却及堆垛缓冷工序，采用转炉全程吹氮+RH全程吹氮的方式，通过V-Fe的加入工位的选择、吹氮流量及压力、时间等可控因素的精确控制，实现N的稳定收得率，同时采用V-Fe代替V-N合金大幅降低冶炼过程气氛成本及原材料成本。本发明的技术路线可实现低温加热、高温一阶段轧制、使用该方法可制备总压缩比最低为4的各规格厚钢板。

转炉：转炉工位全程底吹氮气，底吹流量：5-40Nm³/min，时间：5-30min，抬枪后用氧枪吹氮气5-30min；

精炼：钒铁合金在LF精炼处理开始后即加入，目的是更好的固定游离态的N元素，并更准确的控制N的收得率。RH阶段提升气体为氮气，吹氮流量：100-300Nm³/h，吹氮时间：10-60min，；

连铸：拉速0.8-1.5m/min，矫直点铸坯表面温度900-950℃，连铸坯厚度规格100-400mm，目的是对钢种第二相析出精确控制，降低钢坯出现起皮，横裂等缺陷的几率，获得优良的表面质量。

连铸后坯料加热温度为1150-1250℃，保温时间为100-300min，保证合金元素及碳氮化物充分固溶，并控制奥氏体晶粒不出现异常长大。

采用一阶段轧制，开轧温度为1050-1150℃，道次变形率为15％-35％，该步骤的目的是利用高温打压下，促使低合金钢充分进行高温再结晶，使奥氏体晶粒充分细化，达到晶粒细化的作用，并为后续的组织控制打下基础。终轧温度为800-970℃。

钢板轧制后立即进入加速冷却装置进行快速冷却，以10-30℃/s的速度快速冷却到500-700℃，该工序的目的在于阻止铁素体晶粒长大、控制终态组织，并控制V(C、N)的低温弥散析出行为。

钢板出水后堆垛缓冷，该工序的作用在于控制钢板内部残余应力及H元素的释放，并进一步通过促进V(C、N)的析出，达到充分沉淀强化的作用。

此外，对于本发明所述钢板，如对强度和韧性有更高要求，可在下线后可以采取回火处理，目的在于进一步促进二次沉淀相弥散的相间析出，回火温度350-550℃，回火时间在2-3min/mm。

本发明的有益效果在于，采用基于V-N微合金化理论的新型冶炼-加热-轧制-冷却-后处理一体化技术，采用转炉全程吹氮+RH全程吹氮的方式，通过V-Fe的加入工位的选择、吹氮流量及压力、时间等可控因素的精确控制，实现N的稳定收得率，同时采用V-Fe代替V-N合金大幅降低冶炼过程气氛成本及原材料成本。通过对合金元素存在形态、强化方式的全新控制，实现低温加热、高温一阶段轧制、去除了该强度级别钢中昂贵的Nb、并适当的调整V的含量，提高了生产效率，大幅降低热轧结构钢板的原材料成本及生产成本，使用本发明方法可制备总压缩比最低为4的10-100mm厚度各规格中厚钢板。此外通过控制了C、Si、Mn、Ti的含量，使得制得的高强韧钢板具有较好的焊接性能。具有极佳的工业生产普及性。

附图说明图1实施例2的铁素体+珠光体组织形貌图；

图2实施例4的铁素体+贝氏体组织形貌图。

具体实施方式

以下实施例仅为本发明一些最优的实施方式，并不对前述发明范围和技术手段有任何限制。本发明钢种组织包括铁素体+珠光体以及铁素体+贝氏体组织。

实施例1

按表1所示成分进行冶炼，转炉工位全程底吹氮气，底吹流量：25Nm³/min，时间：20min。抬枪后用氧枪吹氮气20min。RH阶段提升气体为氮气，吹氮流量：200Nm³/h，吹氮时间：50min。连铸坯拉速1.2m/min，矫直点铸坯表面温度930℃。钢坯厚度250mm，加热至1150℃，保温150min，开轧温度为1102℃，道次变形量控制在15％-35％，终轧温度为955℃。成品钢板厚度为15mm。轧制结束后，随即对钢板进行直接淬火，以20℃/s的速度快速冷却至560℃，下线后堆垛缓冷至室温。

实施例2

实施方式如实施例1，转炉工位全程底吹氮气，转炉底吹流量：25Nm³/min，时间：20min。抬枪后用氧枪吹氮气20min。RH吹氮流量：200Nm³/h，吹氮时间：50min。连铸坯拉速1m/min，矫直点铸坯表面温度935℃。钢坯厚度300mm，加热至1150℃，保温180min，开轧温度为1108℃，终轧温度为925℃。成品钢板厚度为20mm。轧制结束后，随即对钢板进行直接淬火，以18℃/s的速度快速冷却至622℃。得到钢板组织形貌为铁素体+珠光体，如图1。

实施例3

实施方式如实施例1，转炉工位全程底吹氮气，转炉底吹流量：25Nm³/min，时间：23min。抬枪后用氧枪吹氮气15min。RH吹氮流量：180Nm³/h，吹氮时间：40min。连铸坯拉速1m/min，矫直点铸坯表面温度920℃。钢坯厚度250mm，加热至1150℃，保温230min，开轧温度为1107℃，终轧温度为910℃。成品钢板厚度为15mm。轧制结束后，随即对钢板进行直接淬火，以25℃/s的速度快速冷却至625℃。

实施例4

实施方式如实施例1，转炉工位全程底吹氮气，转炉底吹流量：23Nm³/min，时间：20min。抬枪后用氧枪吹氮气15min。RH吹氮流量：200Nm³/h，吹氮时间：35min。连铸坯拉速1m/min，矫直点铸坯表面温度920℃。钢坯厚度250mm，加热至1180℃，保温200min，开轧温度为1100℃，终轧温度为906℃。成品钢板厚度为20mm。轧制结束后，随即对钢板进行直接淬火，以30℃/s的速度快速冷却至580℃。得到钢板组织形貌为铁素体+贝氏体，如图2。

实施例5

实施方式如实施例1，转炉工位全程底吹氮气，转炉底吹流量：20Nm³/min，时间：20min。抬枪后用氧枪吹氮气10min。RH吹氮流量：160Nm³/h，吹氮时间：20min。连铸坯拉速1m/min，矫直点铸坯表面温度945℃。钢坯厚度300mm，加热至1180℃，保温200min，开轧温度为1116℃，终轧温度为950℃。成品钢板厚度为25mm。轧制结束后，随即对钢板进行直接淬火，以25℃/s的速度快速冷却至550℃。轧后回火，回火温度450℃，回火60min。

表1本发明实施例1-5的钢板化学成分(wt％)

实施例	C	Si	Mn	P	S	V	Ti	N
									1	0.076	0.3	2	0.005	0.003	0.031	0.013	0.0149
2	0.085	0.25	1.8	0.007	0.004	0.03	0.015	0.015
									3	0.1	0.27	1.76	0.005	0.006	0.037	0.014	0.013
4	0.09	0.29	1.73	0.007	0.005	0.045	0.017	0.012
									5	0.1	0.22	1.68	0.004	0.002	0.043	0.019	0.0092

由表2可以看出，本发明生产各规格钢板各项指标达到国标GB/T1591-2008中460MPa级钢板要求，且具有较高的-20℃及夏比冲击性能。

表2本发明实施例1-5钢板力学性能

表3给出各实施例钢碳当量计算结果及焊接裂纹敏感性指数。由表可见CEV指数均≤0.47％，Pcm指数≤0.2％，表明本发明钢板具有优良的可焊性。

表3本发明实施例钢板碳当量(CEV)及焊接裂纹敏感性指数(Pcm)

指标(％)	1	2	3	4	5
						CEV	0.41	0.39	0.38	0.38	0.38
Pcm	0.18	0.18	0.19	0.19	0.19

Claims

1.一种V-N微合金化460MPa级厚板，其特征在于该钢板化学成分的重量百分比为：C：0.05-0.1；Si：0.1-0.3；Mn：1.61-2.1；P：≤0.015；S：≤0.007；V：0.01-0.05；Ti：0.01-0.03；N：0.008-0.015，Als：0.01-0.05，余量为Fe和不可避免杂质。

2.一种根据权利要求1所述的V-N微合金化460MPa级厚板制造方法，包括冶炼、连铸、加热、轧制、在线快速冷却及堆垛缓冷，其特征在于冶炼过程中转炉工位全程底吹氮气，底吹流量5-40Nm³/min，时间5-30min，抬枪后用氧枪吹氮气5-30min；钒铁合金在LF精炼处理开始后即加入；RH阶段提升气体为氮气，吹氮流量100-300Nm³/h，吹氮时间10-60min；连铸后坯料加热温度为1150-1250℃，保温时间为100-300min；采用一阶段轧制，开轧温度为1050-1150℃，道次变形率为15％-35％，终轧温度为800-970℃；钢板轧制后立即进入加速冷却装置进行快速冷却，以10-30℃/s的速度快速冷却到500-700℃；而后进行堆垛缓冷。

3.根据权利要求2所述的V-N微合金化460MPa级厚板制造方法，其特征在于钢板下线后可采取回火处理，回火温度350-550℃，回火时间2-3min/mm。

4.根据权利要求2或3所述的V-N微合金化460MPa级厚板制造方法，其特征在于所述连铸制得连铸坯厚度100-400mm，成品钢板厚度10-100mm。

5.根据权利要求2或3所述的V-N微合金化460MPa级厚板制造方法，其特征在于所述连铸过程中拉速0.8-1.5m/min，矫直点铸坯表面温度900-950℃。