CN103757549A - 一种355MPa级厚板及其生产方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种355MPa级厚板及其生产方法，其化学成分为C0.12-0.16%，Si0.1-0.4%，Mn1.3-1.7%，P≤0.015%，S≤0.005%，V0.01-0.05%，Cr0.01%-0.04%，Ti0.005-0.011%，N0.01-0.015%，Als0.01-0.04%，Als≤1.7N+0.0037%。采取转炉—LF—RH或VD熔炼工艺，转炉吹氮及精炼环节加入含氮合金进行增氮；加热温度1150-1180℃，在炉时间100-300min，均热时间60-90min；采用一阶段轧制，开轧温度1050-1170℃，单道次变形率15%-25%，终轧温度930-1050℃；轧后平铺风冷至500-700℃后进行堆垛缓冷。本发明可提高生产效率，大幅降低生产成本，厚板屈服强度达388MPa，抗拉强度521MPa，延伸率26.75%，-50℃的AKv为143J。

Description

一种355MPa级厚板及其生产方法

技术领域

本发明属于低合金钢生产技术领域，尤其涉及一种屈服强度为355MPa级保正火性能的高强特厚钢板及其生产方法。

背景技术

正火处理的355MPa级别热轧结构钢板被广泛应用于大型工程机械、建筑、油田钻井平台、特高压输电构件、交通工具框架结构、压力容器等领域。尤其是在一些焊接结构中，一些构件必须使用正火状态下性能优良的结构钢来制造。研究表明，在生产50mm以上厚规格钢板时，由于压缩比小，TMCP工艺的优势难以充分发挥，钢板厚度方向上往往出现组织不均匀现象。必须通过正火进一步细化晶粒，改善带状组织。此外，正火工艺应用的意义还在于消除和减少以“水冷”为主要特征的TMCP工艺下钢板中的残余应力，解决钢板性能不稳定的问题。

目前，此级别低合金正火钢板一般采用Nb、V为主要强化元素，经济性较差。同时采用两阶段轧制工艺或控冷工艺。如上海大学研究成果《E36级船板钢正火工艺的研究》，其Nb和V的含量分别达到0.02-0.05%和0.05-0.1%，采用TMCP工艺+正火工艺生产。又如南京钢铁公司的研究成果《Q345E正火工艺研究》，以V0.03%、Nb0.025%为主要强化元素，并采用两阶段控制轧制+正火工艺生产。申请号201110176676.2的发明专利，提供了“一种可焊接细晶粒结构钢S355NL/S355NLZ35钢板及其生产方法”，采用V、Ti作为合金化元素，TMCP+正火工艺生产，成本较高，工序较繁琐。

就热轧结构钢的生产和加工而言，如果不通过炉内补充正火，而是在轧制过程中直接达到这种状态，在节约能源、提高效率方面会有更多的优越性。这类钢板被界定为“在一定温度范围内进行最后变形的轧制工艺，可导致一种材料条件等于正火后获得的条件，这样即使在正火后也可保持力学性能的特殊值”，也称正火轧制。

显然，上述界定并非简单意义上的“在正火温度以上完成轧制”，而是对材料成分设计、加工乃至材料的使用性能均提出了更高的要求。申请号201010235925.6公开的“一种正火轧制生产韧性优良管线钢中厚板的方法”，采用Nb、V合金化，两阶段轧制，终轧温度在Ac3+（30-50℃）的正火轧制工艺，获得了性能优异的管线钢厚板产品。申请号为201210290416.2的专利提供的“一种微合金化桥梁钢板及其正火轧制工艺”，则采用相似的成分设计及轧制工艺，而上述两项专利申请均针对的是40mm以下规格钢板，因此并没有充分发挥合金元素的作用及轧制能力。

发明内容

本发明的目的在于解决已有技术存在的正火特厚钢板性能不均和常规工艺生产成本高、工艺繁琐的问题，从而提供一种可提高生产效率，大幅度降低生产成本，压缩比＞2、厚度＞50mm的355MPa级厚板及其生产方法。

为此，本发明所采取的解决方案是：

本发明采用吹N或加入含氮合金的方法进行增N，在此基础上，通过合理的调控成分，取消钢中高温抗再结晶元素Nb，控制C、Si、Mn、V、Ti等元素含量，控制脱氧元素Al含量，在保证钢板性能的前提下尽可能的降低钢材的原材料成本。

本发明355MPa级厚板的化学成分wt%含量为：

C0.12%-0.16%，Si0.1%-0.4%，Mn1.3%-1.7%，P≤0.015%，S≤0.005%，V0.01%-0.05%，Cr0.01%-0.04%，Ti0.005%-0.011%，N0.01%-0.015%，Als0.01%-0.04%，其中Als≤1.7N+0.0037%，余量为Fe和不可避免的杂质。

本发明厚板化学成分的作用机理为：

C：是控制钢板正火性能的主要元素。本发明C含量的控制范围为0.12-0.16wt%。

Si：本发明中主要起到降低奥氏体状态时钢中C的扩散速度的作用，但含量超过0.4wt%时钢板的低温韧性会出现显著下降。因此本发明控制Si含量在0.1-0.4wt%。

Mn：对于本发明成分体系，1.3-1.7wt%的Mn有助于延缓钢中铁素体和珠光体转变，一方面有利于控制正火轧制过程中先共析铁素体的析出，进而控制带状组织（P+F）的形成，该类组织在以往以Nb为主要强化元素的低合金钢中十分普遍。另一方面保证钢种韧性。

Ti：出于正火钢板焊接性能的考虑。本发明Ti的含量控制范围为0.005-0.01wt%。

V：V为强碳、氮化物主要形成元素，本发明中V的含量控制在0.02-0.05wt%，并配合N一同发挥强化作用，具体的，通过加入N控制V的高温析出，大幅降低再结晶温度，利于正火轧制过程奥氏体再结晶的不断进行，产生细化晶粒的作用，另一方面低温时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，由于这种控制析出过程受到形变诱导的作用较小，因此可以保证钢在轧制后，再进行正火仍能保持较好的综合力学性能。

Cr:为强碳化物形成元素和固溶强化元素，可以起到沉淀强化作用，对提高正火钢板强度贡献很大。对于355MP级别钢，控制Cr在0.01-0.04wt%。

N：是本发明的主要强韧化元素，本发明中N产生强化的主要来源于两个方面，一方面是高温过程同Al的结合形成AlN，用于钉扎奥氏体晶界，用于控制高温晶粒的长大，为后续的直轧方式的正火轧制以及合金化理念的实现打下基础，另一方面在低温过程促进V的碳氮化物的形成，起到强化作用，对于本发明355MPa级别用钢，N的含量控制在0.01-0.015wt%。

Al：主要被用于低合金钢中主要起到脱氧镇定的作用，在本发明所述的成分设计及工艺过程中，Al还起到细化晶粒、提高韧性的作用，主要为后续再结晶轧制做准备。但是过量的Al会起到弱化N的强化效果，因此本发明中Als：0.01-0.04wt%，且需要满足Als≤1.7N+0.0037wt%。

一种355MPa级厚板的生产方法，其特征在于，采用冶炼—加热—正火轧制—堆垛缓冷工艺，生产压缩比＞2、厚度＞50mm的厚规格钢板；其具体方法为：

采用转炉+LF+RH方式冶炼，转炉全程吹氮进行增氮，流量控制在50-70m³/min；出钢温度1590℃—1650℃；控制钢液中Als含量在0.04—0.07wt%；氩站底吹氩气流量控制在30-50m³/min，吹氩时间2-5min，出氩站钢液氮含量0.012%-0.018%；钒铁在LF初期加入；

连铸后坯料加热温度为1150-1180℃，在炉时间为100-300min，均热时间60-90min；

采用一阶段轧制，开轧温度为1050-1170℃，单道次变形率为15%-25%，终轧温度为930-1050℃；

钢板轧制后平铺空冷，冷却至500-700℃；

之后，钢板进行堆垛缓冷：对于50-80mm厚钢板，缓冷时间t≥15h；垛位高度h≥3.5m，对于80-120mm厚钢板，缓冷时间t≥12h，垛位高度h≥3m；对于120-150mm厚钢板，缓冷时间t≥10h，垛位高度h≥3m。

本发明的有益效果为：

本发明在充分考虑低合金钢中强化元素的特性以及元素之间的相互作用的基础上，对低合金钢厚板的合金化理念、正火轧制工艺进行全新的设计，有效解决了已有技术存在的正火特厚钢板性能不均和常规工艺生产成本高、工艺繁琐的问题，对于提高生产效率，大幅降低热轧结构钢板的原材料成本及生产成本具有显著效果。厚板的力学性能指标完全达到了本发明的目的要求，其屈服强度达到388MPa，抗拉强度为521MPa，延伸率为26.75%，-50℃的AKv达到143J。此外，本发明生产的355MPa级厚板还具有重新正火后保性能的特点，对于降低生产厂由于生产突发情况或工艺控制不当产生的废品具有良好的补救作用，并可满足对有钢板再处理需求的使用者提供了很好的产品方案。

附图说明

图1是实施例3铁素体+珠光体金相组织图。

具体实施方式

实施例1

具体化学成分见表1。

表1实施例1化学成分wt%含量表

C	Si	Mn	P	S	V	Cr	Ti	Als	N
										0.16	0.33	1.6	0.012	0.004	0.05	0.039	0.01	0.029	0.0149

转炉吹氮量68m³/min，出钢温度1640℃，出钢Als0.065%；

氩站控制底吹氩气流量控制在37m³/min；吹氩时间4min；出氩站钢液中氮含量0.018%。

钢坯厚度300mm，加热至1150℃，保温240min，均热时间90min。

开轧温度为1120℃，道次变形量控制在15%-25%，终轧温度为965℃。成品钢板厚度为130mm；

轧制结束后，空冷至550℃，堆垛垛位高3.6m，缓冷时间18h。

实施例2

具体化学成分见表2。

表2实施例1化学成分wt%含量表

C	Si	Mn	P	S	V	Cr	Ti	Als	N
										0.145	0.18	1.5	0.013	0.003	0.03	0.038	0.011	0.027	0.015

转炉吹氮量65m³/min，出钢温度1610℃，出钢Als0.066%；

氩站控制底吹氩气流量控制在40m³/min；吹氩时间3min；出氩站钢液中氮含量0.0173%。

钢坯厚度250mm，加热至1170℃，保温200min，均热时间90min。

开轧温度为1160℃，道次变形量控制在15%-25%，终轧温度为943℃。成品钢板厚度为80mm；

轧制结束后，空冷至670℃，堆垛垛位高4m，缓冷时间24h。

实施例3

具体化学成分见表3。

表3实施例3化学成分wt%含量表

C	Si	Mn	P	S	V	Cr	Ti	Als	N
										0.132	0.27	1.65	0.01	0.002	0.037	0.028	0.008	0.015	0.013

转炉吹氮量55m³/min，出钢温度1630℃，出钢Als0.058%；

氩站控制底吹氩气流量控制在45m³/min；吹氩时3.5min；出氩站钢液中氮含量0.0156%。

钢坯厚度230mm，加热至1150℃，保温180min，均热时间70min。

开轧温度为1145℃，道次变形量控制在15%-25%，终轧温度为935℃。成品钢板厚度为50mm；

轧制结束后，空冷至700℃，堆垛垛位高5m，缓冷时间24h。

实施例4

具体化学成分见表4。

表4实施例4化学成分wt%含量表

C	Si	Mn	P	S	V	Cr	Ti	Als	N
										0.128	0.3	1.45	0.015	0.005	0.045	0.03	0.01	0.021	0.0122

转炉吹氮量52m³/min，出钢温度1645℃，出钢Als0.06%；

氩站控制底吹氩气流量控制在40m³/min；吹氩时4min；出氩站钢液中氮含量0.0147%。

钢坯厚度250mm，加热至1150℃，保温240min，均热时间70min。

开轧温度为1130℃，道次变形量控制在15%-25%，终轧温度为965℃。成品钢板厚度为60mm；

轧制结束后，空冷至680℃，堆垛垛位高4m，缓冷时间18h。

实施例1-4厚板力学性能检测结果如表5所示。

表5实施例1-4厚板力学性能检测结果

实施例	屈服强度MPa	抗拉强度MPa	延伸率%	AKv-50℃J
					1	373	510	27	123
2	380	505	28.5	124
					3	410	545	25	172
4	389	525	26.5	143

需要说明的是，本发明厚板用户可根据需要再次进行正火处理，在890℃、0.7min/mm的正火工艺条件下，实施例厚板力学性能检测结果见表6。

表6本发明实施例1-4钢板正火后力学性能

Claims (2)

1.一种355MPa级厚板，其特征在于，其化学成分wt%含量为：

C 0.12%-0.16%，Si 0.1%-0.4%，Mn 1.3%-1.7%，P≤0.015%，S≤0.005%，V 0.01%-0.05%，Cr 0.01%-0.04%，Ti 0.005%-0.011%，N 0.01%-0.015%，Als 0.01%-0.04%，其中Als≤1.7N+0.0037%，余量为Fe和不可避免的杂质。

2.一种如权利要求1所述355MPa级厚板的生产方法，其特征在于，采用冶炼—加热—正火轧制—堆垛缓冷工艺，生产压缩比＞2、厚度＞50mm的厚规格钢板；其具体方法为：

采用转炉+LF+RH方式冶炼，转炉全程吹氮进行增氮，流量控制在50-70m³/min；出钢温度1590℃—1650℃；控制钢液中 Als含量在0.04—0.07wt%；氩站底吹氩气流量控制在30-50m³/min，吹氩时间2-5 min，出氩站钢液氮含量0.012%-0.018%；钒铁在LF初期加入； 

连铸后坯料加热温度为1150-1180℃，在炉时间为100-300min，均热时间60-90min；

采用一阶段轧制，开轧温度为1050-1170℃，单道次变形率为15%-25%，终轧温度为930-1050℃；

钢板轧制后平铺空冷，冷却至500-700℃；

之后，钢板进行堆垛缓冷：对于50-80mm厚钢板，缓冷时间t≥15h；垛位高度h≥3.5m，对于80-120mm厚钢板，缓冷时间t≥12h，垛位高度h≥3m；对于120-150mm厚钢板，缓冷时间t≥10h，垛位高度h≥3m。

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