CN105112806A - 屈服强度460MPa级高止裂韧性钢板及其生产方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了屈服强度460MPa级高止裂韧性钢板及其生产方法。属于冶金技术领域。本发明钢板包含化学成分(重量百分比):C0.04～0.08％，Si0.10～0.25％，Mn0.8～1.6％，Nb0.01～0.05％，Ti0.008～0.02％，Cu0.10～0.35％，Cr0.10～0.35％，Ni0.15～1.0％，Al0.02～0.05％，V0.01～0.02％，P≤0.010％，S≤0.005％，N≤0.01％以及余量的Fe和杂质。钢板最大厚度85mm，采用控制轧制与控制冷却(TMCP)技术生产。钢板屈服强度≥460MPa，抗拉强度590～720MPa，延伸率≥22％，-40℃横向夏氏冲击功≥230J，-10℃下的止裂韧性Kca≥6900N/mm3/2。本发明适用于造船、海洋工程、桥梁等行业，特别是对强度和低温韧性要求较高，同时要求具有良好焊接性和止裂性能的钢板制造工艺中应用。
Description
技术领域
本发明属于冶金技术领域，具体涉及屈服强度460MPa级高止裂韧性钢板及其生产方法。
背景技术
随着造船、海洋工程、桥梁等结构件的日益大型化，要求在建造过程中使用高强度厚板以保证结构的强度和刚度，但同时高强度厚板较低的抗开裂性能会导致结构的低应力脆性断裂倾向增大，降低了结构的安全性。为此要求高强度厚钢板在满足强度和刚度指标的同时还应具有良好的止裂能力，即一旦启裂钢板应具有将快速扩展裂纹止住的能力。
近年来，屈服强度460MPa级高强度厚钢板的应用越来越多，但是钢的止裂性能与钢的强度、厚度有各项相反的倾向。因此，如何在提高钢的强度和厚度的同时提高钢的止裂性能，是工程技术人员极其关心的问题。
公开号为CN102994874A和CN103602891A的专利公开的高止裂韧性钢板厚度较低，大大限制了产品的应用。公开号为CN102719737A公开了一种屈服强度460MPa级正火高强韧钢板及其制造方法，虽然其钢板厚度达到了80mm，但其采用了控轧+正火的生产工艺，增加了生产工艺环节，制造成本高。而公开号为CN104561831A公开的一种具有高止裂性能的钢板及其制造方法，虽然钢板止裂性能较好，但当钢板厚度≥60mm时，钢的屈服强度和抗拉强度低，限制了其产品应用。公开号为CN10426404047A公开的一种集装箱船用特厚钢板及其制备方法，虽其最大钢板厚度达100mm，但其所有厚度规格钢板止裂韧性Kca均小于6500N/mm3/2。目前，适用于造船、海洋工程、桥梁等行业，特别是对强度和低温韧性要求较高的大型结构用钢板，无法同时具有高强度、良好焊接性和止裂性能。
发明内容
本发明的目的在于提出屈服强度460MPa级高止裂韧性钢板及其生产方法。该钢板使用控制轧制和控制冷却(TMCP)工艺生产，采用了超低C、超低S、Nb+V+Ti微合金化、复合添加Cr、Cu、Ni的成分设计，炼钢时采用了低C、超低S、夹杂物形态控制等洁净钢冶炼技术，以保证钢板中心的低温韧性和止裂韧性。
为解决上述技术问题，本发明采用如下技术方案：
屈服强度460MPa级高止裂韧性钢板，化学成分以重量百分比计为：C0.04～0.08，Si0.10～0.25，Mn0.8～1.6，Nb0.01～0.05，Ti0.008～0.02，Cu0.10～0.35，Cr0.10～0.35，Ni0.15～1.0，Al0.02～0.05，V0.01～0.02，P≤0.010，S≤0.005，N≤0.01,其余为Fe及不可避免的杂质元素。
进一步，所述的高止裂韧性钢板的碳当量指数Ceq≤0.42％，Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15(％)，焊接冷裂纹敏感性指数Pcm≤0.18％，Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B(％)。
更进一步，所述的高止裂韧性钢板屈服强度≥460MPa，抗拉强度590～720MPa，延伸率≥22％，-40℃横向夏氏冲击功≥230J，-10℃下的止裂韧性Kca≥6900N/mm3/2，钢板最大厚度为85mm。
对本发明钢所包含化学成分作进一步说明如下：
C：碳是较强的固溶强化元素，是影响高强钢力学性能的主要元素之一，当碳含量低于0.04％时强度低，但含量过高会恶化钢板的塑性、低温韧性和焊接性，本发明碳上限值为0.08％。
Si：硅在炼钢过程中可作为脱氧剂和还原剂，具有一定的固溶强化作用。但含量过高对钢板的低温韧性和焊接性不利，本发明硅含量控制在0.1～0.25％。
Mn：锰元素对提高钢的强度、改善低温韧性、降低钢的韧脆转变温度有重要作用，且成本低廉。但过高的锰易造成铸坯的偏析，使轧后钢板产生不易消除的带状组织，降低钢板的横向性能和抗层状撕裂性能，本发明锰含量控制在0.8～1.6％
Nb：铌是细晶强化的关键元素之一，其通过两种途径来细化晶粒，一是铌对奥氏体再结晶有明显的延迟作用，提高再结晶温度，防止再结晶奥氏体晶粒长大；二是随着轧制温度的降低，铌的碳、氮化物可以在奥氏体向铁素体转变前弥散析出，成为铁素体的形核质点，使铁素体在较小的过冷度下形成，不易长大，从而细化铁素体晶粒。作为非再结晶温度区间扩大的铌元素，通过细化晶粒来提高大角度晶界面积和分数，进而改善钢板的止裂韧性，本发明铌含量控制在0.01～0.05％。
V：钒是钢的强化元素，由于VC、V(CN)的沉淀强化，可使钢的强度明显提高，但过高的钒会恶化钢的韧性和可焊性，本发明钒含量控制在0.01～0.02％
Ti：微量钛与钢中的C、N结合，形成细小稳定的C、N化物颗粒，在板坯加热过程中可有效阻止奥氏体晶粒的粗化，钛的氮化物在焊接时可以抑制焊接热影响区的晶粒粗化，从而改善基体金属和焊接热影响区的低温韧性，本发明钛含量控制在0.008～0.02％。
Ni：镍能有效改善钢的低温韧性和耐腐蚀性能，但随着镍含量的增多，生成成本会显著增加，本发明镍含量控制在0.15～1.0％。
Cu：铜是奥氏体稳定化元素，适量的铜可以提高钢板的强度和耐腐蚀性能，但加入过多易造成钢的热脆，破坏钢板表面质量，本发明铜含量控制在0.10～0.35％。
Cr：铬能显著提高钢的强度，但同时降低钢的塑性和韧性。铬还可提高钢的抗氧化和耐腐蚀性能，本发明铬含量控制在0.10～0.35％。
Al：铝是重要的脱氧元素，微量的铝可有效减少钢中的夹杂物含量，并细化晶粒，但过多的铝会增加铸坯表面产生裂纹的倾向，本发明铝含量控制在0.02～0.05％。
所述的屈服强度460MPa级高止裂韧性钢板的生产方法，包括以下工序：铁水脱硫预处理、转炉炼钢、LF精炼、RH真空脱气、板坯连铸、板坯再加热、高压水除磷、控制轧制、控制冷却、热矫直、冷床缓冷、探伤、切定尺、喷印标识、入库；其中所述板坯再加热中，加热温度为1150～1200℃，保温时间不低于2小时；控制轧制工序分为再结晶区轧制和未再结晶区轧制，再结晶区轧制开轧温度为1000～1100℃，再结晶区压缩比不低于35％，未再结晶区开轧温度为800～850℃，未再结晶区压缩比不低于50％；控制冷却过程中冷却速率不低于5℃/s，终冷温度不高于500℃。
与现有技术相比，本发明的有益效果在于：
(1)本发明采用了超低C、Nb+V+Ti微合金化、复合添加Cr、Cu、Ni的成分设计，并对钢中的有害元素P、S进行上限控制，以提高钢的纯净度，改善钢的韧性；充分利用了细晶强化、固溶强化和沉淀强化机理，通过两阶段轧制控制并充分利用轧后加速冷却能力，以进一步细化钢板的晶粒和组织，尤其是钢板心部的晶粒和组织，保证了钢板具有高强韧、优良的止裂韧性和可焊接性等综合性能。钢板的止裂韧性高，钢板-10℃下的止裂韧性Kca≥6900N/mm3/2。
(2)通过在未再结晶区使用大变形轧制，促进了奥氏体晶粒中铁素体形核质点的大量产生，使其相变后组织以细晶粒铁素体为主要组成，这种细化的铁素体晶粒所具有的大角度晶界能增加裂纹启裂及扩展的阻力，从而实现钢板的高止裂韧性。
(3)采用TMCP工艺生产，轧制工艺窗口宽，轧后无需热处理，工艺流程短，节约了生产成本。
附图说明
图1实施例1中制得的460MPa级高止裂韧性钢板中心厚度处沿横断面的金相组织照片；
图2实施例1中制得的460MPa级高止裂韧性钢板1/4厚度处沿横断面的金相组织照片；
图3实施例2中制得的460MPa级高止裂韧性钢板中心厚度处沿横断面的金相组织照片；
图4实施例2中制得的460MPa级高止裂韧性钢板1/4厚度处沿横断面的金相组织照片。
图5实施例3中制得的460MPa级高止裂韧性钢板中心厚度处沿横断面的金相组织照片；
图6实施例3中制得的460MPa级高止裂韧性钢板1/4厚度处沿横断面的金相组织照片。
图7实施例4中制得的460MPa级高止裂韧性钢板中心厚度处沿横断面的金相组织照片；
图8实施例4中制得的460MPa级高止裂韧性钢板1/4厚度处沿横断面的金相组织照片。
具体实施方式
以下结合附图及具体实施例对本发明的内容作进一步说明。
实施例1
本实施例涉及的屈服强度460MPa级高止裂韧性钢板厚度为30mm，其包含的组分及其重量百分比为：C0.05％、Si0.15％、Mn1.51％、Nb0.05％、Ti0.014％、V0.013％、Cu0.25％、Ni0.43％、Cr0.19％、Al0.038％、P0.008％、S0.002％、N0.003％以及余量的Fe及不可避免的杂质元素，钢的碳当量指数Ceq＝0.39，焊接冷裂纹敏感性指数Pcm＝0.16。
本实施例涉及的屈服强度460MPa级高止裂韧性钢板生产方法如下：
来自工业生产的钢板经过铁水预脱S处理、180t转炉炼钢、钢包精炼(LF)、RH法真空脱气等工业生产过程，连铸成与上述成分一致的320mm厚板坯。炼钢时使用Ca处理以控制夹杂物形状，连铸时使用轻压下以降低铸坯的中心偏析程度。
将钢坯加热到1200℃，保温2h；钢板的控制轧制和控制冷却(TMCP)是在配备5000mm四辊可逆轧机和多功能加速冷却系统(MULPIC)的工业生产线进行的。
热轧时再结晶区轧制的开轧温度为1020℃，总压缩比为62.5％；未再结晶区的开轧温度为835℃，总压缩比为75％，轧后钢板厚度为30mm。
终轧钢板进入MULPIC层流冷却经快速冷却至约480℃，冷却速率约为14℃/s后空冷至室温，制得成品钢板。
经检测，所制得钢板强度和韧性见表1；通过落锤试验(NDTT)实验测得钢板止裂韧性如表2。可见，钢板-60℃夏氏冲击功均超过290J，无塑性转变温度为-85℃，止裂性能优异，并具有良好的强韧性匹配。
本实施例所制得钢板的显微组织如图1(钢板厚度中心)和图2(钢板1/4厚度)，其组织以细密的针状铁素体为主，平均晶粒度达到11级。
表1实施例1中所制得钢板强度和韧性
注：YS——屈服强度；TS——抗拉强度；E.——延伸率。
表2实施例1中所制得钢板落锤试验结果
注：○——未断裂；×——断裂
实施例2
本实施例涉及的屈服强度460MPa级高止裂韧性钢板厚度为60mm，其包含的组分及其重量百分比为：C0.06％、Si0.16％、Mn1.52％、Nb0.05％、Ti0.014％、V0.012％、Cu0.27％、Ni0.47％、Cr0.19％、Al0.036％、P0.008％、S0.002％、N0.003％以及余量的Fe及不可避免的杂质元素，钢的碳当量指数Ceq＝0.40，焊接冷裂纹敏感性指数Pcm＝0.17。
本实施例涉及的屈服强度460MPa级高止裂韧性钢板生产方法如下：
来自工业生产的钢板经过铁水预脱S处理、180t转炉炼钢、钢包精炼(LF)、RH法真空脱气等工业生产过程，连铸成与上述成分一致的320mm厚板坯。炼钢时使用Ca处理以控制夹杂物形状，连铸时使用轻压下以降低铸坯的中心偏析程度。
将钢坯加热到1200℃，保温2h；钢板的控制轧制和控制冷却(TMCP)是在配备5000mm四辊可逆轧机和多功能加速冷却系统(MULPIC)的工业生产线进行的。
热轧时再结晶区轧制的开轧温度为1006℃，总压缩比为43.8％；未再结晶区的开轧温度为820℃，总压缩比为66.7％，轧后钢板厚度为60mm。
终轧钢板进入MULPIC层流冷却经快速冷却至约450℃，冷却速率约为10℃/s后空冷至室温，制得成品钢板。
经检测，所制得钢板强度和韧性列于表3；通过落锤试验(NDTT)实验测得钢板止裂韧性如表4。可见，钢板中心-40℃夏氏冲击功均超过280J，-60℃夏氏冲击功平均值超过100J，无塑性转变温度为-85℃，止裂性能优异，并具有良好的强韧性匹配。
本实施例所制得钢板的显微组织如图3(钢板厚度中心)和图4(钢板1/4厚度)，其组织以细密的针状铁素体为主，平均晶粒度达到10.5级。
表3实施例2中所制得钢板强度和韧性
注：YS——屈服强度；TS——抗拉强度；E.——延伸率。
表4实施例2中所制得钢板落锤试验结果
注：○——未断裂；×——断裂
实施例3
本实施例涉及的屈服强度460MPa级高止裂韧性钢板厚度为80mm，其包含的组分及其重量百分比为：C0.06％、Si0.17％、Mn1.46％、Nb0.049％、Ti0.014％、V0.013％、Cu0.23％、Ni0.43％、Cr0.22％、Al0.039％、P0.005％、S0.001％、N0.003％以及余量的Fe及不可避免的杂质元素，钢的碳当量指数Ceq＝0.39，焊接冷裂纹敏感性指数Pcm＝0.17。
本实施例涉及的屈服强度460MPa级高止裂韧性钢板生产方法如下：
来自工业生产的钢板经过铁水预脱S处理、180t转炉炼钢、钢包精炼(LF)、RH法真空脱气等工业生产过程，连铸成与上述成分一致的320mm厚板坯。炼钢时使用Ca处理以控制夹杂物形状，连铸时使用轻压下以降低铸坯的中心偏析程度。
将钢坯加热到1200℃，保温2h；钢板的控制轧制和控制冷却(TMCP)是在配备5000mm四辊可逆轧机和多功能加速冷却系统(MULPIC)的工业生产线进行的。
热轧时再结晶区轧制的开轧温度为1003℃，总压缩比为40.6％，未再结晶区的开轧温度为820℃，总压缩比为57.9％，轧后钢板厚度为80mm；
终轧钢板进入MULPIC层流冷却经快速冷却至约380℃，冷却速率约为7℃/s后空冷至室温，制得成品钢板。
经检测，所得钢板强度和韧性如表5，通过落锤试验(NDTT)实验测得钢板止裂韧性如表6，经双重拉伸(ESSO)实验测得钢板止裂性能如表7，母材的CTOD结果如表8。可见，钢板-40℃夏氏冲击功均超过230J，无塑性转变温度为-75℃，-10℃止裂韧性Kca≥6900N/mm3/2，止裂性能优异。
表5实施例3中所制得钢板强度和韧性
注：YS——屈服强度；TS——抗拉强度；E.——延伸率。
表6实施例3中所制得钢板落锤试验结果
注：○——未断裂；×——断裂
表7实施例3中所制得钢板ESSO试验结果
表8实施例3中所制得钢板母材CTOD值
钢板的焊接性能如表9。可见，本实施例所制得钢板在焊接热输入量为15和50kJ/cm下，焊缝区、热影响区和基体均表现出良好的韧性，熔合线及熔合线外的-40℃夏氏冲击功平均值均大于250J，焊接性能优良。
本实施例所制得钢板的显微组织组织如图5(钢板厚度中心)和图6(钢板1/4厚度)，其组织以多边形铁素体为主，并含有少量的针状铁素体，平均晶粒度达到10.5级。
综上所述，本实施例所制的成品钢板具有高强度、高塑性和良好的低温韧性和止裂韧性，焊接性能优异，实现了强度和韧性的良好匹配。
表9实施例1中所制得钢板焊接接头性能
实施例4
本实施例涉及的屈服强度460MPa级高止裂韧性钢板厚度为85mm，其包含的组分及其重量百分比为：C0.06％、Si0.17％、Mn1.47％、Nb0.05％、Ti0.015％、V0.013％、Cu0.23％、Ni0.43％、Cr0.22％、Al0.038％、P0.006％、S0.001％、N0.003％以及余量的Fe及不可避免的杂质元素，钢的碳当量指数Ceq＝0.40，焊接冷裂纹敏感性指数Pcm＝0.17。
本实施例涉及的屈服强度460MPa级高止裂韧性钢板生产方法如下：
来自工业生产的钢板经过铁水预脱S处理、180t转炉炼钢、钢包精炼(LF)、RH法真空脱气等工业生产过程，连铸成与上述成分一致的320mm厚板坯。炼钢时使用Ca处理以控制夹杂物形状。连铸时使用轻压下以降低铸坯的中心偏析程度。
将钢坯加热到1160℃，保温2h；钢板的控制轧制和控制冷却(TMCP)是在配备5000mm四辊可逆轧机和多功能加速冷却系统(MULPIC)的工业生产线进行的。
热轧时再结晶区轧制的开轧温度为1050℃，总压缩比为40.6％，未再结晶区的开轧温度为820℃，总压缩比为55.3％，轧后钢板厚度为85mm；
终轧钢板进入MULPIC层流冷却经快速冷却至370℃，冷却速率约为5℃/s后空冷至室温，制得成品钢板。
经检测，本实施例所制得的钢板强度和韧性见表10，可见，钢板-60℃夏氏冲击功平均值≥220J，延伸率≥27％，实现了强度和低温韧性的良好匹配。经双重拉伸(ESSO)实验测得钢板止裂性能如表11，-10℃止裂韧性Kca≥7100N/mm3/2，止裂性能优异。
表10实施例4中所制得钢板强度和韧性
注：YS——屈服强度；TS——抗拉强度；E.——延伸率。
表11实施例4中所制得钢板ESSO试验结果
本实施例所制得钢板的显微组织组织如图7(钢板厚度中心)和图8(钢板1/4厚度)，其组织以细小的多边形铁素体为主，并含有少量的针状铁素体，平均晶粒度达到10.5级。
上述实施例仅为说明本发明的技术构思及特点，其目的在于让熟悉此项技术的人士能够了解本发明的内容并据以实施，并不能以此限制本发明的保护范围。凡根据本发明精神实质所作的等效变化或修饰，都应涵盖在本发明的保护范围之内。
Claims (4)
1.屈服强度460MPa级高止裂韧性钢板，其特征在于，所述钢板的化学成分以重量百分比计为：C0.04～0.08％，Si0.10～0.25％，Mn0.8～1.6％，Nb0.01～0.05％，Ti0.008～0.02％，Cu0.10～0.35％，Cr0.10～0.35％，Ni0.15～1.0％，Al0.02～0.05％，V0.01～0.02％，P≤0.010％，S≤0.005％，N≤0.01％,其余为Fe及不可避免的杂质元素。
2.根据权利要求1所述的屈服强度460MPa级高止裂韧性钢板，其特征在于，所述的钢板的碳当量指数Ceq≤0.42％，Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15(％)，焊接冷裂纹敏感性指数Pcm≤0.18％，Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B(％)。
3.根据权利要求1或2所述的屈服强度460MPa级高止裂韧性钢板，其特征在于，所述钢板屈服强度≥460MPa，抗拉强度590～720MPa，延伸率≥22％，-40℃横向夏氏冲击功≥230J，-10℃下的止裂韧性Kca≥6900N/mm3/2，钢板最大厚度为85mm。
4.屈服强度460MPa级高止裂韧性钢板的生产方法，其特征在于，所述钢板的生产方法包括以下工序：铁水脱硫预处理、转炉炼钢、LF精炼、RH真空脱气、板坯连铸、板坯再加热、高压水除磷、控制轧制、控制冷却、热矫直、冷床缓冷、探伤、切定尺、喷印标识、入库；其中所述板坯再加热中，加热温度为1150～1200℃，保温时间不低于2小时；控制轧制工序分为再结晶区轧制和未再结晶区轧制，再结晶区轧制开轧温度为1000～1100℃，再结晶区压缩比不低于35％，未再结晶区开轧温度为800～850℃，未再结晶区压缩比不低于50％；控制冷却过程中冷却速率不低于5℃/s，终冷温度不高于500℃。
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