CN105483526B - 一种钇基稀土低合金高强度钢及其制造方法 - Google Patents

一种钇基稀土低合金高强度钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种钇基稀土低合金高强度钢，其化学成分按质量百分数为：C：0.08%~0.19%，Si：0.15%~0.55%，Mn：1.20%~1.70%，P ≤0.040%，S ≤0.040%，Nb ≤0.040%，V≤0.18%，Ti≤0.020%，Ni≤0.40%，Cr≤0.30%，Cu≤0.30%，Mo≤0.08%，Alt：≤0.050%，N≤0.012%，O：0.002%~0.003%，其余量为铁Fe、稀土和不可避免的杂质，所述稀土为钇基稀土，钢中固溶Y：0.004%~0.010%，Ce：0.014%~0.025%，其余Y、Ce与钢中O、Mg、Al、S结合形成细小弥散的复合夹杂物形态存在，所述复合夹杂物组分中包含Y、Ce质量百分数为：Y：25.40%~70.10%，Ce：3.25%~19.15%，钢材基体组织为细小的铁素体+珠光体组织。本发明利用钇基稀土在钢中发挥净化、变性、微合金化及氧化物冶金的作用，改善低合金高强度钢性能。

Description

一种钇基稀土低合金高强度钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种低合金高强度钢及其制造技术，特别涉及一种钇基稀土低合金高强度钢及其制造方法。
背景技术
低合金高强度钢通常指Mn在1.20％～1.80％，屈服强度不小于345MPa的钢材。这种钢材在工程、造船、建筑、桥梁领域应用非常广泛。钢材中C、Mn是保证高强度的基本元素。冶金工业出版社1979年10月第一版徐祖耀主编的《低锰钢的锰偏析》P9页第4节(1)对铁素体和珠光体的影响指出，“对一定含碳量的钢来说，加锰后将减少铁素体含量，而增加珠光体含量，这和早年的观察相符合。”。P30页指出，“对0.315C-1.80Mn钢铸态组织经电子探针测得在网状处碳浓度在0.19～0.35％间波动，锰在1.30～2.39％间波动，偏析比达1.84。可见含锰钢的铸态组织中，锰的偏析程度很高。”。P32页指出，“连铸16Mn钢坯经热轧后的钢板中，普遍出现带状组织”。同时该文献P41页图43还给出，随着Mn含量提高，铁素体带向珠光体带转变过程，从图43中可以看出，当Mn＞0.90％，铁素体带向珠光体带转变，锰含量越高，锰偏析越严重，带来的珠光体带状组织越多，级别越大。该文献P49页第3节给出了16Mn(注：GB/T 1591-2008版本为Q345B，Mn≤1.70％，1979年之前的版本16Mn，Mn 1.20％～1.60％)一类钢几乎都呈带状组织，严重的在4级以上，一般为3级的结论。研究表明：钢中带状组织形成的关键是Mn的偏聚，锰含量大于1.20％，属于易形成带状组织的成分范围内。众所周知，在亚共析钢中，带状组织主要是由于钢坯在凝固过程中形成枝晶偏聚，在轧制过程中延伸呈条带状分布。从其枝晶结晶过程来看，先生成的树干与树枝间隙存在着微区成分不均匀，尤其是碳、锰、磷等元素。轧前钢坯虽然温度较高，间隙原子C的扩散系数较大，能在短时间内达到均匀，但是置换原子Mn却因扩散系数小，很难达到均匀，因此，树枝状偏析保留下来，在轧制过程中，树枝晶逐渐延伸变形，形成纤维形状的带状组织。此外，钢中的MnS夹杂虽然可以通过喂钙线改质变性得到改善，但是改善程度有限，由于MnS夹杂具有良好的热塑性，在轧制时也沿着轧制方向延伸而呈条带状分布，也对钢材性能产生影响。为了降低钢材的带状组织，一般可以通过控制凝固时的冷却速度，优化轧制过程中变形制度，以及通过合理控制终轧温度和轧后冷却速度来实现，但是对于钢中带状组织的改善程度有限，影响钢材性能合格率。为此，研究一种阻断带状组织形成、彻底消除MnS夹杂对钢材影响的优质低合金高强度结构钢及其制造方法，是冶金工作者努力的方向。
发明内容
针对现有技术存在的问题，本发明的目的在于提供一种利用钇基稀土硅钙合金来净化钢液，强化夹杂物变性，抑制珠光体量，减少珠光体层间距、细化基体组织，从而提高钢材性能的一种钇基稀土低合金高强度钢及其制造方法。
一种钇基稀土低合金高强度钢，其化学成分按质量百分数为：C：0.08％～0.19％，Si：0.15％～0.55％，Mn：1.20％～1.70％，P≤0.040％，S≤0.040％，Nb≤0.040％，V≤0.18％，Ti≤0.020％，Ni≤0.40％，Cr≤0.30％，Cu≤0.30％，Mo≤0.08％，Alt：≤0.050％，N≤0.012％，O：0.002％～0.003％，其余量为铁Fe、稀土和不可避免的杂质，其特征在于，所述稀土为钇基稀土，钢中固溶Y：0.004％～0.010％，Ce：0.014％～0.025％，其余Y、Ce与钢中O、Mg、Al、S结合形成细小弥散的复合夹杂物形态存在，所述复合夹杂物组分中包含Y、Ce质量百分数为：Y：25.40％～70.10％，Ce：3.25％～19.15％，钢材基体组织为细小的铁素体+珠光体组织。
本发明的总体思路是在常规钢种基础上通过加入钇基稀土硅钙合金来促使钢中夹杂物更快上浮，更好地净化钢液，并且钢中Y、Ce进一步有效控制残留硫化物、氧化物形态，消除钢中MnS夹杂物危害作用，同时使钇基稀土在钢中发挥抑制珠光体量、减少珠光体层间距、微合金化及氧化物冶金的作用，最终在钢中留下Y、Ce单质以及细小弥散的以Y为主、Ce为辅的复合夹杂物，这种基体组织大大提高钢材性能。
一种专用于钇基稀土低合金高强度钢的制造方法，其工艺步骤：
1)、转炉冶炼：采用顶底复吹氧气转炉进行冶炼，在出钢过程中脱氧合金化，氧含量控制在28～78ppm；
2)、LF炉精炼：钢水进入精炼工位后，底吹氩气，同时加入石灰、精炼渣和埋弧渣，然后通电升温，升温8分钟后，测温、取样，进行成分微调，同时根据顶渣的情况，加入电石和铝粒造白渣，白渣保持时间大于15分钟，然后再次进行测温、取样，微调合金成分，待钢水温度、成分达标后，喂入钙线，1～3分钟后，再以2～4m/s的速度喂入钇基稀土硅钙合金包芯线200m～600m，喂线结束后进行软吹氩，软吹氩时间6～15分钟，促进夹杂物充分上浮进入熔渣，获得钢水成分其质量百分数在下列范围：C：0.08％～0.19％，Si：0.15％～0.55％，Mn：1.20％～1.70％，P≤0.040％，S≤0.040％，Nb≤0.040％，V≤0.18％，Ti≤0.020％，Ni≤0.40％，Cr≤0.30％，Cu≤0.30％，Mo≤0.08％，Alt：≤0.050％，N≤0.012％，O：0.002％～0.003％，Y：0.004％～0.010％，Ce：0.014％～0.025％，其余Y、Ce与钢中O、Mg、Al、S结合形成细小弥散的复合夹杂物形态存在，所述复合夹杂物组分中包含Y、Ce质量百分数为：Y：25.40％～70.10％，Ce：3.25％～19.15％，其余量为铁Fe和不可避免的杂质；
3)、连铸：精炼结束，将钢水送到连铸车间按计划钢材品种常规生产工艺进行连铸成坯；
4)、轧制：按计划钢材品种常规生产工艺进行轧制，所得钢材其基体组织为细小的铁素体+珠光体组织，钢材中夹杂物以Y、Ce与O、Mg、Al、S结合形成细小弥散的复合夹杂物形态存在。
本发明的优点在于通过钢中加入钇基稀土硅钙合金，利用稀土中Y、Ce优先与钢中的氧、硫等杂质元素发生反应后生成的稀土复合氧化物、稀土复合硫化物以及稀土复合氧硫化物，形成以钇为主体的稀土复合夹杂物密度比镧、铈稀土复合夹杂物密度小的优势，加快钢中夹杂物上浮，减少钢中杂质。并且进一步利用Y、Ce有效控制残留硫化物、氧化物形态，消除钢中MnS夹杂物危害作用，同时使钇基稀土在钢中发挥抑制珠光体量、减少珠光体层间距、微合金化及氧化物冶金的作用，阻断带状组织形成，最终在钢中留下Y、Ce单质以及细小弥散的以Y为主、Ce为辅的复合夹杂物，这种基体组织大大提高钢材性能。
附图说明
图1为本发明钇基稀土钢EH36船板金相组织。
图2为本发明钇基稀土钢铸坯厚度1/4处夹杂物放大100倍下形貌。
图3为图2中夹杂物放大5000倍下形貌。
图4为本发明钇基稀土钢EH36船板MnS夹杂物形貌。
图5为不含稀土钢EH36船板MnS夹杂物形貌(比较例)。
图6为本发明钇基稀土钢EH36船板放大1000倍下珠光体量形貌。
图7为不含稀土钢EH36船板放大1000倍下珠光体量形貌(比较例)。
图8为本发明含钇稀土钢EH36船板厚度1/2处横向冲击断口夹杂物形貌。
图9为本发明含钇稀土钢EH36船板厚度1/2处纵向冲击断口夹杂物形貌。
图10为本发明钇基稀土钢EH36船板厚度1/4处纵向-40℃冲击断口形貌。
图11为本发明含钇稀土钢EH36船板厚度1/4处橫向-40℃冲击断口形貌。
图12为不含稀土钢EH36船板厚度1/4处纵向-40℃冲击断口形貌(比较例)。
图13为不含稀土钢EH36船板厚度1/4处橫向-40℃冲击断口形态(比较例)。
具体实施方式：
下面结合附图和实施例对本发明作进一步说明，实施例中低合金高强度钢均为本发明所设计的化学成分、制造方法所制备。
一种钇基稀土低合金高强度钢，其化学成分按质量百分数为：C：0.08％～0.19％，Si：0.15％～0.55％，Mn：1.20％～1.70％，P≤0.040％，S≤0.040％，Nb≤0.040％，V≤0.18％，Ti≤0.020％，Ni≤0.40％，Cr≤0.30％，Cu≤0.30％，Mo≤0.08％，Alt：≤0.050％，N≤0.012％，O：0.002％～0.003％，其余量为铁Fe、稀土和不可避免的杂质，其特征在于，所述稀土为钇基稀土，钢中固溶Y：0.004％～0.010％，Ce：0.014％～0.025％，其余Y、Ce与钢中O、Mg、Al、S结合形成细小弥散的复合夹杂物形态存在，所述复合夹杂物组分中包含Y、Ce质量百分数为：Y：25.40％～70.10％，Ce：3.25％～19.15％，钢材基体组织为细小的铁素体+珠光体组织。
一种专用于钇基稀土低合金高强度钢的制造方法，其工艺步骤：
1)、转炉冶炼：采用顶底复吹氧气转炉进行冶炼，在出钢过程中脱氧合金化，氧含量控制在28～78ppm；
2)、LF炉精炼：钢水进入精炼工位后，底吹氩气，同时加入石灰、精炼渣和埋弧渣，然后通电升温，升温8分钟后，测温、取样，进行成分微调，同时根据顶渣的情况，加入电石和铝粒造白渣，白渣保持时间大于15分钟，然后再次进行测温、取样，微调合金成分，待钢水温度、成分达标后，喂入钙线，1～3分钟后，再以2～4m/s的速度喂入钇基稀土硅钙合金包芯线200m～600m，喂线结束后进行软吹氩，软吹氩时间6～15分钟，促进夹杂物充分上浮进入熔渣，获得钢水成分其质量百分数在下列范围：C：0.08％～0.19％，Si：0.15％～0.55％，Mn：1.20％～1.70％，P≤0.040％，S≤0.040％，Nb≤0.040％，V≤0.18％，Ti≤0.020％，Ni≤0.40％，Cr≤0.30％，Cu≤0.30％，Mo≤0.08％，Alt：≤0.050％，N≤0.012％，O：0.002％～0.003％，Y：0.004％～0.010％，Ce：0.014％～0.025％，其余Y、Ce与钢中O、Mg、Al、S结合形成细小弥散的复合夹杂物形态存在，所述复合夹杂物组分中包含Y、Ce质量百分数为：Y：25.40％～70.10％，Ce：3.25％～19.15％，其余量为铁Fe和不可避免的杂质；
3)、连铸：精炼结束，将钢水送到连铸车间按计划钢材品种常规生产工艺进行连铸成坯；
4)、轧制：按计划钢材品种常规生产工艺进行轧制，所得钢材其基体组织为细小的铁素体+珠光体组织，钢材中夹杂物以Y、Ce与O、Mg、Al、S结合形成细小弥散的复合夹杂物形态存在。
本发明制造方法所述连铸、轧制工艺根据钢材品种确定。常规品种钢材的生产工艺在相应教科书和期刊文献均有公开，各个生产企业均有规定，这里不再一一列举。
本发明在LF炉精炼工序投入的钇基稀土硅钙合金成分见表1。
表1钇基重稀土硅钙合金化学成分，wt％
组成 Re(Y/Re>80％) Si Ca Fe
含量 25.15 39.39 1.42 28.14
钇基重稀土硅钙合金在钢中的作用、效果在专利号ZL200510019201.7已充分公开，这里不再赘述。
实施例：
按本发明所述钇基稀土低合金高强度钢和制造方法所生产的钢材实例成分见表2。
表2钇基稀土处理钢钢材成分，wt％
牌号 C Mn Si P S Cr Ni Cu Mo V Ti Alt Nb N Y Ce
CCSEH36 0.13 1.20 0.21 0.021 0.003 0.07 0.04 0.05 0.002 0.003 0.011 0.023 0.017 0.006 0.006 0.023
Q345GJB 0.14 1.42 0.30 0.020 0.010 0.03 0.05 0.06 0.005 0.08 0.012 0.023 0.025 0.009 0.009 0.020
Q345qC 0.13 1.50 0.31 0.018 0.009 0.04 0.04 0.05 0.005 0.06 0.015 0.030 0.028 0.008 0.008 0.019
Q370qE 0.16 1.46 0.22 0.010 0.005 0.03 0.03 0.04 0.004 0.07 0.014 0.028 0.032 0.008 0.010 0.018
Q345B 0.18 1.58 0.30 0.025 0.023 0.04 0.04 0.06 0.005 0.05 0.003 0.005 0.001 0.011 0.007 0.016
Q390C 0.15 1.51 0.34 0.015 0.008 0.05 0.05 0.05 0.004 0.06 0.016 0.031 0.030 0.008 0.010 0.023
Q460D 0.18 1.68 0.33 0.009 0.002 0.04 0.06 0.06 0.005 0.169 0.018 0.008 0.038 0.009 0.010 0.025
S355J2 0.16 1.38 0.23 0.018 0.012 0.04 0.04 0.05 0.005 0.09 0.010 0.027 0.026 0.008 0.007 0.018
HRB500 0.24 1.40 0.55 0.038 0.03 0.04 0.04 0.05 0.005 0.09 0.002 0.003 0.002 0.006 0.004 0.014
从表2中可以看出，钇基稀土处理钢钢材成分中含有0.004％～0.010％的Y和0.014％～0.025％的Ce，起微合金化作用，细化基体组织。
表2中牌号CCSEH36为高强度结构用船板，Q345GJB为高层建筑结构用钢板，Q345qC、Q370qE为桥梁结构用钢板，Q345B、Q390C、Q460D、S355J2为一般结构和工程结构用钢板、HRB500为高强度螺纹钢盘条。
现以生产CCSEH36高强度船板为例进一步展开说明：
本发明所述的一种改善低温冲击韧性的高强度钢板，采用TMCP轧制，生产CCSEH36高强度船板，其化学成分按质量百分数为：C：0.13％，Si：0.21％，Mn：1.20％，P：0.021％，S：0.003％，Nb：0.017％，V：0.003％，Ti：0.011％，Ni：0.04％，Cr：0.07％，Cu：0.05％，Mo：0.002％，Alt：0.023％，N：0.006％，O：0.0023％，钢中固溶Y：0.006％，固溶Ce：0.023％；钢中残留夹杂物以Y、Ce与O、Mg、Al、S结合形成细小弥散的复合夹杂物形态存在，所述复合夹杂物组分中包含Y、Ce质量百分数为：Y：25.72％～67.92％，Ce：3.29％～15.27％；所述复合夹杂物组分中还包含CaS夹杂物；其余量为铁Fe和不可避免的杂质；钢板基体组织为细小的铁素体+珠光体组织。
所述CCSEH36船板的制造方法，其工艺步骤：
1)、转炉冶炼：采用顶底复吹氧气转炉进行冶炼，在出钢过程中脱氧合金化，氧含量控制在35～65ppm；
2)、LF炉精炼：钢水进入精炼工位后，底吹氩气，同时加入石灰、精炼渣和埋弧渣，然后通电升温，升温9分钟后，测温、取样，进行成分微调，同时根据顶渣的情况，加入电石和铝粒造白渣，白渣保持时间大于15分钟，然后再次进行测温、取样，微调合金成分，待钢水温度、成分达标后，喂入钙线，2分钟后，再以2～3m/s的速度喂入钇基稀土硅钙合金包芯线300m～500m，喂线结束后进行软吹氩，软吹氩时间8～15分钟，促进夹杂物充分上浮进入熔渣，获得钢水成分其质量百分数为：C：0.13％，Si：0.21％，Mn：1.20％，P：0.021％，S：0.003％，Nb：0.017％，V：0.003％，Ti：0.011％，Ni：0.04％，Cr：0.07％，Cu：0.05％，Mo：0.002％，Alt：0.023％，N：0.006％，O：0.0023％，钢中固溶Y：0.006％，固溶Ce：0.023％；钢中残留夹杂物以Y、Ce与O、Mg、Al、S结合形成细小弥散的复合夹杂物形态存在，所述复合夹杂物组分中包含Y、Ce质量百分数为：Y：25.72％～67.92％，Ce：3.29％～15.27％；所述复合夹杂物组分中还包含CaS夹杂物；其余量为铁Fe和不可避免的杂质；
3)、连铸：精炼结束，将钢水送到连铸车间进行连铸成板坯，中间包温度1518℃～1538℃，板坯拉速控制在0.73～0.86m/min，二冷水采用弱冷，气-水喷雾冷却；
4)、加热制度：在加热炉内将连铸坯加热到1218～1234℃，加热总时间按1.18～1.23分钟/mm控制，保温时间≥190min；
5)、轧制工艺：采用两阶段控制轧制，再结晶区轧制的开轧温度≥1062℃，再结晶区轧制每道次压下率控制在28％～38％，中间坯在辊道上待温，未再结晶区轧制的开轧温度845～875℃，终轧温度815～835℃，未再结晶区累计压下率控制在58％～68％；
6)、轧后冷却工艺：钢板热轧后以6.0～12℃/S的冷却速度冷却，采用集中堆放缓冷，其基体组织为细小的铁素体+珠光体组织，钢板中夹杂物以Y、Ce与O、Mg、Al、S结合形成细小弥散的复合夹杂物形态存在。
在LF炉精炼工序，喂入钇基稀土硅钙合金包芯线，首先，钇基稀土中Y、Ce优先与钢中的氧、硫等杂质元素发生反应后生成的稀土复合氧化物、稀土复合硫化物以及稀土复合氧硫化物，形成以重稀土钇为主体的稀土复合夹杂物，根据专利号ZL200510019201.7公开的信息，YOS复合夹杂物密度约4.25g/cm3，比Ce(La)OS复合夹杂物密度约6.0g/cm3小很多，YOS复合夹杂物在钢中上浮速度比Ce(La)OS复合夹杂物在钢中上浮速度提高一倍，加快钢了中夹杂物上浮，有效减少钢中杂质，净化了钢液。其次，稀土中Y、Ce进一步有效控制残留硫化物、氧化物形态，变性为类球形，尺寸较小，使钢中原有夹杂物变质为熔点更高的以钇为主体的稀土硫化物、稀土硫氧化物和稀土氧化物复合夹杂(见图2、图3)，从图4、图5比较可以看出，未添加钇基稀土钢中MnS夹杂物呈条状(图5)，添加钇基稀土后MnS夹杂物碎断成球状(图4)，MnS夹杂物危害作用已消除。第三，从图6、图7比较可以看出，未添加钇基稀土钢中珠光体量多(图7)，添加钇基稀土后珠光体量少(图6)，且碎断状分布，阻断了带状组织形成，从图4、图5比较还可以看出，添加钇基稀土后，珠光体呈粥样，珠光体层间距减少。最后，通过氧化物冶金的作用，Y、Ce和氧结合能够形成大量弥散分布的细小氧化物夹杂分布在钢中(详见图8～图11)，在奥氏体晶界、晶体内形成钉扎作用，从而细化晶体组织，形成细小的铁素体+珠光体组织(见图1)，这种基体组织大大提高钢材性能。
通过对CCSEH36铸坯厚度1/4处中钇基稀土复合夹杂物成分检测，结果见表3，钇基稀土铸坯复合夹杂物形貌见图2、图3。图2中标号1、2对应表3中检测点1、2，图3中标号3、4对应表3中检测点3、4。对应钢板厚度1/2处横向、纵向取样冲击断口钇基稀土复合夹杂物成分见表4，钇基稀土钢板横向、纵向冲击断口复合夹杂物形貌见图8、图9，图8中标号1、2对应表4中横向试样H-1/2-1、H-1/2-2，图9中标号1、2对应表4中纵向试样Z-1/2-1、Z-1/2-2。结合表3、图2、图3，可以看出，钢中硫化物、氧化物、硫氧化物夹杂被钇基稀土捕捉，形成细小弥散的钇基稀土复合夹杂物形态。
表3钇基稀土处理钢CCSEH36铸坯厚度1/4处钇基稀土复合夹杂物成分
检测点 元素 O Mg Al Y Ce Ca S Fe 夹杂物
1 wt％ -- -- -- -- -- 57.59 42.41 -- 硫化钙
2 wt％ 18.43 -- -- 66.71 13.77 1.09 -- -- 氧化物
3 wt％ 23.36 0.97 5.43 45.21 13.73 10.06 -- 1.24 氧化物
4 wt％ 20.68 4.47 8.72 27.62 3.50 24.86 8.98 1.17 硫氧化物
表4钇基稀土处理钢CCSEH36钢板横纵向冲击断口钇基稀土复合夹杂物成分
检测点 元素 O Mg Al Y Ce S Ca Fe
H-1/2-1 wt％ 10.60 1.41 -- 25.72 14.39 12.28 1.31 34.29
H-1/2-2 wt％ 8.51 -- -- 30.34 13.32 17.69 2.10 28.04
Z-1/2-1 wt％ 9.66 -- -- 33.30 11.08 8.63 -- 37.33
Z-1/2-2 wt％ 12.25 -- -- 29.33 9.68 12.59 2.48 33.67
结合表4、图8、图9，可以看出，钢中夹杂物为细小弥散的以钇为主的钇基稀土复合夹杂物。
为了验证本发明技术效果，对CCSEH36高强度船板钢进行了添加钇基稀土和不添加钇基稀土对比试验，在钢板厚度1/4处取样，力学性能检测结果见表5，冲击性能检测结果见表6。-40℃横向、纵向冲击断口形貌对比见图10、图11、图12、图13。
表5含钇基稀土与不含钇基稀土CCSEH36钢板的力学性能检测结果
从表5可以看出，受钢中带状组织和MnS夹杂条带状分布影响，不含钇基稀土钢板屈服强度在360MPa～495MPa之间，抗拉强度在495MPa～595MPa之间，波动比较大，不稳定。在钢中添加钇基稀土后珠光体量少且呈碎断状分布，阻断了带状组织形成，并且促使MnS夹杂变性，彻底消除MnS夹杂对钢材影响，从表5也可以看出，含钇基稀土钢板屈服强度在393MPa～410MPa之间，抗拉强度在560MPa～590MPa之间，波动小，性能稳定。
表6含钇基稀土与不含钇基稀土CCSEH36钢板的冲击性能检测结果
从表6可以看出，受钢中带状组织和MnS夹杂条带状分布影响，不含钇基稀土钢板-40℃冲击性能纵向冲击吸收能量平均在85.6J～197.9J之间，横向冲击吸收能量平均在53.4J～84.6J之间，冲击功低且波动大。而含钇基稀土钢板-40℃冲击性能纵向冲击吸收能量平均在224.1J～268.2J之间，横向冲击吸收能量平均在140.6J～151.5J之间，纵向冲击性能平均保持在220J以上，横向冲击性能平均保持在140J以上，冲击功高且波动范围小，说明添加钇基稀土大大改善了钢板的低温冲击性能。从图8、图9、图10、图11显示-40℃横向、纵向冲击断口形貌对比也可以看出，在-40℃低温条件下，图8、图9、图10、图11显示含钇基稀土钢冲击断口形貌有很多细小的韧窝存在，细小弥散的钇基稀土复合夹杂物在韧窝内，提高了抗冲击性能。而图12、图13显示不含钇基稀土钢冲击断口韧窝少，解理性断裂，说明冲击吸收能量平均在197.9J，钢板纵向抗冲击性能已到极限。
其他案例：炉号J51(牌号Q460D)钇基稀土处理钢铸坯厚度1/2处或1/4处钇基稀土复合夹杂物成分见表7，对应钇基稀土处理钢钢板横纵向冲击断口钇基稀土复合夹杂物成分见表8。对Q460D牌号低合金高强度结构钢进行了添加钇基稀土和不添加钇基稀土对比试验，在钢板厚度1/4处取样，力学性能检测结果见表9，冲击性能检测结果见表10。
表7钇基稀土处理钢铸坯厚度1/2处或1/4处钇基稀土复合夹杂物成分
检测点 元素 O Mg Al Y Ce Ca S Fe 夹杂物
J51-1/2-1 wt％ -- -- -- -- -- 42.58 57.42 -- 硫化钙
J51-1/2-2 wt％ 20.38 -- -- 69.15 10.47 -- -- -- 氧化物
J51-1/4-1 wt％ 19.71 -- -- 65.68 13.55 1.06 -- -- 氧化物
J51-1/4-2 wt％ 17.83 -- -- 62.18 14.38 1.51 2.43 1.67 硫氧化物
表8钇基稀土处理钢钢板横纵向冲击断口钇基稀土复合夹杂物成分
表9含钇基稀土与不含钇基稀土Q460D钢板的力学性能检测结果
结合表7、表8，可以看出，Q460D牌号低合金高强度结构钢钢中夹杂物为以钇为主体的稀土复合夹杂物。
从表9可以看出，不含钇基稀土Q460D钢板屈服强度在451MPa～580MPa之间，抗拉强度在560MPa～690MPa之间，波动比较大，不稳定。含钇基稀土Q460D钢板屈服强度在480MPa～520MPa之间，抗拉强度在590MPa～640MPa之间，波动小，性能稳定。
表10含钇基稀土与不含钇基稀土Q460D钢板的冲击性能检测结果
从表10可以看出，不含钇基稀土Q460D钢板-20℃冲击性能纵向冲击吸收能量平均在75.3J～143.5J之间，横向冲击吸收能量平均在50.1J～72.7J之间，冲击功低且波动大。而含钇基稀土Q460D钢板-20℃冲击性能纵向冲击吸收能量平均在213.5J～258.0J之间，横向冲击吸收能量平均在132.4J～152.2J之间，纵向冲击性能平均保持在210J以上，横向冲击性能平均保持在130J以上，冲击功高且波动范围小，同样说明添加钇基稀土大大改善了钢板的低温冲击性能。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明技术原理的前提下，还可以做出若干改进和变型，这些改进和变型也应视为本发明的保护范围。

Claims (1)

1.一种专用于钇基稀土低合金高强度钢的制造方法，其工艺步骤：
1）、转炉冶炼：采用顶底复吹氧气转炉进行冶炼，在出钢过程中脱氧合金化，氧含量控制在28~78ppm；
2）、LF炉精炼：钢水进入精炼工位后，底吹氩气，同时加入石灰、精炼渣和埋弧渣，然后通电升温，升温8分钟后，测温、取样，进行成分微调，同时根据顶渣的情况，加入电石和铝粒造白渣，白渣保持时间大于15分钟，然后再次进行测温、取样，微调合金成分，待钢水温度、成分达标后，喂入钙线，1～3分钟后，再以2～4m/s的速度喂入钇基稀土硅钙合金包芯线200m～600m，喂线结束后进行软吹氩，软吹氩时间6～15分钟，促进夹杂物充分上浮进入熔渣，获得钢水成分其质量百分数在下列范围：C：0.08%~0.19%，Si：0.15%~0.55%，Mn ：1.20%~1.70%，P ≤0.040%，S ≤0.040%，Nb ≤0.040%，V≤0.18%，Ti≤0.020%，Ni≤0.40%，Cr≤0.30%，Cu≤0.30%，Mo≤0.08%，Alt：≤0.050%，N≤0.012%，O：0.002%~0.003%，Y：0.004%~0.010%，Ce：0.014%~0.025%，其余Y、Ce与钢中O、Mg、Al、S结合形成细小弥散的复合夹杂物形态存在，所述复合夹杂物组分中包含Y、Ce质量百分数为：Y：25.40%~70.10%，Ce：3.25%~19.15%，其余量为铁Fe和不可避免的杂质；
3）、连铸：精炼结束，将钢水送到连铸车间按计划钢材品种常规生产工艺进行连铸成坯；
4）、轧制：按计划钢材品种常规生产工艺进行轧制，所得钢材其基体组织为细小的铁素体+珠光体组织，钢材中夹杂物以Y、Ce与O、Mg、Al、S结合形成细小弥散的复合夹杂物形态存在。
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Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106244923B (zh) * 2016-08-30 2018-07-06 宝山钢铁股份有限公司 一种磷化性能和成形性能优良的冷轧高强度钢板及其制造方法
CN106350731B (zh) 2016-08-30 2018-08-10 宝山钢铁股份有限公司 一种具有优良磷化性能和成形性的冷轧高强度钢板及其制造方法
CN107574285B (zh) * 2017-08-09 2021-06-22 新疆八一钢铁股份有限公司 Lf精炼炉冶炼过程控制氮含量的方法
CN108149152A (zh) * 2018-01-03 2018-06-12 江西理工大学 一种重稀土钇改性与孪晶强化的耐磨材料及制备方法
CN108193133B (zh) * 2018-01-10 2019-05-07 江西理工大学 一种钇铈复合强韧化弹簧钢及其制备方法
CN109609844B (zh) * 2018-12-14 2023-10-13 江西理工大学 一种添加重稀土钇元素改善高硅钢板坯温变形塑性的方法
CN110923572A (zh) * 2019-11-27 2020-03-27 上海大学 一种富含合金化稀土元素的稀土耐候钢及其制造方法
CN111020380B (zh) * 2019-11-28 2021-05-14 国网辽宁省电力有限公司沈阳供电公司 架空导线用合金钢芯线及其制备方法
CN111187980B (zh) * 2020-02-12 2021-03-09 钢铁研究总院 一种稀土微合金化高强度建筑钢筋及其生产方法
CN111321348B (zh) * 2020-03-30 2022-01-11 南京钢铁股份有限公司 一种lng船用肋板l型钢及其制造方法
CN111647804B (zh) * 2020-05-12 2021-12-17 首钢集团有限公司 一种桥梁钢及其冶炼方法
CN112095052B (zh) * 2020-11-10 2021-02-02 北京科技大学 耐腐蚀钢材及其制备方法和应用、耐腐蚀钢板及其制备方法
CN115404393A (zh) * 2022-08-09 2022-11-29 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种稀土Ce处理16MnHIC法兰用钢坯生产方法
CN115612925B (zh) * 2022-09-19 2024-02-23 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种稀土钇处理345MPa级低成本耐火热轧钢板及其制备方法
CN115449700A (zh) * 2022-09-20 2022-12-09 西安建筑科技大学 一种基于氧化物冶金改善低碳齿轮钢带状组织的方法及低碳齿轮钢
CN115341132B (zh) * 2022-10-18 2023-02-28 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 耐腐蚀460MPa级钢板及其生产方法
CN115961205A (zh) * 2022-12-16 2023-04-14 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种适用于无铝脱氧钢的稀土合金及其加入工艺

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1101482C (zh) * 1998-04-08 2003-02-12 川崎制铁株式会社 罐用钢板及其制造方法
JP4267367B2 (ja) * 2002-06-19 2009-05-27 新日本製鐵株式会社 原油油槽用鋼およびその製造方法、原油油槽およびその防食方法
JP4790639B2 (ja) * 2007-01-17 2011-10-12 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ成形性と衝突吸収エネルギー特性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
CN104451379A (zh) * 2014-11-06 2015-03-25 南京钢铁股份有限公司 一种高强度低合金铌钒结构钢及其制备方法

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