CN106480368A - 一种搪后高强度双面搪瓷用热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开一种搪后高强度双面搪瓷用热轧钢板及其制造方法，钢板厚度≤8mm时，钢中化学成分按重量百分比为：C：0.030％～0.070％、Si≤0.10％、Mn：0.60％～1.5％、P：0.05％～0.11％、S≤0.006％、N≤0.008％、Ti：0.09％～0.21％、Nb：0.03％～0.07％、V：0.015％～0.060％、Als：0.005％～0.055％，Ti/C：3.0～6.0，在钢板厚度＞8mm时，加入B，含量为：0.0005％～0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。将上述成分的铸坯加热至1180～1250℃，均热后经高压水除鳞、粗轧开坯，精轧开轧温度为880～1100℃，终轧温度为880～930℃，轧后以≥30℃/S冷速快冷至卷取温度，卷取温度为630～700℃。

Description

一种搪后高强度双面搪瓷用热轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明属于低合金热轧钢板制造领域，特别涉及一种搪后高强度双面搪瓷用热轧钢板及其制造方法。

背景技术

在大型的水处理设施、化工设施、环保设施、生物质能源工程中，采用搪瓷拼装结构，具有投资成本低、施工周期短、设备使用寿命长等明显的优势。

搪瓷拼装结构的主体材料是具有良好双面搪瓷性能的热轧钢板。为满足结构设计要求，钢板的厚度一般在3.0～16mm，搪后屈服强度水平一般要在200MPa以上。

冷轧搪瓷钢板虽然能满足搪瓷性能要求，但由于厚度规格大多在3mm以下，并且C含量低，在0.008％以下，搪烧后屈服强度不足，规格和强度两方面都不能够满足大型搪瓷拼装构件的装配要求。生产成本也高(如日本特公昭58-1170号)。

热轧钢板中，日本专利技术“特开昭55-152127”、“特开平8-269540”等，不是Ti含量高而生产成本高、难度大不适应连铸生产，就是C含量低于0.01％而不足以保障搪后屈服强度。“平2-305926”“昭58-1013”等提出加入B、N、Cu合金化，但生产不易控制，且不足以保障双面搪瓷性能要求。

国内公开的专利文献中，公开号为CN200780035777.X、CN200680050708.1、CN03813445.4、CN02821685.7、CN00801729.8、CN90102120.2的各专利文献，其钢板均存在C含量低、搪烧后强度低，达不到大型拼装结构用材强度要求等问题。

公开号为CN200710093979.1的专利文献，虽然也提出钢板满足双面搪瓷要求，但钢板中C含量高，搪瓷层易产生气孔缺陷，而且，所使用的主要合金元素是昂贵金属V，成本高。公开号为CN200810047087.2、CN200610030831.9、CN200610026267.3的文献，所提出的钢板，是用于单面搪瓷的，不适合于双面搪瓷。

针对双面搪瓷用途，鞍钢在授权专利号为ZL200510047758.1的发明专利中，提出了一种搪烧后屈服强度在280MPa以上的双面搪瓷用热轧钢板。在控制钢板中2.2≤Ti/C≤5的前提下，匹配加入一定量的发泡剂的瓷釉时，能够获得双面搪瓷不鳞爆的搪瓷效果。但随着搪瓷拼装结构件容积的不断加大，对钢板的搪后强度提出了更高的要求，这时ZL200510047758.1专利中的钢板搪烧后屈服强度不能满足大型搪瓷拼装结构工程的需求。

针对上述不足，本发明提供了一种搪后高强度双面搪瓷用热轧钢板及其制造方法。由于搪烧过程会使晶粒粗化，细晶强化的作用在搪烧后会丧失，所以固溶强化和沉淀硬化是保障钢板搪烧后仍保持高强度的主要强化方式。通过合理的成分设计和工艺控制，钢中析出细小弥散的TiC、NbC和V(CN)粒子，形成了足够的储氢陷阱，有利于提高钢板的抗鳞爆性能。同时析出相对基体的沉淀析出强化效果，使钢板搪烧后仍保持高强度。

发明内容

针对现有技术中存在的不足，本发明提供了一种搪后高强度双面搪瓷用热轧钢板及其制造方法，该钢板具有良好的抗鳞爆性能的同时，搪烧后仍具有345MPa以上的屈服强度，为大型搪瓷拼装结构的制造提供了一种安全可靠的钢板材料。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

钢中化学成分质量百分比为：C：0.030％～0.070％、Si≤0.10％、Mn：0.60％～1.5％、P：0.05％～0.11％、S≤0.006％、N≤0.008％、Ti：0.09％～0.21％、Nb：0.03％～0.07％、V：0.015％～0.060％、Als：0.005％～0.055％。Ti/C：3.0～6.0，对应不同的用途可选择加入B，选择加入的元素含量范围B：0.0005％～0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。

在本发明的成分中：

(1)C是提高强度最经济有效的元素，但C含量过高会恶化钢的焊接性能及冷成型性能。而且C含量控制在0.070％以下，可以避免搪瓷后气孔缺陷的发生。因此选择在0.030％～0.070％之间。

(2)Si含量超过0.10％，影响搪瓷密着性能。因此限制Si≤0.10％。

(3)Mn是强化元素，当C≤0.070％时，Mn含量提高到0.60％以上，同时P含量提高到0.05％以上，才能使钢板搪烧后的屈服强度达到345MPa以上。当Mn含量超过1.5％以上时，钢的Ac3温度降低幅度大，搪烧时因钢板奥氏体化而导致零件变形过大，所以控制Mn含量范围为0.60％～1.5％。

(4)P有很好的固溶强化作用，且对搪瓷性能没有不利影响。本发明中利用P来补偿因C降低而导致的固溶强化不足，在Mn含量达到0.60％以上时，其含量达到0.05％时就可以使本发明的钢板搪烧后的屈服强度达到345MPa以上。但P含量超过0.11％，易发生中心偏析，导致连铸坯分层，对钢板厚度方向的力学性能造成不利影响，因此控制其含量上限为0.11％。其加入范围为0.05％～0.11％。

(5)S高于0.006％时，会导致Ti的析出粒子粗大化，降低作为有效氢陷阱的Ti析出粒子的总表面积，所以控制其含量不超过0.006％。

(6)N高于0.008％时，易于导致直径1μm以上的TiN粒子析出过量，一方面影响到铸坯的质量，另一方面也影响到钢板的力学性能，因此控制其上限为0.008％。

(7)Ti/C比是保证搪瓷性能的重要指标。Ti/C≥3.0，使钢板的微观结构中出现大量具有化学活性的Ti的碳化物、Ti的碳氮化物等析出粒子，可以提供足够的捕氢陷阱，抑制搪烧后发生鳞爆。Ti含量过高会导致连铸时铸坯质量问题。因此Ti/C比的控制范围限定在3.0～6.0。

(8)Ti具有细化晶粒和沉淀强化的作用，能有效提高钢的强度。Ti也是作为氢陷阱的析出粒子的重要形成元素。如前所述，其含量应为C的3～6倍。在这个前提下，为保证形成的氢陷阱的必要表面积，Ti含量应高于0.09％。但高于0.21％时会给板坯连铸带来不良的影响。因此在保证Ti/C比在3.0～6.0之间的前提下，确定其含量在0.09％～0.21％。

(9)Als是脱氧产物，为使钢洁净，应进行Al脱氧，Als在0.005％～0.055％时，可足以保证钢的洁净度。Als超过0.055％使钢的成本增加。因此确定Als含量在0.005％～0.055％。

(10)Nb是重要的微合金化元素，可提高钢的未再结晶区温度，保障控制轧制的效果，使钢材轧制后晶粒细化，同时Nb与Ti复合析出的粒子具有沉淀强化作用，保证钢板搪烧后具有较高的强度。低于0.03％效果不足，高于0.07％作用达到饱和。因此确定其范围为0.03％～0.07％。

(11)V有很好的析出强化作用。在本发明中，依靠其起到补充强化作用。在900℃左右的搪烧过程中，钒的碳氮化物可完全溶于γ-Fe中，因此V的主要作用是在γ→α转变过程中的相间析出和在铁素体中的析出强化。与Nb、Ti复合添加强化效果更好。在添加如前所述的Nb、Ti的前提下，其含量达到0.015％，就已明显提高了搪烧后强度，超出0.060％，在本发明中的作用已达到饱和。且增加更多，造成成本上的增加。因此确定其范围为0.015％～0.060％。

(12)B元素是选择加入的元素，其作用是抑制钢板搪烧后的强度降低。当钢板厚度规格不超过8mm时，不添加B，钢板搪后屈服强度仍可以达到345MPa以上。当钢板厚度超过8mm而不添加B时，由于轧后冷却速度不足，热轧状态的屈服强度将降低，搪烧后屈服强度会不足。加入B时，将其范围规定在0.0005％～0.005％。

添加0.0005％以上的B，已经具有使厚度超过8mm的钢板搪后屈服强度稳定达到345MPa以上的作用。B含量达到0.005％时，这种作用将达到饱和。所以选择加入B时，控制其含量范围为0.0005％～0.005％。

钢板的生产工艺为：钢水脱硫-转炉冶炼-炉外精炼-铸坯加热-粗轧-精轧-层流冷却-卷取。将上述成分配比冶炼的连铸坯加热至1180～1250℃，均热后经高压水除鳞、粗轧开坯，精轧开轧温度为880～1100℃，终轧温度为880～930℃，轧后以≥30℃/S冷速快冷至卷取温度，卷取温度控制在630～700℃，获得的钢板组织为铁素体，晶粒度12级。

在本发明生产工艺中：

(1)铸坯加热温度为1180～1250℃。为使作为氢陷阱的析出相的表面积最大化，要尽量使铸坯中的Ti析出粒子回溶到钢中。在1180℃以上时，铸坯中Ti析出粒子已经大部分回溶。在1250℃时，钢中的Ti析出粒子回溶程度已经接近饱和，且加热温度超过1250℃后，对加热设备的损害增大，钢的烧损也增加，因此确定铸坯加热温度为1180～1250℃。

(2)精轧开轧温度高于1100℃，成品晶粒不易细化，细晶强化效果不好。低于880℃，则增加精轧机架的负荷，容易导致事故；规定终轧温度在880℃以上，可以避免在双相区轧制使轧机负荷过大，并避开板型难于控制的变形温度区间，且能减少钢板纵横向性能差异。但终轧温度高于930℃，晶粒细化不足，影响强化效果。因此，将精轧开轧温度规定在880～1100℃，终轧温度规定在880～930℃。

(3)由于Ti粒子析出的范围很宽，在缓慢冷却的条件下，其析出粒子易于粗大化，使析出相的总表面积减小，永久氢陷阱的总量不足，而且导致钢板强度降低，使搪瓷后的钢板屈服强度不足。尤其在相转变过程中，相间析出的Ti粒子更易粗大化，且对塑性不利。因此提出采用高的冷却速度，尽量抑制相间析出产生的大的周期分布的Ti粒子。在C含量不高于0.07％、冷速不低于30℃/S时，可足以抑制粗大的Ti的析出粒子形成，因此确定轧后冷速应不低于30℃/S。

(4)对于本发明钢来说，卷取温度低于630℃，作为氢陷阱的TiC等析出粒子的析出被抑制，储氢陷阱总量不足，不足以抑制鳞爆的发生。卷取温度高于700℃，晶粒会出现粗大化，使钢板强度降低，搪烧后屈服强度会不足，所以控制卷取温度的范围为630～700℃。

有益效果：

(1)本发明钢通过控制Ti/C比为3.0～6.0、Ti含量在0.09％～0.21％，保证了钢板在搪烧后具有良好的抗鳞爆性能。

(2)本发明通过控制Mn含量在0.60％～1.5％，并添加P元素进行补充强化，保障了钢板在搪烧后的屈服强度仍达到345Pa以上，满足了大型拼装结构件的设计要求。

(3)本发明通过选择加入B元素，使钢板在厚度大于8mm时，搪烧后仍具有345MPa以上的屈服强度。

(4)本发明在控制Ti/C比为3.0～6.0的前提下，通过控制Ti含量不超过0.21％，使钢板能够通过连铸-连轧的方法稳定生产。

(5)本发明获得的热轧态金相组织为铁素体，晶粒度12级；搪后金相组织晶粒度为10级。

附图说明

图1为实施例1的热轧态金相组织照片；

图2为实施例1的搪后金相组织照片。

具体实施方式

本发明涉及的技术问题采用下述技术方案解决：一种搪后高强度双面搪瓷用热轧钢板及其制造方法，其化学成分质量百分比为：C：0.030％～0.070％、Si≤0.10％、Mn：0.60％～1.5％、P：0.05％～0.11％、S≤0.006％、N≤0.008％、Ti：0.09％～0.21％、Nb：0.03％～0.07％、V：0.015％～0.060％、Als：0.005％～0.055％。Ti/C：3.0～6.0，对应不同的板厚可选择加入B，选择加入的元素含量范围B：0.0005％～0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。将上述成分的连铸坯加热至1180～1250℃，均热后经高压水除鳞、粗轧开坯，精轧开轧温度880～1100℃，终轧温度为880～930℃，轧后以≥30℃/S冷速快冷至卷取温度，卷取温度控制在630～700℃。

以下实施例用于具体说明本发明内容，这些实施例仅为本发明内容的一般描述，并不对本发明内容进行限制。表1为本发明实施例钢和对比例钢的冶炼成分，表2为本发明实施例钢和对比例钢的生产工艺，表3为本发明实施例钢和对比例钢的性能。

表1本发明实施例钢和对比例钢的冶炼成分 wt％

表2本发明实施例钢和对比例钢的生产工艺

表3本发明实施例钢和对比例钢实物性能

注：各例搪瓷工艺温度为850-890℃，烧烧时间为6-11min。瓷层厚度100～200μm。搪瓷后的力学性能是经两次搪烧处理并去掉表面瓷料后测得的。鳞爆情况是对样品双面搪瓷后放置6个月的考察结果。

根据以上结果可以得出，本发明提供的高强度双面搪瓷用热轧钢板，钢板屈服强度达到390MPa以上，具有良好的抗鳞爆性能。

Claims (2)

1.一种具有搪后高强度双面搪瓷用热轧钢板，其特征在于，在钢板厚度≤8mm时，钢中化学成分按重量百分比为：C：0.030％～0.070％、Si≤0.10％、Mn：0.60％～1.5％、P：0.05％～0.11％、S≤0.006％、N≤0.008％、Ti：0.09％～0.21％、Nb：0.03％～0.07％、V：0.015％～0.060％、Als：0.005％～0.055％，Ti/C：3.0～6.0，在钢板厚度＞8mm时，在上述成分基础上加入B，含量为：0.0005％～0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。

2.一种如权利要求1所述的具有搪后高强度双面搪瓷用热轧钢板的制造方法，钢板的生产工艺为：钢水脱硫-转炉冶炼-炉外精炼-连铸-铸坯加热-粗轧-精轧-层流冷却-卷取，其特征在于，将上述成分的连铸坯加热至1180～1250℃，均热后经高压水除鳞、粗轧开坯，精轧开轧温度为880～1100℃，终轧温度为880～930℃，轧后以≥30℃/S冷速快冷至卷取温度，卷取温度控制在630～700℃。