CN107587071A - 一种抗拉强度≥2100MPa桥梁缆索用钢及生产方法 - Google Patents

Abstract

一种抗拉强度≥2100MPa桥梁缆索用钢，其化学成分及wt%为：C：0.92～0.94%、Si：0.7～0.9%、Mn：0.45～0.55%、P≤0.01%、S≤0.01%、Cr：0.07～0.09%、Nb：0.04～0.08%、Al：0.16～0.20%、N：0.004～0.008%、B：0.001～0.0015%、Zr：0.002～0.005%.生产方法：铁水预处理；转炉冶炼；RH真空处理；连铸成坯；室内堆垛缓冷后用火焰纵向切割铸坯；对铸坯加热；开轧成小方坯；堆垛缓冷后加热；高速轧制；吐丝；风冷至室温。本发明经过拉拔、镀锌、稳定化处理后抗拉强度达2100MPa以上，同时满足扭转次数不低于22次，而且元素简单，相对成本较低。

Description

一种抗拉强度≥2100MPa桥梁缆索用钢及生产方法

技术领域

本发明涉及线材及其生产方法，属于桥梁缆索用线材及其生产方法，特别涉及一种抗拉强度≥2100MPa桥梁缆索用线材及生产方法。

背景技术

桥梁是基础设施关键性节点工程，建设难度大、工程要求高，代表了一个国家乃至一个时代，工程建造、设计制造以及材料开发的最高水平。现代桥梁设计科学、合理，充分利用了钢的抗拉性能和混凝土的抗压性能，通过桥梁缆索吊起整个桥面。

桥梁缆索作为现代桥梁的重要承重件，其性能直接决定了桥梁安全性、跨度以及工程建造可行性，比如繁忙航道或地质环境恶劣区域，希望尽量减少对往来船只的影响或避免在不牢固的底面建造桥墩，因此需要增大桥梁之间的跨度，这就要求桥梁缆索具有较高的强度并减轻自身重量，以支撑更大的重量。

从1883年首座现代桥梁诞生至今，桥梁缆索用钢丝的强度从最初的1200MPa，经历1570MPa、1670MPa、1770MPa逐步提升至目前主流的1860MPa，而目前最高等级桥索钢丝应用为2014年建成通车的韩国蔚山大桥，其钢丝强度达到1960MPa。

数据显示，作为现代桥梁“生命线”的缆索钢丝，其强度每提高10％，则缆索相应减重10％以上。材料强度的提高能增强主缆的跨越能力，在跨越距离一定时则能减小缆索体系材料用量并提高主缆的安全系数。因此，随着经济社会的发展以及桥梁建设环境的日趋苛刻，跨江、跨海大桥日益增多，桥梁缆索向更高强度发展成为必然的趋势。

桥梁缆索用钢丝是由高碳热轧盘条，经过拉拔、镀锌后制成的，其性能依赖于母材(桥梁缆索用钢即热轧盘条)质量状况。目前，提高桥梁缆索用钢丝强度主流的做法是，增加钢中碳含量，如82B(碳含量0.82％)对应钢丝强度1770MPa，87Mn(碳含量0.87％)对应钢丝强度1860Mpa。但随着钢丝强度的不断提高，母材中碳含量日益增高，导致高强度桥梁缆索用钢的开发愈发艰难。

这是由于，评价缆索钢丝性能的指标不仅有强度，还有扭转的要求。扭转性能可以比较科学、全面的评价材料的韧性，而这直接关系到桥梁的安全性。而随着碳含量的增加，偏析、组织等控制愈加困难，冶炼、轧制工艺窗口狭窄，钢丝强度增加，脆性增大，钢丝扭转性能急剧降低。强度和扭转往往互相牵制：提升强度、扭转降低；降低强度，扭转上升。目前，低强度钢丝用热轧盘条，有较多企业涉足，而高强度钢丝用热轧盘条，成为钢铁企业生产“雷区”，亦成为衡量企业技术实力的标杆性产品。

现有专利技术，主要针对2000MPa以下镀锌钢丝用热轧盘条的生产：公开号CN102181786A涉及一种1670MPa级桥梁缆索镀锌钢丝用盘条及其制备方法；公开号CN101311288A涉及一种1770MPa级桥梁斜拉索镀锌钢丝用盘条及其制造方法；公开号CN102634730A涉及一种1860MPa级桥梁缆索镀锌钢丝用盘条及其制造方法；公开号CN105671443A涉及一种1960MPa级缆索镀锌钢丝用热轧盘条及生产方法；以上四种方法生产的盘条拉拔后钢丝强度均小于2000MPa，在国际上已有相关或相似性能产品的工程应用，属于常规或改良型产品。

中国专利公开号为CN102936688A的文献，涉及一种抗拉强度≥2000MPa的桥梁缆索用线材及生产方法，该专利钢丝实际强度均小于2100MPa，且C含量高达0.95～1.2％，较高含量的C确保了钢丝强度，但生产难度大且若生产控制不当，往往伴随着扭转值的大幅度波动，不利于钢丝品质的控制和桥梁安全；同时该文献中Si含量较低，必然导致钢丝镀锌后强度损失大且波动不受控。并且，该专利未对炼钢过程转炉、真空、精炼等工序进行描述，而高碳钢均质化生产一直是业界生产难点，因此难以保证该专利钢种的平稳生产。

中国专利公开号为CN105112807的文献，涉及一种珠光体片层间距小于150nm的高强桥索钢及生产方法，该文献最终钢丝强度均小于2100MPa，为追求极细的片间距，该文献成分体系中C、Cr含量较高，并进行低温轧制(吐丝温度785～810℃)，但过小的片间距会造成钢中出现屈氏体(珠光体按照片间距划分从大到小：珠光体、索氏体、屈氏体)，造成钢材脆性增大，不仅生产控制困难、稳定性差，而且还将影响桥梁的安全性。与该文献思路不同，本发明采用较低的碳含量(0.92～0.94％)，以利于工业生产中偏析的控制，利于钢丝扭转值的稳定控制；同时，为避免Cr在晶间形成碳化物弱化晶间结合力，本发明采用较低的Cr含量，并添加B以提高淬透性；为确保强度，本发明摒弃了一味追求珠光体片间距的思路，通过在高碳钢中添加适当的Nb，并配合工艺技术，实现细化晶粒，可同步实现强度和塑性的提高；另外，为提高钢质纯净度，本发明添加了Zr，以净化钢液、去除气体夹杂，避免了钢中氢的聚集，减少氢脆现象的产生。

随着2000MPa级镀锌钢丝工程化应用的临近，以及桥梁建造环境的日益苛刻，即易于建造桥梁的位置逐渐减少，更高等级桥索用钢的研发则越显日益迫切。

为满足不断提高的工程苛刻要求，本发明通过成分和工艺的创新，实现强度和韧性的良好配合，盘条经过拉拔、镀锌、稳定化处理后强度可达2100MPa以上，同时满足扭转稳定在22次以上。

发明内容

本发明鉴于上述存在的不足，在于提供一种不仅碳含量较低，其具有抗拉强度不低于2100MPa，扭转次数不低于22次的桥梁缆索用钢及生产方法。

一直以来，桥梁缆索用钢都采用碳素钢，并通过提高碳含量来满足缆索强度提升的要求。但随着碳含量日益的升高，钢中碳的偏析日益严重，试验发现，伴随着碳含量的升高，钢丝强度可以较容易达到要求，但钢丝会变得极脆，扭转值出现断崖式下降，严重影响桥梁的安全性，这成为制约高强度缆索用钢的关键问题。研究发现，随着碳含量升高，钢中局部区域出现极脆区域(碳含量为平均成分的8倍)，造成钢丝扭转过程不同部位变形不一致，“木桶效应”造成钢丝表面出现缺陷，而“缺口效应”造成缺陷不断扩展直至断裂。针对此原因，本申请人通过不拘泥于现有技术的方法，对解决问题的方法进行了研究。结果发现，通过生产阶段各工序的宏观偏析控制技术(洁净钢冶炼、大断面连铸、二火开坯以及控冷控轧等高碳钢均质化控制技术)，可有效改善高碳钢偏析的顽疾，进而不断提高钢丝强度并满足扭转要求。

具体而言，在控制高碳钢宏观偏析的基础上，实施微合金化技术，细化晶粒和珠光体片层，并通过生成碳化铌，降低碳在晶界的偏聚，以此提高晶界的结合力。

目前，不论高碳钢还是中低碳钢的偏析控制，主要集中在宏观偏析的控制技术研发，虽然经历了多年攻关，但仍然没有突破性进展。因此，鲜有钢种进行微观偏析控制的研发和生产实践，更不用说宏观偏析和微观偏析的结合。

传统研究中，关于铌在钢中的应用，主要集中在中低碳钢，主要作用为：1)未溶碳氮化铌阻止高温晶粒长大，2)固溶铌及奥氏体中应变诱导析出的碳氮化铌强烈阻止形变奥氏体再结晶，3)铁素体区沉淀析出的微细碳氮化铌产生沉淀强化作用，4)铌固定碳氮元素得到无间隙原子的基体组织(无间隙原子钢及稳定化不锈钢)，5)固溶铌提高淬透性获得针状铁素体或贝氏体组织。而中高碳钢中，仅剩第1和第5项作用，且由于碳含量升高后，碳氮化铌在奥氏体中的沉淀析出温度升高导致碳氮化铌尺寸增大而使第1作用降低；由于固溶铌量减小导致提高淬透性作用下降；因而铌在中高碳钢中的应用受到限制，也是阻碍高碳钢铌微合金化应用的壁垒。

本发明人经大量试验及分析，发现铌可与碳形成较为稳定的组态，而阻碍碳沿晶界的扩散，从微观角度降低高碳钢的偏析；并且加铌可升高Ar温度，并显著推迟珠光体相变，进一步降低高碳钢的偏析。

本发明基于上述见解而完成，其特征如下。

一种抗拉强度≥2100MPa桥梁缆索用钢，其化学成分及重量百分比为：C：0.92～0.94％、Si：0.7～0.9％、Mn：0.45～0.55％、P≤0.01％、S≤0.01％、Cr：0.07～0.09％、Nb：0.04～0.08％、Al：0.16～0.20％、N：0.004～0.008％、B：0.001～0.0015％、Zr：0.002～0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质。

优选地Si重量百分比为0.7～0.79％。

优选地Nb重量百分比为0.07～0.085％。

优选地Al重量百分比为0.165～0.19％。

优选地B重量百分比为0.0010～0.0013％。

优选地Zr重量百分比为0.002～0.004％。

生产一种抗拉强度≥2100MPa桥梁缆索用钢的方法，其步骤：

1)进行铁水预处理，并控制进转炉前铁水中P、S含量分别为：P＜0.015wt％、S＜0.01wt％；

2)进行转炉冶炼，并控制转炉出钢时碳含量不低于0.8wt％，并常规进行脱氧合金化；

3)进行RH真空处理，并控制处理时间不低于10个循环周期；进入中间包后，控制中间包中钢水过热度不超过25℃；

4)连铸成坯：拉坯速度控制在0.50～0.75m/min，采用凝固末端动态轻压下工艺，铸坯总压下率在3～5％；并控制连铸坯断面尺寸在260mm×360mm～320mm×420mm；

5)对铸坯进行加热，控制均热温度在1210～1240℃，在炉时间为300～340min；

6)开轧成小方坯，并控制其断面尺寸不大于160mm×160mm；

7)对小方坯加热，在对小方坯经不低于48h的室内堆垛缓冷后进行加热，并控制其均热温度在1115～1145℃，均热时间在100～140min；

8)进行高速轧制，控制粗轧总压下率不低于40％，轧制成直径在11mm～16mm的盘条；

9)进行吐丝，并控制吐丝温度不低于925℃；

10)风冷至室温，冷却速度控制在10～15℃/s；待用。

优选地中间包中钢水过热度不超过22℃。

优选地小方坯均热温度在1120～1140℃。

本发明中各元素及主要工艺的机理及作用

首先对本发明中的生产工艺进行说明：

就桥梁缆索用钢而言，铁水预处理是降低P、S的关键工序，P会造成冷脆，这对高碳钢后续冷拉拔而言危害严重，控制越低越好；S会导致热脆，钢丝后续加工过程，过高的S含量，将影响热镀锌后钢丝的强度，因此同样控制越低越好。但综合考虑生产成本和钢质纯净度，故控制P＜0.015％、S＜0.01％。

转炉吹入氧量越少，则出钢碳含量越高，进而钢质氧化性降低，合金收得率升高、钢质纯净度提升。因此，采用高碳出钢有利于钢质纯净度控制，进而利于夹杂物等冶金指标的改善。但冶炼过程大部分P，主要依赖于转炉氧化去除，因而P的控制与出钢碳含量存在矛盾，需要统一协调。鉴于本发明铁水预处理后P含量＜0.015％，考虑精炼过程的回P，本发明转炉出钢时碳含量控制不低于0.8wt％。

氢会导致氢脆造成钢丝突然断裂，因此高碳钢需要经过RH真空处理，以去除钢中气体，同时，有利于高碳钢成分的均匀。而钢中氢的去除效果，依赖于RH处理能力，当处理时间小于10个循环周期时，钢中氢仍然可能高于5ppm。因此，本发明RH真空处理时间＞10个循环周期。

铸坯偏析主要取决于连铸时中间包中钢水的过热度，而碳在凝固过程极易产生严重偏析，因此，对于0.9％以上含碳量的钢种，过热度越低越好；但过低的过热度会造成“冷钢”而导致连铸断流。当含碳量大于0.9％时，若过热度高于25℃，铸坯偏析的问题将难以保证。因此，本发明采用先进的中间包感应加热，能最大限度的在确保不断流的情况下，降低过热度。因此，本发明中间包中钢水的过热度控制在不超过25℃，优选地不超过22℃。

大断面尺寸的铸坯具有更优的流场，可减轻碳的偏析；并且后续的“二火”开坯作业，可进一步减少成材的偏析状况。试验表明，采用“一火”成材工艺，不论如何改变工艺，在现有技术条件下，均无法实现高碳钢的均值化控制。因此本发明采用“二火成材”工艺，优选连铸坯断面尺寸260mm×360mm～320mm×420mm，拉坯速度稳定控制在0.50～0.75m/min，采用凝固末端动态轻压下工艺，铸坯总压下率3～5％。

对上述大断面铸坯进行“开坯”作业，可提高最终成品材的压缩率，并降低偏析。大断面、高碳钢铸坯，为充分均匀钢质，需要进行高温、长时间加热。若均热温度低于1210℃，钢中碳的分布将出现明显的富碳区域，而当温度高于1240℃时，铸坯脱碳将严重超标；同时，当保温时间低于300min时，碳来不及充分扩散，而当加热时间超过340min时，铸坯同样将产生严重的脱碳。因此，本发明控制均热温度在1210～1240℃，炉时间在300～340min，开轧成断面为160×160mm的小方坯。

对小方坯进行加热，以通过碳和其它元素的充分扩散，进一步提高钢质的均匀性。小方坯断面较小，因此加热温度、保温时间均需严格限制。若加热温度低于1115℃，将不利于钢中元素的充分扩散；而当温度高于1145℃时，面临脱碳超标的危险；并且，当加热时间低于100min时，碳的扩散将不充分，而当加热时间超过140min时，盘条脱碳超标将不可避免。因此，本发明优选工艺：缓冷48h后，对小方坯进行再次加热，均热温度1115～1145℃，均热时间100～140min。优选地小方坯均热温度在1120～1140℃。

小方坯控扎控冷过程，晶粒从宏观柱状晶、等轴晶再经晶为细小的晶粒，当粗轧量低于40％时，变形的晶粒不能充分回复，造成成品材组织的不均匀。斯太尔摩生产盘条过程，吐丝温度极为重要，较高的吐丝温度有利于盘条成分的均匀性控制，当吐丝温度＜925℃时，钢中片层均匀性变差，面缩率难以保证。综合上述分析，本发明优选粗轧压下量＞40％，吐丝温度≥925℃，风冷至室温，冷却速度控制在10～15℃/s；

对本发明的成分组成进行说明：

碳是钢中最重要的组成元素，对盘条的强度和塑性影响最为显著，随着碳含量的增加拉拔后强度不断提高。因此，为确保强度，需要0.92％以上的碳含量，但另一方面，当碳含量超过0.94％时，冶炼生产难度加大，容易造成塑性、扭转急剧降低。因此为平衡两者的要求，本发明碳含量为0.92～0.94wt％。

硅是钢中重要的强化元素，能显著提高拉拔后钢丝的弹性极限，并能有效减少因镀锌而导致的强度降低，为此需要维持0.7％以上的含量，但当超过1.0％时，过高的硅会显著降低塑性、韧性。本发明硅含量为0.7～1.0wt％。优选地Si重量百分比为0.7～0.79％。

锰与硫结合生成MnS，进而减轻硫的危害，并能细化珠光体、提高钢丝强度，为此需保持0.45％以上，但当含量超过0.55％时，会增加钢材的过热敏感性，使热处理时晶粒容易长大。本发明Mn含量控制在0.45～0.55wt％。

磷和硫在本钢种属于有害元素，磷容易产生冷脆，硫容易产生热脆，进而恶化钢丝拉拔和热处理加工条件，因此需要尽量降低其含量。本发明P≤0.01wt％、S≤0.01wt％。Cr：0.07～0.09％

铬能细化珠光体片层，提高成品钢丝强度，因此需要保持0.07％以上，但当含量超过0.09％时，过高的铬，会提高盘条淬透性，导致热轧过程出现马氏体等异常组织，同时，过于细小的片层，会降低盘条韧性，进而恶化钢丝最为关键的指标—扭转性能，因此本发明Cr：0.07～0.09wt％。

铌是微合金强化元素，能细化晶粒、提高强度和韧性。同时，在钢丝热处理过程中，能避免奥氏体晶粒粗大，其碳氮化物的析出还能起到沉淀强化作用；同时，碳氮化铌的生成，还能降低钢中碳的偏聚，这对高碳钢来说显得尤为重要。因此需维持0.04％以上的含量，但当超过0.08％时，过高的Nb含量，会导致碳氮化铌颗粒粗大，进而丧失细化晶粒作用，其夹杂物的存在形态，还将破坏钢基体的连续性，进而恶化钢材综合性能。因此，本发明Nb：0.04～0.08wt％。优选地Nb重量百分比为0.07～0.085％。

铝是最高效的脱氧剂，能有效提高钢水纯净度。同时，AlN颗粒能起到细化晶粒和沉淀强化作用，因此需维持0.16％以上的含量，但当超过0.20％以上时，过高的Al会恶化钢材力学性能，因此本发明Al：0.16～0.20wt％。优选地Al重量百分比为0.165～0.19％。

氮是微合金化的重要组成元素，一定量的氮还能强化钢材强度，因此需维持0.004％以上，但当超过0.008％以上时，过高的氮含量会使钢材韧性和扭转性能显著降低，因此本发明N：0.004～0.008wt％。

硼能显著提高钢丝淬透性，同时，研究表明，高碳钢中微量的B能有效减低P、S在晶界的偏析，并改善氧化夹杂形态，因此需维持0.001％以上的含量，但当超过0.0015％时，过高的B会在晶界形成硼相，进而降低晶界的结合力。因此本发明B：0.001～0.0015wt％。优选地B重量百分比为0.0010～0.0013％。

锆可起到脱气和细化晶粒的效果，因此需维持0.002％以上的含量，但当超过0.005％时，过高的锆含量会增加冶炼难度和生产成本，并引起局部偏析，恶化钢材性能，因此本发明Zr：0.002～0.005wt％。优选地Zr重量百分比为0.002～0.004％。

本发明与现有技术相比，经过拉拔、镀锌、稳定化处理后k抗拉强度达2100MPa以上，同时满足扭转次数不低于22次的盘条，而且元素简单，相对成本较低。

具体实施方式

需要说明的是以下的实施例用于阐述本发明，但本发明并不局限以下实施例。

表1为本发明各实施例和对比例的化学成分取值；

表2为本发明各实施例和对比例冶炼过程工艺参数；

表3为本发明各实施例和对比例轧制过程工艺参数；

表4为本发明各实施例和对比例试验效果。

本发明各实施例，按照以下步骤生产：

1)进行铁水预处理，并控制进转炉前铁水中P、S含量分别为：P＜0.015wt％、S＜0.01wt％；

2)进行转炉冶炼，并控制转炉出钢时碳含量不低于0.8wt％，并常规进行脱氧合金化；

3)进行RH真空处理，并控制处理时间不低于10个循环周期；进入中间包后，控制中间包中钢水过热度不超过25℃；

4)连铸成坯：拉坯速度控制在0.50～0.75m/min，采用凝固末端动态轻压下工艺，铸坯总压下率在3～5％；并控制连铸坯断面尺寸在260mm×360mm～320mm×420mm；

5)对铸坯进行加热，控制均热温度在1210～1240℃，在炉时间为300～340min；

6)开轧成小方坯，并控制其断面尺寸不大于160mm×160mm；

7)对小方坯加热，在对小方坯经不低于48h的室内堆垛缓冷后进行加热，并控制其均热温度在1115～1145℃，均热时间在100～140min；

8)进行高速轧制，控制粗轧总压下率不低于40％，轧制成直径在11mm～16mm的盘条；

9)进行吐丝，并控制吐丝温度不低于925℃；

10)风冷至室温，冷却速度控制在10～15℃/s；待用。

表1本发明各实施例和对比例的化学成分取值wt％

表2本发明各实施例和对比例冶炼过程工艺参数

表3本发明各实施例和对比例轧制过程工艺参数

表4本发明各实施例和对比例试验结果

从表4可知，本发明产品质量稳定，成品钢丝抗拉强度均超过2100MPa，扭转值均达到22次以上，完全满足了大跨度桥梁缆索用钢要求，并且与2000MPa级桥索钢相比，相同工程设计条件下，还可减少钢材消耗重量不低于10％，提高了生产作业率和全寿命维护成本，并具有更高的安全性和稳定性。

Claims (9)

1.一种抗拉强度≥2100MPa桥梁缆索用钢，其化学成分及重量百分比为：C：0.92～0.94%、Si：0.7～0.9%、Mn：0.45～0.55 %、P≤0.01 %、S≤0.01%、Cr：0.07～0.09 %、Nb：0.04～0.08 %、Al：0.16～0.20 %、N：0.004～0.008 %、B：0.001～0.0015 %、Zr：0.002～0.005 %，其余为Fe及不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的一种抗拉强度≥2100MPa桥梁缆索用钢，其特征在于：Si重量百分比为0.7～0.79%。

3.如权利要求1所述的一种抗拉强度≥2100MPa桥梁缆索用钢，其特征在于：Nb重量百分比为0.07～0.085%。

4.如权利要求1所述的一种抗拉强度≥2100MPa桥梁缆索用钢，其特征在于：Al重量百分比为0.165～0.19%。

5.如权利要求1所述的一种抗拉强度≥2100MPa桥梁缆索用钢，其特征在于：B重量百分比为0.0010～0.0013%。

6.如权利要求1所述的一种抗拉强度≥2100MPa桥梁缆索用钢，其特征在于：Zr重量百分比为0.002～0.004%。

7.生产如权利要求1所述的一种抗拉强度≥2100MPa桥梁缆索用钢的方法，其步骤：

1）进行铁水预处理，并控制进转炉前铁水中P、S含量分别为： P＜0.015 wt % 、S＜0.01 wt %；

2）进行转炉冶炼，并控制转炉出钢时碳含量不低于0.8 wt %，并常规进行脱氧合金化；

3）进行RH真空处理，并控制处理时间不低于10个循环周期；进入中间包后，控制中间包中钢水过热度不超过25℃；

4）连铸成坯：拉坯速度控制在0.50～0.75m/min，采用凝固末端动态轻压下工艺，铸坯总压下率在3～5%；并控制连铸坯断面尺寸在260mm×360mm～320 mm×420mm；

5）对铸坯进行加热，控制均热温度在1210～1240℃，在炉时间为300～340min；

6）开轧成小方坯，并控制其断面尺寸不大于160 mm×160mm；

7）对小方坯加热，在对小方坯经不低于48h的室内堆垛缓冷后进行加热，并控制其均热温度在1115～1145℃，均热时间在100～140min；

8）进行高速轧制，控制粗轧总压下率不低于40%，轧制成直径在11mm～16mm的盘条；

9）进行吐丝，并控制吐丝温度不低于925℃；

10）风冷至室温，冷却速度控制在10～15℃/s；待用。

8.生产如权利要求7所述的一种抗拉强度≥2100MPa桥梁缆索用钢的方法，其特征在于：中间包中钢水过热度不超过22℃。

9.生产如权利要求7所述的一种抗拉强度≥2100MPa桥梁缆索用钢的方法，其特征在于：小方坯均热温度在1120～1140℃。