CN108085592B - 一种小于等于100mm厚的屈服强度390MPa级船板钢及制备方法 - Google Patents

一种小于等于100mm厚的屈服强度390MPa级船板钢及制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种小于等于100mm厚的屈服强度390MPa级船板钢及制备方法，包括C、Si、Mn、P、S、Nb、V、Al、Ti、Mo、Cr、Cu、Ni以及余量的Fe和杂质；制法为将具有与所述船板钢相同组分的连铸坯加热，采用两段式轧制后，依次经过第一层流冷却、空冷、第二层流冷却，最后空气冷却至室温，即可。本发明的显著优点为该船板钢≤100mm厚、屈服强度390MPa级、具有优良的低温韧性，且成分设计简单、焊接性能及耐蚀性优、综合力学性能强。

Description

一种小于等于100mm厚的屈服强度390MPa级船板钢及制备 方法
技术领域
本发明属于船板钢制造领域，尤其涉及一种小于等于100mm厚的屈服强度390MPa级船板钢及制备方法。
背景技术
随着国家海洋经济战略的逐步实施，海洋运输业的逐步繁荣，集装箱船也愈加大型化，自重轻量化，从而对船板钢的性能和质量提出了越来越高的要求。
集装箱船达到10000TEU时，要求390MPa级船板最大厚度达到70mm，而18000TEU集装箱船要求对390MPa级船板最大厚度达到85mm，更大型的集装箱船则要求更大厚度的390MPa级船板。
然而，高强度船板厚度越大，板坯中心成分偏析造成的性能不利影响越厉害。在厚度方向上因冷却速度不同造成组织差异很大，心部性能难以满足船级社认证规范，导致产品不合格，轧制过程中变形不均匀产生各种缺陷严重影响钢板的低温冲击韧性和低温应变时效冲击性能。
因此，现亟需生产一种厚度达80mm及以上规格的390MPa级船板。
发明内容
发明目的：本发明的第一目的是提供一种成分设计简单、综合力学性能优异、且焊接性能及耐蚀性优的小于等于100mm厚的屈服强度390MPa级船板钢；
本发明的第二目的是提供该船板钢的制备方法，该方法能够有效消除特厚板在控制轧制和控制冷却过程中厚度方向上组织差异大，心部性能波动大，低温韧性不良等问题。
技术方案：本发明小于等于100mm厚的屈服强度390MPa级船板钢，按质量百分比包括如下组分：C：0.02～0.09％，Si：0.20～0.50％，Mn：1.2～1.6％，P：≤0.015％，S：≤0.005％，Nb：0.010～0.050％，V：0.001～0.050％，Al：0.01～0.05％，Ti：0.005～0.030％，Mo：0.00～0.08％，Cr：0.08～0.20％，Cu：0.10～0.30％，Ni：0.01～0.40％以及余量的Fe和杂质。
本发明在原料组分中添加C、Si、Mn、P、S、Nb、V、Al、Ti、Mo、Cr、Cu及Ni，其中：
C是钢中最经济，最有效的强化元素，通过固溶强化和析出强化提高钢的强度，但是C含量的提高对钢的塑性，韧性和焊接性能有不利作用，尤其是在高强船板钢中，由于各种合金元素的含量都较高，因此厚板/特厚板的碳当量通常大于0.40，焊接敏感性指数较高，通常大于0.20；在此种情况下降低C含量，一方面有助于提高钢的韧性和塑性，另一方面有利于改善钢的焊接性能。因此，本发明中采用低含量的C。
Si具有适当的固溶强化作用。尽管Si是铁素体稳定元素能够提高γ-α相变温度，促进形成先共析铁素体，这与其它固溶强化元素能够细化铁素体晶粒相反。但是其加入钢中以后，在动力学上可推迟过冷奥氏体中碳化物的析出，对稳定过冷奥氏体起到促进作用。Si的主要作用是脱氧，与Al共同添加，在炼钢和精炼时能够消除钢中的氧，能够阻止由于CO的生成而导致的凝固过程中的缩孔。
Mn是通过固溶强化提高钢的强度，是钢中补偿因C含量降低而引起的强度损失的最主要的元素。Mn还是扩大γ相区的元素，有助于获得细小的相变产物，可以提高钢的韧性，降低韧脆转变温度。因此，本发明中采用高含量的Mn。
Nb通过两种不同途径细化晶粒，一种是高温区通过Nb对奥氏体晶界的溶质拖曳效应提高奥氏体完全再结晶温度，防止再结晶奥氏体晶粒长大；另一种是较低温区通过Nb的碳、氮化物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，使铁素体在较小过冷度下形成，不易长大，从而细化了铁素体晶粒。
V是钢中的强化元素，由于VC、V(CN)的沉淀强化，可使钢的强度明显提高。但是提高韧脆转变温度，其含量一般控制在0.10％以下。V能显著地改善低碳合金钢的焊接性能。在V、Nb、Ti共存的情况下，适当的钒含量对提高焊缝韧性具有良好的作用。
Al元素是强的氧化物形成元素，也是强的氮化物形成元素，在船板钢标准中有明确要求，一般要求Al≥0.020％，就能够保证钢板在焊接和热处理过程再加热时能获得细的奥氏体晶粒。
Ti是很强的氮化物形成元素，当超过溶度积时在钢水中就会析出TiN。当钢中0.004～0.008％N时最适宜的Ti含量为0.008～0.015％。在这个范围内，HAZ区的韧性可明显的改善，连铸过程中的横裂也会得到实质的消除。
Cr有利于提高强度、淬透性、耐磨性、耐蚀性和高温抗氧化性，不利于焊接性。Cr可促进MA岛的生成，而非针状铁素体或贝氏体。
Cu能够增加钢板的强度，同时可以提高钢板的耐蚀性，同时还可以提高钢板抗氢致开裂(HIC)能力。
Mo可促进贝氏体生成，与Nb复合可促进析出强化作用，但会毒害Cu的抗HIC能力。
Ni是唯一能够改善低温冲击韧性(DWTT、NDT、CTOD和CVN)的元素。也能有效的防止在连铸和热轧期间发生铜诱发的表面开裂。
本发明复合添加Cr和Mo，对于γ-α相变后的铁素体晶粒尺度控制有明显作用，也明显细化珠光体组织。同时复合添加Cu和Ni，既能提高强度，又可以提高低温韧性，并且相对单独添加Ni，降低了合金成本。
本发明基于以上对该船板钢中各组分的分析，优化了各组分的配比，从而制得本发明的小于等于100mm厚的屈服强度390MPa级船板钢。
优选的，本发明的C和Mn质量百分比满足：0.22wt％≤(C+Mn/6)≤0.40wt％。进一步优选，C：0.04～0.08％，Si：0.20～0.35％，Mn：1.40～1.55％，P：0.009～0.013％，S：0.002～0.004％，Nb：0.015～0.040％，V：0.020～0.035％，Al：0.010～0.030％，Ti：0.008～0.02％，Mo：0.02～0.06％，Cr：0.10～0.20％，Cu：0.20～0.30％，Ni：0.05～0.35％以及余量的Fe和杂质。
本发明制备船板钢的方法，包括如下步骤：将具有与所述船板钢相同组分的连铸坯加热到1100～1250℃，保温0.5～2h；其后，依次进行再结晶区轧制和末再结晶区轧制；而后，将轧制的钢板依次经过第一层流冷却、空冷、第二层流冷却；最后空气冷却至室温，即可制得船板钢。其中，所述连铸坯是按照本发明的组分配制原料，随后经依次经转炉或电炉冶炼、炉外精炼、真空处理和连铸工序制成。
本发明通过控制轧制和多路径控制冷却，避免一次层流冷却带来的强度偏高、延伸率偏低，甚至需要靠回火才能达到目标性能的弱点。第一层流冷却先带走钢板内部的部分热量，降低表面温度，通过空冷调整表面至板厚1/4处的温度梯度，使板厚1/4处获得优化的转变动力学条件，能够获得具有贝氏体+铁素体+M/A复相组织，同时利用心部预热对转变组织进行回火，提高延伸率，稳定强度。第二层流冷却加速心部组织转变，同样可以获得贝氏体+铁素体+M/A复相组织，厚度方向上组织差异小的船板钢。
进一步说，本发明在轧制时，再结晶区轧制的开轧温度为1000～1200℃，终轧温度为950～1100℃，其道次压下量≥10％，累计总压下量≥50％，以实现完全再结晶从而细化晶粒。末再结晶区轧制的开轧温度为800～900℃，终轧温度为740～850℃，总压下率为31～37％。与常规工艺相比，该工艺减小了待温坯厚度，缩短待温时间，提高了生产率。
再进一步说，本发明在冷却时，第一层流冷却的速度为5～15℃/s，冷却终止温度为630～680℃。空冷的时间为10～120s。第二层流冷却的速度为0.5～8℃/s，冷却终止温度为300～500℃。
有益效果：与现有技术相比，本发明的显著优点为：首先，该船板钢厚度为80～100mm，具有细小板条贝氏体+铁素体+M/A复相组织，其中，铁素体的含量为5～15％，M/A岛的含量为2～5％，其余为板条贝氏体；其屈服强度≥420MPa、抗拉强度≥570MPa，屈强比≤0.85，伸长率≥20％；在试验温度为-40℃时，CVN均值≥190J；在试验温度为-60℃时，CVN均值≥120J，-40℃及-60℃低温冲击韧性值均远远满足船级社的要求；表面NDT<-60℃；其次，该船板钢的成分设计简单，综合力学性能优异，具有良好的焊接性能及耐蚀性，其厚1/4处与板厚1/2处屈服强度相差在40MPa以内，抗拉强度相差在35MPa以内，板形良好，无翘曲、边浪等现象；同时，其制备方法能够有效消除特厚板在控制轧制和控制冷却过程中厚度方向上组织差异大，心部性能波动大，低温韧性不良等问题。
附图说明
图1是本发明实施例1中钢板表层下1/4t处的组织图；
图2是本发明实施例1中钢板表层下1/2t处的组织图；
图3是本发明实施例2中钢板板厚1/4t处的组织图；
图4是本发明实施例2中钢板板厚1/2t处的组织图；
图5是本发明实施例3中钢板板厚1/4t处的组织图；
图6是本发明实施例3中钢板板厚1/2t处的组织图。
其中，t表示板厚。
具体实施方式
下面结合附图及实施例对本发明的技术方案做进一步详细说明。
实施例1
组分含量：C：0.05％，Si：0.21％，Mn：1.41％，P：0.013％，S：0.005％，Nb：0.035％，V：0.045％，Al：0.025％，Ti：0.02％，Mo：0.03％，Cr：0.10％，Cu：0.28％，Ni：0.35％，其余为Fe及不可避免杂质元素。
制备方法包括如下步骤：
(1)根据上述船板钢化学成分配制冶炼原料，依次进行转炉或电炉冶炼、炉外精炼、真空处理和连铸工序，形成厚度320mm的连铸坯；
(2)铸坯再加热：将制得的连铸坯加热到1170℃，保温0.7h；
(3)两段式轧制：将上述再加热后的连铸坯进行高压水除鳞，除去连铸板坯表面在加热过程中产生的氧化铁皮，随后轧制时先进行再结晶区轧制，再进行末再结晶区轧制；其中，再结晶区轧制的开轧温度为1120℃，终轧温度为1025℃，道次压下量为12％，累计总压下量为58％；末再结晶区轧制的开轧温度为850℃，终轧温度为820℃，总压下率33％；
(4)三段式控制冷却：首先，将轧制的钢板进入层流冷却进行水冷，开冷温度为815℃，终冷温度为670℃，冷却速度12℃/s；其次进行空冷40s；再进行层流冷却，冷却速度5℃/s，终冷温度为430℃；最后空冷至室温，制得船板钢，其厚度达90mm，金相组织如图1-2所示，板厚1/4t处金相组织为细小贝氏体+少量铁素体+M/A的复相组织，板厚中心处金相组织为细小贝氏体+铁素体+M/A的复相组织，该船板钢的力学性能具体如下表1及表2所示。
表1实施例1的船板钢的综合力学性能
其中，上表中ReH表示上屈服强度；Rm表示抗拉强度；A50表示标距50mm的延伸率。
通过表1可知，该船板钢具有高的-40℃低温冲击韧性，强度和延伸率均满足各船级社390MPa级的要求。
表2实施例1的船板钢的低温韧性
通过表2可知，该船板钢-60℃低温冲击功均在180J以上，表面NDTT可达-70℃。
实施例2
组分含量：与实施例1相同。
制备方法包括如下步骤：
(1)根据上述船板钢化学成分配制冶炼原料，依次进行的转炉或电炉冶炼、炉外精炼、真空处理和连铸工序，形成厚度320mm的连铸坯；
(2)铸坯再加热：将制得的连铸坯加热到1150℃，保温0.5h；
(3)两段式轧制：将上述再加热后的连铸坯进行高压水除鳞，除去连铸板坯表面在加热过程中产生的氧化铁皮，随后轧制时先进行再结晶区轧制，再进行末再结晶区轧制；其中，再结晶区轧制的开轧温度为1070℃，终轧温度为1015℃，道次压下量为15％，累计总压下量为54％；末再结晶区轧制的开轧温度为820℃，终轧温度为800℃，总压下率31％；
(3)三段式控制冷却：首先，将轧制的钢板进入层流冷却进行水冷，开冷温度为790℃，终冷温度为635℃，冷却速度8℃/s；其次进行空冷70s；再进行层流冷却，冷却速度6℃/s，终冷温度为350℃；最后空冷至室温，制得船板钢，其厚度达100mm，结构如图3-4所示，板厚1/4t处金相组织为细小贝氏体+少量铁素体+M/A的复相组织，板厚中心处金相组织为细小贝氏体+铁素体+M/A的复相组织，该船板钢的力学性能具体如下表3及表4所示。
表3实施例2的船板钢的综合力学性能
通过表3可知，该船板钢具有高的-40℃低温冲击韧性，强度和延伸率均满足各船级社390MPa级的要求。
表4实施例2的船板钢的低温韧性
通过表4可知，该船板钢-60℃低温冲击功均在120J以上，表面NDTT可达-65℃。
实施例3
组分含量：C：0.07％，Si：0.35％，Mn：1.55％，P：0.009％，S：0.003％，Nb：0.015％，V：0.025％，Al：0.025％，Ti：0.015％，Mo：0.06％，Cr：0.18％，Cu：0.18％，Ni：0.25％，其余为Fe及不可避免杂质元素。
制备方法包括如下步骤：
(1)根据上述船板钢化学成分配制冶炼原料，依次进行的转炉或电炉冶炼、炉外精炼、真空处理和连铸工序，形成厚度260mm的连铸坯；
(2)铸坯再加热：将制得的连铸坯加热到1200℃，保温1h；
(3)两段式轧制：将上述再加热后的连铸坯进行高压水除鳞，除去连铸板坯表面在加热过程中产生的氧化铁皮，随后轧制时先进行再结晶区轧制，再进行末再结晶区轧制；其中，再结晶区轧制的开轧温度为1120℃，终轧温度为1003℃，道次压下量为15％，累计总压下量为60％；末再结晶区轧制的开轧温度为810℃，终轧温度为790℃，总压下率37％；
(3)三段式控制冷却：首先，将轧制的钢板进入层流冷却进行水冷，开冷温度为770℃，终冷温度为650℃，冷却速度5℃/s；其次进行空冷20s；再进行层流冷却，冷却速度3℃/s，终冷温度为450℃；最后空冷至室温，制得船板钢，其厚度达80mm，组织结构如图5-6所示，板厚1/4t处金相组织为细小贝氏体+少量铁素体+M/A的复相组织，板厚中心处金相组织为细小贝氏体+铁素体+M/A的复相组织。该船板钢的力学性能具体如下表5及表6所示。
表5实施例3的船板钢的综合力学性能
通过表5可知，该船板钢具有高的-40℃低温冲击韧性，强度和延伸率均满足各船级社390MPa级的要求。
表6实施例3的船板钢的低温韧性
通过表6可知，该船板钢-60℃低温冲击功均在200J以上，表面NDTT可达-65℃。
对比例1
组分含量及制备方法与实施例1基本相同，不同之处在于控制冷却是采用两段式冷区方式，即首先，将轧制的钢板进入层流冷却进行水冷，开冷温度为835℃，终冷温度为670℃，冷却速度12℃/s；其次进行空冷至室温，制得90mm船板钢。
该船板钢的力学性能具体如下表7及表8所示。
表7对比例1的船板钢的综合力学性能
表8对比例1的船板钢的低温韧性
结合表1-2及7-8可知，本发明船板钢的综合力学性能优于对比例，尤其是对比例1中心低温冲击和强度指标不能满足船级390MPa级的要求。
实施例4
设计7组平行试验，组分含量及制备方法与实施例1基本相同，不同之处在于制备时第一阶段的层流冷却的速度，具体如下表9所示。
表9实施例4的船板钢的综合力学性能
通过表9可知，第1-5组为本发明范围内的第一阶段的层流冷却的冷却速度，而6-7组为本发明范围外的冷却速度，其制备的船板钢的性能较差。这时由于冷速过低或过高，均会影响到从钢板表面到板厚1/4处的温度梯度，导致1/4处贝氏体转变均处于较慢的速度，组织粗化，影响到低温冲击韧性。因此该阶段冷速以5-15℃为佳。
实施例5
设计7组平行试验，组分含量及制备方法与实施例1基本相同，不同之处在于制备时第二阶段的空冷时间，具体如下表10所示。
表10实施例5的船板钢的综合力学性能
通过表10可知，第1-5组为本发明范围内的第二阶段的空冷时间，而6-7组为本发明范围外的空冷时间，其制备的船板钢的性能较差。这是由于该空冷阶段继续调整从钢板表面到板厚1/4处的温度梯度，为板厚1/4处的组织动力学转变创造有利条件。以10-120s时间窗口为最佳。
实施例6
设计7组平行试验，组分含量及制备方法与实施例1基本相同，不同之处在于制备时第三阶段的层流冷却的速度，具体如下表11所示。
表11实施例6的船板钢的综合力学性能
通过表11可知，第1-5组为本发明范围内的第三阶段的层流冷却的冷却速度，而6-7组为本发明范围外的冷却速度，其制备的船板钢的性能较差。该冷却速度能够加速心部组织转变，进一步获得贝氏体+铁素体+M/A复相组织，厚度方向上组织差异小的船板钢。
实施例7
组分含量：C：0.02％，Si：0.2％，Mn：1.6％，P：0.015％，S：0.001％，Nb：0.05％，V：0.001％，Al：0.05％，Ti：0.005％，Mo：0.08％，Cr：0.08％，Cu：0.3％，Ni：0.01％，其余为Fe及不可避免杂质元素。
制备方法包括如下步骤：
(1)根据上述船板钢化学成分配制冶炼原料，依次进行的转炉或电炉冶炼、炉外精炼、真空处理和连铸工序，形成厚度320mm的连铸坯；
(2)铸坯再加热：将制得的连铸坯加热到1100℃，保温2h；
(3)两段式轧制：将上述再加热后的连铸坯进行高压水除鳞，除去连铸板坯表面在加热过程中产生的氧化铁皮，随后轧制时先进行再结晶区轧制，再进行末再结晶区轧制；其中，再结晶区轧制的开轧温度为1000℃，终轧温度为950℃，道次压下量为20％，累计总压下量为57％；末再结晶区轧制的开轧温度为800℃，终轧温度为740℃，总压下率34％；
(3)三段式控制冷却：首先，将轧制的钢板进入层流冷却进行水冷，开冷温度为700℃，终冷温度为630℃，冷却速度12℃/s；其次进行空冷60s；再进行层流冷却，冷却速度6℃/s，终冷温度为300℃；最后空冷至室温，制得船板钢，其厚度达90mm。
实施例8
组分含量：C：0.09％，Si：0.5％，Mn：1.2％，P：0.008％，S：0.005％，Nb：0.01％，V：0.05％，Al：0.01％，Ti：0.03％，Cr：0.2％，Cu：0.1％，Ni：0.4％，其余为Fe及不可避免杂质元素。
制备方法包括如下步骤：
(1)根据上述船板钢化学成分配制冶炼原料，依次进行的转炉或电炉冶炼、炉外精炼、真空处理和连铸工序，形成厚度320mm的连铸坯；
(2)铸坯再加热：将制得的连铸坯加热到1250℃，保温0.7h；
(3)两段式轧制：将上述再加热后的连铸坯进行高压水除鳞，除去连铸板坯表面在加热过程中产生的氧化铁皮，随后轧制时先进行再结晶区轧制，再进行末再结晶区轧制；其中，再结晶区轧制的开轧温度为1180℃，终轧温度为1100℃，道次压下量为18％，累计总压下量为55％；末再结晶区轧制的开轧温度为900℃，终轧温度为850℃，总压下率37％；
(3)三段式控制冷却：首先，将轧制的钢板进入层流冷却进行水冷，开冷温度为800℃，终冷温度为680℃，冷却速度12℃/s；其次进行空冷60s；再进行层流冷却，冷却速度4℃/s，终冷温度为500℃；最后空冷至室温，制得船板钢，其厚度达90mm。
本发明制备的船板钢厚度为80～100mm，具有细小板条贝氏体+铁素体+M/A复相组织。其屈服强度≥420MPa、抗拉强度≥570MPa，屈强比≤0.85，伸长率≥20％；在试验温度为-40℃时，CVN均值≥190J；在试验温度为-60℃时，CVN均值≥120J，-40℃及-60℃低温冲击韧性值均远远满足船级社的要求；表面NDT<-60℃。

Claims (6)

1.一种小于等于100 mm厚的屈服强度390 MPa级船板钢，其特征在于按质量百分比包括如下组分：C：0.02~0.09 %，Si：0.20~0.50 %，Mn：1.2~1.6 %，P：≤0.015 %，S：≤0.005 %，Nb：0.010~0.050 %，V：0.001~0.050 %，Al：0.01~0.05 %，Ti：0.005~0.030 %，Mo：0.00~0.08%，Cr：0.08~0.20 %，Cu：0.10~0.30 %，Ni：0.01~0.40 %以及余量的Fe和杂质；
该船板钢的制备方法包括如下步骤：
将具有与所述船板钢相同组分的连铸坯加热到1100~1250 ℃，保温0.5~2 h；其后，依次进行再结晶区轧制和未再结晶区轧制；而后，将轧制的钢板依次经过第一层流冷却、空冷、第二层流冷却；最后空气冷却至室温，即可制得厚度为80~100mm的船板钢；其中，所述第一层流冷却的速度为5~15 ℃/s，冷却终止温度为630~680 ℃；空冷的时间为10~120 s；第二层流冷却的速度为0.5~8 ℃/s，冷却终止温度为300~500 ℃。
2.根据权利要求1所述的小于等于100 mm厚的屈服强度390 MPa级船板钢，其特征在于：所述C：0.04~0.08 %，Si：0.20~0.35 %，Mn：1.40~1.55 %，P：0.009~0.013 %，S：0.002~0.004 %，Nb：0.015~0.040 %，V：0.020~0.035 %，Al：0.010~0.030 %，Ti：0.008~0.02 %，Mo：0.02~0.06 %，Cr：0.10~0.20 %，Cu：0.20~0.30 %，Ni：0.05~0.35 %以及余量的Fe和杂质。
3.根据权利要求1所述的小于等于100 mm厚的屈服强度390 MPa级船板钢，其特征在于：所述再结晶区轧制的开轧温度为1000~1200 ℃，终轧温度为950~1100 ℃。
4.根据权利要求3所述的小于等于100 mm厚的屈服强度390 MPa级船板钢，其特征在于：所述再结晶区轧制的道次压下量≥10 %，总压下量≥50 %。
5.根据权利要求1所述的小于等于100 mm厚的屈服强度390 MPa级船板钢，其特征在于：所述未再结晶区轧制的开轧温度为800~900 ℃，终轧温度为740~850 ℃。
6.根据权利要求5所述的小于等于100 mm厚的屈服强度390 MPa级船板钢，其特征在于：所述未再结晶区轧制的总压下率为31~37 %。
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