CN111411305B - 高韧性厚规格搪玻璃性好的高Ti低合金钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种高韧性厚规格搪玻璃性好的高Ti低合金钢及其制造方法，各组分含量为，C：0.04‑0.06%，Si≤0.06%，Mn：1.0‑1.3%，Ti：0.10‑0.22%，Nb：0.015‑0.03%，Cu：0.2‑0.3%，Ni：0.08‑0.15%，P≤0.02%，S≤0.003%，Als：0.012‑0.04%，N≤50ppm，Ti/C：2.6‑4.5，H≤1.5PPm。其余为Fe和不可避免的杂质。按本方法生产的钢板具有较高的强度和优异的韧性。钢板搪玻璃性能优异，搪烧过程的抗蠕变性能好，与玻璃釉可充分密着，鳞爆发生率趋近零。

Description

高韧性厚规格搪玻璃性好的高Ti低合金钢及其制造方法
技术领域
本发明属于金属材料制造领域，具体涉及一种高韧性厚规格搪玻璃性好的高Ti低合金钢及其制造方法，尤其涉及一种厚度规格10-40mm的高Ti、工艺性能优异的搪玻璃用钢。
背景技术
由于需要严格控制材料中有害元素，化工领域用反应釜设备基本上采用搪玻璃结构,即在与反应介质接触的表面搪烧一定厚度的玻璃层，以隔离介质和金属基材的接触。普通钢难以作为搪玻璃用钢，主要原因是普通钢搪烧过程中容易产生碳爆和鳞爆；碳爆是指搪烧过程中（温度780-920℃）钢板中的碳与玻璃釉料中的水、氧等在高温下发生化学反应生产CO等气体，导致搪玻璃层出现气泡；鳞爆则是指钢板酸洗和搪烧过程中进入钢中过饱和的氢，在钢板冷却到室温后溢出的氢，在钢板和玻璃釉界面聚集形成H2，达到一定临界值后产生玻璃釉鳞爆缺陷。因此，搪玻璃性能优良的搪玻璃钢除要控制一定量的碳外，也要求具有足够的储氢能力。钢中晶界、位错、夹杂物和析出物都是良好氢陷阱，均有利于提高抗鳞爆性能。但是，在搪玻璃反应釜搪烧过程中，材料经历重新奥氏体化过程，原晶界、位错等缺陷在高温搪烧过程中容易消失，单纯靠其不能满足抗鳞爆目标。而夹杂物不但会损害钢的力学性能，也会诱发表面缺陷；同时，由于夹杂物与钢材易于形成大尺度自由界面，导致服役过程产生氢致裂纹，对结构服役的安全性造成影响。基于此，通常选择添加Ti、Zr等微合金元素，通过其析出形成的碳氮化物作为氢陷阱，以获得理想的抗鳞爆性能。
目前，搪玻璃用钢仍面临着搪玻璃性能和搪后强韧性不能兼顾、高温搪烧形状稳定性不好等问题。另外，随着搪玻璃化工设备大型化及低温环境下反应的使用需求，还要求搪玻璃钢具有优良的低温冷成型性能及低温韧性，同时期望搪玻璃钢板具有易于生产、结合层耐涨压疲劳性好等特点。
专利公开号为CN105331883A的现有技术中，公开了一种双面搪瓷用热轧高强度中厚板及其制造方法，其微观组织的基体为铁素体或者铁素体+珠光体，基体中弥散分布着Ti4C2S2析出相及Ti(C、N) 析出相；其化学元素质量百分比含量为：C：0.02～0.15％，Si：0.10～0.50％，Mn：0.3～1.5％，S：0.006～0.035％，Al：0.01～ 0.08％，N：0.006～0.015％，Ti：0.08～0.20％，Cu：0.02～0.10％；其还至少含有B （0.001 ～ 0.005％）、V（0.02 ～ 0.10％）、Nb（0.01～0.30％）一种元素。双面搪瓷用热轧高强度中厚板的强度较高，当钢板厚度为5～30mm
的情况下，其屈服强度(Rp0.2或Rel) 可达到345～545MPa，抗拉强度(Rm) 可达到400～600MPa，延伸率≥ 26％。该专利采用增加S、N元素方式控制析出物，已不属于洁净钢范畴，精确控制较高的S、N含量也存在一定难度；同时，该专利还要求B、V及Nb中一种，微合金元素添加较多，且种类繁多。铜元素不仅会增加生产成本，而且会使得钢板的耐酸性能增强，不利于钢板在搪瓷前酸洗处理时获得良好的粗糙表面，从而影响钢板的涂搪密着性能。另外，添加Cu元素，适当添加一定量Ni也成为必须。当钢板中的珠光体组织过多时，不仅会损害钢板的塑性，而且会在搪瓷烧成过程中会产生大量的气泡或针孔缺陷，从而严重影响钢板的搪瓷表面质量。
专利公开号为CN102796955B的现有技术中，公开了搪玻璃钢用热轧中厚板及其制造方法，采用C：0.10-0.20%，Mn：0.50-1.50%，P：≤0.03%，S：≤0.03%，Al:0.01-0.05%，N：0.008%，Ti：0.005-0.03%，V：≤0.10% ，采用TMCP及轧后750℃-780℃保温脱碳退火工艺，生产厚度方向具备碳浓度梯度的5-20mm热轧搪瓷钢，其轧态屈服强度级别≥235Mpa、A5≥30%,0℃ Akv＞100J；搪瓷后，屈服强度级别≥235Mpa、A5≥30%,-40℃ Akv≥100J。强度级别低，且额外增加退火工序；另外，其C含量偏高，对材料的强韧性不利。为增加抗碳爆能力，采用退火工艺对表面进行脱碳处理，成分及工艺设计具有一定局限性。
专利公开号为CN109385581A的现有技术中，公开了一种具有优异的双面涂搪性能及搪后高强度性能的热轧钢板及其制造方法，其成分重量百分比为：C: 0.13～0 .20％，Si:0 .15～0 .50％，Mn:1.0～2.3％，P：≤0 .03％，S：0.01～0 .03％，Al：0.006～0.08％，N：≤0.006％，Cr：0.03～0.10％，Ti：0.15～0 .25％，Nb：0.02～0.12％，Cu：0.02～0.10％。通过优化控轧及冷却工艺，所获得的钢板具备良好的双面涂搪性能及优良的抗鳞爆性能，且经780～920℃温度区间内共两次高温搪烧处理后，钢板仍有400MPa以上的屈服强度。卷取温度为580～640℃，厚度为5～13mm。该专利仅适合卷板，厚度规格局限于13mm及以下。较高的C含量，对搪烧过程不利，极易导致搪玻璃层出现气泡。另外，该专利Mn范围要求较宽且含量较高，另外加入微量的Cr和Cu，Mn的偏析，未加入Ni导致的Cu的热裂，对钢坯及钢板板质量的影响，均无法预估和控制。
公开号为CN 108950423A的现有技术中，公开了一种热轧双面搪瓷用高强钢，其化学元素质量百分比为：C：0.08～0.15％，Si：0.15～0.50％，Mn：1.2～2.5％，Al：0.006～0.08％，Cr：0.15～0.65％，Ti：0.01～0.06％，Nb：0.01～0.10％，Cu：0.10～0.35％，Mo：0.03～0 .1 5％，V：0.0 2～0.1 0％，P≤0.0 3％，S≤0.006％，N≤0.006％。微观组织为粒状贝氏体，卷取温度为550～680℃。Si、Mn、Cr元素都可以降低临界冷却速度，提高钢的淬透性，而通过上述关系式将Si、Mn、Cr的质量百分比进行进一步限定，从而保证钢板高温搪烧后，在空冷速度下就能够发生贝氏体相变的重要条件。该专利也仅适合卷板生产；成分设计复杂，采用较低的Ti含量，但复合加入较多的合金元素Mn、Cr、Cu、Mo及微合金元素Nb、V，合金成本高；其轧态微观组织为空冷贝氏体，尽管正火后的性能（搪烧）强度偏高，偏析带如何控制，韧性如何保证，是否有应用价值，能否具备批量工业生产，均值得商榷。
搪瓷钢板具有众多优点，对环境的适应性比较强，因而在地下空间的立面装饰上有着极其广泛的应用。在发达国家中，高端物业写字楼的建筑外墙装饰基本都是采用搪瓷钢板，但目前国内对其的关注度还不够，深入了解还需要一定的过程。随着城市化进程的不断推进，搪瓷钢板必将凭借其特性发挥更大的作用。搪瓷制品目标市场现在已经由传统的生活日用品行业延伸到建筑装饰，工业保护和城市公共服务设施等多个领域。这对搪瓷钢板的产量和质量都有了新的要求，尽管国内搪瓷钢板行业已经初具规模，但无论是在产量上或者是质量上都迫切需要很大地提高。
本发明的钢板具有优异的搪玻璃性能和强度等级，且具有优良的冷加工成型性能和低温韧性，可满足大型搪玻璃构件，特别是要求低温加工及使用性能的搪玻璃用钢需求。
发明内容
本发明的目的是提供一种高韧性厚规格搪玻璃性好的高Ti低合金钢及其制造方法，生产一种具有优异搪玻璃工艺性能的高韧性低合金钢板，该钢板具有较高的强度和优异的韧性，搪烧过程的抗蠕变性能好，与玻璃釉可充分密着，鳞爆发生率趋近零，适合于制造在-40℃~300℃的条件下服役的要求高耐蚀性的搪玻璃耐压设备，特别是适合于制造服役温差大、反应压力大、韧性要求高的大型承压搪玻璃装备。
本发明是通过如下技术方案实现的：一种高韧性厚规格搪玻璃性好的高Ti低合金钢,其特征在于:包括如下质量百分比的各组分： C：0.040-0.060%，Si≤0.06%，Mn：1.0-1.3%，Ti：0.10-0.22%，Nb：0.015-0.03%，Cu：0.2-0.3%，Ni：0.08-0.15%，P≤0.02%，S≤0.003%，Als：0.012-0.04%，N≤70ppm，Ti/C：2.6-4.5，H≤1.5PPm，其余为Fe和不可避免的杂质；上述成分的钢，所用连铸坯厚度130-450mm；所轧钢板厚度10-40mm。
进一步的：所述Si≤0.045%；Ti：0.14-0.22%；Ti/C：2.8-4.5； Cu/Ni≤2.8。
一种高韧性厚规格搪玻璃性好的高Ti低合金钢的制造方法，包括转炉冶炼、炉外精炼、连铸和轧制过程，其特征在于：在连铸过程中，结晶器保护渣包括如下质量份数的各组分：碳≤10%、30%≤CaO≤36%、12%≤Al2O3≤18%、2%≤Ti02≤5%、Si02≤6%、 (MnO+Na02)≤5%，其余为BaO和F, 且碱度≥8。
进一步的：在轧制过程中，采用宽厚板轧机生产，所述轧制过程包括加热、粗轧、精轧、ACC、堆垛步骤；钢坯加热温度1130-1200℃，均热时间≥0.2min/mm；粗轧步骤顺轧压下率至少两道≥18%，粗轧终轧温度≥1020℃；精轧步骤中间坯待温厚度≥1.5倍成品厚度，精轧累计压下率≥70%，精轧开轧温度800-860℃，在末道次变形后空冷15-40s，以不小于15℃/s的速度冷却，终冷温度控制680~750℃范围，返红温度680-720℃，快冷结束并矫直后空冷至350℃以下堆垛至室温。
进一步的：粗轧顺轧压下率至少两道≥22%，粗轧终轧温度≥1050℃。
进一步的：轧态钢板屈服强度≥360 MPa，抗拉强度≥510 MPa，延伸率A≥18%，0℃AKV2≥120J ，-20℃ AKV2≥47J，在-20℃以上的气温下施行剪切、冷卷、冷压成型不发生开裂，其效果与传统搪玻璃钢的正火钢板相同。
进一步的：钢板充分正火后的屈服强度245-295MPa，抗拉强度370-430MPa，延伸率不低于26%。-20℃ AKV2≥120J，-40℃ AKV2≥47J，具有优异的低温韧性，适合于作业温度不低于-40℃的搪玻璃化工装备制造。
本发明的优点是：本发明钢板的轧制工艺控制除要获得理想的三维尺寸外，更核心的目的是控制钢板获得优异的加工性能及搪玻璃性能。本发明在低C成分基础上，采用一定量Ti，以Ti作为主要微合金化元素，同时添加适量的Cu、Ni元素，力学性能及工艺性能基础良好，轧态性能满足屈服强度360MPa级，搪烧后性能满足345MPa级，抗蠕变性能良好，鳞爆发生率低。本发明采用简单的成分设计，合理的生产工艺，合金成本低，生产工序简单，适合批量工业生产，具有较好的应用前景。
附图说明
图1为钢板搪烧后的组织电镜图。
具体实施方式
本发明公开了一种高韧性厚规格搪玻璃性好的高Ti低合金钢,包括如下质量百分比的各组分： C：0.040-0.060%，Si≤0.06%，Mn：1.0-1.3%，Ti：0.10-0.22%，Nb：0.015-0.03%，Cu：0.2-0.3%，Ni：0.08-0.15%，P≤0.02%，S≤0.003%，Als：0.012-0.04%，N≤70ppm，Ti/C：2.6-4.5，H≤1.5PPm，其余为Fe和不可避免的杂质；上述成分的钢，所用连铸坯厚度130-450mm；所轧钢板厚度10-40mm。
优选的：所述Si≤0.045%；Ti：0.14-0.22%；Ti/C：2.8-4.5； Cu/Ni≤2.8。
本发明还公开了上述低合金钢的制造方法，包括转炉冶炼、炉外精炼、连铸和轧制过程；在连铸过程中，结晶器保护渣采用特殊配方，其包括如下质量份数的各组分：碳≤10%、30%≤CaO≤36%、12%≤Al2O3≤18%、2%≤Ti02≤5%、Si02≤6%、 (MnO+Na02)≤5%，其余为任意比例的BaO和F, 且碱度≥8；以防止Ti的置换反应恶化保护渣，导致连铸坯缺陷；同时采用高Mg质水口，防止水口结瘤。
优选的：在轧制过程中，采用宽厚板轧机生产，所述轧制过程包括加热、粗轧、精轧、ACC、堆垛步骤；钢坯加热温度1130-1200℃，均热时间≥0.2min/mm；粗轧步骤顺轧压下率至少两道≥18%，粗轧终轧温度≥1020℃；精轧步骤中间坯待温厚度≥1.5倍成品厚度，精轧累计压下率≥70%，精轧开轧温度800-860℃，在末道次变形后空冷15-40s，以不小于15℃/s的速度冷却，终冷温度控制680~750℃范围，返红温度680-720℃，快冷结束并矫直后空冷至350℃以下堆垛至室温。
优选的：粗轧顺轧压下率至少两道≥22%，粗轧终轧温度≥1050℃。
本方法中，轧态钢板屈服强度≥360 MPa，抗拉强度≥510 MPa，延伸率A≥18%，0℃AKV2≥120J ，-20℃ AKV2≥47J，在-20℃以上的气温下施行剪切、冷卷、冷压成型不发生开裂，其效果与传统搪玻璃钢的正火钢板相同。钢板充分正火后的屈服强度245-295MPa，抗拉强度370-430MPa，延伸率不低于26%。-20℃ AKV2≥120J，-40℃ AKV2≥47J，具有优异的低温韧性，适合于作业温度不低于-40℃的搪玻璃化工装备制造。
具体的，本发明钢的成分范围为 C：0.04-0.06%，Si≤0.06%，Mn：1.0-1.3%，Ti：0.10-0.22%，Nb：0.015-0.03%，Cu：0.2-0.3%，Ni：0.08-0.15%，P≤0.02%，S≤0.003%，Als：0.012-0.04%，N≤70ppm，Ti/C：2.6-4.5，其余为Fe和不可避免的杂质。
本发明的优选成分为C：0.04-0.06%，Si≤0.045%，Mn：1.0-1.3%，Ti：0.14-0.22%，Nb：0.015-0.03%，Cu：0.2-0.3%，Ni：0.08-0.15%，Cu/Ni≤2.8，P≤0.015%，S≤0.002%，Als：0.012-0.04%，N≤50ppm，Ti/C：2.8-4.5，其余为Fe和不可避免的杂质。
本发明所采用配比的作用原理如下：
C：碳是钢中重要的固溶强化元素，并可形成具有捕氢作用的TiC粒子，碳含量高于0.06%时，需要添加更多的Ti，否则TiC粒子捕氢能力不足，且搪玻璃层也容易发生碳气泡，致使其耐蚀性能下降，而低于0.04%时，本发明钢搪烧后强度不足，因此本发明设定C：0.04-0.06%，以同时兼顾搪玻璃性能的优异性和强度的稳定性。
Si：硅在钢中起固溶强化作用，且有一定的脱氧效果，但是硅降低搪玻璃密着性，为实现釉与钢在搪烧过程中实现更可靠的互渗密着，以保障在服役过程中釉层与钢界面的耐循环应力破损能力，因此在本发明中限制硅的添加，控制Si≤0.06%，优选Si≤0.045%。
Mn：锰是钢材中起到明显固溶强化的元素之一，且具有细化组织的作用，是保障强度的重要元素，本发明设定Mn：1.0-1.3%。低于此范围，对本发明钢种的强化作用不足，高于此范围，连铸时易出现偏析，使钢板断面性能均匀性变差。
Nb:铌是强碳氮化物形成元素，具有细化组织、析出强化的作用，有利于抑制搪烧过程中的奥氏体粗化，添加量达到0.015%，其抑制奥氏体晶粒粗化的作用已经足够，超过0.03%不但增加成本且增加热加工后的组织各向异性，本发明设定Nb：0.015-0.03%。
Cu、Ni：由于本发明基于提高搪玻璃性能而采用低碳控硅设计，为保证钢板的均质性又限制了钢中的主要强化元素Mn等的含量，因此采用Ni、Cu复合添加的形式以保障钢板强度，同时Ni、Cu的添加也保障了钢板搪烧后具有优异的低温韧性，并有利于搪玻璃密着性，本发明中Cu：0.2-0.3%，Ni：0.08-0.15%，可使轧态钢板韧脆转变温度低于-20℃，钢材搪烧后厚度1/2处的韧脆转变温度低于-40℃，即保障了轧态钢板的可加工性，又保障了经搪烧处理后的设备在低温条件下服役的安全性，其中Cu/Ni≤2.8可充分避免由铜所导致的铸坯表面微裂纹问题。
P：磷是钢中有害元素，对低温韧性、成型性等均有不利影响，因此本发明控制P≤0.02%，优选P≤0.015%。
S：部分公开发明中采用Ti4C2S2析出物作为氢陷阱的设计，但在冶金生产上一是容易对其他洁净钢产生污染，另外也较难在一定范围内进行精确控制，而且硫本身是钢中的有害元素，严重影响钢的均质性和钢材韧性，因此，在本发明中控制S≤0.003%，优选S≤0.002%。
H：是钢中有害元素，冶炼期间进入钢中，对于此钢来说极其难以排出，从而影响搪烧过程的抗鳞爆效果，因此需要严格控制其含量≤1.5PPm，优选≤1.0PPm。
Als：Al是强脱氧剂，在本发明钢中，由于对Si含量进行了限制，为了保证钢水脱氧效果，提高Ti含量控制的稳定性，需要控制Als≥0.012%，但超过0.040%已经没有必要，所以选择上限为0.040%。
N：钢中的氮易于与铝、钛等形成氮化物，对细化奥氏体晶粒，提高韧性有一定效果，但其析出温度较高（液态即已经析出），形成的析出相较大，含量过高形成的TiN过多，会减少后期有益析出相的总表面积，钢的均质性也会变差，对加工性能也趋于不利，在连铸过程中钢的热塑性也变差，铸坯易于出现角部裂纹，影响钢板表面质量。但过分控氮也增加了冶炼的难度，因此在本发明中确定N≤70ppm，优选N≤50ppm。
Ti、Ti/C：钛是强碳、氮化物形成元素，其中与C形成TiC析出温度相对较低，分布弥散，作为良好的氢陷阱，可提高搪玻璃钢的抗鳞爆性能，本发明综合考虑C、N、Ti综合析出效果，控制Ti：0.10-0.22%，Ti/C：2.6-4.5，优选Ti：0.14-0.22%，Ti/C：2.8-4.5，是因为Ti含量过低和Ti/C过低无法保证发明钢板更可靠的搪玻璃性能，而Ti超过0.22%,不但连铸的可浇性恶化，铸坯断面的均质性也会恶化，铸坯的脆性也随之增加，且成本增加。Ti/C超过4.5，在正火过程中间隙原子与Ti形成TiC等以后，间隙固溶强化的作用会消失，不能保障搪烧后钢板的强度。
本发明的钢板的制造流程为：铁水预处理→转炉冶炼→LF处理→RH真空处理→连铸→宽厚板轧制。
在连铸之前的冶炼环节，采取铁水预处理、LF精炼、RH真空处理及氩气软吹等措施是为了获得气体、有害元素低的洁净钢水，以使气体和非金属夹杂物对材料的强韧性影响充分降低。
连铸工序则是本发明钢板在冶炼工序的控制核心。通过控制连铸结晶器保护渣组份，避免了连铸高钛钢常见的铸坯表面缺陷。常规保护渣通常由CaO和SiO2组分构成，同时加入Al2O3、MgO、Na2O等元素，配合一定量的碳，达到防止钢液氧化、保温隔热、吸附夹杂、润滑等作用。而在高钛钢冶炼中，由于钢液中含有较多的氧化性元素钛，容易与保护渣中的SiO2、MnO等发生置换反应，造成保护渣性能恶化，影响铸坯和结晶器之间的润滑和传热，导致铸坯表面缺陷的产生。
本发明充分考虑以上问题，在保护渣选型中控制易与钛发生反应的SiO2、MnO等含量，提高保护渣碱度，并有意添加Al2O3、Ti02等以进一步抑制置换反应的进行，重点成分控制碳≤10%、30%≤CaO≤36%、12%≤Al2O3≤18%、2%≤Ti02≤5%、Si02≤6%、碱度≥8、(MnO+Na02)≤5%，其余为BaO和F。防止Ti的置换反应恶化保护渣，导致连铸坯缺陷；同时，在水口选型上采用高Mg质水口，防止水口结瘤，保证连铸浇注顺行。
本发明钢板的轧制工艺控制除要获得理想的三维尺寸外，更核心的目的是控制钢板获得优异的加工性能及搪玻璃性能。主要工艺特征包括130~450mm厚度的铸坯，钢坯加热温度1130-1200℃，均热时间≥0.2min/mm；轧制分两阶段，第一阶段轧制开始温度应≥1020℃，第二阶段中间坯厚度应≥1.5倍成品厚度，第二阶段开始温度800~860℃，轧后空冷或水冷，其中水冷终止后返红温度680~730℃，第一阶段顺轧压下率至少两道≥18%，精轧累计压下率≥70%。
钢坯加热温度1130-1200℃，均热时间≥0.2min/mm。低于此温度范围或均热时间不足，连铸期间形成的大颗粒钛、铌的碳、氮化物回溶到奥氏体中的比例不足，影响后续析出及抗鳞爆性能；而温度过高，则回溶到奥氏体中的碳氮化物过量，不但使晶粒容易长大，也易使后续热加工过程中的析出相过于弥散细小，影响钢板的韧性指标，增加用户冷加工时开裂的风险。
粗轧顺轧至少两道压下率≥18%，粗轧终轧温度≥1020℃。由于本法明钢中促进再结晶元素C、Si偏低，而微合金元素Ti、Nb含量高，导致钢的再结晶行为较常规钢种难于进行。为了避免轧制混晶，保证粗轧后获得细化的再结晶奥氏体组织，进而提升钢板低温韧性和冷加工性能，必须严格控制粗轧道次压下率和终轧温度，因此，优选压下率≥22%，终轧温度≥1050℃。这是本发明轧制过程控制的重要特征之一。
精轧累计压下率≥70%，精轧开轧温度800-860℃。采用两阶段控轧，控制精轧阶段完全在未再结晶区轧制，益于获得晶粒尺寸更加均匀细小的相变后组织。控制变形温度低于860℃，除考虑累积变形效果外，也避免了低Si钢高温轧制产生氧化铁皮暴起压入导致的钢板表面问题，减少钢板搪烧前的表面修磨处理量；温度低于800℃，一是增加轧制负荷，二是钢板组织各向异性增加。因此控制精轧开轧温度800-860℃。
以上工艺生产的钢板，不经水冷也可以获得良好的强韧性和搪玻璃性能，但是考虑到钢板较厚时，在冷床上空冷时间过长，一是表面易于生成过厚的氧化物锈层，影响外观，二是由于长时间处于不能用电磁盘吊起的高温区，不能用电磁盘快速吊起下线，阻断轧钢产线生产连续性，影响生产效率，所以允许进行轧后冷却，但直接用于冷加工成型的钢板，水冷终了后的返红温度需要控制在680℃以上。这是因为水冷低于680℃后，钢的屈服强度增加过大，其韧性和延伸率下降，冷加工性能变差。
本发明钢轧态钢板屈服强度≥360MPa，抗拉强度≥510MPa，延伸率A≥18%，0℃的AKv2 ≥120J ，-20℃ AKv2≥47J，在-20℃以上的气温下施行剪切、冷卷、冷压成型不发生开裂，低温冷加工能力到达与传统正火搪玻璃钢相同水平。
钢板充分搪烧后屈服强度245-295MPa，抗张强度370MPa-430MPa，延伸率不低于26%。-20℃ AKV2≥120J，-40℃ AKV2≥47J，具有优异的低温韧性，适合于作业温度不低于-40℃的大型搪玻璃化工装备制造。钢板搪烧过程的抗蠕变性能好，钢板与玻璃釉可充分密着，鳞爆发生率为零，300℃~室温、室温至-40℃骤升骤降温度试验，釉层无缺陷产生。
实施例：
根据本发明所述的方案，采用120吨转炉冶炼，250*2000mm断面铸机浇铸，结晶器保护渣主要成分 C:8.2%、CaO：34.2%、Al2O3：15.8%、Ti02：3.2%、Si02：3.35%、碱度：10.2、(MnO+Na02)：4.2，其余为BaO和F。水口采用高Mg质水口。连铸过程稳定，连续生产5炉以上，铸坯表面质量优良，火焰清理检查未见明显的裂纹、夹渣等缺陷。下表1为实际冶炼钢的化学成分：
表1 发明钢冶炼实际成分，wt%
熔炼号 C Si Mn P S Als Ni Cu Nb Ti Ti/C N(ppm)
实施例1 0.057 0.030 1.22 0.012 0.002 0.021 0.14 0.27 0.018 0.162 2.84 48
实施例2 0.050 0.042 1.20 0.014 0.001 0.03 0.09 0.24 0.02 0.174 3.35 36
实施例3 0.050 0.028 1.15 0.015 0.002 0.023 0.12 0.28 0.022 0.158 3.16 45
实施例4 0.052 0.028 1.25 0.011 0.001 0.023 0.12 0.238 0.02 0.168 3.36 32
实施例5 0.048 0.040 1.18 0.008 0.002 0.035 0.10 0.22 0.025 0.172 3.19 30
实施例6 0.047 0.020 1.19 0.009 0.002 0.044 0.13 0.26 0.021 0.21 4.47 33
实施例7 0.042 0.030 1.27 0.010 0.001 0.042 0.15 0.23 0.022 0.185 4.40 21
根据本发明所述的方案，采用宽厚板轧机进行轧制，轧制规格10-40mm，具体工艺及钢板实际性能见表2-3：
表2发明钢实际轧制工艺
序号 规格/mm 加热温度/℃ 粗轧终轧温度/℃ 粗轧压下率≥18%道次数 粗轧最大道次压下率/% 精轧开轧温度/℃ 精轧空冷时间/s ACC冷速/k/s ACC实际终冷温度/℃
实施例1 10 1180 1035 4 31.2 858 18
实施例2 15 1180 1052 3 28.1 842 22
实施例3 20 1160 1065 3 27.6 835 25
实施例4 30 1160 1069 3 26.5 826 30
实施例5 30 1160 1055 3 26.8 818 30 12 725
实施例6 32 1160 1058 3 25.2 828 32
实施例7 40 1160 1071 2 22.6 812 40
实施例8 40 1160 1062 2 22.8 805 35 10 708
表3 发明钢热轧性能
序号 规格/mm 屈服强度/Mpa 抗拉强度/Mpa 伸长率/% 0℃冲击功均值/J -20℃冲击功均值/J
实施例1 10 485 560 27.2 115 82
实施例2 15 475 575 24.8 198 162
实施例3 20 490 555 28 167 147
实施例4 30 500 550 27.5 182 135
实施例5 30 524 562 23.1 142 105
实施例6 32 445 575 26.2 154 112
实施例7 40 450 555 27.5 168 125
实施例8 40 462 578 21.5 125 98
以上钢板在我国北方冬季接近-20℃气温下，室外施行剪切、冷卷、冷压成型不发生开裂，其冷加工性能达到了传统正火搪玻璃钢相同水平。
钢板采用湿法双面搪玻璃处理，搪后钢板静止48小时后观察均无鳞爆现象；采用弯曲试验装置将钢板压弯，观察玻璃釉无脱落；对搪后钢板进行300℃~室温、室温至-40℃骤升骤降温度试验，观察釉层无缺陷产生，表明玻璃釉密着性能良好。其中20mm钢板加工成φ400×20mm圆筒形样件，在920℃下保温2小时正火，圆筒变形程度相比传统搪玻璃钢减轻50%，表面发明钢搪烧过程的抗蠕变性能良好，钢板搪烧后的组织如图1所示，典型的铁素体+少量珠光体组织，组织均匀性良好。钢板搪玻璃性能见表4；
表4 搪玻璃后钢板性能
序号 规格/mm 屈服强度/Mpa 抗拉强度/Mpa 伸长率/% -20℃冲击功均值/J -40℃冲击功均值/J
实施例1 10 295 428 27.2 175 128
实施例2 15 288 411 29.3 268 226
实施例3 20 289 415 28.2 245 203
实施例4 30 278 408 27.5 262 212
实施例5 30 285 402 27.8 258 198
实施例6 32 264 398 26.2 237 167
实施例7 40 287 402 27.5 210 145
实施例8 40 298 408 26.5 189 134
综上，本发明的优点如下：
（1）本发明在低C成分基础上，采用一定量Ti，以Ti作为主要微合金化元素，同时添加适量的Cu、Ni元素，力学性能及工艺性能基础良好，轧态性能满足屈服强度360MPa级，搪烧后性能满足345MPa级，抗蠕变性能良好，鳞爆发生率低。
（2）本发明采用简单的成分设计，合理的生产工艺，合金成本低，生产工序简单，适合批量工业生产，具有较好的应用前景。

Claims (7)

1.一种高韧性厚规格搪玻璃性好的高Ti低合金钢,其特征在于：包括如下质量百分比的各组分： C：0.040-0.060%，Si≤0.06%，Mn：1.0-1.3%，Ti：0.10-0.22%，Nb：0.015-0.03%，Cu：0.2-0.3%，Ni：0.08-0.15%，P≤0.02%，S≤0.003%，Als：0.012-0.04%，N≤70ppm，Ti/C：2.6-4.5，Cu/Ni≤2.8，H≤1.5ppm ，其余为Fe和不可避免的杂质；上述成分的钢，所用连铸坯厚度130-450mm；所轧钢板厚度10-40mm。
2.根据权利要求1所述的低合金钢，其特征在于：所述Si≤0.045%；Ti：0.14-0.22%；Ti/C：2.8-4.5。
3.一种如权利要求1或2所述的低合金钢的制造方法，包括转炉冶炼、炉外精炼、连铸和轧制过程，其特征在于：在连铸过程中，结晶器保护渣包括如下质量份数的各组分：碳≤10%、30%≤CaO≤36%、12%≤Al2O3≤18%、2%≤TiO2≤5%、SiO2≤6%、 (MnO+Na2O)≤5%，其余为BaO和F，且碱度≥8。
4.根据权利要求3所述的方法，其特征在于：在轧制过程中，采用宽厚板轧机生产，所述轧制过程包括加热、粗轧、精轧、ACC、堆垛步骤；钢坯加热温度1130-1200℃，均热时间≥0.2min/mm；粗轧步骤顺轧压下率至少两道≥18%，粗轧终轧温度≥1020℃；精轧步骤中间坯待温厚度≥1.5倍成品厚度，精轧累计压下率≥70%，精轧开轧温度800-860℃，在末道次变形后空冷15-40s，以不小于15℃/s的速度冷却，终冷温度控制680~750℃范围，返红温度680-720℃，快冷结束并矫直后空冷至350℃以下堆垛至室温。
5.根据权利要求3所述的方法，其特征在于：粗轧顺轧压下率至少两道≥22%，粗轧终轧温度≥1050℃。
6.根据权利要求3所述的方法，其特征在于：轧态钢板屈服强度≥360 MPa，抗拉强度≥510 MPa，延伸率A≥18%，0℃ AKV2≥120J ，-20℃ AKV2≥47J，在-20℃以上的气温下施行剪切、冷卷、冷压成型不发生开裂，其效果与传统搪玻璃钢的正火钢板相同。
7.根据权利要求3所述的方法，其特征在于：钢板充分正火后的屈服强度245-295MPa，抗拉强度370-430MPa，延伸率不低于26%，-20℃ AKV2≥120J，-40℃ AKV2≥47J，具有优异的低温韧性，适合于作业温度不低于-40℃的搪玻璃化工装备制造。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60100622A (ja) * 1983-11-02 1985-06-04 Kawasaki Steel Corp ほうろう用熱延鋼板の製造方法
KR20050068251A (ko) * 2003-12-29 2005-07-05 주식회사 포스코 법랑용 강판 및 그 제조 방법
CN100547104C (zh) * 2006-09-05 2009-10-07 宝山钢铁股份有限公司 一种热轧高强度搪瓷钢板及其制造方法
CN102430261B (zh) * 2011-09-13 2014-01-15 浙江华亿工程设计有限公司 连续冷却结晶器
CN102899560B (zh) * 2012-10-23 2016-03-02 鞍钢股份有限公司 一种搪玻璃用钢板及其制造方法
CN106282811A (zh) * 2015-05-28 2017-01-04 鞍钢股份有限公司 一种高强度搪玻璃用热轧钢板及其制造方法
CN106480368A (zh) * 2015-08-31 2017-03-08 鞍钢股份有限公司 一种搪后高强度双面搪瓷用热轧钢板及其制造方法
CN107794460B (zh) * 2016-08-30 2019-07-23 宝山钢铁股份有限公司 一种具有优良双面涂搪性能的搪玻璃用高强度钢板及其制造方法
CN108796391B (zh) * 2017-04-26 2020-12-22 宝山钢铁股份有限公司 一种具有优良塑韧性和抗鳞爆性的搪玻璃用钢及其制造方法
CN109967705B (zh) * 2019-04-10 2021-08-24 华北理工大学 含钛高强焊丝钢连铸专用结晶器保护渣及其制造方法

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