CN112322995B - 低屈强比高韧性tmcp型桥梁钢板及其生产方法 - Google Patents
低屈强比高韧性tmcp型桥梁钢板及其生产方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN112322995B CN112322995B CN202011254642.6A CN202011254642A CN112322995B CN 112322995 B CN112322995 B CN 112322995B CN 202011254642 A CN202011254642 A CN 202011254642A CN 112322995 B CN112322995 B CN 112322995B
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- steel plate
- temperature
- rolling
- bridge steel
- cooling
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 162
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 161
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 56
- 238000012545 processing Methods 0.000 title description 2
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 140
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 120
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 60
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 claims abstract description 59
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 57
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims abstract description 52
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 35
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims abstract description 35
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 18
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 15
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 11
- RMLPZKRPSQVRAB-UHFFFAOYSA-N tris(3-methylphenyl) phosphate Chemical compound CC1=CC=CC(OP(=O)(OC=2C=C(C)C=CC=2)OC=2C=C(C)C=CC=2)=C1 RMLPZKRPSQVRAB-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract 9
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 47
- 238000002791 soaking Methods 0.000 claims description 31
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 30
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 26
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 24
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 21
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 21
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 claims description 8
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 6
- 238000003466 welding Methods 0.000 abstract description 8
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 13
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 13
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 13
- 238000013461 design Methods 0.000 description 9
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 9
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 8
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 7
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 6
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 6
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 6
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 6
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 5
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 5
- 230000033764 rhythmic process Effects 0.000 description 5
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 5
- 238000001514 detection method Methods 0.000 description 4
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 4
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 4
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 4
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 description 3
- 230000008859 change Effects 0.000 description 3
- 238000011161 development Methods 0.000 description 3
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 3
- 238000004321 preservation Methods 0.000 description 3
- 238000004886 process control Methods 0.000 description 3
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 3
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 3
- 238000005070 sampling Methods 0.000 description 3
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 2
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 2
- 229910000746 Structural steel Inorganic materials 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 238000000113 differential scanning calorimetry Methods 0.000 description 1
- 229910052909 inorganic silicate Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000510 noble metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B37/00—Control devices or methods specially adapted for metal-rolling mills or the work produced thereby
- B21B37/74—Temperature control, e.g. by cooling or heating the rolls or the product
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
本发明揭示了一种低屈强比高韧性TMCP型桥梁钢板及其生产方法。化学成分：C:0.07～0.12％，Si:0.11～0.18％，Mn:1.42～1.52％，P:0.008～0.015％，S:0.002～0.010％，Cr:0.08～0.16％，Nb:0.012～0.018％，Ti:0.008～0.016％，Alt:0.020～0.050％，N:0.002～0.005％，余铁和杂质，碳当量0.350％～0.369％。生产方法中，将连铸坯经过加热、包含再结晶区轧制+待温+非再结晶区轧制的控制轧制、包含铁素体区冷却+待温+贝氏体区冷却的控制冷却，制成桥梁钢板。所得桥梁钢板屈强比低、韧性高、焊接性能优。
Description
技术领域
本发明属于材料制备技术领域，涉及一种低屈强比高韧性TMCP型桥梁钢板的生产方法，以及一种采用该生产方法制备而成的低屈强比高韧性TMCP型桥梁钢板。
背景技术
随着我国高速公路、高速铁路的迅速发展，推动了钢桥制造业飞速发展。钢桥梁在满足功能性的同时，向多功能、多车道、重载、大跨度等方向发展。桥梁用结构钢主要应用于架造铁路、公路、跨海、跨江桥梁建设等重点工程。因其使用环境的特殊性，对综合性能具有严格的要求，如低屈强比、良好焊接性、高韧性等。
为了提升综合性能，桥梁钢板的现有制造中，一类技术是采用Ni、Mo、V等贵金属的化学成分体系，这种桥梁钢板的合金含量较高，导致生产成本高；再一类技术是采用传统的TMCP工艺，往往由于合金元素与具体工艺不能充分匹配、或者工艺具体方案差等原因，导致桥梁钢板的综合性能不佳，屈强比高、延伸率低、生产节奏慢；另一类技术是在TMCP工艺基础上后续增加离线热处理工艺(如回火、正火、淬火+回火等)，由于增加的离线热处理工艺，导致不仅生产成本较高，而且生产周期较长。
因此，现有的桥梁钢板的制造技术中，存在合金含量高、屈强比高、采用离线热处理等问题，这些问题导致现有桥梁钢板的生产成本高、生产流程长、生产节奏慢、周期长等，限制了桥梁行业的发展。
发明内容
本发明的目的在于提供一种低屈强比高韧性TMCP型桥梁钢板的生产方法，以及一种采用该生产方法制备而成的低屈强比高韧性TMCP型桥梁钢板，在优化化学成分设计方案的同时，采用一种全新的TMCP工艺控制方案，降低了贵重合金元素的添加，无需额外的离线热处理，得到屈强比低、韧性高、焊接性能优异的桥梁钢板，解决了生产成本高、生产流程长、生产节奏慢、周期长等问题。
为实现上述发明目的，本发明一实施方式提供了一种低屈强比高韧性TMCP型桥梁钢板的生产方法，其将连铸坯依次经过加热工序、两阶段控制轧制工序、两阶段控制冷却工序制成桥梁钢板，所述连铸坯的化学成分以质量百分比计包括：C:0.07～0.12％，Si:0.11～0.18％，Mn:1.42～1.52％，P:0.008～0.015％，S:0.002～0.010％，Cr:0.08～0.16％，Nb:0.012～0.018％，Ti:0.008～0.016％，Alt:0.020～0.050％，N:0.002～0.005％，其余为铁和不可避免的杂质，碳当量CEV:0.350％～0.369％，其中CEV＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15；
(1)加热工序中
将连铸坯加热至均热温度max(TNbC,TNbN)～max(TNbC,TNbN)+30℃，而后保温25～45min，其中TNbC、TNbN分别表示NbC、NbN的溶解温度，max(TNbC,TNbN)表示为TNbC和TNbN二者中较大的一个；
(2)两阶段控制轧制工序中
将连铸坯依次采用再结晶区轧制、待温、非再结晶区轧制，制成桥梁钢板；在再结晶区轧制阶段，开轧温度为1000℃～1100℃，终轧温度为Tnr+30℃～980℃，Tnr表示奥氏体再结晶温度；在待温阶段，将中间坯采用水冷冷却至Tnr以下；在非再结晶区轧制阶段，开轧温度为840℃～Tnr-30℃，终轧温度为Ar3+20℃～820℃，Ar3表示奥氏体向铁素体转变的温度；
(3)两阶段控制冷却工序中
利用超快冷系统，对桥梁钢板采用铁素体区冷却、待温、贝氏体区冷却的顺序进行冷却；在铁素体区冷却阶段，开启超快冷系统的1～4组集管并控制水压为0.2Mpa，使桥梁钢板以冷却速度10～20℃/1冷却至Ff+20℃～Ff+50℃，Ff表示铁素体相变的结束温度；在待温阶段，关闭超快冷系统的5～20组集管，使桥梁钢板进行自然冷却；在贝氏体区冷却阶段，开启超快冷系统的21～24组集管并控制水压为0.2Mpa，使桥梁钢板以冷却速度8～20℃/1冷却至Bf-50℃～Bf-20℃，Bf表示贝氏体相变的结束温度。
优选地，在加热工序中，将连铸坯加热至均热温度的加热时间为1.0min/mm×H(mm)～1.1min/mm×H(mm)，H(mm)表示连铸坯的厚度且单位为mm。
优选地，采用公式lg{[Nb][C]}γ＝-5600/TNbC+1.74+(1380/TNbC-0.027)×[C]计算得到TNbC。
优选地，采用公式lg{[Nb][N]}γ＝2.8-8500/TNbN计算得到TNbN。
优选地，Tnr采用如下公式计算得到，
优选地，在再结晶区轧制阶段，最后2道次轧制压下量≥32mm；在非再结晶区轧制阶段，最初2道次轧制压下量≥25mm，最后1道次轧制压下量≤8mm。
优选地，两阶段控制冷却工序中，辊道速度为0.6～1.8m/1。
为实现上述发明目的，本发明一实施方式还提供了一种采用所述生产方法制备而成的低屈强比高韧性TMCP型桥梁钢板。
作为一实施方式的进一步改进，所述桥梁钢板的组织为铁素体+贝氏体，铁素体平均晶粒尺寸为4～7μm，铁素体组织比例为40～70％，贝氏体组织比例为30～60％。
作为一实施方式的进一步改进，所述桥梁钢板的屈服强度≥430MPa，抗拉强度≥660MPa，延伸率≥30％，屈强比≤0.73，-40℃冲击功KV2≥300J，-60℃冲击功KV2≥270J。
为实现上述发明目的，本发明再一实施方式提供了一种低屈强比高韧性TMCP型桥梁钢板的生产方法，其将连铸坯依次经过加热工序、两阶段控制轧制工序、两阶段控制冷却工序制成桥梁钢板，所述连铸坯的化学成分以质量百分比计包括：C:0.07～0.12％，Si:0.11～0.18％，Mn:1.42～1.52％，P:0.008～0.015％，S:0.002～0.010％，Cr:0.08～0.16％，Nb:0.012～0.018％，Ti:0.008～0.016％，Alt:0.020～0.050％，N:0.002～0.005％，其余为铁和不可避免的杂质，碳当量
CEV:0.350％～0.369％，其中CEV＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15；
(1)加热工序中
采用公式lg{[Nb][C]}γ＝-5600/TNbC+1.74+(1380/TNbC-0.027)×[C]计算得到TNbC，采用公式lg{[Nb][N]}γ＝2.8-8500/TNbN计算得到TNbN，将连铸坯加热至均热温度max(TNbC,TNbN)～max(TNbC,TNbN)+30℃，而后保温25～45min，其中max(TNbC,TNbN)表示为TNbC和TNbN二者中较大的一个；
(2)两阶段控制轧制工序中
将连铸坯先以开轧温度为1000℃～1100℃、终轧温度为Tnr+30℃～980℃轧制成中间坯，而后中间坯采用水冷冷却至Tnr以下，接下来将中间坯再以开轧温度为840℃～Tnr-30℃、终轧温度为Ar3+20℃～820℃轧制成桥梁钢板；其中，
(3)两阶段控制冷却工序中
将轧制得到的桥梁钢板输送至超快冷系统，超快冷系统的1～4组集管开启并控制水压为0.2Mpa，使桥梁钢板以冷却速度10～20℃/1冷却至Ff+20℃～Ff+50℃；接下来超快冷系统的5～20组集管关闭，使桥梁钢板进行自然冷却；而后超快冷系统的21～24组集管开启并控制水压为0.2Mpa，使桥梁钢板以冷却速度8～20℃/1冷却至Bf-50℃～Bf-20℃，其中，Ff表示铁素体相变的结束温度，Bf表示贝氏体相变的结束温度。
优选地，在将连铸坯轧制成中间坯的过程中，最后2道次轧制压下量≥32mm；在将中间坯轧制成桥梁钢板的过程中，最初2道次轧制压下量≥25mm，最后1道次轧制压下量≤8mm；
超快冷系统的辊道速度为0.6～1.8m/1。
优选地，在加热工序中，将连铸坯加热至均热温度的加热时间为1.0min/mm×H(mm)～1.1min/mm×H(mm)，H(mm)表示连铸坯的厚度且单位为mm。
为实现上述发明目的，本发明再一实施方式还提供了一种采用所述生产方法制备而成的低屈强比高韧性TMCP型桥梁钢板。
作为再一实施方式的进一步改进，所述桥梁钢板的组织为铁素体+贝氏体，铁素体平均晶粒尺寸为4～7μm，铁素体组织比例为40～70％，贝氏体组织比例为30～60％。
作为再一实施方式的进一步改进，所述桥梁钢板的屈服强度≥430MPa，抗拉强度≥660MPa，延伸率≥30％，屈强比≤0.73，-40℃冲击功KV2≥300J，-60℃冲击功KV2≥270J。
与现有技术相比，本发明的有益效果包括：
(1)本发明的桥梁钢板的化学成分方面，不含Ni、Mo等昂贵合金，Cr不超过0.16％，Nb含量不超过0.018％，生产成本低；且P、S等有害元素含量范围较宽，无需超低含量控制，易于炼钢生产；在此情形下，不仅没有因为取消昂贵金属和放宽有害元素范围而导致钢板性能下降，而是通过化学成分的元素种类以及元素含量的综合设计，结合生产方法的整体配合，实现了桥梁钢板的性能提高，得到屈强比低、韧性高、焊接性能优异的桥梁钢板；
(2)本发明的桥梁钢板采用TMCP技术进行生产，相对于现有技术，取消了回火、正火/正火快冷或淬火+回火等离线热处理工序，解决了由于离线热处理工序造成的生产工序长、成本高、交货慢等问题，具有工艺流程短、生产成本低、交货快等优点；
(3)本发明的桥梁钢板的生产方法中，加热工序，通过基于NbC、NbN的溶解温度来控制均热温度的范围，并且通过对均热温度的保温时间控制，使得连铸坯中的Nb的碳/氮化物完全溶解，以利于后续再结晶区轧制过程中的析出；再结晶区轧制阶段的终轧温度控制在比奥氏体再结晶温度Tnr高30℃以上，可以使得连铸坯在再结晶区进行轧制，避免混晶，同时配合轧制过程中Nb的碳/氮化物的析出来阻止再结晶晶粒的长大，细化再结晶晶粒；并且，在待温阶段缓慢冷却至Tnr以下，使非再结晶区轧制阶段的开轧温度比Tnr低至少30℃，终轧温度比Ar3高20℃以上，从而在轧制中将等轴晶粒变形压扁，形成较多的变形带并积聚较多的能量，以利于后续冷却相变做准备；控制冷却工序中，通过对冷却速度、冷却温度的控制，使得桥梁钢板最终形成细小铁素体和贝氏体的组织，而且铁素体组织的比例可根据待温阶段予以精确控制，铁素体平均晶粒尺寸为4～7μm，铁素体组织比例为40～70％，贝氏体组织比例为30～60％，细小的铁素体可保证一定的屈服强度和低温韧性，贝氏体可保证高的抗拉强度，进而使桥梁钢板具有低屈强比和高韧性，屈服强度≥430MPa，抗拉强度≥660MPa，延伸率≥30％，屈强比≤0.73，-40℃冲击功KV2≥300J，-60℃冲击功KV2≥270J。
附图说明
图1是实施例1中桥梁钢板的金相组织图；
图2是实施例2中桥梁钢板的金相组织图；
图3是实施例3中桥梁钢板的金相组织图；
图4是实施例4中桥梁钢板的金相组织图；
图5是实施例5中桥梁钢板的金相组织图；
图6是实施例6中桥梁钢板的金相组织图。
具体实施方式
下面结合具体的实施方式来对本发明的技术方案做进一步的介绍，但要求保护的范围不仅局限于所作的描述。
本发明一实施方式提供了一种TMCP型桥梁钢板的生产方法以及采用该生产方法制备而成的TMCP型桥梁钢板。所谓TMCP型桥梁钢板，也即采用TMCP技术制备而成的、且适用于桥梁工程的钢板。
该生产方法中，按预定的化学成分设计方案进行钢水冶炼，所得钢水浇注成连铸坯，再将连铸坯依次经过加热工序、两阶段控制轧制工序、两阶段控制冷却工序制成桥梁钢板。如此，在优化化学成分设计方案的同时，采用一种全新的TMCP工艺控制方案，降低了贵重合金元素的添加，无需额外的离线热处理，所得桥梁钢板的屈强比低、韧性高、焊接性能优异，可以适用于铁路、公路、跨海、跨江等各类桥梁建设。
具体而言，所得桥梁钢板的组织为铁素体+贝氏体，铁素体平均晶粒尺寸为4～7μm，铁素体组织比例为40～70％，贝氏体组织比例为30～60％，屈服强度≥430MPa，抗拉强度≥660MPa，延伸率≥30％，屈强比≤0.73，-40℃冲击功KV2≥300J，-60℃冲击功KV2≥270J。
具体地，化学成分设计方案如下，也即，钢水冶炼而后浇注成的连铸坯的化学成分如下，也即，最终所得桥梁钢板的化学成分如下：
以质量百分比计包括：C:0.07～0.12％，Si:0.11～0.18％，Mn:1.42～1.52％，P:0.008～0.015％，S:0.002～0.010％，Cr:0.08～0.16％，Nb:0.012～0.018％，Ti:0.008～0.016％，Alt:0.020～0.050％，N:0.002～0.005％，其余为铁和不可避免的杂质，碳当量CEV:0.350％～0.369％，其中CEV＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15。
本发明一实施方式中各化学成分的作用及控制具有以下特征：
C：C是钢中最经济的强化元素，起固溶强化效果，同时，C与Nb、Ti等结合起析出强化作用，但过高的C会导致低温韧性和焊接性能变差，本发明中C含量范围控制为0.07～0.12％；
Si：Si在钢中可起固溶强化效果，但过多的Si易在板坯表面产生Fe2SiO4，不利于钢板表面质量的控制，本发明中Si含量范围控制为0.11～0.18％；
Mn：Mn在钢中起固溶强化作用，是除C之外最经济的强化元素，但易形成偏析，降低钢板低温韧性，本发明中Mn含量范围控制为1.42～1.52％；
P：P是钢中的杂质元素，过高的P易产生中心偏析，降低钢板低温韧性，过低的P会增加炼钢成本性，本发明中P含量范围控制为0.008～0.015％；
S：S是钢中的杂质元素，易形成MnS夹杂，降低钢的低温韧性，过低的S会增加炼钢成本，本发明中S含量范围控制为0.002～0.010％；
Nb：Nb是钢中重要的细化晶粒元素，在轧制过程中形成NbC、NbN析出物，细化再结晶晶粒；添加过高的Nb，首先，会导致合金成本增加；其次，在正常加热过程中，Nb不能完全固溶；再次，Nb的析出强化对屈强比不利；本发明中Nb含量范围控制为0.012～0.018％；
Ti：Ti是钢中的固氮元素，添加过量时，容易在铸坯心部形成TiC、TiN析出物，影响钢板低温韧性，本发明中Ti含量范围控制为0.008～0.016％；
Cr：Cr在钢中起固溶强化作用，同时，可推迟珠光体转变，降低贝氏体的转变温度，Cr含量过高时，对低温韧性不利，本发明中Cr含量范围控制为0.08～0.16％；
Al：Al是钢中的脱氧元素，过多的Al易使钢中的Al2O3夹杂物增加，影响钢的低温韧性，本发明中Al含量范围控制为0.020～0.050％；
N：N是钢中的杂质元素，降低钢板的塑韧性，过低的N将增加炼钢成本，本发明中N含量范围控制为0.002～0.005％。
另外，通过将碳当量CEV控制为0.350％～0.369％，可以显著提升所得桥梁钢板的焊接性能。
在工艺流程方面，如前所述，所述生产方法包括：将连铸坯依次经过加热工序、两阶段控制轧制工序、两阶段控制冷却工序制成桥梁钢板。下面分别对各个工序进行详细介绍。
(1)加热工序
将连铸坯加热至均热温度max(TNbC,TNbN)～max(TNbC,TNbN)+30℃，而后保温25～45min。其中，TNbC、TNbN分别表示NbC、NbN的溶解温度，max(TNbC,TNbN)表示为TNbC和TNbN二者中较大的一个。
也即，对连铸坯进行加热，控制均热温度不小于NbC的溶解温度，也不小于NbN的溶解温度，同时还控制均热温度不大于max(TNbC,TNbN)+30℃，并且还维持均热温度下保温25～45min。例如，若TNbC＞TNbN，则均热温度控制为TNbC～TNbC+30℃；若TNbC＜TNbN，则均热温度控制为TNbN～TNbN+30℃。
由此，本发明中，通过基于NbC、NbN的溶解温度来控制均热温度的范围，并且通过对均热温度的保温时间控制，使得连铸坯中的Nb的碳/氮化物完全溶解，以利于后续再结晶区轧制过程中的析出。
优选地，NbC的溶解温度TNbC可以采用如下公式①计算得到：
lg{[Nb][C]}γ＝-5600/TNbC+1.74+(1380/TNbC-0.027)×[C]……公式①
也即，基于连铸坯中Nb和C的实际质量百分比，来计算得到TNbC。在具体实施时，可在加热工序之前对连铸坯取样，检测连铸坯中化学成分含量，包括Nb的实际质量百分比(如公式中用[Nb]表示)以及C的实际质量百分比(如公式中用[C]表示)，而后根据前述公式①计算得到TNbC，再参照TNbC确定加热工序中的均热温度控制方案。
同样的，NbN的溶解温度TNbN可以采用如下公式②计算得到：
lg{[Nb][N]}γ＝2.8-8500/TNbN……公式②
也即，基于连铸坯中Nb和N的实际质量百分比，来计算得到TNbN。在具体实施时，可在加热工序之前对连铸坯取样，检测连铸坯中化学成分含量，包括Nb的实际质量百分比(如公式中用[Nb]表示)以及N的实际质量百分比(如公式中用[N]表示)，而后根据前述公式②计算得到TNbN，再参照TNbN确定加热工序中的均热温度控制方案。
如此，本优选实施方式，除了基于NbC、NbN的溶解温度来控制均热温度之外，同时还进一步基于连铸坯的化学成分的实际含量来确定NbC、NbN的溶解温度，进而建立了化学成分的实际含量与均热温度的匹配关系，使得均热温度的控制范围更合理，进一步保证连铸坯中的Nb的碳/氮化物完全溶解，以利于后续再结晶区轧制过程中的析出。当然，TNbC采用公式①计算得到、TNbN通过公式②计算得到，这仅为本发明的一优选的方案，本发明中TNbC、TNbN的确定方式并非局限于此，如在变化实施方式中，也可以TNbC、TNbN分别可以基于经验所得或其它方式获得。
优选地，将连铸坯加热至均热温度的加热时间为1.0min/mm×H(mm)～1.1min/mm×H(mm)，H(mm)表示连铸坯的厚度且单位为mm。如此，本优选实施方式，通过合理控制加热时间，进而有效控制连铸坯的升温速率。当加热时间过短时，连铸坯心部不能得到有效烧透，同时，Nb的析出物不能得到有效溶解；当加热时间过长，则连铸坯烧损严重，氧化皮增多，同时，生产节奏较慢。
(2)两阶段控制轧制工序
连铸坯离开在前的加热工序之后即开始进行控制轧制，将连铸坯依次采用再结晶区轧制、待温、非再结晶区轧制，制成桥梁钢板。
在再结晶区轧制阶段，开轧温度为1000℃～1100℃，终轧温度为Tnr+30℃～980℃，Tnr表示奥氏体再结晶温度；在待温阶段，将中间坯采用水冷冷却至Tnr以下；在非再结晶区轧制阶段，开轧温度为840℃～Tnr-30℃，终轧温度为Ar3+20℃～820℃，Ar3表示奥氏体向铁素体转变的温度。
也即，将加热后的连铸坯先以开轧温度为1000℃～1100℃、终轧温度为Tnr+30℃～980℃轧制成中间坯，而后该中间坯采用水冷冷却至Tnr以下，接下来将中间坯再以开轧温度为840℃～Tnr-30℃、终轧温度为Ar3+20℃～820℃轧制成桥梁钢板。
如此，本发明中，控制轧制工艺中采用再结晶区轧制+待温+非再结晶区轧制的方案，同时，再结晶区轧制阶段的终轧温度控制在比奥氏体再结晶温度Tnr高30℃以上，可以使得连铸坯在再结晶区进行轧制，避免混晶，同时配合轧制过程中Nb的碳/氮化物的析出来阻止再结晶晶粒的长大，细化再结晶晶粒；并且，在待温阶段缓慢冷却至Tnr以下，使非再结晶区轧制阶段的开轧温度比Tnr低至少30℃，终轧温度比Ar3高20℃以上，从而在轧制中将等轴晶粒变形压扁，形成较多的变形带并积聚较多的能量，以利于后续冷却相变做准备。
优选地，奥氏体再结晶温度Tnr可以采用如下公式③计算得到：
也即，基于连铸坯中Nb、C、V、Ti、Al、Si的实际质量百分比，来计算得到Tnr。在具体实施时，同样可在前述的加热工序之前对连铸坯取样，检测连铸坯中化学成分含量，包括Nb的实际质量百分比(如公式中用[Nb]表示)、C的实际质量百分比(如公式中用[C]表示)、V的实际质量百分比(如公式中用[V]表示)、Ti的实际质量百分比(如公式中用[Ti]表示)、Al的实际质量百分比(如公式中用[Al]表示)以及Si的实际质量百分比(如公式中用[Si]表示)，而后根据前述公式③计算得到Tnr，再参照Tnr确定两阶段控制轧制工序的具体控制方案，包括再结晶区轧制阶段的终轧温度、待温阶段的冷却后温度、非再结晶区轧制阶段的开轧温度等参数的确定。
如此，本优选实施方式中，除了基于奥氏体再结晶温度Tnr来进行两阶段控制轧制工序中若干轧制温度的控制，而且还进一步基于连铸坯的化学成分的实际含量来确定奥氏体再结晶温度，进而建立了化学成分的实际含量与两阶段控制轧制工序中若干轧制温度的匹配关系，从而充分发挥各个合金元素的作用和功效，实现轧制工艺与化学成分的充分匹配，进一步提升最终所得桥梁钢板的综合性能。当然，Tnr通过公式③计算得到为本发明的一优选的方案，本发明中Tnr并非局限于此，例如基于经验所得或其它方式得到Tnr。
另外，如前所述，Ar3表示奥氏体向铁素体转变的温度，其具体可以如现有已知技术，采用差示扫描量热仪(DSC)进行试验并测量，当然，不限于此。
优选地，在再结晶区轧制阶段，最后2道次轧制压下量≥32mm，采用大压下轧制技术；在非再结晶区轧制阶段，最初2道次轧制压下量≥25mm，采用大压下轧制技术，而最后1道次轧制压下量≤8mm，采用小压下轧制技术。如此，本优选实施方式中，在再结晶区轧制阶段的最后2道次，可以利于晶粒细化，避免晶粒长大；同时，在非再结晶区轧制阶段的最初2道次，此时中间坯的温度高，容易轧制，采用大压下而不会过分损耗设备，从而利于把等轴晶粒变形压扁，形成较多的变形带并积聚较多的能量，以利于后续冷却相变做准备；另外，最后1道次轧制压下量≤8mm，一方面对小压下量可起到对钢板矫直平整的作用，保证轧后钢板板型，另一方面，小压下量可有利于钢板整板厚度均匀性。
(3)两阶段控制冷却工序
前述两阶段控制轧制工序中轧制而成的桥梁钢板，离开轧机之后即直接输送至超快冷系统，利用该超快冷系统，对桥梁钢板采用铁素体区冷却、待温、贝氏体区冷却的顺序进行冷却。
在铁素体区冷却阶段，开启超快冷系统的1～4组集管并控制水压为0.2Mpa，使桥梁钢板以冷却速度10～20℃/1冷却至Ff+20℃～Ff+50℃，Ff表示铁素体相变的结束温度；在待温阶段，关闭超快冷系统的5～20组集管，使桥梁钢板进行自然冷却；在贝氏体区冷却阶段，开启超快冷系统的21～24组集管并控制水压为0.2Mpa，使桥梁钢板以冷却速度8～20℃/1冷却至Bf-50℃～Bf-20℃，Bf表示贝氏体相变的结束温度。
也即，超快冷系统的1～4组集管开启并控制水压为0.2Mpa，使桥梁钢板在通过1～4组集管时以冷却速度10～20℃/1冷却至Ff+20℃～Ff+50℃；接下来超快冷系统的5～20组集管关闭，使桥梁钢板在通过5～20组集管时进行自然冷却；而后超快冷系统的21～24组集管开启并控制水压为0.2Mpa，使桥梁钢板在通过21～24组集管时以冷却速度8～20℃/1冷却至Bf-50℃～Bf-20℃。
如此，在本发明中，在铁素体区冷却阶段或者说在两阶段控制冷却工艺的最初阶段，将桥梁钢板的温度以10～20℃/1快速降至铁素体温度区间Ff+20℃～Ff+50℃，此时桥梁钢板中形成尚未相变的过冷奥氏体，而后在待温阶段控制桥梁钢板缓慢降温，使得桥梁钢板的温度长时间保持在铁素体相变区间的最下部Ff+20℃～Ff+50℃，由此以便于充分相变且生成铁素体的晶粒较细小，保证了桥梁钢板的屈服强度和良好的低温韧性；进而，在待温阶段结束时，铁素体相变到一定比例且尚未完全相变，此时进入贝氏体区冷却阶段，以对桥梁钢板以8～20℃/1进行快速冷却至Bf-50℃～Bf-20℃，使之发生贝氏体相变并保证相变完全，保证钢板具有较高的抗拉强度。
概括来讲，本发明中，通过对冷却速度、冷却温度的控制，使得桥梁钢板最终形成细小铁素体和贝氏体的组织，而且铁素体组织的比例可根据待温阶段予以精确控制，细小的铁素体可保证一定的屈服强度和低温韧性，贝氏体可保证高的抗拉强度，进而使桥梁钢板具有低屈强比和高韧性。
其中，如前所述，Ff表示铁素体相变的结束温度，其具体可通过过冷奥氏体连续冷却转变曲线(即CCT曲线)测量获得；Bf表示贝氏体相变的结束温度，其具体可采用由过冷奥氏体连续冷却转变曲线(即CCT曲线)测量得出，具体实施时，可以对连铸坯取样检测以绘制过冷奥氏体连续冷却转变曲线(即CCT曲线)，而后依照过冷奥氏体连续冷却转变曲线(即CCT曲线)进行测量得到Bf。
优选地，两阶段控制冷却工序中，辊道速度为0.6～1.8m/1。
与现有技术相比，本发明的有益效果在于：
(1)本发明的桥梁钢板的化学成分方面，不含Ni、Mo等昂贵合金，Cr不超过0.16％，Nb含量不超过0.018％，生产成本低；且P、S等有害元素含量范围较宽，无需超低含量控制，易于炼钢生产；在此情形下，不仅没有因为取消昂贵金属和放宽有害元素范围而导致钢板性能下降，而是通过化学成分的元素种类以及元素含量的综合设计，结合生产方法的整体配合，实现了桥梁钢板的性能提高，得到屈强比低、韧性高、焊接性能优异的桥梁钢板；
(2)本发明的桥梁钢板采用TMCP技术进行生产，相对于现有技术，取消了回火、正火/正火快冷或淬火+回火等离线热处理工序，解决了由于离线热处理工序造成的生产工序长、成本高、交货慢等问题，具有工艺流程短、生产成本低、交货快等优点；
(3)本发明的桥梁钢板的生产方法中，加热工序，通过基于NbC、NbN的溶解温度来控制均热温度的范围，并且通过对均热温度的保温时间控制，使得连铸坯中的Nb的碳/氮化物完全溶解，以利于后续再结晶区轧制过程中的析出；再结晶区轧制阶段的终轧温度控制在比奥氏体再结晶温度Tnr高30℃以上，可以使得连铸坯在再结晶区进行轧制，避免混晶，同时配合轧制过程中Nb的碳/氮化物的析出来阻止再结晶晶粒的长大，细化再结晶晶粒；并且，在待温阶段缓慢冷却至Tnr以下，使非再结晶区轧制阶段的开轧温度比Tnr低至少30℃，终轧温度比Ar3高20℃以上，从而在轧制中将等轴晶粒变形压扁，形成较多的变形带并积聚较多的能量，以利于后续冷却相变做准备；控制冷却工序中，通过对冷却速度、冷却温度的控制，使得桥梁钢板最终形成细小铁素体和贝氏体的组织，而且铁素体组织的比例可根据待温阶段予以精确控制，铁素体平均晶粒尺寸为4～7μm，铁素体组织比例为40～70％，贝氏体组织比例为30～60％，细小的铁素体可保证一定的屈服强度和低温韧性，贝氏体可保证高的抗拉强度，进而使桥梁钢板具有低屈强比和高韧性，屈服强度≥430MPa，抗拉强度≥660MPa，延伸率≥30％，屈强比≤0.73，-40℃冲击功KV2≥300J，-60℃冲击功KV2≥270J；
(4)进一步优选实施方式中，化学成分与加热、轧制、冷却工艺实现了合理匹配，从而充分发挥各个合金元素的作用和功效，进一步保证了合金含量低的同时，提升最终所得桥梁钢板的综合性能，保证较低的生产成本。
下面提供本发明的6个实施例(序号分别为1～6)，来对本发明的技术方案进一步说明。当然，这6个实施例仅为本实施方式所含众多变化实施例中的一部分，而非全部。
具体地，6个实施例中，分别按照如下化学成分设计方案进行钢水冶炼，所得钢水浇注成连铸坯，并按照本发明的所述生产方法将所述连铸坯制备得到桥梁钢板。
所述化学成分设计方案为化学成分以质量百分比计包括：C:0.07～0.12％，Si:0.11～0.18％，Mn:1.42～1.52％，P:0.008～0.015％，S:0.002～0.010％，Cr:0.08～0.16％，Nb:0.012～0.018％，Ti:0.008～0.016％，Alt:0.020～0.050％，N:0.002～0.005％，其余为铁和不可避免的杂质，碳当量CEV:0.350％～0.369％，其中
CEV＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15。
6个实施例的连铸坯的化学成分以质量百分比计经取样检测结果如表1所示。
[表1]
下面对6个实施例的具体生产方法进行介绍：
(1)加热工序
对连铸坯进行加热至均热温度，并在均热温度保温25～45min，并且，将连铸坯加热至均热温度的加热时间满足为1.0min/mm×H(mm)～1.1min/mm×H(mm)，H(mm)表示连铸坯的厚度且单位为mm。
其中，基于如表1所示的连铸坯的化学成分含量的预先取样检测结果，采用如前文的公式①计算得到TNbC，采用如前文的公式②计算得到TNbN，并根据TNbC和TNbN控制均热温度，具体地，6个实施例各自的TNbC、TNbN、均热温度分别如表2所示。
[表2]
| T<sub>NbC</sub>，℃ | T<sub>NbN</sub>，℃ | 均热温度，℃ | |
| 实施例1 | 1180 | 1209 | 1209～1239 |
| 实施例2 | 1174 | 1207 | 1207～1237 |
| 实施例3 | 1178 | 1203 | 1203～1233 |
| 实施例4 | 1189 | 1207 | 1207～1237 |
| 实施例5 | 1197 | 1207 | 1207～1237 |
| 实施例6 | 1198 | 1205 | 1205～1235 |
(2)两阶段控制轧制工序
连铸坯离开在前的加热工序之后即开始进行控制轧制，将连铸坯依次采用再结晶区轧制、待温、非再结晶区轧制，制成桥梁钢板。
其中，基于如表1所示的连铸坯的化学成分含量的预先取样检测结果，采用如前文的公式③计算得到Tnr，并采用差示扫描量热仪(DSC)进行试验并测量得到Ar3，6个实施例各自的Tnr、Ar3分别如表3所示。
再结晶区轧制阶段，将加热后的连铸坯轧制成中间坯，开轧温度控制为1000℃～1100℃，终轧温度的范围控制如表3所示，最后2道次轧制采用大压下轧制技术且具体的压下量≥32mm；待温阶段，将所得中间坯采用水冷冷却至Tnr以下；非再结晶区轧制阶段，将水冷冷却后的中间坯进一步轧制成厚度如表3所示的桥梁钢板，开轧温度和终轧温度的范围控制如表3所示，最初2道次轧制采用大压下轧制技术且压下量≥25mm，而最后1道次轧制采用小压下轧制技术且压下量≤8mm。
[表3]
(3)两阶段控制冷却工序
前述两阶段控制轧制工序中轧制而成的桥梁钢板，离开轧机之后即直接输送至超快冷系统，利用该超快冷系统，对桥梁钢板采用铁素体区冷却、待温、贝氏体区冷却的顺序进行冷却。
其中，预先确定Ff和Bf，Ff具体可通过过冷奥氏体连续冷却转变曲线(即CCT曲线)测量获得，Bf具体可采用由过冷奥氏体连续冷却转变曲线(即CCT曲线)测量得出，6个实施例各自的Ff和Bf分别如表4所示。
铁素体区冷却阶段，开启超快冷系统的1～4组集管并控制水压为0.2Mpa，使桥梁钢板以冷却速度10～20℃/1冷却至TF，6个实施例各自的TF分别如表4所示；待温阶段，关闭超快冷系统的5～20组集管，使桥梁钢板进行自然冷却；贝氏体区冷却阶段，开启超快冷系统的21～24组集管并控制水压为0.2Mpa，使桥梁钢板以冷却速度8～20℃/1冷却至TB，6个实施例各自的TB分别如表4所示；另外，两阶段控制冷却工序中，辊道速度为0.6～1.8m/1。
[表4]
| F<sub>f</sub>，℃ | B<sub>f</sub>，℃ | T<sub>F</sub>，℃ | T<sub>B</sub>，℃ | |
| 实施例1 | 547 | 481 | 590 | 450 |
| 实施例2 | 546 | 480 | 580 | 450 |
| 实施例3 | 546 | 480 | 580 | 445 |
| 实施例4 | 545 | 479 | 570 | 445 |
| 实施例5 | 545 | 480 | 570 | 445 |
| 实施例6 | 541 | 482 | 570 | 440 |
对6个实施例中的桥梁钢板分别进行金相组织检测和力学性能检测。
图1至图6分别示例了实施例1至实施例6的金相组织检测结果，从检测结果可得，实施例1至实施例6中的桥梁钢板，组织均为铁素体+贝氏体，铁素体平均晶粒尺寸为4～7μm，铁素体组织比例为40～70％，贝氏体组织比例为30～60％。
实施例1至实施例6的桥梁钢板的力学性能检测结果参表5所示：
[表5]
由表5可以得到，实施例1至实施例6的桥梁钢板，屈服强度≥430MPa，抗拉强度≥660MPa，延伸率≥30％，屈强比≤0.73，-40℃冲击功KV2≥300J，-60℃冲击功KV2≥270J。
总得来讲，本发明相较于现有技术具有以下有益效果：在优化化学成分设计方案的同时，采用一种全新的TMCP工艺控制方案，降低了贵重合金元素的添加，无需额外的离线热处理，所得桥梁钢板的组织均为铁素体+贝氏体，铁素体平均晶粒尺寸为4～7μm，铁素体组织比例为40～70％，贝氏体组织比例为30～60％，屈服强度≥430MPa，抗拉强度≥660MPa，延伸率≥30％，屈强比≤0.73，-40℃冲击功KV2≥300J，-60℃冲击功KV2≥270J，屈强比低、韧性高、焊接性能优异，解决了生产成本高、生产流程长、生产节奏慢、周期长等问题，可以适用于铁路、公路、跨海、跨江等各类桥梁建设。
应当理解，虽然本说明书按照实施方式加以描述，但并非每个实施方式仅包含一个独立的技术方案，说明书的这种叙述方式仅仅是为清楚起见，本领域技术人员应当将说明书作为一个整体，各实施方式中的技术方案也可以经适当组合，形成本领域技术人员可以理解的其他实施方式。
上文所列出的详细说明仅仅是针对本发明的可行性实施方式的具体说明，它们并非用以限制本发明的保护范围，凡未脱离本发明技艺精神所作的等效实施方式或变更均应包含在本发明的保护范围之内。
Claims (9)
1.一种低屈强比高韧性TMCP型桥梁钢板的生产方法，其特征在于，钢板的组织为铁素体+贝氏体，铁素体平均晶粒尺寸为4～7μm，铁素体组织比例为40～70％，贝氏体组织比例为30～60％；将连铸坯依次经过加热工序、两阶段控制轧制工序、两阶段控制冷却工序制成桥梁钢板，所述连铸坯的化学成分以质量百分比计包括：C:0.07～0.12％，Si:0.11～0.18％，Mn:1.42～1.52％，P:0.008～0.015％，S:0.002～0.010％，Cr:0.08～0.16％，Nb:0.012～0.018％，Ti:0.008～0.016％，Alt:0.020～0.050％，N:0.002～0.005％，其余为铁和不可避免的杂质，碳当量CEV:0.350％～0.369％，其中CEV＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15；
(1)加热工序中
将连铸坯加热至均热温度max(TNbC,TNbN)～max(TNbC,TNbN)+30℃，而后保温25～45min，其中TNbC、TNbN分别表示NbC、NbN的溶解温度，max(TNbC,TNbN)表示为TNbC和TNbN二者中较大的一个；
(2)两阶段控制轧制工序中
将连铸坯依次采用再结晶区轧制、待温、非再结晶区轧制，制成桥梁钢板；在再结晶区轧制阶段，开轧温度为1000℃～1100℃，终轧温度为Tnr+30℃～980℃，Tnr表示奥氏体再结晶温度；在待温阶段，将中间坯采用水冷冷却至Tnr以下；在非再结晶区轧制阶段，开轧温度为840℃～Tnr-30℃，终轧温度为Ar3+20℃～820℃，Ar3表示奥氏体向铁素体转变的温度；
(3)两阶段控制冷却工序中
利用超快冷系统，对桥梁钢板采用铁素体区冷却、待温、贝氏体区冷却的顺序进行冷却；在铁素体区冷却阶段，开启超快冷系统的1～4组集管并控制水压为0.2MPa ，使桥梁钢板以冷却速度10～20℃/s 冷却至Ff+20℃～Ff+50℃，Ff表示铁素体相变的结束温度；在待温阶段，关闭超快冷系统的5～20组集管，使桥梁钢板进行自然冷却；在贝氏体区冷却阶段，开启超快冷系统的21～24组集管并控制水压为0.2Mpa，使桥梁钢板以冷却速度8～20℃/s冷却至Bf-50℃～Bf-20℃，Bf表示贝氏体相变的结束温度。
2.根据权利要求1所述的低屈强比高韧性TMCP型桥梁钢板的生产方法，其特征在于，在加热工序中，将连铸坯加热至均热温度的加热时间为1.0min/mm×H(mm)～1.1min/mm×H(mm)，H(mm)表示连铸坯的厚度且单位为mm。
3.根据权利要求1所述的低屈强比高韧性TMCP型桥梁钢板的生产方法，其特征在于，采用公式lg{[Nb][C]}γ＝-5600/TNbC+1.74+(1380/TNbC-0.027)×[C]计算得到TNbC；
以及/或者，采用公式lg{[Nb][N]}γ＝2.8-8500/TNbN计算得到TNbN；
以及/或者，Tnr采用如下公式计算得到，
4.根据权利要求1所述的低屈强比高韧性TMCP型桥梁钢板的生产方法，其特征在于，在再结晶区轧制阶段，最后2道次轧制压下量≥32mm；在非再结晶区轧制阶段，最初2道次轧制压下量≥25mm，最后1道次轧制压下量≤8mm。
5.根据权利要求1所述的低屈强比高韧性TMCP型桥梁钢板的生产方法，其特征在于，两阶段控制冷却工序中，辊道速度为0.6～1.8m/s 。
6.一种低屈强比高韧性TMCP型桥梁钢板的生产方法，其特征在于，钢板的组织为铁素体+贝氏体，铁素体平均晶粒尺寸为4～7μm，铁素体组织比例为40～70％，贝氏体组织比例为30～60％；将连铸坯依次经过加热工序、两阶段控制轧制工序、两阶段控制冷却工序制成桥梁钢板，所述连铸坯的化学成分以质量百分比计包括：C:0.07～0.12％，Si:0.11～0.18％，Mn:1.42～1.52％，P:0.008～0.015％，S:0.002～0.010％，Cr:0.08～0.16％，Nb:0.012～0.018％，Ti:0.008～0.016％，Alt:0.020～0.050％，N:0.002～0.005％，其余为铁和不可避免的杂质，碳当量CEV:0.350％～0.369％，其中CEV＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15；
(1)加热工序中
采用公式lg{[Nb][C]}γ＝-5600/TNbC+1.74+(1380/TNbC-0.027)×[C]计算得到TNbC，采用公式lg{[Nb][N]}γ＝2.8-8500/TNbN计算得到TNbN，将连铸坯加热至均热温度max(TNbC,TNbN)～max(TNbC,TNbN)+30℃，而后保温25～45min，其中max(TNbC,TNbN)表示为TNbC和TNbN二者中较大的一个；
(2)两阶段控制轧制工序中
将连铸坯先以开轧温度为1000℃～1100℃、终轧温度为Tnr+30℃～980℃轧制成中间坯，而后中间坯采用水冷冷却至Tnr以下，接下来将中间坯再以开轧温度为840℃～Tnr-30℃、终轧温度为Ar3+20℃～820℃轧制成桥梁钢板；其中，
Ar3表示奥氏体向铁素体转变的温度；
(3)两阶段控制冷却工序中
将轧制得到的桥梁钢板输送至超快冷系统，超快冷系统的1～4组集管开启并控制水压为0.2MPa ，使桥梁钢板以冷却速度10～20℃/s 冷却至Ff+20℃～Ff+50℃；接下来超快冷系统的5～20组集管关闭，使桥梁钢板进行自然冷却；而后超快冷系统的21～24组集管开启并控制水压为0.2MPa ，使桥梁钢板以冷却速度8～20℃/s 冷却至Bf-50℃～Bf-20℃，其中，Ff表示铁素体相变的结束温度，Bf表示贝氏体相变的结束温度。
7.根据权利要求6所述的低屈强比高韧性TMCP型桥梁钢板的生产方法，其特征在于，在将连铸坯轧制成中间坯的过程中，最后2道次轧制压下量≥32mm；在将中间坯轧制成桥梁钢板的过程中，最初2道次轧制压下量≥25mm，最后1道次轧制压下量≤8mm；
超快冷系统的辊道速度为0.6～1.8m/s 。
8.一种低屈强比高韧性TMCP型桥梁钢板，其特征在于，采用权利要求1～7任一项所述的生产方法制备而成。
9.根据权利要求8所述的低屈强比高韧性TMCP型桥梁钢板，其特征在于，其屈服强度≥430MPa，抗拉强度≥660MPa，延伸率≥30％，屈强比≤0.73，-40℃冲击功KV2≥300J，-60℃冲击功KV2≥270J。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202011254642.6A CN112322995B (zh) | 2020-11-11 | 2020-11-11 | 低屈强比高韧性tmcp型桥梁钢板及其生产方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202011254642.6A CN112322995B (zh) | 2020-11-11 | 2020-11-11 | 低屈强比高韧性tmcp型桥梁钢板及其生产方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN112322995A CN112322995A (zh) | 2021-02-05 |
| CN112322995B true CN112322995B (zh) | 2022-01-14 |
Family
ID=74319102
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN202011254642.6A Active CN112322995B (zh) | 2020-11-11 | 2020-11-11 | 低屈强比高韧性tmcp型桥梁钢板及其生产方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN112322995B (zh) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN113564485B (zh) * | 2021-09-24 | 2021-12-31 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 风电用钢板及其生产方法 |
| CN113584408B (zh) * | 2021-09-29 | 2021-12-31 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 风电用结构钢板及其生产方法 |
| CN113981323B (zh) * | 2021-10-29 | 2022-05-17 | 新余钢铁股份有限公司 | 一种改善火工矫正性能Q420qE钢板及其制造方法 |
| CN114182174B (zh) * | 2021-11-26 | 2022-06-28 | 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 | 一种高强韧桥梁结构钢板的生产方法 |
Family Cites Families (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101619423A (zh) * | 2008-06-30 | 2010-01-06 | 鞍钢股份有限公司 | 一种高强韧低屈强比易焊接结构钢板及其制造方法 |
| CN101660099B (zh) * | 2009-10-16 | 2011-12-21 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 高强度低合金热轧铁素体贝氏体耐候钢及其生产方法 |
| CN101775561B (zh) * | 2010-03-19 | 2012-07-11 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 低屈强比高强度厚板及其制备工艺 |
| CN102719753B (zh) * | 2012-05-28 | 2013-11-13 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种低屈强比高强度钢板及其制造方法 |
| CN103352167B (zh) * | 2013-07-15 | 2015-11-25 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种低屈强比高强度桥梁用钢及其制造方法 |
| CN104264062B (zh) * | 2014-09-15 | 2016-09-28 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种热轧态薄规格高强度桥梁板的制造方法 |
| CN105779883A (zh) * | 2016-05-06 | 2016-07-20 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 485MPa级TMCP+回火耐候桥梁钢板及生产方法 |
| CN107130191B (zh) * | 2017-03-29 | 2019-05-31 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种低屈强比空冷铁素体贝氏体双相钢板及其生产方法 |
| CN107385358A (zh) * | 2017-06-22 | 2017-11-24 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种TMCP型屈服420MPa桥梁钢板及其生产方法 |
| CN107574374A (zh) * | 2017-08-30 | 2018-01-12 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种屈服强度420MPa级稀土耐候桥梁钢板及其生产方法 |
| CN107557668A (zh) * | 2017-09-29 | 2018-01-09 | 舞阳钢铁有限责任公司 | TMCP型屈服345MPa级耐候桥梁钢板及生产方法 |
| CN109136482A (zh) * | 2018-10-16 | 2019-01-04 | 五矿营口中板有限责任公司 | 低成本屈服强度≥960Mpa高强度中厚板及其生产方法 |
| CN110284066B (zh) * | 2019-07-24 | 2021-04-16 | 宝钢湛江钢铁有限公司 | 一种薄规格低屈强比管线钢及其制造方法 |
| CN110423938A (zh) * | 2019-07-24 | 2019-11-08 | 舞阳钢铁有限责任公司 | TMCP型屈服500MPa级结构钢板及其生产方法 |
-
2020
- 2020-11-11 CN CN202011254642.6A patent/CN112322995B/zh active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN112322995A (zh) | 2021-02-05 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN112322995B (zh) | 低屈强比高韧性tmcp型桥梁钢板及其生产方法 | |
| CA2941202C (en) | Method for producing a high-strength flat steel product | |
| US6270594B1 (en) | Composition and method for producing an alloy steel and a product therefrom for structural applications | |
| CN110735085A (zh) | 一种薄规格Q345qE、Q370qE钢板的制造方法 | |
| CN101660104A (zh) | 低焊接裂纹敏感性抗高温回火厚板及其生产方法 | |
| CN106676418B (zh) | 含铌氮耐大气腐蚀型钢钢水和耐大气腐蚀型钢及其生产方法 | |
| CN110565024A (zh) | 含铌钛550MPa级厚规格耐候钢及其生产方法 | |
| CN114231826A (zh) | 一种Q420qE桥梁结构钢板的生产方法 | |
| CN107587048B (zh) | 一种含钒氮耐大气腐蚀型钢钢水和耐大气腐蚀型钢及其生产方法 | |
| CN107587057B (zh) | 一种耐大气腐蚀型钢钢水和含铬钛耐大气腐蚀型钢及其生产方法 | |
| CN106676427B (zh) | 耐大气腐蚀型钢钢水和含钒钛氮耐大气腐蚀型钢及其生产方法 | |
| CN106676398B (zh) | 含钒钛氮耐大气腐蚀型钢钢水和耐大气腐蚀型钢及其生产方法 | |
| CN106676417B (zh) | 含钒氮耐大气腐蚀型钢钢水和耐大气腐蚀型钢及其生产方法 | |
| CN106676402B (zh) | 含铬钛耐大气腐蚀型钢钢水和耐大气腐蚀型钢及其生产方法 | |
| CN107587061B (zh) | 耐大气腐蚀型钢钢水和含氮耐大气腐蚀型钢及其生产方法 | |
| CN107587056B (zh) | 一种含铬钒氮耐大气腐蚀型钢钢水和耐大气腐蚀型钢及其生产方法 | |
| CN106676428B (zh) | 耐大气腐蚀型钢钢水和含铌氮耐大气腐蚀型钢及其生产方法 | |
| CN113584408B (zh) | 风电用结构钢板及其生产方法 | |
| CN107587038B (zh) | 一种耐大气腐蚀型钢钢水和含钒氮耐大气腐蚀型钢及其生产方法 | |
| CN107587063B (zh) | 一种含钒钛氮耐大气腐蚀型钢钢水和耐大气腐蚀型钢及其生产方法 | |
| CN107587036B (zh) | 一种耐大气腐蚀型钢钢水和含钒钛氮耐大气腐蚀型钢及其生产方法 | |
| CN106676401B (zh) | 耐大气腐蚀型钢钢水和含钒钛耐大气腐蚀型钢及其生产方法 | |
| CN106676399B (zh) | 耐大气腐蚀型钢钢水和含铬钛耐大气腐蚀型钢及其生产方法 | |
| CN107587049B (zh) | 一种含铬钛耐大气腐蚀型钢钢水和耐大气腐蚀型钢及其生产方法 | |
| CN106676403B (zh) | 耐大气腐蚀型钢钢水和含钒氮耐大气腐蚀型钢及其生产方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| PB01 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| CP03 | Change of name, title or address |
Address after: 215624 Shagang science and technology building, Yongxin Road, Jinfeng Town, Zhangjiagang City, Suzhou City, Jiangsu Province Patentee after: INSTITUTE OF RESEARCH OF IRON & STEEL,SHAGANG,JIANGSU PROVINCE Country or region after: China Patentee after: Jiangsu Shagang Steel Co.,Ltd. Address before: 215624 Shagang science and technology building, Yongxin Road, Jinfeng Town, Zhangjiagang City, Suzhou City, Jiangsu Province Patentee before: INSTITUTE OF RESEARCH OF IRON & STEEL,SHAGANG,JIANGSU PROVINCE Country or region before: China Patentee before: ZHANGJIAGANG HONGCHANG STEEL PLATE Co.,Ltd. |
|
| CP03 | Change of name, title or address |