CN112680669A - 一种高强度合金冷镦钢b7盘条及其生产方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种高强度合金冷镦钢B7盘条及其生产方法，本发明通过合理的合金成分设计，适当提高Mn含量，保证Mn/Si＞3，可改善钢水流动性，同时强化LF炉工序钢液脱氧化渣，提高钢液在连铸的可浇性；适当提高Cr、Mo含量，能使钢的晶粒细化，提高淬透性和热强性能，还可以抑制合金钢由于回火而引起的脆性，保证回火稳定性；通过连铸保护浇铸控制可有效降低钢水N含量，同时加入适量的Al，可固定钢中游离的N含量，可解决铸坯表面缺陷及降低轧制盘条裂纹缺陷的产生；通过合理控制轧制工艺参数，相转变得到具有铁素体和珠光体+少量贝氏体的复相组织，使该冷镦钢B7盘条获得良好的强韧性，客户易加工，完全满足产品使用要求。
Description
技术领域
本发明属于合金领域，具体涉及一种高强度合金冷镦钢B7盘条及其生产方法。
背景技术
合金冷墩钢主要用作制造10.9级以上高强度内六角螺钉、螺栓等标准件和应用于高负荷下工作的重要丝杆结构件，如车辆和发动机的传动件，汽轮发电机的转子、主轴、重载荷的传动轴等,对盘条的化学成分、表面质量、冷镦性能、力学性能等提出了较高要求。B7钢属于高强度紧固件用钢，是美标ASTM A193中一种高强度冷镦标准件用钢的牌号，主要用于制作10.9、12.9级标准件，广泛应用于机械、电气、汽车、交通运输、航空航天等领域。该产品对热处理后性能要求较高，要求具有高强度、高塑性、高冲击韧性，与国产42CrMo钢相比，其塑性指标明显高很多。生产B7钢种除要求具有良好铸坯质量外，钢中因含有Cr、Mo合金元素，而Cr和Mo的综合作用，能显著地提高过冷奥氏体的稳定性，以防止奥氏体晶粒的粗大化。因此，合金冷墩钢B7在冶炼工序的微合金化成分工艺设计，以及轧制工序的控轧控冷工艺设计至关重要。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高强度合金冷镦钢B7盘条，具有良好的强韧性匹配，保证产品的力学性能指标高于美标ASTM A193中B7钢要求的屈服强度(Rel)≥725MPa，抗拉强度Rm≥860MPa，断后伸长率A≥16％，面缩率Z≥50％。
本发明另一目的在于提供一种高强度合金冷镦钢B7盘条的生产方法，通过成分设计和生产工艺优化，提高铸坯表面质量，而且，本发明工艺操作简单，生产成本低，作业效率高，产品具有强度和塑性配合良好的特点。
本发明具体技术方案如下：
一种高强度合金冷镦钢B7盘条，含有以下重量百分比化学成分：C 0.38-0.48％，Si0.15-0.35％，Mn 0.70-0.95％，Cr 0.80-1.10％，Mo 0.15-0.25％，Al 0.025-0.045％，N≤0.0060％，P≤0.025％，S≤0.015％，以及余量的Fe和不可避免的杂质。
优选的，所述高强度合金冷镦钢B7盘条，含有以下重量百分比化学成分：C 0.39-0.42％，Si 0.19-0.24％，Mn 0.80-0.85％，Cr 0.90-0.95％，Mo 0.18-0.22％，Al 0.028-0.040％，N≤0.0050％，P≤0.015％，S≤0.006％，以及余量的Fe和不可避免的杂质。
所述高强度合金冷镦钢B7盘条的显微组织为铁素体+珠光体或少量贝氏体，铁素体面积占比30-40％、珠光体占比60-66％，贝氏体占比0-5％，奥氏体晶粒度等级为8.5-10.5级；屈服强度Rel为735-800MPa，抗拉强度Rm为980-1020MPa，断后伸长率A≥16％，断面收缩率Z≥50％。
本发明提供的一种高强度合金冷镦钢B7盘条的生产方法，包括以下工艺流程：转炉冶炼→精炼→连铸→控轧控冷。
所述转炉冶炼采用顶底复吹转炉冶炼；
所述转炉冶炼，转炉终点C要求≥0.08％，终点P≤0.010％，挡渣出钢，避免下渣回P；
进一步的，转炉冶炼工序中，出钢过程随钢流依次向钢包钢流冲击区内加入增碳剂、铝脱氧剂、合金、白灰和化渣剂，加入增碳剂(90％)5.8-6.1kg/t；所述增碳剂含碳90wt％；
加入的铝脱氧剂为铝块，加入量0.6-0.9kg/t、合金包括高碳锰铁合金3.0-3.3kg/t，硅锰合金6.4-6.8kg/t，铬铁合金13.5-15kg/t和钼铁2.8-3.2kg/t；白灰加入量3.9-4.1kg/t、化渣剂加入量1-1.5kg/t；
进一步的，转炉冶炼工序中，钢包底吹氩流量120-170NL/min，搅拌时间为4-6min，使得钢包进LF炉前各元素均匀。
所述精炼包括LF炉精炼和RH真空处理。
所述LF炉精炼工序中，为保证钢包钢液流动性良好、渣面不结壳，同时避免吸气增N，保证钢液纯净度。
LF炉精炼工序中，LF炉精炼过程控制适宜的氩流量搅拌化渣避免钢液氧化，本发明吹氩量控制在100-120L/min；
进一步的，根据渣况加入白灰2.5-4.0kg/t，化渣剂1.0-2.0kg/t，确保埋弧化渣，避免钢液裸漏吸气增N；
进一步的，在优选成分控制范围内，可微调Mn质量百分含量，确保Mn/Si比≥3.0，提高钢水良好的流动性；
进一步的，LF炉精炼工序中，加入铝粒0.3-0.5kg/t、硅碳粉0.2-0.3kg/t进行强化渣面脱氧，保证白渣保持时间18-25min，出站前钢水中[Al]＝0.045-0.060％；Als/Al≥85％，确保成品Al在0.025-0.040％，起到细化晶粒提高强度的作用，同时固定钢液N含量，避免产品冷加工硬化。
所述RH真空处理，要求真空度小于67Pa的深真空环境下保持时间大于10min，破空后喂钙线，保证控制钢水Ca/Al在0.07-0.12之间，软吹氩气流量控制在60-80L/min，软吹时间大于15min。
所述连铸，十机十流连铸180×180mm方坯；
进一步的，连铸工序中，钢液全程保护浇铸，采用结晶器一冷水量为120-130m3/h，二冷比水量0.48-0.52L/kg、其中二冷段为分段冷却，分为5段，其1-5段的配水流量比分别为35:36:18:9:2的冷却制度；结晶器电搅电流300A、频率4Hz；末端电搅电流300A、频率10Hz。
连铸工序中，同时确保铸坯进矫直段的温度大于1000℃以上，避开第三脆性区650-970℃，以减少铸坯因AlN沿晶界析出造成矫直段应力裂纹的产生。
盘卷在控轧控冷步骤中具体为：主要工艺方法包含加热、轧制、轧制后的线材穿水冷却后送入夹送辊、减定径仪、再由吐丝机吐丝成卷，吐丝盘卷进入斯泰尔摩风冷线依次进行空冷、保温罩缓冷。
进一步的，所述加热，确保其铸坯在加热炉从预热段550-750℃预热，随后经7个加热分区后出炉，其炉内总加热时间≥120min，确保其铸坯开轧温度≥995℃，以保证合金元素充分扩散，但加热温度过高或在炉时间过长，会导致铸坯奥氏体晶粒粗大，影响产品综合性能，优选的，本发明控制加热时间120-140min；
进一步的，所述加热，铸坯入炉的预热段温度设定550-750℃，其后加热区分7个分区，其加热各分区的工艺参数如下：预热段：550-750℃、加1区：650-850℃、加2区：850-950℃、加3区：1020-1080℃、加4区：980-1030℃、加5区：1060-1010℃、加6区：1050-1080℃、加7区：1060-1100℃。
进一步的，铸坯加热后经过12-19MPa的水除磷压力对铸坯除磷后，进行轧制；
经过粗轧-中轧-精轧-减定径连续轧制；
进一步的，所述轧制，开轧温度为1000-1025℃，精轧入口温度900℃-960℃；
根据线材规格不同设定减定径入口温度控制在880-940℃、吐丝温度控制在870-920℃；
轧后在斯泰尔摩风冷线上，采用风机全关的延时冷却工艺，风冷线20组保温罩，每组长4.6米，先打开1-2#保温罩进行空冷，使其快冷至650-710℃的珠光体转变温度范围，而后加保温罩延缓其相转变停留时间，控制冷速小于0.7℃/s时，B7钢以发生铁素体和珠光体相变为主，可获得更多更细的珠光体含量，减少铁素体量，提高强度性能指标；组织为：铁素体面积占比30-40％、珠光体占比60-66％；
或，轧后在斯泰尔摩风冷线上，采用风机全关的延时冷却工艺，风冷线20组保温罩，每组长4.6米，先打开1-2#保温罩进行空冷，快冷至400-560℃的贝氏体转变温度范围关闭其中3-20#保温罩进行保温缓冷，确保其缓慢冷却，控制缓冷速率在0.40-0.60℃/s，目的是释放快冷后的内应力同时，可延缓其相变时间，形成大量均匀的铁素体、细珠光体，以及少量贝氏体组织，避免冷速过快形成大量贝氏体或马氏体的产生，保证热轧钢材的性能稳定性和真实性。避免当冷速大于0.7℃/s时，B7钢发生贝氏体和马氏体的转变。
最后进行产品检验。
本发明优化铸坯的化学成分设计，冶炼工序的调铝固氮及控氮工艺，提高了铸坯表面质量。生产中，控制坯料开轧温度为1000～1025℃，精轧入口温度900℃-960℃，减定径入口温度控制在880-940℃、吐丝温度控制在870-920℃；轧后在斯泰尔摩风冷线上加保温罩的缓冷工艺，形成铁素体和珠光体组织，连续轧制速度快，细化晶粒，晶粒度级别在8.5-11.0级，保证强度的同时提高塑性。
本发明得到的高强度合金冷镦钢B7盘条具有良好的强韧性匹配，其显微组织为铁素体+珠光体+少量贝氏体，奥氏体晶粒度等级为8.5-11.0级；屈服强度Rel为735-800MPa，抗拉强度Rm为980-1020MPa，断后伸长率A≥16％，断面收缩率Z≥50％。本发明保证产品的力学性能指标高于美标ASTM A193中B7钢要求的屈服强度(Rel)≥725MPa，抗拉强度Rm≥860MPa，断后伸长率A≥16％，面缩率Z≥50％。
目前B7钢种的冶炼工艺设计，存在连铸可浇性差，引起结晶器液面波动，影响铸坯质量的风险。冶炼工序的钢中N含量高且波动大，不易稳定控制，造成氮化物大量析出引起铸坯表面裂纹缺陷，同时奥氏体晶粒度粗大不均匀，同时由于控轧控冷工艺不合理偶有大量贝氏体或马氏体硬相组织，造成用户冷加工过程中的加工硬化；而且，目前市场的B7钢强度与韧性得不到很好的匹配，偶有强度或延伸率不合情况发生。
本发明通过合理的合金成分设计，适当提高Mn含量，保证Mn/Si＞3，可改善钢水流动性，同时强化LF炉工序钢液脱氧化渣，提高钢液在连铸的可浇性；由于Cr、Mo是细化晶粒元素，细晶强化作用是唯一既可提高强度又能增强塑性的强化机制。因此本发明适当提高Cr、Mo含量，能使钢的晶粒细化，提高淬透性和热强性能，还可以抑制合金钢由于回火而引起的脆性，保证回火稳定性；通过连铸保护浇铸控制可有效降低钢水N含量，同时加入适量的Al，可固定钢中游离的N含量，可解决铸坯表面缺陷及降低轧制盘条裂纹缺陷的产生；通过合理控制轧制过程入精轧温度、减定径入口温度及终轧后的吐丝温度，在斯泰尔摩风冷线上通过设定合理的延时冷却速率，相转变得到具有铁素体和珠光体或含少量贝氏体的复相组织，使该冷镦钢B7盘条获得良好的强韧性，客户易加工，完全满足产品使用要求。
与现有技术相比，本发明采用的生产方法简单，可提高钢液的可浇性，改善铸坯质量；同时，产品显微组织无马氏体硬化相，具有强度和塑性良好的匹配，且节约资源，提高产品品牌形象的特点。
附图说明
图1为实施例1中
规格B7钢铸坯横截面低倍酸洗后的表面质量；
图2为实施例1中
规格B7钢的500×金相组织图；
图3为实施例2中
规格B7钢铸坯横截面低倍酸洗后的表面质量；
图4为实施例2中
规格B7钢500×金相组织图；
图5为实施例3中
规格B7钢铸坯表面低倍酸洗后的表面质量；
图6为实施例3中
规格B7钢500×金相组织图；
图7为比较例1中
规格B7钢铸坯表面低倍酸洗后的表面质量；
图8为比较例2中
规格B7钢500×金相组织图；
图9为比较例3中φ20mm规格B7钢500×金相组织图。
具体实施方式
为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
下述实施例中所用的试验材料和试剂等，如无特殊说明，均可从商业途径获得。
实施例中未注明具体技术或条件者，均可以按照本领域内的文献所描述的技术或条件或者按照产品说明书进行。
实施例1
一种高强度合金冷镦钢B7盘条，φ20mm规格，含有以下重量百分比化学成分：C:0.41％、Si0.22％、Mn0.84％、Cr：0.94％、Mo：0.22％、Al：0.034％、P：0.009％、S：0.004％、N：0.0047％，以及余量的Fe和不可避免的杂质。
上述高强度B7盘条的生产方法，包括以下工艺流程：120t顶底复吹转炉→精炼(LF炉精炼、RH炉抽真空)→十机十流连铸180×180mm方坯→控轧控冷；
其中：
方坯冶炼工序中：钢包底吹氩流量135NL/min，搅拌时间为5min，使得钢包进LF炉前各元素均匀；出钢过程随钢流依次向钢包钢流冲击区内加入增碳剂、铝脱氧剂、合金、白灰和化渣剂，加入增碳剂5.9kg/t；所述增碳剂含碳90wt％；加入的铝脱氧剂为铝块，加入量0.75kg/t、合金包括高碳锰铁合金3.1kg/t，硅锰合金6.6kg/t，铬铁合金14.0kg/t和钼铁3.0kg/t；白灰加入量4.0kg/t、化渣剂加入量1.2kg/t；转炉终点C为0.10％，终点P0.008％，挡渣出钢，避免下渣回P；
所述精炼工序包括LF炉精炼和RH真空处理。
所述LF炉精炼工序中，LF炉精炼过程控制氩流量105L/min进行搅拌化渣避免钢液氧化；加入白灰2.90kg/t，化渣剂1.3kg/t，确保埋弧化渣，避免钢液裸漏吸气增N；通过上述方法保证钢包钢液流动性良好、渣面不结壳，同时避免吸气增N，保证钢液纯净度。
进一步的，在优选成分控制范围内，可微调Mn质量百分含量，Mn0.84％、Si0.22％，其Mn/Si比为3.82，确保了Mn/Si比在3.0以上。并加入铝粒0.35kg/t、硅碳粉0.24kg/t进行强化渣面脱氧，保证白渣保持时间20min，出站前钢水中Als/Al为90％，成品Al0.034％，提高钢水良好的流动性。
所述RH真空处理，其真空度为30Pa的深真空环境下保持时间15min，破空后喂钙线50m，钢水Ca/Al比0.09，软吹氩气流量控制在65L/min，软吹时间为17min。
在连铸步骤中，十机十流连铸180×180mm方坯；采用钢液全程保护浇铸，保护浇铸减少过程吸N，连铸结晶器水量(一冷水量)123m3/h；二冷比水量0.5L/Kg，其中二冷段分为5段冷却，其1-5段的配水流量比为35:36:18:9:2；结晶器电搅电流300A、频率4Hz；末端电搅电流300A、频率10Hz。进拉矫机矫直点温度为1017℃，拉速控制在1.3m/min，铸坯经低倍酸洗表面无裂纹，见图1。
在轧材控轧控冷步骤中，高线连轧生产20mm规格盘圆。确保其铸坯在加热炉从预热段550-750℃预热，随后经7个加热分区后出炉，加1区：650-850℃、加2区：850-950℃、加3区：1020-1080℃、加4区：980-1030℃、加5区：1060-1010℃、加6区：1050-1080℃、加7区：1060-1100℃；坯料在加热炉中的加热时间为128min，出炉钢坯经15MPa压力水除磷后，开轧温度为1000～1025℃，精轧入口温度930-950℃，减定径入口温度实际控制910-930℃、吐丝温度实际控制900-920℃；轧后在斯泰尔摩风冷线上，采用风机全关的延时冷却工艺，风冷线20组保温罩，每组长4.6米，先打开1-2#保温罩进行空冷，使其快冷至680℃，关闭其中3-20#保温罩进行保温缓冷，以0.40-0.60℃/s的缓冷速率缓慢冷却。最终相变形成均匀的铁素体和珠光体组织，铁素体面积占比38％、珠光体面积占比62％，奥氏体晶粒度级别在9.0～10.0级，其金相组织如图2所示，从图中可以看出高强度合金冷镦钢B7盘条的显微组织均匀。
本实施例提供的高强度合金冷镦钢B7盘条的性能指标如下：屈服强度Rel750-780MPa，抗拉强度Rm990-1015MPa，断后伸长率A为18-20.5％，面缩率Z为57-63％。
实施例2
一种高强度合金冷镦钢B7盘条，φ16mm规格，含有以下重量百分比化学成分：C:0.40％、Si:0.21％、Mn:0.83％、Cr:0.93％、Mo:0.21％、Al:0.031％、P:0.010％、S:0.005％、N:0.0045％，以及余量的Fe和不可避免的杂质。
上述高强度B7盘条的生产方法，包括以下工艺流程：120t顶底复吹转炉→精炼(LF炉精炼、RH炉抽真空)→十机十流连铸180×180mm方坯→控轧控冷；
其中：
方坯冶炼工序中，所述的转炉工序，钢包底吹氩流量140NL/min，搅拌时间为6min，使得钢包进LF炉前各元素均匀。出钢过程随钢流依次向钢包钢流冲击区内加入增碳剂、铝脱氧剂、合金、白灰和化渣剂，加入增碳剂(90％)5.9kg/t；所述增碳剂含碳90wt％；加入的铝脱氧剂为铝块，加入量0.73kg/t、合金包括高碳锰铁合金3.1kg/t，硅锰合金6.6kg/t，铬铁合金13.8kg/t和钼铁2.9kg/t；白灰加入量3.9kg/t、化渣剂加入量1.4kg/t；转炉终点C0.11％，终点P0.008％，挡渣出钢，避免下渣回P；
所述精炼工序包括LF炉精炼和RH真空处理。
所述LF炉精炼工序中，LF炉精炼过程控制氩流量115L/min进行搅拌化渣避免钢液氧化；加入白灰3.0kg/t，化渣剂1.5kg/t，确保埋弧化渣，避免钢液裸漏吸气增N；保证钢包钢液流动性良好、渣面不结壳，同时避免吸气增N，保证钢液纯净度。
进一步的，在优选成分控制范围内，控制Mn质量百分含量为0.83％，Mn/Si比为3.95，确保了Mn/Si比在3.0以上，并加入铝粒0.36kg/t、硅碳粉0.22kg/t进行强化渣面脱氧，保证白渣保持时间22min，出站钢水中Als/Al为92％，成品Al0.031％，提高钢水良好的流动性。
所述RH真空处理，其真空度为35Pa的深真空环境下保持时间13min，破空后喂钙线50m，钢水Ca/Al比0.10，软吹氩气流量控制在65L/min，软吹时间为17min。
在连铸步骤中的保护浇铸减少过程吸N，连铸结晶器水量125m3/h，二冷比水量0.5L/Kg，其中二冷段分为5段冷却，其1-5段的配水流量比为35:36:18:9:2；结晶器电搅电流300A、频率4Hz；末端电搅电流300A、频率10Hz。进拉矫机矫直点温度为1020℃，拉速控制在1.3m/min，铸坯经低倍酸洗表面无裂纹见图3。
在轧材控轧控冷步骤中，高线连轧生产16mm规格盘圆。确保其铸坯在加热炉从预热段550-750℃预热，随后经7个加热分区后出炉，加1区：650-850℃、加2区：850-950℃、加3区：1020-1080℃、加4区：980-1030℃、加5区：1060-1010℃、加6区：1050-1080℃、加7区：1060-1100℃；坯料在加热炉中的加热时间为127min，出炉钢坯经15MPa压力水除磷后，开轧温度为1000～1025℃，精轧入口温度920-940℃，减定径入口温度实际控制900-920℃、吐丝温度实际控制890-910℃；轧后在斯泰尔摩风冷线上，采用风机全关的延时冷却工艺，风冷线20组保温罩，每组长4.6米，先打开1-2#保温罩进行空冷，使其快冷至690℃，关闭其中3-20#保温罩进行保温缓冷，以0.40-0.60℃/s的缓冷速率缓慢冷却，最终相变形成均匀的铁素体和珠光体组织，铁素体面积占比35％、珠光体面积占比65％，奥氏体晶粒度级别在9.0～10.0级，其金相组织如图4所示，从图中可以看出高强度合金冷镦钢B7盘条的组织均匀。
本实施例提供的高强度合金冷镦钢B7盘条的性能指标如下：屈服强度Rel745-770MPa，抗拉强度Rm990-1015MPa，断后伸长率A为19-21.5％，面缩率Z为58-62％。
实施例3
一种高强度合金冷镦钢B7盘条，φ12mm规格，含有以下重量百分比化学成分：C:0.39％、Si:0.21％、Mn:0.83％、Cr:0.93％、Mo:0.21％、Al:0.035％、P:0.012％、S:0.003％、N:0.0042％，以及余量的Fe和不可避免的杂质。
所述高强度B7盘条的生产方法，包括以下工艺流程：转炉→精炼(LF炉精炼、RH炉抽真空)→十机十流连铸180×180mm方坯→加热→控轧控冷；
其中：
方坯冶炼工序中，方坯冶炼工序中，所述的转炉工序，钢包底吹氩流量150NL/min，搅拌时间为5min，使得钢包进LF炉前各元素均匀；出钢过程随钢流依次向钢包钢流冲击区内加入增碳剂、铝脱氧剂、合金、白灰和化渣剂，加入增碳剂6.0kg/t；所述增碳剂含碳90wt％；加入的铝脱氧剂为铝块，加入量0.85kg/t、合金包括高碳锰铁合金3.2kg/t，硅锰合金6.6kg/t，铬铁合金14.0kg/t和钼铁3.0kg/t；白灰加入量4.0kg/t、化渣剂加入量1.3kg/t；转炉终点C0.09％，终点P0.009％，挡渣出钢，避免下渣回P；
所述精炼工序包括LF炉精炼和RH真空处理。
所述LF炉精炼工序中，LF炉精炼过程控制氩流量115L/min进行搅拌化渣避免钢液氧化；加入白灰3.50kg/t，化渣剂1.0kg/t，确保埋弧化渣，避免钢液裸漏吸气增N；
进一步的，在优选成分控制范围内，可微调Mn质量百分含量，Mn0.83％、Si0.21％，其Mn/Si比为3.95，确保了Mn/Si比在3.0以上。并加入铝粒0.40kg/t、硅碳粉0.26kg/t进行强化渣面脱氧，保证白渣保持时间23min，出站前钢水中Als/Al为93％，成品Al0.035％，提高钢水良好的流动性。
所述RH真空处理，其真空度为35Pa的深真空环境下保持时间15min，破空后喂钙线50m，钢水Ca/Al比0.08，软吹氩气流量控制在70L/min，软吹时间为18min。
在连铸步骤中的，十机十流连铸180×180mm方坯，保护浇铸减少过程吸N，连铸结晶器一冷水量123m3/h，二冷比水量0.5L/Kg，其中二冷段分为5段冷却，其1-5段的配水流量比设定为35:36:18:9:2；结晶器电搅电流300A、频率4Hz；末端电搅电流300A、频率10Hz。进拉矫机矫直点温度为1019℃，拉速控制在1.3m/min，铸坯经低倍酸洗表面无裂纹见图5。
在轧材控轧控冷步骤中，高线连轧生产12mm规格盘圆。铸坯入炉的预热段温度设定550-750℃，其后加热区分7个分区，其加热各分区的工艺参数如下：预热段：550-750℃、加1区：650-850℃、加2区：850-950℃、加3区：1020-1080℃、加4区：980-1030℃、加5区：1060-1010℃、加6区：1050-1080℃、加7区：1060-1100℃。坯料在加热炉中的加热时间为130min，出炉钢坯经18MPa压力水除磷后，开轧温度为1000～1025℃，精轧入口温度910-930℃，减定径入口温度实际控制880-900℃、吐丝温度实际控制870-890℃；轧后在斯泰尔摩风冷线上，采用风机全关的延时冷却工艺，风冷线20组保温罩，每组长4.6米，先打开1-2#保温罩进行空冷，快冷至400-560℃的贝氏体转变温度范围关闭其中3-20#保温罩进行保温缓冷，确保其缓慢冷却，控制缓冷速率在0.40-0.60℃/s，最终相变形成均匀的铁素体、珠光体和少量贝氏体组织，其铁素体面积占比31％、珠光体面积占比66％、贝氏体面积占比3％。奥氏体晶粒度级别在9.5～10.5级，其金相组织如图6所示，从图中可以看出高强度合金冷镦钢B7盘条的组织较为均匀。
本实施例提供的高强度合金冷镦钢B7盘条的性能指标如下：屈服强度Rel755-789MPa，抗拉强度Rm995-1020MPa，断后伸长率A为18-21％，面缩率Z为57-62％。
对比例1
一种高强度合金冷镦钢B7盘卷，16mm规格，包括以下质量百分比元素成分：C:0.40％、Si：0.22％、Mn：0.84％、Cr：0.92％、Mo：0.21％、Al：0.016％、P：0.014％、S：0.010％、N：0.0080％，以及余量的Fe和不可避免的杂质。
所述高强度B7盘条的生产方法，包括以下步骤：转炉→精炼(LF炉精炼、RH炉抽真空)→十机十流连铸180×180mm方坯→加热→控轧控冷；其中：
方坯冶炼工序中，所述的转炉工序，钢包底吹氩流量140NL/min，搅拌时间为6min，使得钢包进LF炉前各元素均匀。出钢过程随钢流依次向钢包钢流冲击区内加入增碳剂、铝脱氧剂、合金、白灰和化渣剂，加入增碳剂(90％)5.85kg/t；所述增碳剂含碳90wt％；加入的铝脱氧剂为铝块，加入量0.85kg/t、合金包括高碳锰铁合金3.05kg/t，硅锰合金6.5kg/t，铬铁合金13.8kg/t和钼铁3.15kg/t；白灰加入量4.05kg/t、化渣剂加入量1.1kg/t；转炉终点C为0.12％，终点P 0.010％，挡渣出钢，避免下渣回P；
所述精炼工序包括LF炉精炼和RH真空处理。
所述LF炉精炼工序中，LF炉精炼过程控制氩流量115L/min进行搅拌化渣避免钢液氧化；加入白灰1.6kg/t，化渣剂0.7kg/t，渣量少造成LF炉通电过程埋弧较差，致钢液裸漏吸气增N；
进一步的，在优选成分控制范围内，控制Mn质量百分含量为0.84％，Mn/Si比为3.82，确保了Mn/Si比在3.0以上，并加入铝粒0.25kg/t、硅碳粉0.18kg/t进行渣面脱氧，保证白渣保持时间仅14min，出站钢水中Als/Al为88％，成品Al0.016％，未有足够量的Al来固定游离的N形成AlN化合物，致使钢液产生较多游离N。
所述RH真空处理，其真空度为35Pa的深真空环境下保持时间13min，破空后喂钙线50m，钢水Ca/Al比0.19，软吹氩气流量控制在66L/min，软吹时间为17min。
在连铸步骤中的保护浇铸，连铸结晶器水量125m3/h，二冷比水量0.5L/Kg，进拉矫机矫直点温度为1020℃，拉速控制在1.3m/min，铸坯经低倍酸洗表面有裂纹见图7。
在轧材控轧控冷步骤中，其轧制工艺同实施例2中的16mm规格盘圆控轧控冷工艺。其金相组织和晶粒度与实施例2相当。但由于大量N化物析出引起铸坯表面晶界裂纹，轧制过程中延伸至轧材表面裂纹，同时大量N化物形成，起到析出强化作用，析出强化具有提高强度降低塑性的特点，因此盘卷的强度稍有提高，而断后伸长率及面缩率明显降低，造成伸长率及面缩率不合格。
本对比例提供的高强度合金冷镦钢B7盘条的性能指标如下：屈服强度Rel780-850MPa，抗拉强度Rm1000-1030MPa，断后伸长率A为14-15.5％，面缩率Z为48-53％。
对比例2
一种高强度合金冷镦钢B7盘卷，12mm规格，包括以下质量百分比元素成分：
C:0.39％、Si:0.21％、Mn:0.83％、Cr:0.93％、Mo:0.21％、Al:0.035％、P:0.012％、S:0.005％、N:0.0042％，以及余量的Fe和不可避免的杂质。
上述高强度B7盘条的生产方法，包括以下步骤：转炉→精炼(LF炉精炼、RH炉抽真空)→十机十流连铸180×180mm方坯→控轧控冷；
其中：
在炼钢冶炼工序中，其转炉、精炼、连铸工艺同实施例3中的12mm规格盘圆冶炼工艺，铸坯经低倍酸洗表面无裂纹。
在轧材控轧控冷步骤中，高线连轧生产12mm规格盘圆。坯料在加热炉中的加热时间为131min，出炉钢坯经18MPa压力水除磷后，开轧温度为1000～1025℃，精轧入口温度910-930℃，减定径入口温度实际控制880-900℃、吐丝温度实际控制870-890℃；轧后吐丝盘卷进入120m斯泰尔摩风冷线后，采用风机全关的延时冷却工艺，风冷线20组保温罩，1-7#保温罩打开以＞1℃/s的冷却速率进行空冷至350-520℃的贝氏体及马氏体转变温度，而后关闭其中8-20#保温罩进行保温缓冷，以0.80-0.90℃/s的缓冷速率冷却。最终相变形成铁素体、珠光体以及贝氏体和马氏体硬相组织，铁素体占比28％、珠光体占比55％、脆化的贝氏体11％、马氏体组织6％。奥氏体晶粒度级别在9.5～11级，其金相组织如图8所示。由于轧后空冷的冷却速率较保温罩冷速快，同时快速空冷冷却段较长，造成奥氏体相变形成了大量贝氏体和马氏体脆化组织，虽明显提高了强度，但塑性极大降低，造成产品断后伸长率及面缩率明显降低，造成伸长率及面缩率不合格，严重影响客户在拉拔加工的使用。
本对比例提供的高强度合金冷镦钢B7盘条的性能指标如下：屈服强度Rel850-910MPa，抗拉强度Rm1010-1040MPa，断后伸长率A为11-15％，面缩率Z为42-50％。
对比例3
一种高强度合金冷镦钢B7盘条，φ20mm规格，含有以下重量百分比化学成分：C:0.41％、Si0.22％、Mn0.84％、Cr：0.94％、Mo：0.22％、Al：0.034％、P：0.009％、S：0.004％、N：0.0047％，以及余量的Fe和不可避免的杂质。
上述高强度B7盘条的生产方法，包括以下工艺流程：120t顶底复吹转炉→精炼(LF炉精炼、RH炉抽真空)→十机十流连铸180×180mm方坯→加热→控轧控冷；其中：
方坯冶炼工序中，在炼钢冶炼工序中，其转炉、精炼、连铸工艺同实施例1中的20mm规格盘圆冶炼工艺，铸坯经低倍酸洗表面无裂纹。
在轧材控轧控冷步骤中，高线连轧生产20mm规格盘圆。坯料在加热炉中的加热时间为100min，出炉钢坯经16MPa压力水除磷后，开轧温度为975℃，精轧入口温度870-890℃，减定径入口温度实际控制855-875℃、吐丝温度实际控制840-850℃；轧后吐丝盘卷进入120m斯泰尔摩风冷线后，采用风机全关的延时冷却工艺，风冷线20组保温罩，关闭其中3-20#保温罩进行保温缓冷，以0.40-0.60℃/s的缓冷速率缓慢冷却。最终相变形成细铁素体、珠光体组织以及脆化的贝氏体、马氏体组织，铁素体占比28％、珠光体占比60％、脆化的贝氏体8％、马氏体组织4％。奥氏体晶粒度级别在9.5～10.5级，其金相组织如图9所示。
本对比例提供的高强度合金冷镦钢B7盘条的性能指标如下：屈服强度Rel790-840MPa，抗拉强度Rm1000-1020MPa，断后伸长率A为14.5-16.0％，面缩率Z为48-55％。
本发明高强度合金冷镦钢B7盘条，实测屈服强度(Rel)、抗拉强度(Rm)、断后伸长率(A)均满足使用要求。本发明工艺操作简单，生产成本低，作业效率高，产品具有强度和塑性配合良好的特点。
Claims (10)
1.一种高强度合金冷镦钢B7盘条，其特征在于，所述高强度合金冷镦钢B7盘条，含有以下重量百分比化学成分：C 0.38-0.48％，Si 0.15-0.35％，Mn 0.70-0.95％，Cr 0.80-1.10％，Mo0.15-0.25％，Al 0.025-0.045％，N≤0.0060％，P≤0.025％，S≤0.015％，以及余量的Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的高强度合金冷镦钢B7盘条，其特征在于，所述高强度合金冷镦钢B7盘条，含有以下重量百分比化学成分：C 0.39-0.42％，Si 0.19-0.24％，Mn 0.80-0.85％，Cr0.90-0.95％，Mo 0.18-0.22％，Al 0.028-0.040％，N≤0.0050％，P≤0.015％，S≤0.006％，以及余量的Fe和不可避免的杂质。
3.根据权利要求1或2所述的高强度合金冷镦钢B7盘条，其特征在于，所述高强度合金冷镦钢B7盘条的显微组织为铁素体+珠光体或含少量贝氏体，铁素体面积占比30-40％、珠光体占比60-66％，贝氏体占比0-5％，奥氏体晶粒度等级为8.5-10.5级；屈服强度Rel为735-800MPa，抗拉强度Rm为980-1020MPa，断后伸长率A≥16％，断面收缩率Z≥50％。
4.一种权利要求1-3任一项所述的高强度合金冷镦钢B7盘条的生产方法，其特征在于，所述生产方法，包括以下工艺流程：转炉冶炼→精炼→连铸→控轧控冷。
5.根据权利要求4所述的生产方法，其特征在于，所述转炉冶炼，出钢过程随钢流依次向钢包钢流冲击区内加入增碳剂、铝脱氧剂、合金、白灰和化渣剂，加入增碳剂5.8-6.1kg/t、铝脱氧剂0.6-0.9kg/t、合金包括高碳锰铁合金3.0-3.3kg/t，硅锰合金6.4-6.8kg/t，铬铁合金13.5-15kg/t和钼铁2.8-3.2kg/t；白灰加入量3.9-4.1kg/t、化渣剂1-1.5kg/t。
6.根据权利要求4所述的生产方法，其特征在于，所述精炼包括LF炉精炼和RH真空处理；LF炉精炼工序中，加入白灰2.5-4.0kg/t，化渣剂1.0-2.0kg/t。
7.根据权利要求4或6所述的生产方法，其特征在于，LF炉精炼工序中，出钢水中[Al]＝0.045-0.060％；Als/Al≥85％，确保成品Al在0.025-0.040％。
8.根据权利要求4所述的生产方法，其特征在于，所述RH真空处理，真空度小于67Pa，深真空保持时间大于10min，破空后喂钙线，保证控制钢水Ca/Al在0.07-0.12之间，软吹时间大于15min。
9.根据权利要求4所述的生产方法，其特征在于，控轧控冷步骤中具体为：含加热、轧制、轧制后的线材穿水冷却后送入夹送辊、减定径仪、再由吐丝机吐丝成卷，吐丝盘卷进入斯泰尔摩风冷线依次进行空冷、保温罩缓冷；
所述加热，铸坯在加热炉中的加热时间≥120min，出炉开轧温度≥995℃。
10.根据权利要求9所述的生产方法，其特征在于，所述轧制，开轧温度为1000-1025℃，精轧入口温度900℃-960℃；设定减定径入口温度控制在880-940℃、吐丝温度控制在870-920℃。
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| PB01 | Publication | ||
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| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
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| RJ01 | Rejection of invention patent application after publication | ||
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Application publication date: 20210420 |