CN112981240B - 一种q550md低合金高强钢板及其生产方法 - Google Patents

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Abstract

本发明一种Q550MD低合金高强钢板，其化学成分组成及质量百分比分别为：C：0.07~0.09，Si：0.10~0.20，Mn：1.60～1.70，P≤0.013，S≤0.005，Nb：0.03~0.04，Ti：0.010~0.025，B：0.0012~0.0016，Als：0.02~0.04，其它为Fe和生产过程中不可避免的残余元素和杂质；本发明Q550MD低合金高强钢板的生产方法，LF精炼的中期，即总精炼时间的1/3‑1/2时，进行钛微合金化，通过Ti进行固N，软吹2~3min后加入硼铁，进行硼微合金化，LF总精炼时间控制在35~50min，保证钢中夹杂物级别总和不超过1.0级。本发明可大幅降低合金成本，且生产工序简单，生产的钢板板形良好。

Description

一种Q550MD低合金高强钢板及其生产方法
技术领域
本发明涉及一种高强钢板及其生产方法，尤其涉及一种Q550MD低合金高强钢板及其生产方法。
背景技术
高强钢指的是在碳素钢基础上添加一定量的合金元素，有效提高钢的强度和韧性；如强碳化物形成元素Nb、V、Ti、Cr、Mo、Ni、Cu、Al，并通过细晶强化、固溶强化、沉淀强化、第二相粒子强化等强化方式而发展起来的钢种。低合金高强钢一般合金元素总量＜0.1wt%，具有超高的强度，良好的韧性和低廉的生产成本，具有很强的市场竞争力，尤其是以Q550MD为代表的TMCP低碳贝氏体高强钢，近年来越来越受到煤机行业和工程机械行业的青睐，与其生产相关的新技术也越来越受到国内各钢厂的重视。
采用TMCP工艺生产的Q550MD除了需要合理的合金成分设计外，还对冷却设备的能力提出较高的要求，要求相应厚度规格的钢板达到较高的冷速，且钢板冷却均匀性较好，保证钢板矫直后板形不出现瓢曲。多数钢厂在Q550MD产品的开发和生产过程中都面临着合金成本高、工序复杂、板形差的问题。
公开号为CN108300939 A的专利公开了“一种低成本Q550D高强钢板及其生产方法”，其成分设计中添加了Nb、V、Cr、Mo、Ni、Cu等多种合金，合金成本较高，此外该专利限定铸坯厚度为300~350mm或以上，绝大多数钢厂铸坯无法达到此厚度，因而难以得到实际应用。
公开号为CN104498832 A的专利公开了“一种低成本Q550D钢板及其制造方法”，通过合理的化学成分设计、控轧及热处理工艺得到了性能满足GB/T16270要求的Q550D钢板。该成分中添加了0.15wt%~0.25wt%的合金Cr，合金成本高；另外，除了采用两阶段控轧及轧后控冷工艺，还进行了离线淬火+回火热处理，工序复杂，生产效率低，生产成本高。
公开号为CN102433498 A的专利公开了“一种Q550D优质结构钢中厚板及其生产方法”，该专利的采用了低合金成分设计，辅以控轧控冷工艺得到了强韧性能良好的Q550D钢板，但其成分设计中除了添加NB、V、Ti中的一种合金，还添加了0.10wt%~0.20wt%的Mo，合金成本较高。另外，该方法要求返红温度为450-600℃，该温度下，钢板由于冷却不均匀，板形较差，板形合格率和成材率均较低，不适用于批量生产。
公开号为CN201010597657 A的专利公开了“贝氏体组织高强韧性结构钢Q550D(E)钢板及其生产方法”，该方法通过TMCP工艺得到了高强韧性钢板Q550D(E)，工序简单，生产流程短，但其成分添加了较多的贵重合金，其合金Nb+Ti+V+Mo+B添加量为0.2wt%~0.35wt%，尤其是添加了0.15wt%~0.25wt%的Mo合金，大大增加了产品的合金成本。
发明内容
本发明所要解决的技术问题是提供一种Q550MD低合金高强钢板及其生产方法，通过控制冶炼过程硼铁的添加及采用两阶段控制轧制、三段式控制冷却工艺，得到一种合金成本低、强韧性能优良、板形良好的Q550MD低合金高强钢板。
本发明技术方案如下：
一种Q550MD低合金高强钢板，其化学成分组成及质量百分比分别为：C：0.07~0.09，Si：0.10~0.20，Mn：1.60～1.70，P≤0.013，S≤0.005，Nb：0.03~0.04，Ti：0.010~0.025，B：0.0012~0.0016，Als：0.02~0.04，其它为Fe和生产过程中不可避免的残余元素和杂质。
各合金元素在钢中的作用如下：
（1）C：C是钢中最基本的强化元素，C含量越高，钢的强度越高，塑韧性和焊接性能越差，因此在保证强度的情况下应尽可能降低C含量，以保证钢板的塑韧性和焊接性能。
（2）Si：Si是铁素体形成元素，在钢中可以提高碳分配，起到固溶强化的作用，并且可达到抑制回火过程中残余奥氏体分解的目的，从而提高钢板的回火抗力。
（3）Mn：Mn能够提高钢的淬透性，增加残余奥氏体的含量及稳定性，提高钢的延韧性，引起固溶强化。Mn能够促进有害元素在晶界的偏聚，提高钢的回火脆性。
（4）P和S：P易于偏聚在晶界处，降低钢的塑性和韧性，属于有害元素，因此应尽可能降低钢中的P含量；S容易与Mn形成MnS夹杂物，长条状的MnS会显著降低钢板的拉伸性能，因此，高强钢冶炼过程一般将S控制在较低水平。
（5）Nb：Nb是最强的碳化物形成元素，具有抑制奥氏体再结晶、细化奥氏体的作用，在低温下易于析出弥散碳化物，可以提高强度。
（6）Ti：Ti是强氮化物形成元素，其脱氮能力大于B元素，本发明中加入的Ti是用来结合N，形成TiN析出物，从而保护B不和N结合形成BN，使得钢中固溶硼的含量提高。
（7）B：B元素是本发明的重要元素，只需加入极微量的硼铁就可以显著提高钢板的淬透性，因而可取代大量合金元素，降低合金成本。在低合金高强钢中，B元素的性质较活泼，在冶炼过程中易于与N原子结合形成脆性化合物BN，降低晶界的强度，但以固溶状态存在于钢中的B可以显著提高钢的淬透性，改善钢板的综合力学性能，因此应严格B元素在钢中的形态，即提升固溶硼的量，减少脆性化合物BN的生成量。
一种Q550MD低合金高强钢板的生产方法，包括铁水预脱硫、转炉冶炼、LF+RH精炼、连铸、铸坯堆垛缓冷、铸坯再加热、轧制、控制冷却、矫直、精整、探伤和入库工序；所述连铸坯的化学成分组成及质量百分比分别为：C：0.07~0.09，Si：0.10~0.20，Mn：1.60～1.70，P：≤0.013，S≤0.005，Nb：0.03~0.04，Ti：0.010~0.025，B：0.0012~0.0016，Als：0.02~0.04，其它为Fe和生产过程中不可避免的残余元素和杂质。
上述的Q550MD低合金高强钢板的生产方法，所述LF精炼工序，在LF精炼中期，即总精炼时间的1/3-1/2时加入钛铁，通过Ti合金进行固N，软吹2~3min后加入硼铁，进行硼微合金化，LF总精炼时间控制在35~50min，保证钢中夹杂物级别总和不超过1.0级。
上述的Q550MD低合金高强钢板的生产方法，所述转炉冶炼工序中，确保N≤50ppm,CEV≤0.37。
上述的Q550MD低合金高强钢板的生产方法，所述控制冷却工序，采用三段式冷却，分别为DQ段、空冷段和ACC段，其中DQ段冷却速度为15-20℃/s，DQ段终冷温度为400-500℃；钢板离开DQ段后进入空冷段，空冷10-15s；ACC段冷却速度为4-8℃/s，终冷温度为150-250℃/s。
上述的Q550MD低合金高强钢板的生产方法，所述钢板轧制工序：采用两阶段控制轧制，待温厚度≥3a，终轧温度为790~840℃，末道次快速抛钢，抛钢速度2.7-3.2m/s，使钢板快速进入控冷区，保证钢板DQ段的开始冷却温度控制在760~820℃，避免钢板在开始冷却之前发生相变，生成低强度的先共析铁素体。
上述的Q550MD低合金高强钢板的生产方法，所述铸坯厚度为220~260mm,下线后堆垛避风缓冷处理≥24h,进而装炉再加热；
所述铸坯加热工序：加热段温度采用高温加热1230-1270℃，均热段温度控制在1210～1250℃范围内，铸坯在加热炉内的总加热时间≥240min，保证铸坯温度均匀。
上述的Q550MD低合金高强钢板的生产方法，所述低合金高强钢Q550MD钢板成品厚度为20~30mm。
本发明之所以采用以上成分设计及三段式控制冷却工艺，主要基于以下考虑：
a. 硼在钢中的主要作用为显著增加钢的淬透性，使钢板在较低冷速下即可形成强韧性能较好的贝氏体组织，同时还能够细化贝氏体的亚结构，保证硼在钢中的固溶量，减少有害硼BN的含量，可以在提高钢的强度的同时保持良好的塑韧性能，从而替代Cr、Mo、V、Cu、Ni等贵金属；本发明通过控制冶炼过程硼铁的添加量和添加时机，有效提高了钢中固溶硼的量，降低了有害硼BN的量，从而降低了Q550MD钢板生产的合金成本。
b.本发明采用三段式控制冷却，其中DQ段冷速为15-20℃/s，终冷温度为400-500℃，目的为保证全厚度完成贝氏体相变；空冷段的目的是令钢板在400-500℃保温10-15s，促进碳化物的析出，改善钢板的塑韧性，起到“自回火”的作用，减少离线回火工序；ACC段冷却速度为4-8℃/s，冷却至150-250℃，目的是避免钢板由于冷却不均匀发生二次瓢曲，保证钢板板形平直。
本发明的有益效果为：
（1）本发明通过规范冶炼过程中硼铁的添加，替代了贵重合金Cr、Mo、V、Ni、Cu等，大幅度降低了Q550MD钢板的合金成本；
（2）本发明通过采用三段式多目标冷却控制，既保障了钢板的性能和板形，又充分利用钢板冷却过程中的自回火作用，改善了钢板的塑韧性，不须进行离线热处理，工序简单，板形好。
附图说明
图1为实施例1所生产的20mm规格Q550MD钢板的500×显微组织图；
图2为实施例2所生产的20mm规格Q550MD钢板的500×显微组织图；
图3为实施例3所生产的25mm规格Q550MD钢板的500×显微组织图；
图4为实施例4所生产的25mm规格Q550MD钢板的500×显微组织图；
图5为实施例5所生产的30mm规格Q550MD钢板的500×显微组织图；
图6为实施例6所生产的30mm规格Q550MD钢板的500×显微组织图。
具体实施方式
Q550MD低合金高强钢板的生产方法，包括铁水预脱硫、转炉冶炼、LF+RH精炼、连铸、铸坯堆垛缓冷、铸坯再加热、轧制、控制冷却、矫直、精整、探伤和入库工序；转炉冶炼工艺中控制钢中的N≤50ppm，确保钢水的洁净度；LF精炼工序中关键步骤为在LF精炼中期加入钛铁，进行钛微合金化，并确保软吹2-3分钟后再加入硼铁，进行硼微合金化，LF总精炼时间控制在35~50min，保证钢中夹杂物级别总和不超过1.0级；铸坯厚度220~260mm，铸坯下线堆垛避风缓冷处理≥24h，进而装炉再加热。
加热工艺：加热完毕钢板表面温度为1210~1250℃，铸坯在加热炉内的总加热时间≥240min，确保合金元素全部溶解，并保证铸坯温度均匀。
轧制工艺：采用两阶段控制轧制，待温厚度≥3a，a为成品钢板厚度；终轧温度为790~840℃，末道次快速抛钢，抛钢速度2.7-3.2m/s，使钢板快速进入控冷区，避免钢板晶粒在高温阶段粗化。
冷却工艺：采用三段式控制冷却方式冷却，依次为DQ段、空冷段、ACC段。DQ段开冷温度为760~820℃，冷速为15-20℃/s，终冷温度为400-500℃，目的保证钢板全厚度完成贝氏体相变；钢板离开DQ段后，空冷10-15s，促进碳化物的析出，起到“自回火”的作用，改善钢板的塑韧性；ACC段冷却速度为4-8℃/s，冷却至150-250℃，目的是避免钢板由于冷却不均匀发生二次瓢曲。
下面结合具体实施例对本发明做进一步详细说明。
实施例1-6采用的主要设备有100t顶底复吹转炉冶炼、100吨双工位LF精炼炉、100吨双工位RH精炼炉、220mm/260mm的大板坯连铸机、步进式加热炉、3500mm中厚板单机架轧机、西马克DQ+ACC控制冷却系统。
实施例1
生产厚度规格为20mm的Q550MD低合金高强钢板，冶炼采用下述质量百分比化学成分的钢水：C：0.07wt%，Si：0.10wt%，Mn：1.60wt%，P：0.013wt%，S：0.005wt%，Nb：0.03wt%，Ti：0.010wt%， B：0.0012wt%，Als：0.02wt%，其余为Fe；碳当量为0.34；钢板在LF精炼22min时加入钛铁，进行钛微合金化，软吹2min时加入硼铁，进行硼微合金化，LF总精炼时间为35min，夹杂物级别总和为0.5级；连铸坯厚度为220mm，铸坯堆垛缓冷24h入炉再加热，铸坯加热完毕表面温度为1210℃，总加热时间为240min；采用两阶段控制轧制，待温厚度为60mm，终轧温度为790℃，末道次抛钢速度为3.2m/s；钢板采用DQ+空冷+ACC三段式冷却，DQ段开冷温度为760℃，冷却速度为20℃/s，DQ段终冷温度为400℃，钢板出DQ区域后进行空冷，空冷10s后，进入ACC区域冷却，ACC段冷速为8℃/s，钢板终冷温度为150℃。
实施例2
生产厚度规格为20mm的Q550MD低合金高强钢板，冶炼采用下述质量百分比化学成分的钢水：C：0.09wt%，Si：0.20wt%，Mn：1.70wt%，P：0.009wt%，S：0.003wt%，Nb：0.04wt%，Ti：0.025wt%， B：0.0016wt%，Als：0.04wt%，其余为Fe。碳当量为0.37。所述钢板在LF精炼24min时加入钛铁，进行钛微合金化，软吹2.5min时加入硼铁，进行硼微合金化，LF总精炼时间为40min，夹杂物级别总和为0.5级；连铸坯厚度为260mm，铸坯堆垛缓冷27h入炉再加热，铸坯加热完毕表面温度为1250℃，总加热时间为252min；采用两阶段控制轧制，待温厚度为66mm，终轧温度为840℃，末道次抛钢速度为3.2m/s；钢板采用DQ+空冷+ACC三段式冷却，DQ段开冷温度为820℃，冷却速度为19℃/s，DQ段终冷温度为500℃，钢板出DQ区域后进行空冷，空冷13s后，进入ACC区域冷却，ACC段冷速为6℃/s，钢板终冷温度为172℃。
实施例3
生产厚度规格为25mm的Q550MD低合金高强钢板，冶炼采用下述质量百分比化学成分的钢水：C：0.08wt%，Si：0.15wt%，Mn：1.65wt%，P：0.01wt%，S：0.003wt%，Nb：0.035wt%，Ti：0.015wt%， B：0.0013wt%，Als：0.028wt%，其余为Fe。碳当量为0.355。所述钢板在LF精炼23min时加入钛铁，进行钛微合金化，软吹2.5min时加入硼铁，进行硼微合金化，LF总精炼时间为42min，夹杂物级别总和为0.5级；连铸坯厚度为260mm，铸坯堆垛缓冷26h入炉再加热，铸坯加热完毕表面温度为1230℃，总加热时间为260min；采用两阶段控制轧制，待温厚度为75mm，终轧温度为790℃，末道次抛钢速度为3.0m/s；钢板采用DQ+空冷+ACC三段式冷却，DQ段开冷温度为766℃，冷却速度为18℃/s，DQ段终冷温度为400℃，钢板出DQ区域后进行空冷，空冷14s后，进入ACC区域冷却，ACC段冷速为5℃/s，钢板终冷温度为210℃。
实施例4
生产厚度规格为25mm的Q550MD低合金高强钢板，冶炼采用下述质量百分比化学成分的钢水：C：0.074wt%，Si：0.17wt%，Mn：1.64wt%，P：0.008wt%，S：0.003wt%，Nb：0.033wt%，Ti：0.012wt%， B：0.0013wt%，Als：0.031wt%，其余为Fe。碳当量为0.347。所述钢板在LF精炼26min时加入钛铁，进行钛微合金化，软吹3 min时加入硼铁，进行硼微合金化，LF总精炼时间为50min，夹杂物级别总和为0.5级；连铸坯厚度为260mm，铸坯堆垛缓冷32h入炉再加热，铸坯加热完毕表面温度为1242℃，总加热时间为268min；采用两阶段控制轧制，待温厚度为80mm，终轧温度为840℃，末道次抛钢速度为3.0m/s；钢板采用DQ+空冷+ACC三段式冷却，DQ段开冷温度为813℃，冷却速度为17℃/s，DQ段终冷温度为440℃，钢板出DQ区域后进行空冷，空冷13s后，进入ACC区域冷却，ACC段冷速为6℃/s，钢板终冷温度为196℃。
实施例5
生产厚度规格为30mm的Q550MD低合金高强钢板，冶炼采用下述质量百分比化学成分的钢水：C：0.082wt%，Si：0.14wt%，Mn：1.68wt%，P：0.008wt%，S：0.002wt%，Nb：0.036wt%，Ti：0.019wt%， B：0.0015wt%，Als：0.027wt%，其余为Fe。碳当量为0.362。所述钢板在LF精炼25min时加入钛铁，进行钛微合金化，软吹2.8 min时加入硼铁，进行硼微合金化，LF总精炼时间为47min，夹杂物级别总和为1.0级；连铸坯厚度为260mm，铸坯堆垛缓冷28h入炉再加热，铸坯加热完毕表面温度为1238℃，总加热时间为259min；采用两阶段控制轧制，待温厚度为90mm，终轧温度为790℃，末道次抛钢速度为2.7m/s；钢板采用DQ+空冷+ACC三段式冷却，DQ段开冷温度为771℃，冷却速度为15℃/s，DQ段终冷温度为420℃，钢板出DQ区域后进行空冷，空冷14s后，进入ACC区域冷却，ACC段冷速为4℃/s，钢板终冷温度为230℃。
实施例6
生产厚度规格为30mm的Q550MD低合金高强钢板，冶炼采用下述质量百分比化学成分的钢水：C：0.077wt%，Si：0.12wt%，Mn：1.62wt%，P：0.011wt%，S：0.002wt%，Nb：0.036wt%，Ti：0.023wt%， B：0.0014wt%，Als：0.038wt%，其余为Fe。碳当量为0.347。所述钢板在LF精炼26min时加入钛铁，进行钛微合金化，软吹3 min时加入硼铁，进行硼微合金化，LF总精炼时间为42min，夹杂物级别总和为0.5级；连铸坯厚度为260mm，铸坯堆垛缓冷27h入炉再加热，铸坯加热完毕表面温度为1233℃，总加热时间为262min；采用两阶段控制轧制，待温厚度为90mm，终轧温度为840℃，末道次抛钢速度为2.7m/s；钢板采用DQ+空冷+ACC三段式冷却，DQ段开冷温度为820℃，冷却速度为16℃/s，DQ段终冷温度为450℃，钢板出DQ区域后进行空冷，空冷15s后，进入ACC区域冷却，ACC段冷速为5℃/s，钢板终冷温度为250℃。
实施例1-6冷却工序完成后，按照常规生产流程进行矫直、精整，探伤后入库。
由于在低合金高强钢中，B元素的性质较活泼，在冶炼过程中易于与N原子结合形成脆性化合物BN，降低晶界的强度，但以固溶状态存在于钢中的B可以显著提高钢的淬透性，改善钢板的综合力学性能，因此应严格B元素在钢中的形态，即提升固溶硼的量，减少脆性化合物BN的生成量。为了验证冶炼过程中添加的硼铁在钢中是否形成有益的固溶硼，对各实施例成品钢板的固溶硼及全硼含量进行测定，结果如表1所示。
对各实施例的成品钢板力学性能进行检测，结果如表2所示，均满足GB/T1591-2018的要求。
表1实施例的有效硼含量测定结果
Figure DEST_PATH_IMAGE002
表2实施例的实际力学性能
Figure DEST_PATH_IMAGE004
由图1～图6可以看出，采用本发明工艺生产的Q550MD低合金高强钢板组织主要为粒状贝氏体，粒状贝氏体的形成温度一般高于板条马氏体，与板条马氏体相比较，具有M/A组元颗粒粗大、铁素体亚结构呈等轴状且尺寸大、位错密度低等特点。由于粒状贝氏体的铁素体亚结构不呈现出板条状，而且贝氏体中的M/A组元呈无序排列，因而可以避免裂纹的快速扩展，较板条马氏体具有更好的塑性和低温韧性。由表2可以看出，实施例1～实施例6生产的Q550MD低合金高强钢板力学性能完全满足GB/T1591-2018的要求。

Claims (5)

1. 一种Q550MD低合金高强钢板，其特征在于：其化学成分组成及质量百分比分别为：C：0.07~0.09，Si：0.10~0.20，Mn：1.62～1.70，P≤0.013，S≤0.005，Nb：0.033~0.04，Ti：0.010~0.025， B：0.0012~0.0016，Als：0.02~0.04，其它为Fe和生产过程中不可避免的残余元素和杂质；所述钢板主要为粒状贝氏体组织，由下述方法生产：包括铁水预脱硫、转炉冶炼、LF+RH精炼、连铸、铸坯堆垛缓冷、铸坯再加热、轧制、控制冷却、矫直、精整、探伤和入库工序；所述钢板轧制工序采用两阶段控制轧制，待温厚度≥3a，a为钢板厚度；终轧温度为790~840℃，末道次以2.7-3.2m/s的抛钢速度使钢板进入控冷区域，并保证钢板DQ段开始冷却温度控制在760~820℃；所述控制冷却工序，采用三段式冷却，分别为DQ段、空冷段和ACC段，其中DQ段冷却速度为15-20℃/s，DQ段终冷温度为400-500℃；钢板离开DQ段后进入空冷段，空冷10-15s；ACC段冷却速度为4-8℃/s，终冷温度为150-250℃/s；所述铸坯厚度为220~260mm，下线后堆垛避风缓冷处理≥24h,进而装炉再加热；所述铸坯再加热工序：加热段温度采用高温加热1230-1270℃，均热段温度控制在1210～1250℃范围内，铸坯在加热炉内的总加热时间≥240min，保证铸坯温度均匀。
2.一种如权利要求1所述的Q550MD低合金高强钢板的生产方法，包括铁水预脱硫、转炉冶炼、LF+RH精炼、连铸、铸坯堆垛缓冷、铸坯再加热、轧制、控制冷却、矫直、精整、探伤和入库工序；其特征在于：所述连铸坯的化学成分组成及质量百分比分别为：C：0.07~0.09，Si：0.10~0.20，Mn：1.62～1.70，P：≤0.013，S≤0.005，Nb：0.033~0.04，Ti：0.010~0.025，B：0.0012~0.0016，Als：0.02~0.04，其它为Fe和生产过程中不可避免的残余元素和杂质；所述钢板轧制工序采用两阶段控制轧制，末道次以2.7-3.2m/s的抛钢速度使钢板进入控冷区域，并保证钢板DQ段开始冷却温度控制在760~820℃；所述控制冷却工序，采用三段式冷却，分别为DQ段、空冷段和ACC段，其中DQ段冷却速度为15-20℃/s，DQ段终冷温度为400-500℃；钢板离开DQ段后进入空冷段，空冷10-15s；ACC段冷却速度为4-8℃/s，终冷温度为150-250℃/s。
3.如权利要求2所述的一种Q550MD低合金高强钢板的生产方法，其特征在于：所述LF精炼工序，在LF总精炼时间的1/3-1/2时加入钛铁，进行钛微合金化；软吹2~3min后加入硼铁，进行硼微合金化，LF总精炼时间控制在35~50min。
4.如权利要求2所述的一种Q550MD低合金高强钢板的生产方法，其特征在于：所述转炉冶炼工序中，确保N≤50ppm,CEV≤0.37。
5.如权利要求2所述的一种Q550MD低合金高强钢板的生产方法，其特征在于：所述低合金高强钢Q550MD钢板成品厚度为20~30mm。
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