CN113106345B - 一种高塑性双相钢及其生产方法 - Google Patents

一种高塑性双相钢及其生产方法 Download PDF

Info

Publication number
CN113106345B
CN113106345B CN202110371638.6A CN202110371638A CN113106345B CN 113106345 B CN113106345 B CN 113106345B CN 202110371638 A CN202110371638 A CN 202110371638A CN 113106345 B CN113106345 B CN 113106345B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
temperature
content
equal
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
Application number
CN202110371638.6A
Other languages
English (en)
Other versions
CN113106345A (zh
Inventor
李海峰
黄海玲
崇鹏
张渊普
陈华强
杜方
胡楠楠
孙晶
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Baowu Group Echeng Iron and Steel Co Ltd
Original Assignee
Baowu Group Echeng Iron and Steel Co Ltd
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Baowu Group Echeng Iron and Steel Co Ltd filed Critical Baowu Group Echeng Iron and Steel Co Ltd
Priority to CN202110371638.6A priority Critical patent/CN113106345B/zh
Publication of CN113106345A publication Critical patent/CN113106345A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN113106345B publication Critical patent/CN113106345B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/46—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling metal immediately subsequent to continuous casting
    • B21B1/463—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling metal immediately subsequent to continuous casting in a continuous process, i.e. the cast not being cut before rolling
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/16—Controlling or regulating processes or operations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C5/00—Manufacture of carbon-steel, e.g. plain mild steel, medium carbon steel or cast steel or stainless steel
    • C21C5/28—Manufacture of steel in the converter
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/0006—Adding metallic additives
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
    • C21C7/06—Deoxidising, e.g. killing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • 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
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明公开了一种高塑性双相钢及其生产方法，所述高塑性双相钢包含下述质量分数的化学成分：C：0.17～0.23%，Si：0.17～0.37%，Mn：0.50～0.80%，P≤0.020%，S≤0.005%，Cr：0.70～0.95%，Al：0.015～0.025%，Ti：0.010～0.020%，Ni≤0.02%，Cu≤0.05%，Mo≤0.005%，O：0.0015～0.0018%，余量为Fe及不可避免杂质；所述高塑性双相钢的生产方法，包括下述步骤：转炉冶炼→氩站处理→LF精炼→连铸→轧制→冷却；本发明钢通过加入适量Ti、Al合金对钢材进行微合金化，并进一步净化钢水质量，利用Ti合金的特点与析出含Ti化合物可有效阻碍晶粒粗化的特征，制得的钢材直径为Φ24～100mm，屈服强度850～1000MPa，抗拉强度1000～1150MPa，延伸率14～17.5%，断面收缩率44.5～48%，冲击功60～75J，钢材的淬透性及塑性指标得到大幅提高。

Description

一种高塑性双相钢及其生产方法
技术领域
本发明涉及钢铁材料技术领域，具体涉及一种高塑性双相钢及其生产方法。
背景技术
传统的马氏体(贝氏体)加上铁素体基体双相钢，包含下述质量分数的化学成分：C：0.17～0.23％，Si：0.17～0.37％，Mn：0.50～0.80％，P≤0.030％，S≤0.020％，Cr：0.70～0.95％，Ni≤0.30％，Cu≤0.20％，Mo≤0.10％，余量为Fe及不可避免杂质；淬火后获得组织为马氏体+铁素体，其中马氏体呈岛状分布在铁素体晶粒之间，即：10％～20％马氏体加80％～90％铁素体组织，这种组织是由低碳钢或低碳合金钢经临界区处理或控制而得到的；传统双相钢要求达到的力学性能特征是低屈服强度(540～750MPa、具有连续屈服行为)、高抗拉强度(835～915MPa)；在塑性变形初期具有高的加工硬化率，HB达到250以上，影响刀具寿命及加工速率，进而影响生产效率；在成型时还应具有好的延展性，延伸率9～11.5％、断面收缩率35～42％。
传统的双相钢主要用于制造心部强度要求较高，表面承受磨损、截面在30mm以下的或形状复杂而负荷不大的渗碳零件(油淬)，如：机床变速箱齿轮、齿轮轴、凸轮、蜗杆、活塞销、爪形离合器等；对热处理变形小和高耐磨性的零件，渗碳后应进行高频表面淬火，如模数小于3的齿轮、轴、花键轴等。此钢也可在调质状态下使用，用于制造工作速度较大并承受中等冲击负荷的零件，这种钢还可用作低碳马氏体淬火用钢，更进一步增加钢的屈服强度和抗拉强度(约增加1.5～1.7倍)。
传统的生产双相钢的方法，在不渗碳的情况下，热处理工艺为：第一次淬火880℃，第二次淬火780℃，冷却剂水或油，回火200℃，冷却剂水或空气，HB≤179。因为传统的双相钢，含碳量较低，合金量也低，所以经过两次淬火、一次回火后，加工成标准试样进行试验时，经常发生塑性指标(主要是断面收缩率)不能满足要求，导致整体性能不能满足国标要求。
经检索：
中国发明专利申请CN00137342.0，专利名称为“控制双相钢组织的方法”，是通过施加磁场控制相的析出，这种方法既增加设备成本，又带来不利影响，因施加磁场后可能造成部分钢材产生磁性影响后续加工(钢材不允许有磁性，一旦产生磁性还需要进行消磁处理，成本更高)；中国发明专利申请CN03129485.5，专利名称为“超细晶粒低碳低合金双相钢板及其制造方法”，是通过相控制晶粒度的直径，提高性能，这种控制相的析出方法需要严格控制轧机上各个区间的温度范围，而这个相的析出温度区间非常窄，而试料在轧机线上是高速运转、连续作业状态，要保证试料相的析出温度的稳定性是非常困难，可操作性差。
因此，研发一种新的能改善传统双相钢淬火能力指数，提高钢材塑性指标的双相钢及其生产方法，成为行业内亟待解决的问题。
发明内容
本发明的目的就是针对现有方法中，提高双相钢的淬透性和塑性指标的方法均存在投入设备成本高、技术难度高不易操作等问题，难以实现低成本、高效率的绿色生产的问题，而提供一种高塑性双相钢及其生产方法。
本发明的一种高塑性双相钢，所述高塑性双相钢包含下述质量分数的化学成分：C：0.17～0.23％，Si：0.17～0.37％，Mn：0.50～0.80％，P≤0.020％，S≤0.005％，Cr：0.70～0.95％，Al：0.015～0.025％，Ti：0.010～0.020％，Ni≤0.02％，Cu≤0.05％，Mo≤0.005％，O：0.0015～0.0018％，余量为Fe及不可避免杂质；
本发明的一种高塑性双相钢的生产方法，包括下述步骤：
(1)转炉冶炼：出钢温度：1580～1620℃；冶炼终点成分要求：C：0.06％～0.10％，P≤0.020％；在转炉出钢合金化过程中，先加入铝块1.8～2.0kg/t，保证钢水脱氧效果良好；根据合金含量加入适量的硅锰、硅铁；再根据硅锰和硅铁增加的C含量值，计算高碳铬铁和中碳铬铁的加入量；
(2)氩站处理：控制吹氩强度为300～400m3/h，保证钢液面波动，但不允许大翻；吹氩时间为5～8min，保证合金与钢水充分接触、熔化，降低钢水过氧化程度，检测钢液中Al含量为：0.065～0.085％，结束吹氩；
(3)LF精炼：进入精炼炉后，根据钢中Al含量，喂入铝线0.7～1.0m/t，进行沉淀脱氧，将钢液中Al元素含量控制在0.020％～0.030％；精炼后期，钢中各种成分调整到位后，喂入钛线2.5～3.5m/t，将钢中Ti元素含量控制在0.010～0.020％，精炼总时间为40～45min；
(4)连铸：连铸过程中结晶器水流量控制在160±5m3/h，二冷水比水量设定在1.10～1.40L/Kg范围内，且结晶器进出水温差5～6℃；另外，钢包保护套管采用氩封保护浇注，减少钢中易氧化元素Al、Ti的烧损；
(5)轧制：轧钢加热炉钢坯在1130～1180℃保温80～100min，使钢中Ti元素充分熔入铁的固熔体中，析出足够的TiN化合物，起到阻止晶粒粗化的作用；轧制时，第一阶段开轧温度1080℃～1150℃，精轧开轧温度960℃～1100℃，精轧终轧温度820℃～900℃；
(6)控制冷却：控冷温度750℃～800℃，冷床保温罩开启角度30°，加快冷床步进速度，保证钢材剪切温度400℃～600℃；钢材及时坑冷，保证Φ50mm及以上规格圆钢入坑温度400℃～600℃，Φ50mm以下规格圆钢入坑温度350℃～500℃，第一时间盖好缓冷盖，缓冷时间≥24h即可起坑。
本发明制得的高塑性双相钢的直径为Φ24～100mm，屈服强度850～1000MPa，抗拉强度1000～1150MPa，延伸率14～17.5％，断面收缩率44.5～48％，冲击功60～75J。
本发明为改善钢种的淬火能力指数及钢材塑性指标，采用微合金的方法配合冶炼、轧制、控冷工艺来达到这一目的，为此，本发明在原钢种成分设计中加入Ti、Al元素，并进一步控制O、P、S元素及Ni、Cu、Mo元素含量。
从低成本角度及微合金作用考虑，本发明选择微合金元素为钛合金，在冶炼工序阶段加入，为了保证Ti元素的收得率，还加入Al元素。钛可细化钢的晶粒组织，而且钛还是钢中强脱氧剂，它能使钢的内部组织致密，细化晶粒，从而提高钢的强度和塑性。
在冶炼生产过程中，钢水中N含量可固溶一部分Ti，生成TiN。Ti在1250℃高温时仍能够析出Ti的碳氮化物颗粒，在较低温度不易析出；Ti较难溶于钢中，大部分是以第二相粒子的形式存在，细小弥散的钛氮化物析出相能够有效阻止奥氏体晶粒长大，具有细化晶粒作用。所以，在轧制流程中，TiN仍以析出物形式存在，有效起到钉扎奥氏体晶界而阻碍奥氏体晶粒长大的作用。
但是加入过多的Ti，形成TiN数量就增多，反而使得含TiN颗粒因体积分数增加，导致尺寸增大，对阻碍加热过程中的奥氏体晶粒长大就不会有很好的效果；此外TiN析出物的增多会减少后续的TiC析出可利用的Ti含量，对后续析出过程不利。所以Ti的含量范围选择为0.010～0.020％，既能满足高塑性双相钢的需要，又最大程度降低生产成本，不影响生产工艺。
另外，Ti和钢中的其他合金元素O、N、S等亲和力很强，冶炼时这些化学成分的波动会直接影响有效Ti的含量，从而导致最终性能产生波动。因此选择冶炼前期加入充足的Al元素，完成了深度脱O脱S工序，将钢水中的O、S含量降低至目标值；且Al元素比Ti元素更活泼，更容易发生氧化反应，所以多余的Al元素持续消耗钢中的氧气，有效降低Ti与氧的结合率，以此来保证Ti含量稳定收得率，可精确计算Ti加入量。为此，将Al含量设计在0.015～0.025％之间。
本发明钢中控制O元素含量为0.0015～0.0018％，而传统双相钢中，对O元素的含量没有要求，因为过多的O元素会使钢水纯净度变差(氧元素在钢中的溶解度极低，几乎全部以氧化物夹杂存在钢中)，不利于钢质达到高洁净度水平，生产出的产品品质降低很多，不利于深加工的要求，所以本发明中控制O元素含量为0.0015～0.0018％。
本发明钢中控制S元素含量≤0.005％，而传统双相钢中，对S元素的含量要求为≤0.020％，因为过多的S元素会使钢水纯净度较差，形成较多的硫化物夹杂，而且S还有热脆的危害，不利于用户加热锻造加工，所以本发明中控制S元素含量≤0.005％。
本发明钢中控制P元素含量≤0.020％，而传统双相钢中，对P元素的含量要求为≤0.030％，因为过多的P元素使塑性和韧性降低，特别是室钢的脆性转折温度急剧上升，也就是提高钢的冷脆性；另外，P有较大的偏析，对钢组织带来不利影响，需要严格控制含量，所以本发明中控制P元素含量≤0.020％。
本发明钢中控制Ni元素含量≤0.01％，而传统双相钢中，对Ni元素的含量要求为≤0.10％，因为过多的Ni元素会极大降低钢的热导率和电导率，不利于热处理的钢获得较好的综合力学性能，另外，过多的Ni还会使钢出现带状组织和白点缺陷，所以本发明中控制Ni元素含量≤0.01％。
本发明钢中控制Cu元素含量≤0.05％，而传统双相钢中，对Cu元素的含量要求为≤0.20％，因为本发明钢种不属于沉淀硬化钢，过多的Cu元素会增加钢的热锻脆性，在热加工时容易开裂，所以本发明中控制Cu元素含量≤0.05％。
本发明钢中控制Mo元素含量≤0.005％，而传统双相钢中，对Mo元素的含量要求为≤0.10％，因为在本发明钢中，Mo是作为单一合金元素存在，过多的Mo元素会增加钢的回火脆性；另外过多的Mo还会使钢的抗氧化性恶化，所以本发明中控制Mo元素含量≤0.005％。
本发明钢的主要工艺参数设定理由如下：
(1)转炉出钢过程加入铝锭，采用脱氧前置的方法，减少精炼工序脱氧时间；并且将合金化过程也提前至转炉出钢过程，目的是提前进行合金化，避免精炼过程合金化对Ti元素收率的影响及精炼周期过长使钢水老化；而传统双相钢的生产中，合金化一部分在转炉出钢过程加入，另一部分在精炼过程中再次加入，脱氧和合金化时间均增加，还会因钢水中过多的O损失一部分合金，增加了合金成本；
(2)氩站：出钢时加入的合金利用钢水高温度迅速熔化，增加氩站氩气流量及吹氩时间，使得合金加速熔化并与钢水充分熔合均匀化；利用了热源，降低钢耗；
(3)LF精炼炉处理：主要是继续加入铝线进行沉淀脱氧后，脱氧完全后，微调整钢中其他元素C、Cr、Mn等成分；并将钢水中的Al含量控制在0.020～0.040％之间，精炼后期钢中再加入一定量的Ti，形成TiC、TiN等各类含Ti化合物，将碳、氮原子固定；脱氧前置及合金前置，不仅保证了Ti元素收率，还大大缩短了精炼时间；传统双相钢主要在精炼过程进行脱氧和合金化调整，因精炼炉主要是电弧击击打促进钢水均匀化，而电弧主要作用在钢包上部分，导致脱氧和合金化时间较长；
(4)连铸控制结晶器水量和温度(根据多次优化的中包温度设置结晶器配水量以及进出水温差，结晶器水量由原工艺的140～180m3/h调整为160±5m3/h，进一步缩短水量变化，保证红坯整个过程均匀冷却，同时进出水温度差由原来的8～10℃调整为5～6℃，减小进出水温差，防止铸坯产生角裂或边裂，保证铸坯外形和质量；加入氩气密封装置，保护钢水浇注过程不被氧化，确保钢坯中成分稳定性，为后期化合物形成提供有利保障；原工艺缺点，结晶器配水区间较宽，前后水量变化较大，进出水温差较宽，红坯在冷却过程中会因水量冷却不均匀发生角部裂纹、边部裂纹甚至脱方、凹陷等缺陷特征；
(5)在轧制加热过程中，钢坯在加热炉内加热至1130～1180℃保温80～100min，使钢中Ti元素充分熔入铁的固熔体中，就能析出足够的TiN化合物。这些含Ti化合物有效阻碍钢材热轧晶粒度尺寸长大，从而达到细化晶粒提高塑性指标的目的；
(6)冷却过程，钢材轧制完毕后塑性变形度达到最大值，此时控冷温度控制在750℃～800℃，利用余热就能进一步细化晶粒，提高了钢强度和塑性，降低了钢材热应力。控冷温度保证热轧晶粒尺寸不再继续长大；剪切温度过低易造成剪切断面异常，所以要控制剪切温度；同时保证入坑温度满足要求，达到缓冷的目的。
本发明具有如下优点：
采用脱氧前置方法、优化合金加入时间以及调整氩站吹氩量和时间，提高脱氧效率和合金熔化速度，减少精炼时间，并控制钢中的Al含量，来获得钢中有效Ti含量，使得精炼后期精准计算添加含Ti合金量；操作简便、容易达到设计范围；利用析出Ti的碳氮化合物颗粒，在热轧过程中起到钉扎奥氏体晶粒，阻碍奥氏体长大的原理，细化晶粒，从而获得高的淬透性及塑性指标。
本发明钢通过加入适量Ti、Al合金对钢材进行微合金化，并进一步净化钢水质量，利用Ti合金的特点与析出含Ti化合物可有效阻碍晶粒粗化的特征，制得的钢材屈服强度850～1000MPa，抗拉强度1000～1150MPa，延伸率14～17.5％，断面收缩率44.5～48％，冲击功60～75J，晶粒级别提高1～2级，相较传统马氏体和铁素体双相钢，淬透性及塑性指标得到大幅提升。
具体实施方式
为了更好地解释本发明的技术方案，下面结合具体实施例对本发明的技术方案进行进一步的说明，下述实施例仅仅是示例性的说明本发明的技术方案，并不以任何形式限制本发明。
下表1为本发明各实施例及对比例化学成分取值列表；
下表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数的取值列表；
下表3为本发明实施例及对比例的主要力学性能试验结果列表。
本发明各实施例的高塑性双相钢，包含下述质量分数的化学成分：C：0.17～0.23％，Si：0.17～0.37％，Mn：0.50～0.80％，P≤0.020％，S≤0.005％，Cr：0.70～0.95％，Al：0.015～0.025％，Ti：0.010～0.020％，Ni≤0.02％，Cu≤0.05％，Mo≤0.005％，O：0.0015～0.0018％，余量为Fe及不可避免杂质；
本发明各实施例高塑性双相钢的生产方法，包括下述步骤：
(1)转炉冶炼：出钢温度：1580～1620℃；冶炼终点成分要求：C：0.06％～0.10％，P≤0.020％；在转炉出钢合金化过程中，先加入铝块1.8～2.0kg/t，保证钢水脱氧效果良好；根据合金含量加入适量的硅锰、硅铁；再根据硅锰和硅铁增加的C含量值，计算高碳铬铁和中碳铬铁的加入量；
(2)氩站处理：控制吹氩强度为300～400m3/h，保证钢液面波动，但不允许大翻；吹氩时间为5～8min，保证合金与钢水充分接触、熔化，降低钢水过氧化程度，检测钢液中Al含量为：0.065～0.085％，结束吹氩；
(3)LF精炼：进入精炼炉后，根据钢中Al含量，喂入铝线0.7～1.0m/t，进行沉淀脱氧，将钢液中Al元素含量控制在0.020％～0.030％；精炼后期，钢中各种成分调整到位后，喂入钛线2.5～3.5m/t，将钢中Ti元素含量控制在0.010～0.020％，精炼总时间为40～45min；
(4)连铸：连铸过程中结晶器水流量控制在160±5m3/h，二冷水比水量设定在1.10～1.40L/Kg范围内，且结晶器进出水温差5～6℃；另外，钢包保护套管采用氩封保护浇注，减少钢中易氧化元素Al、Ti的烧损；
(5)轧制：轧钢加热炉钢坯在1130～1180℃保温80～100min，使钢中Ti元素充分熔入铁的固熔体中，析出足够的TiN化合物，起到阻止晶粒粗化的作用；轧制时，第一阶段开轧温度1080℃～1150℃，精轧开轧温度960℃～1100℃，精轧终轧温度820℃～900℃；
(6)控制冷却：控冷温度750℃～800℃，冷床保温罩开启角度30°，加快冷床步进速度，保证钢材剪切温度400℃～600℃；钢材及时坑冷，保证Φ50mm及以上规格圆钢入坑温度400℃～600℃，Φ50mm以下规格圆钢入坑温度350℃～500℃，第一时间盖好缓冷盖，缓冷时间≥24h即可起坑。
表1本发明各实施例及对比例的化学成分取值列表(wt，％)
Figure BDA0003009536460000091
表2本发明各实施例及对比例的主要工艺参数的取值列表
Figure BDA0003009536460000092
Figure BDA0003009536460000101
表3本发明各实施例及对比例的主要力学性能试验结果列表
Figure BDA0003009536460000102
塑性是指固体材料在外力作用下发生的永久变形，而不被破坏其完整性的能力。主要包括延伸率和断面收缩率两种指标；通过上表可以看出，本发明中延伸率和断面收缩率指标分别提高3.5～7.0％和6.0～11.5％，晶粒度级别提高1.0～2.0级，直接反应塑性得到提高。
因微合金加入，促进晶粒细化，屈服强度、抗拉强度、延伸率、断面收缩率和冲击功均得到较大的提高。
由表3可知，本发明钢在加入适量Ti合金，Al合金，并进一步净化钢水质量，并利用Ti合金的特点与析出含Ti化合物可有效阻碍晶粒粗化的特征，制得的钢材钢材屈服强度850～1000MPa，抗拉强度1000～1150MPa，延伸率14～17.5％，断面收缩率44.5～48％，冲击功60～75J，晶粒度级别提高了1～2级，相较传统马氏体和铁素体双相钢，淬透性及塑性指标得到大幅提升。
上述实施例仅仅是本发明为解释本发明而例举的具体实例，并不以任何形式限制本发明，任何人根据上述作内容和形式做出的不偏离本发明权利要求保护范围的非实质性的改变，均应认为落入本发明权利要求的保护范围。

Claims (2)

1.一种高塑性双相钢，其特征在于：所述高塑性双相钢包含下述质量分数的化学成分：C：0.17～0.23%，Si：0.17～0.37%，Mn：0.50～0.80%，P≤0.020%，S≤0.005%，Cr：0.70～0.95%，Al：0.015～0.025%，Ti：0.010～0.020%，Ni：0.011～0.017%，Cu：0.02～0.03%，Mo：0.001～0.004%，O：0.0015～0.0018%，余量为Fe及不可避免杂质；
所述双相钢的直径为Φ24～100mm，屈服强度850～1000MPa，抗拉强度1000～1150MPa，延伸率14～17.5%，断面收缩率44.5～48%，冲击功60～75J；
该高塑性双相钢通过下述方法制备得到，该方法包括下述步骤：
（1）转炉冶炼：出钢温度：1580～1620℃；冶炼终点成分要求：C：0.06%～0.10%，P≤0.020%；在转炉出钢合金化过程中，先加入铝块1.8～2.0kg/t，保证钢水脱氧效果良好；根据合金含量加入适量的硅锰、硅铁；再根据硅锰和硅铁增加的C含量值，计算高碳铬铁和中碳铬铁的加入量；
（2）氩站处理：控制吹氩强度为300～400m3/h，保证钢液面波动，但不允许大翻；吹氩时间为5～8min，保证合金与钢水充分接触、熔化，降低钢水过氧化程度，检测钢液中Al含量为：0.065～0.085%，结束吹氩；
（3）LF精炼：进入精炼炉后，根据钢中Al含量，喂入铝线0.7～1.0m/t，进行沉淀脱氧，将钢液中Al元素含量控制在0.020%～0.030%；精炼后期，钢中各种成分调整到位后，喂入钛线2.5～3.5m/t，将钢中Ti元素含量控制在0.010～0.020%，精炼总时间为40～45min；
（4）连铸：连铸过程中结晶器水流量控制在160±5m3/h，二冷水比水量设定在1.10～1.40L/kg范围内，且结晶器进出水温差5～6℃；另外，钢包保护套管采用氩封保护浇注，减少钢中易氧化元素Al、Ti的烧损；
（5）轧制：轧钢加热炉钢坯在1130～1180℃保温80～100min，使钢中Ti元素充分熔入铁的固熔体中，析出足够的TiN化合物，起到阻止晶粒粗化的作用；轧制时，第一阶段开轧温度1080℃～1150℃，精轧开轧温度960℃～1100℃，精轧终轧温度820℃～900℃；
（6）控制冷却：控冷温度750℃～800℃，冷床保温罩开启角度30°，加快冷床步进速度，保证钢材剪切温度400℃～600℃；钢材及时坑冷，保证Φ50mm及以上规格圆钢入坑温度400℃～600℃，Φ50mm以下规格圆钢入坑温度350℃～500℃，第一时间盖好缓冷盖，缓冷时间≥24h即可起坑。
2.如权利要求1所述的一种高塑性双相钢的生产方法，包括下述步骤：
（1）转炉冶炼：出钢温度：1580～1620℃；冶炼终点成分要求：C：0.06%～0.10%，P≤0.020%；在转炉出钢合金化过程中，先加入铝块1.8～2.0kg/t，保证钢水脱氧效果良好；根据合金含量加入适量的硅锰、硅铁；再根据硅锰和硅铁增加的C含量值，计算高碳铬铁和中碳铬铁的加入量；
（2）氩站处理：控制吹氩强度为300～400m3/h，保证钢液面波动，但不允许大翻；吹氩时间为5～8min，保证合金与钢水充分接触、熔化，降低钢水过氧化程度，检测钢液中Al含量为：0.065～0.085%，结束吹氩；
（3）LF精炼：进入精炼炉后，根据钢中Al含量，喂入铝线0.7～1.0m/t，进行沉淀脱氧，将钢液中Al元素含量控制在0.020%～0.030%；精炼后期，钢中各种成分调整到位后，喂入钛线2.5～3.5m/t，将钢中Ti元素含量控制在0.010～0.020%，精炼总时间为40～45min；
（4）连铸：连铸过程中结晶器水流量控制在160±5m3/h，二冷水比水量设定在1.10～1.40L/kg范围内，且结晶器进出水温差5～6℃；另外，钢包保护套管采用氩封保护浇注，减少钢中易氧化元素Al、Ti的烧损；
（5）轧制：轧钢加热炉钢坯在1130～1180℃保温80～100min，使钢中Ti元素充分熔入铁的固熔体中，析出足够的TiN化合物，起到阻止晶粒粗化的作用；轧制时，第一阶段开轧温度1080℃～1150℃，精轧开轧温度960℃～1100℃，精轧终轧温度820℃～900℃；
（6）控制冷却：控冷温度750℃～800℃，冷床保温罩开启角度30°，加快冷床步进速度，保证钢材剪切温度400℃～600℃；钢材及时坑冷，保证Φ50mm及以上规格圆钢入坑温度400℃～600℃，Φ50mm以下规格圆钢入坑温度350℃～500℃，第一时间盖好缓冷盖，缓冷时间≥24h即可起坑。
CN202110371638.6A 2021-04-07 2021-04-07 一种高塑性双相钢及其生产方法 Active CN113106345B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110371638.6A CN113106345B (zh) 2021-04-07 2021-04-07 一种高塑性双相钢及其生产方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110371638.6A CN113106345B (zh) 2021-04-07 2021-04-07 一种高塑性双相钢及其生产方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN113106345A CN113106345A (zh) 2021-07-13
CN113106345B true CN113106345B (zh) 2022-06-10

Family

ID=76714296

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202110371638.6A Active CN113106345B (zh) 2021-04-07 2021-04-07 一种高塑性双相钢及其生产方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN113106345B (zh)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113927008B (zh) * 2021-10-19 2023-01-13 攀钢集团西昌钢钒有限公司 一种抑制板坯生产双相钢结晶器液面周期性波动的生产方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100334949B1 (ko) * 1997-03-17 2002-05-04 아사무라 타카싯 동적변형 특성이 우수한 듀얼 페이즈형 고강도 강판 및 그 제조방법
JP2015025162A (ja) * 2013-07-25 2015-02-05 大同特殊鋼株式会社 フェライト・パーライト型非調質鋼
CN110506134A (zh) * 2017-03-31 2019-11-26 日本制铁株式会社 热轧钢板
CN110438397A (zh) * 2019-08-12 2019-11-12 山东钢铁股份有限公司 一种大断面含铝热轧h型钢及其制备方法
CN111763873A (zh) * 2020-08-12 2020-10-13 宝武集团鄂城钢铁有限公司 一种低碳高硫易切削钢的生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN113106345A (zh) 2021-07-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN104775081A (zh) 一种撑断连杆用高碳非调质钢及其制造方法
CN114672723B (zh) 一种胀断连杆用46MnVS系列钢及其制造方法
CN111286671A (zh) 一种超纯净高温细晶粒齿轮钢、制造方法及其应用
CN109112398A (zh) 一种含铬合金棒材及其制备方法
WO2021208181A1 (zh) 一种低温高韧高温高强及高淬透性热模钢及制备技术
CN115261715A (zh) 一种高温渗碳齿轴用钢及其制造方法
CN113106345B (zh) 一种高塑性双相钢及其生产方法
CN114134398A (zh) 一种屈强比为0.70-0.80的胀断连杆钢及制造方法
CN113604745A (zh) 一种高硫易切削工具钢棒材及制备方法
CN113528976A (zh) 一种非调质无表面裂纹棒材及其制备方法
CN115896634B (zh) 一种耐高温有色金属压铸成型模具钢材料及其制备方法
CN114752848B (zh) 一种高淬透性齿轮用钢及其制造方法
CN114934239A (zh) 一种液压缸杆头用锻造非调质钢及其生产方法
CN111057964B (zh) 一种新能源汽车高强度转向节用钢材及其制备方法与应用
CN109778073B (zh) 一种易切削汽车同步器用钢及其制备方法
CN112575252A (zh) 经济型高裂纹敏感性高强度钢板及制备方法
JPS62274052A (ja) 軸受用肌焼鋼
CN112458368A (zh) 一种稀土-钛微合金化高强度中厚板及其制造方法
CN105177426A (zh) 正火轧制的耐高温容器板及其生产方法
CN116949353B (zh) 一种含Bi易切削非调质汽车发动机曲轴用钢及其制造方法
CN115537678B (zh) 一种高温渗碳齿轮用钢及其制造方法
CN116121629B (zh) 一种齿轮钢18CrNiMo7-6的制备方法
CN115725894B (zh) 一种具有优良冲击性能的高温渗碳NiMo系齿轮钢及其制造方法
CN115386802B (zh) 一种10.9级大规格风电螺栓用非调质钢及其生产方法
CN115323263B (zh) 一种载重汽车后桥减速箱用抗磨损高淬透性齿轮钢及制造方法

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