CN113249641A

CN113249641A - 一种100～120mm Q460D特厚高强钢及其制备方法

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Publication number: CN113249641A
Application number: CN202110300839.7A
Authority: CN
Inventors: 刘俊; 白云; 韩步强; 武金明; 宁康康; 芦莎
Original assignee: Jiangyin Xingcheng Special Steel Works Co Ltd
Current assignee: Jiangyin Xingcheng Special Steel Works Co Ltd
Priority date: 2021-03-22
Filing date: 2021-03-22
Publication date: 2021-08-13
Anticipated expiration: 2041-03-22
Also published as: CN113249641B

Abstract

本发明涉及一种100～120mm Q460D特厚高强钢，化学成分按质量百分比计为C：0.10～0.13％，Si：0.30～0.50％，Mn：1.40～1.60％，P：≤0.0070％，S：≤0.0020％，Nb：0.020～0.050％，Ti：0.008～0.020％，Al：0.020～0.040％，Cu：0.10～0.20％，Cr：0.10～0.20％，Ni：0.10～0.20％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。生产工艺流程：转炉‑>LF精炼‑>RH真空脱气‑>Ca处理‑>连铸‑>铸坯脱氢处理‑>加热‑>正火轧制‑>空气冷却‑>钢板堆垛缓冷‑>拆垛。钢板上屈服强度介于430‑470MPa，抗拉强度介于550‑570MPa，延伸率≥20％，‑20℃厚度1/4处、1/2处夏比冲击功≥200J。探伤结果满足ASTM A 578C级要求，钢板表面无缺陷。

Description

一种100～120mm Q460D特厚高强钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及一种100～120mm Q460D特厚高强钢及其制备方法。属于钢铁冶金技术领域。

背景技术

随着国家大型装备不断发展，厚板、特厚钢板在海洋工程、船舶、高层建筑、桥梁、压力容器、能源化工等诸多领域建设中得到广泛应用，已成为国民经济发展中的重要钢铁材料。对于Q460D这类高强特厚钢板，传统常选用钢锭/复合坯进行锻造或轧制开坯，再加热轧制成特厚板。但是钢锭与复合坯生产成材率低，效率低，成本高，不推荐使用。采用连铸坯生产，可以降低成本，但是生产≥100mm Q460D的钢板，现有连铸坯厚度通常介于150～450mm，压缩比小，要想保证其高强韧性，特别厚度1/2处的高韧性、以及焊接性，生产难度大。

为了克服上述困难，并提高钢板高强韧性，达到Q460D及以上级别，现有技术通过轧制后增加正火、或调质热处理，旨在通过增加相变来达到钢板厚度方向组织性能均匀化目的。如：中国专利CN102400043B通过调质生产获得了150mm厚海洋工程用钢板，中国专利CN106567011A通过调质生产获得了一种适用于-60℃的易焊接高强高韧性特厚钢板，使用淬火加回火这种调质工艺，需两次使用热处理炉，占用热处理产能，热处理成本高，生产周期长。中国专利CN104962814A通过正火+正火后水弱冷的方式获得了一种正火高强韧性150mm特厚板，通过正火生产C含量高，过多C含量不利于低温冲击韧性，焊接性能。

也有尝试采用TMCP工艺生产，如中国专利CN103397250B采用TMCP工艺生产特厚Q460级别高强度结构钢板，最大厚度达120mm，C含量低，碳当量低，易于焊接和提高材料低温冲击韧性，但是其需要在500～600℃这个高温度长时间堆冷48h～72h，生产组织难度大，且其厚度1/2处较之厚度1/4处铁素体粒明显粗大，存在明显组织梯度。中国专利CN111304530A通过TMCP工艺生产，获得了一种460MPa级钢，但是其800-830℃低待温控制轧制，强冷模式且终冷温度≤300℃。低温轧制如此大厚度钢板，显著增加轧辊负荷，降低轧辊寿命。强冷模式及极低温终冷温度导致钢板产生很大内应力，影响后期使用及焊接。

发明内容

本发明所要解决的技术问题是针对上述现有技术提供一种100～120mm Q460D特厚高强钢及其制备方法，降低制造成本，提高材料的强度、韧性及可焊性。

本发明解决上述问题所采用的技术方案为：一种100～120mm Q460D特厚高强钢，化学成分按质量百分比计为C：0.10～0.13％，Si：0.15～0.30％，Mn：1.20～1.40％，P：≤0.0070％，S：≤0.0020％，Ni：0.30～0.50％，Ti：0.008～0.020％，Al：0.020～0.040％，Cu：0.20～0.30％，Cr：0.20～0.40％，Nb：0.020～0.045％，V：0.020～0.040％，Ca：0.0005～0.0020％,余量为Fe及不可避免的杂质元素。

本发明100～120mm Q460D特厚高强钢的化学成分是这样确定的：

C主要是提高钢板的淬透性，并避免其它贵重合金如Cu、Ni、Cr、Mo过多加入，但为了提高低温冲击性能、低温应变时效性能、焊接性能以及耐蚀性能，C含量尽可能低，本发明碳含量规定介于0.10～0.13％。

Si主要用于脱氧，虽要依据不同的冶炼方式来确定其加入量，但要获得良好的钢板性能，必须在0.15％以上，但氧化铁皮中硅若超过0.30％以上易形成硅铝尖晶石，不易去除，影响钢板表面质量，又会造成心部偏析以及破坏焊接性能，所以规定其上限为0.30％。

Mn在所述钢中具有推迟奥氏体向铁素体转变的作用，对细化铁素体，提高强度和韧性有利。当锰含量较低，上述作用不显著，导致钢板强度和韧性偏低等。过高则又会引起连铸坯偏析、韧性差和可焊性降低，结合本技术中Ni、Cu、Cr等元素的加入，本发明规定锰含量介于1.20～1.40％。

Nb的溶质拖曳作用和Nb(C,N)对奥氏体晶界的钉扎作用，均抑制形变奥氏体的再结晶，扩大奥氏体非再结晶区间，减少特厚板生产待温时间。并在冷却或回火时形成析出物，从而使强度和韧性均得到提高，可以很好的抑制轧后钢板因冷却不足而晶粒粗化的现象，还可以提高钢的耐蚀性能。添加量小于0.020％时效果不明显，但是Nb含量过高，韧性降低，导致连铸坯产生表面裂纹，同时会显著提高成本。因此，本发明规定铌含量应介于0.020～0.045％。

Ti是用来固定钢中的氮元素，在适当条件下，钛、氮形成氮化钛，阻止钢坯在加热、轧制、特别是焊接达1350℃的高温过程中奥氏体晶粒粗化，改善母材和焊接热影响区的极低温韧性，提高焊接性能。钛低于0.008％时，效果差，超过0.020％时，过剩的钛会与其它元素复合析出，使钢的韧性恶化。

Al是炼钢过程中一个重要的脱氧元素，在钢中加入微量的铝，也可以有效的减少钢中的夹杂物含量，细化晶粒。但过多的铝，会促进连铸坯产生表面裂纹，产生内部铝系夹杂物，降低板坯质量。因此，本发明规定全铝含量介于0.020～0.040％。

Ni是提高钢淬透性的元素，也是有效提高钢的低温韧性的最常用元素。此外，与钢中残余Cr、P复合作用，将有助于提高钢的耐腐蚀性，考虑到本发明中加入了Cu，起到了Ni、Cu复合作用，并且加入过多，导致成本增加。故在本发明中，规定镍含量介于0.30～0.50％。

Cr是提高钢淬透性的元素，能够抑制多边形铁素体和珠光体的形成，提高钢的强度。但铬含量过高将影响钢的韧性。故本发明中铬含量控制介于0.20～0.40％。

Cu是提高钢淬透性的元素。此外，可有效减小δ相区，有利于钢材冶炼，减小连铸过程中的热收缩。在焊接过程中，也减小TiN在δ相区固溶，增加TiN高温钉轧效果，减小奥氏体晶粒粗化。铜含量小于0.20％时，效果不明显。但是含量过高，容易引起铜偏聚，形成钢板表面质量差，本发明规定铜含量介于0.20～0.30％。

P虽能提高耐蚀性，但会降低低温韧性和影响钢板的可焊性，对结构钢是不适当的，本发明控制在0.0070％以下。

S形成MnS夹杂物，也会导致中心偏析，对耐蚀性也有不良影响，发明规定在其控制在0.0020％以下。

Ca处理是本发明钢种的必要处理环节，对特厚钢板中MnS变性起到良好的作用，Ca含量过高会形成大型夹杂物，过低起不到效果。因此，本发明规定钙含量介于0.0005～0.0020％。

V是钢的优良脱氧剂。钢中添加0.02％以上钒可细化特厚板在冷却过程中组织晶粒，提高强度和韧性。钒与碳形成的碳化物，在高温高压下可提高抗氢腐蚀能力。但过多的V影响成本，本发明规定钒含量介于0.02～0.04％。

碳当量CEV：根据上述元素加入量，并保证特厚钢板的易焊接性，采用计算公式(1)，本发明规定碳当量CEV≤0.45％。

CEV(％)＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15..............(1)

本发明另一目的是提供上述100～120mm Q460D特厚高强钢的制备方法，步骤包括：

冶炼连铸：冶炼原料依次经转炉冶炼、RH精炼、LF精炼，为了控制钢板内部疏松、偏析，进行低过热度浇注，全程氩气保护浇注，以及动态轻压下控制。浇铸过热度控制在10～25℃，以保证铸坯中心偏析不高于C1.0级。

板坯缓冷：铸坯下线后，进行缓冷处理，要求铸坯堆垛入坑或加罩。缓冷开始温度要求不低于600℃，时间不低于72小时。

加热：将铸坯进入步进式加热炉，平均加热速率10～14cm/min，为保证高温度轧制，加热至1220～1250℃，以保证钢材的充分软化，待心部温度到达表面温度时开始保温，保温时间不低于0.5小时。使钢中的合金元素充分固溶以保证最终产品的成份及性能的均匀性。

正火轧制：连铸坯与成品厚度的压缩比≥3.5，采用粗轧和精轧两阶段正火轧制工艺，粗轧的开轧温度介于1050-1100℃，前5道次粗轧道次单道次压下量≥50mm，粗轧阶段累积压下率≥60％；粗精轧总轧制道次为8～12道次，精轧开轧温度910～930℃，轧制过程在1、3、5、7等奇数道次浇水，钢板浇水过程中降温速度控制在5-15℃/min，终轧温度介于870～890℃。

钢板缓冷：当钢板温度≤500℃时，下冷床堆垛冷却，进行扩氢处理，拆垛温度≤200℃。

与现有技术相比，本发明的优点在于：

1、本发明通过正火轧制方法生产，减少热处理工序，节省热处理成本，减轻热处理线产能压力，减短交货期，提高企业效益。避免如TMCP生产低温轧制或强冷模式导致轧机负荷增加以及因此带来的热加工和焊接方面的问题。

2、主要以低C，加入Mn-Cr-Ni-Cu等淬透性元素为合金体系，并结合微合金元素Nb、Ti等有效析出，控制碳当量，保证钢板强度与韧性的匹配和钢板易焊接性。

3、在成分设计中考虑了影响氧化铁皮形成的元素，如Si、Al、Ni、Cr的含量控制，减少钢板因表面麻点、麻坑、凹坑等表面缺陷影响钢板表面质量。

4、添加Nb，提高奥氏体非再晶区温度，有利于高温轧钢及粗轧道次总压下量占比提高(≥60％)，提高钢坯轧制渗透率。同时通过Nb与V在钢板轧后厚板经空气冷却过程中析出，钉轧铁素体晶粒三角晶界、晶界、晶内来限制铁素体的快速长大。

5、通过Ti加入，改善钢板的焊接性能，改善含Nb钢连铸坯裂纹。

通过上述系列技术，获得一种特厚、高强度、高冲击韧性、表面无缺陷的100～120mm Q460D特厚高强钢板。钢板的上屈服强度介于430-470MPa，抗拉强度介于550-570MPa，延伸率≥20％，-20℃下厚度1/4处、1/2处夏比冲击功≥200J。钢板材质均匀，无分层，裂纹等缺陷。探伤结果满足ASTM A 578C级要求。钢板表面无气泡、结疤、裂纹、拉裂、折叠、夹杂和压入氧化铁皮。生产流程简单，生产工艺稳定，生产工艺窗口大，可以推广应用至其它特厚高强度钢如高层建筑用钢、桥梁用钢、结构钢、压力容器钢等。

附图说明

图1是在金相显微镜下，实施例典型组织-(实施例1)钢板厚度1/4处组织形貌，组织主要由铁素体珠光体组成，按照国标GB/T 6394晶粒度(下同)评级为6.5级。

图2是在金相显微镜下，实施例典型组织-(实施例1)钢板厚度1/2处组织形貌，组织主要由铁素体珠光体组成，贝氏体体积含量占比约2％，晶粒尺寸与图1中相比较，略显增大。晶粒度为6.0级。

图3是在金相显微镜下，对比例1钢板厚度1/4处组织形貌，组织主要由铁素体珠光体及少量贝氏体组织组成，贝氏体体积含量占比约5％，晶粒尺寸与图1中相比，略显增大，晶粒度为6.0级。

图4是在金相显微镜下，对比例1钢板厚度1/2处组织形貌，组织主要由铁素体珠光体、贝氏体组成，贝氏体体积含量占比约20％，晶粒尺寸与图1及图3组织相比，明显增大，晶粒度为5.0级。

具体实施方式

以下结合附图实施例及对比例对本发明作进一步详细描述。

本发明100～120mm Q460D特厚高强钢的生产工艺流程为：转炉->LF精炼->RH真空脱气->Ca处理->连铸->铸坯脱氢处理->加热->正火轧制->空气冷却->钢板堆垛缓冷->拆垛。

本发明实施例1-4及对比例1的一种正火轧制Q460D特厚高强钢及其制备方法，仅在正火轧制过程中，对比例1与实施例1-4工艺有差别，其余一致，具体如下：

(1)冶炼：采用150吨转炉冶炼，然后送入LF炉进行精炼并经过RH真空脱气处理，破空进行Ca处理，成分控制见表1。

(2)连铸：将冶炼的钢水浇铸成450mm厚的连铸坯。浇铸温度控制在液相线以上10-25℃。浇铸过程中实施动态轻压下。

(3)铸坯扩氢处理：连铸板坯入坑缓冷扩氢，在坑时间为72小时。缓冷开始温度要求≥600℃。

(4)加热：将铸坯进入步进式加热炉，平均加热速率10～14cm/min，为保证高温度轧制，加热至1220～1250℃，待心部温度到达表面温度时开始保温，保温时间不低于0.5小时。

(5)正火轧制：连铸坯与成品厚度的压缩比≥3.5，采用粗轧和精轧两阶段正火轧制工艺，粗轧的开轧温度介于1050-1100℃，前5道次单道次压下量≥50mm，粗轧阶段累积压下率≥60％；粗精轧总轧制道次为8～12道次，精轧开轧温度910～930℃，轧制过程在1、3、5、7等奇数道次浇水，钢板浇水降温速度控制在5-15℃/min，终轧温度介于870～890℃。对比实施例1只进行粗除磷，常规轧制，轧制过程中不刻意进行浇水冷却。

(6)钢板缓冷：当钢板温度≤500℃时，下冷床堆垛冷却，进行扩氢处理。拆垛温度≤200℃。

(7)对正火轧制后的钢板进行横向拉伸、纵向冲击及探伤、表面质量的检测。

具体成分、工艺参数见表1、表2。

各实施例及对比例的性能见表3。

实施例1-4钢板上屈服强度介于430-470MPa，抗拉强度介于550-570MPa，延伸率≥20％，-20℃下厚度1/4处、1/2处夏比冲击功≥200J。对比例1钢板屈服强度介于390-410MPa，抗拉强度介于550-570MPa的范围，延伸率≥20％，-20℃下厚度1/4处、1/2处夏比冲击功介于100～200J之间。尽管对比例1除了正火轧制工艺之外，其余如成分设计、冶炼、加热、扩氢处理与本实施例一致，但是钢板仅仅满足国家标准GB/T1591Q460D最基本要求，其强度富余量低，强度、韧性明显低于本实施例。

探伤结果满足ASTM A 578C级要求。

钢板材质均匀，无分层，裂纹等缺陷。钢板表面无气泡、结疤、裂纹、拉裂、折叠、夹杂和压入氧化铁皮。

图1-2给出了实施例典型微观组织-实施例1组织照片，微观组织主要为铁素体珠光体组织，贝氏体体积含量占比≤2％，铁素体晶粒度6.0～6.5级。图3-4给出采取常规轧制对比例1组织照片。晶粒度介于5.0～6.0级，晶粒尺寸明显变粗，贝氏体体积含量占比介于5-20％，组织不均匀，厚度方向组织梯度明显。

表1实施例及对比例的化学成分(wt％)

表2实施例及对比例轧制工艺

表3实施例及对比例拉伸、冲击性能

除上述实施例外，本发明还包括有其他实施方式，凡采用等同变换或者等效替换方式形成的技术方案，均应落入本发明权利要求的保护范围之内。

Claims

1.一种100～120mm Q460D特厚高强钢，其特征在于：化学成分按质量百分比计为C：0.10～0.13％，Si：0.15～0.30％，Mn：1.20～1.40％，P：≤0.0070％，S：≤0.0020％，Ni：0.30～0.50％，Ti：0.008～0.020％，Al：0.020～0.040％，Cu：0.20～0.30％，Cr：0.20～0.40％，Nb：0.020～0.045％，V：0.020～0.040％，Ca：0.0005～0.0020％,，余量为Fe及不可避免的杂质元素。

2.根据权利要求1所述的一种100～120mm Q460D特厚高强钢，其特征在于：所述特厚高强钢的碳当量CEV(％)＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.45％，焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.23％。

3.根据权利要求1所述的一种100～120mm Q460D特厚高强钢，其特征在于：所述特厚高强钢的上屈服强度介于430-470MPa，抗拉强度介于550-570MPa，延伸率≥20％，-20℃厚度1/4处、1/2处夏比冲击功≥200J。

4.根据权利要求1所述的一种100～120mm Q460D特厚高强钢，其特征在于：所述特厚高强钢的微观组织主要为铁素体珠光体组织，贝氏体组织体积含量占比≤2％，铁素体晶粒度6.0～6.5级。

5.一种如权利要求1所述的100～120mm Q460D特厚高强钢的制造方法，其特征在于所述方法包括转炉->LF精炼->RH真空脱气->Ca处理->连铸->铸坯脱氢处理->加热->正火轧制->空气冷却->钢板堆垛缓冷->拆垛。

6.根据权利要求5所述的100～120mm Q460D特厚高强钢的制造方法，其特征在于所述方法具体包括以下步骤：

1)冶炼连铸：冶炼原料依次经转炉冶炼、RH精炼、LF精炼，通过低过热度浇注，全程氩气保护浇注，以及动态轻压下控制，浇铸过热度控制在10～25℃；以保证铸坯中心偏析不高于C1.0级；

2)板坯缓冷：铸坯下线后，进行缓冷处理，缓冷开始温度不低于600℃，时间不低于72小时；

3)加热：将铸坯进入步进式加热炉，平均加热速率10～14cm/min，加热至1220～1250℃，待心部温度到达表面温度时开始保温，保温时间不低于0.5小时；

4)正火轧制：连铸坯与成品厚度的压缩比≥3.5，采用粗轧和精轧两阶段正火轧制工艺，粗轧的开轧温度介于1050-1100℃，粗轧道次单道次压下量≥45mm，粗轧阶段累积压下率≥60％；粗精轧总轧制道次为8～12道次，精轧开轧温度910～930℃，轧制过程在奇数道次浇水，钢板降温速度控制在5-15℃/min，终轧温度介于870～890℃；

5)钢板缓冷：当钢板温度≤500℃时，下冷床堆垛冷却，进行扩氢处理，拆垛温度≤200℃。