CN114411052B - 一种低成本高强韧性的v-n微合金钢板及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种低成本高强韧性的V‑N微合金钢板及其制备方法，属于金属材料技术领域，解决了现有的V‑N微合金钢板成本高以及强度和韧性差的问题。本发明的一种低成本高强韧性的V‑N微合金钢板，组成按重量百分比包括：C 0.10～0.16，Si 0.25～0.35，Mn 1.20～1.40，V 0.05～0.13，N 0.005～0.02，P≤0.01，S≤0.006，Als≤0.02，余量为Fe和不可避免杂质。上述钢的制备方法通过转炉冶炼、LF精炼、连铸、轧前热处理、轧制后得到低成本高强韧性的V‑N微合金钢板。通过本发明的制备方法所制备的相对应的低成本高强韧性的V‑N微合金钢板节约了制造成本，同时得到了良好的强韧性，适合工业化生产应用。

Description

一种低成本高强韧性的V-N微合金钢板及其制备方法
技术领域
本发明属于微合金钢技术领域，涉及一种低成本高强韧性的V-N微合金钢板及其制备方法。
背景技术
钒是最早被人们所发现应用的微合金元素之一，自20世纪初钒在钢中开始应用以来，钒微合金化钢因其具有良好的综合力学性能和较为低廉的成本在工程结构方面例如大型钢结构、桥梁、船舶、车辆等具有广泛应用，尤其应用在车身结构以及高层建筑上。
目前国内对钒微合金化钢的生产应用的研究已较为全面，但以往的研究中为得到良好的综合力学性能，往往添加较多的Cr、Ni、Mo、Nb等昂贵合金元素，成本较高，性价比较低。因此，如何在保证钢板具有高强韧等综合力学性能良好的前提下降低工艺生产成本，已成为钢铁企业亟待解决的问题之一。
发明内容
鉴于上述的分析，本发明旨在提供一种低成本高强韧性的V-N微合金钢板及其制备方法，用以改善现有钢材存在的强度、硬度和塑韧性之间的矛盾问题。
本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：
本发明提供了一种低成本高强韧性的V-N微合金钢板，其特征在于，组成按重量百分比包括：C 0.10～0.16，Si 0.25～0.35，Mn 1.20～1.40，V0.05～0.13，N 0.005～0.02，P≤0.01，S≤0.006，Als≤0.02，余量为Fe和不可避免杂质。
进一步地，所述钢板的微观组织为铁素体和珠光体。
进一步地，所述钢板的屈服强度414MPa～486MPa、抗拉强度568Mpa～638MPa、断后伸长率25.8％～30.5％、V型缺口夏比摆锤冲击实验冲击功162J～192J。
进一步地，组成按质量百分比包括：C 0.11～0.15，Si 0.28～0.34，Mn1.25～1.38，V 0.061～0.13，N 0.008～0.02，P≤0.01，S≤0.006，Als≤0.02，余量为Fe和不可避免杂质。
进一步地，组成按质量百分比包括：C 0.11～0.15，Si 0.28～0.34，Mn1.25～1.38，V 0.09～0.13，N 0.015～0.018，P≤0.01，S≤0.006，Als≤0.02，余量为Fe和不可避免杂质。
进一步地，一种低成本高强韧性的V-N微合金钢板的制备方法，包括如下步骤：
步骤S1：按照成分配比中的各组分含量确定原料的配比并将原料先采用顶底复吹法进行前期转炉冶炼；
步骤S2：LF精炼：进行白渣脱硫，进行连铸工艺，得到连铸坯；
步骤S3：将连铸坯进行轧前热处理；
步骤S4：热处理完毕的连铸坯出炉即轧，进行三道连续粗轧；
步骤S5：粗轧结束后，进行三次精轧，得到扎后坯；
步骤S6：对轧后坯进行冷却至室温，得到所述低成本高强韧性的V-N微合金钢板。
进一步地，所述步骤S2中，脱硫时间大于15min，控制钢水硫含量不超过0.006％；按先后顺序添加氮化锰铁、钒铁，两种添加剂加入时间间隔5-20min，加入合金后软吹氩时间10-25min。
进一步地，所述步骤S3中，加热温度为1220℃，保温时间60-70min。
进一步地，所述步骤S4中，粗轧开轧温度范围1120-1160℃，总压下率为50％～60％、道次压下率在17％～25％。
进一步地，所述步骤S5中，精轧温度为955℃～1080℃，总压下率为35％～50％、道次压下率为13％～16％，钢板成品厚度为14mm～16mm。
与现有技术相比，本发明至少可实现如下有益效果之一：
(1)本发明仅通过添加少量V、Mn、N，未添加其他昂贵合金元素，节约成本的同时简化了钢水成分调控的过程，相较于传统生产中需要加入大量诸如Ni、Cr、Nb等较昂贵微合金元素的生产工艺，降低了生产成本，简化了生产流程，适合工业化生产应用。
(2)本发明使用钒铁作为钒的添加剂，使用氮化锰铁作为氮和锰的添加剂。在低氮的情况下，钒在钢中以固溶的金属钒存在，析出强化作用较差，在不引入钒的情况下，氮在钢中以游离氮存在，会发生严重应变时效脆化从而影响钢的性能。通过合理的加入钒氮合金元素后，钒在钢中通过形成大量弥散的细小碳氮化钒从而起到析出强化作用，同时碳氮化钒可以在正火温度下保持未溶解状态从而阻止晶粒长大，起到细化晶粒作用，本发明通过析出强化和晶粒细化作用提高了材料的强度，改善了钢的塑韧性。
(3)本发明的一种低成本高强韧性的V-N微合金钢板，具备了良好的综合力学性能，其屈服强度为414-486MPa，抗拉强度为568-638MPa，保持良好的强度的同时依旧保持较好的塑韧性，断后伸长率的范围25.8％-30.5％，V型缺口夏比摆锤冲击实验冲击功162-192J，各项力学性能指标均满足Q390B、Q420B、Q460B要求。
本发明中，上述各技术方案之间还可以相互组合，以实现更多的优选组合方案。本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分优点可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过说明书、权利要求书中所特别指出的内容中来实现和获得。
附图说明
附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。
图1为实施例1中V-N微合金钢板试样的显微组织图；
图2为实施例2中V-N微合金钢板试样的显微组织图；
图3为实施例3中V-N微合金钢板试样的显微组织图；
图4为对比例1的显微组织图；
图5为对比例2的显微组织图。
具体实施方式
下面结合附图来具体描述本发明的优选实施例，其中，附图构成本申请一部分，并与本发明的实施例一起用于阐释本发明的原理，并非用于限定本发明的范围。
钒是最早被人们所发现应用的微合金元素之一，自20世纪初钒在钢中开始应用以来，钒微合金化钢因其具有良好的综合力学性能和较为低廉的成本在工程结构方面例如大型钢结构、桥梁、船舶、车辆等具有广泛应用。近年来伴随着工业技术迅速发展、化石燃料的逐年短缺、碳达峰、碳中和工作的开展，汽车轻量化是目前汽车领域在节能降碳问题中的重要解决方法，420MPa级以上的高强度钢应用于汽车车身结构中可以实现不削弱车体强度的同时减少板厚，从而减少车身自重，节约钢铁材料和使用时所消耗的化石燃料。同时，伴随着近年来城市的迅速扩张，高层建筑的建设也迎来了高峰。相比传统建筑结构钢，390MPa级以上的高强度钢应用于高层建筑可以有效降低建筑自重，降低钢材的使用量，实现降低成本的同时节约钢铁材料。同时，无论车身结构还是高层建筑，其使用的钢材均要求拥有较好的塑韧性以方便加工的需要和保证使用的安全，因此对高强韧性的微合金钢的开发是近年来的工作重点。
本发明公开了一种低成本高强韧性的V-N微合金钢板，组成按重量百分比包括：C0.10～0.16，Si 0.25～0.35，Mn 1.20～1.40，V 0.05～0.13，N0.005～0.02，P≤0.01，S≤0.006，Als≤0.02，余量为Fe和不可避免杂质。
需要说明的是，本发明通过合理的V、N合金元素成分设计从而保证材料具有优秀的综合力学性能，本发明使用钒铁作为钒的添加剂，使用氮化锰铁作为氮和锰的添加剂。在低氮的情况下，钒在钢中以固溶的金属钒存在，析出强化作用较差，在不引入钒的情况下，氮在钢中以游离氮存在，会发生严重应变时效脆化从而影响钢的性能。通过合理的加入钒氮合金元素后，钒在钢中通过形成大量弥散的细小碳氮化钒从而起到析出强化作用，同时碳氮化钒可以在正火温度下保持未溶解状态从而阻止晶粒长大，起到细化晶粒作用，本发明通过析出强化和晶粒细化作用提高了材料的强度，改善了钢的塑韧性。
下面对本发明中低成本高强韧性的V-N微合金钢板的成分限定理由进行说明，以下仅用％表示组成中的质量百分比。
C：在钢中通过形成固溶组织和碳化物从而改善钢的性能，C含量的增加可以增强钢的强度和硬度，增加钢的耐磨性，但C含量过高也会严重恶化钢的塑性、韧性。在合理范围内控制C含量，能够有效改善钢的综合力学性能。本发明通过将C的含量控制在0.10～0.16wt％范围，在保证钢的强度的同时确保其具有良好的塑韧性。
Si：是常用炼钢中的脱氧剂，通常固溶于钢中铁素体和奥氏体中，有较强的固溶强化作用，Si含量过高时则会严重恶化钢材的塑韧性、使钢的冷脆倾向增加，影响到钢材的安全性能，过高的Si含量同时会恶化钢材的焊接性能，故将其含量控制在0.25％～0.35％。
Mn：是钢中常用的脱氧剂和脱硫剂，Mn和钢中S反应生成熔点更高的MnS从而防止FeS的生成而导致的热脆现象而改善钢的热加工性能。Mn固溶于铁素体和奥氏体中，有较强的固溶强化作用，适量添加Mn可以有效提高材料的强度和硬度。Mn元素可以降低A3温度，增加过冷奥氏体稳定性从而得到更为细小的铁素体、珠光体晶粒。同时，添加Mn可以有效提高材料的淬透性。但过高的Mn添加会显著提高碳当量，会危害材料的塑性韧性，因此高含量的Mn会对钢的焊接性能有严重损害。故将其含量控制在1.20％～1.40％。
V：V通过和钢中的C、N元素结合生成V(C,N)从而在钢中发挥作用。含V钢在终轧变形后空冷或控冷过程中析出的弥散分布V(C,N)在钢中有强烈析出强化的作用从而提高钢的强硬度。V在钢中可以细化奥氏体晶粒，在通常的淬火温度下，一定数量的未溶解V(C,N)会钉扎于奥氏体晶界，阻止奥氏体晶粒的继续长大。钢在冶炼过程中常存在H的侵入引起氢脆从而严重危害钢材的应用，添加V后在钢中弥散分布的VC颗粒的应力、应力场可以和H周边的应力场发生交互作用而将H吸引在析出颗粒位置，通过形成氢陷阱阻止氢脆的发生。V的添加同时有助于改善钢的淬透性，此外，添加V可以降低钢中C含量从而提高钢的焊接性能，析出的VN颗粒可以通过对焊接热影响区的微观组织产生作用从而显著提高钢的低温韧性，但V含量添加过高同样会严重危害钢的塑韧性。结合性价比的考虑，本发明的V含量区间为0.05％～0.13％。
N：通常情况下，钢中的N是有害元素，会使钢产生时效脆化作用，因此在传统钢铁冶炼中要使用真空脱气和精炼工艺来去除钢中的N，但通过添加V可以使其转化成有益元素。在含V钢中添加N可以通过细化原始奥氏体晶粒、促进V的析出从而增加相变后铁素体形核密度和形核位置的方式来显著细化铁素体晶粒，在N含量较低时，加入钢中的V大部分以固溶形式存在于钢中，不能充分发挥V的析出强化作用，添加适量N元素后可以通过形成VN析出物从而促进V在钢中的析出强化作用，从而有效提高钢的强度，改善钢的塑韧性。同时由于N对V的析出强化作用的促进从而可以在保证钢的力学性能的同时减少V的添加，有效降低成本。由于本发明中N元素需要形成VN来实现有益作用，因此本发明的N含量区间为0.005％～0.02％。
P：有害元素，虽然可以提高钢的耐蚀性，但其在钢中会引起局部严重偏析从而恶化钢的塑韧性，应尽量避免，因此本发明中P的含量应不超过0.01％。
S：有害元素，在钢中会引起偏析和富集，易引发钢的裂纹，形成硫化物夹杂从而危害钢的性能，应尽量避免，因此本发明中S的含量应不超过0.006％。
Als：是钢中添加的脱氧剂，微量的Al有利于细化晶粒，对提高材料的耐蚀性也有一定的作用，因此控制在0.02％以下。
需要强调的是，本发明在生产中避免添加诸如Cr、Ni、Mo、Nb等昂贵合金元素，通过调节C、Si、Mn、V、N含量配伍来得到高强韧(高强度高塑韧性)的微合金钢板，大大减少了生产的成本。因此，通过本发明方法制得的大型钢结构、桥梁、船舶、车辆等用板具备明显的成本优势。同时，由于添加的微合金元素种类较少，生产流程相比现有技术也较为简化。
需要说明的是，通过对化学成分的合理调整，上述低成本高强韧性的V-N微合金钢板的抗拉强度可达到568～638MPa，下屈服强度可达到414～486MPa，与此同时，与同类钢材相比依旧保持较好的塑韧性，下面将通过对比例来进行详细阐述。断后伸长率范围为25.8％-30.5％，V型缺口夏比摆锤冲击实验冲击功范围为162-192J。
为了进一步提高该V-N微合金钢板的综合力学性能，尤其是其抗拉强度和下屈服强度，上述低成本高强韧性的V-N微合金钢板的化学成分以重量百分比计包括：C 0.11～0.15，Si 0.28～0.34，Mn 1.25～1.38，V0.09～0.13，N 0.015～0.018，P≤0.01，S≤0.006，Als≤0.02，余量为Fe和不可避免杂质。
另一方面，本发明还提供了一种低成本高强韧性的V-N微合金钢板，所述制备方法包括如下步骤：转炉冶炼、LF精炼、连铸、轧前热处理、轧制。
步骤S1：按照成分配比中的各组分含量确定原料的配比并将原料先采用顶底复吹法进行前期转炉冶炼；
步骤S2：LF精炼：进行白渣脱硫，进行连铸工艺，得到连铸坯；
步骤S3：将连铸坯进行轧前热处理,再加热温度为1220℃，保温时间范围在60-70min，确保合金元素可以充分固溶；
步骤S4：热处理完毕的连铸坯出炉即轧，进行三道连续粗轧，总下压量为50％～60％；
步骤S5：粗轧结束后，进行三次精轧，确保在奥氏体再结晶温度以上完成轧制；
步骤S6：对轧后坯进行冷却至室温，得到所述低成本高强韧性的V-N微合金钢板。
具体地，上述步骤S1中，按照上述低成本高强韧性的V-N微合金钢板的化学成分进行转炉冶炼，冶炼过程全程使用顶底复吹法，由于氮气化学性质不活泼，对转炉的侵蚀较小，成本较低，同时氮气可以微量溶解于钢水中，提高N含量为本发明的V-N微合金提供合金元素，故本发明使用氮气作为底吹气体。为保证钢水中的N含量，转炉出钢后不进行真空脱气处理。
需要说明的是，由于氮气化学性质不活泼，对转炉的侵蚀较小，成本较低，同时氮气可以微量溶解于钢水中，本发明使用氮气作为底吹气体，以提高N含量，为V-N微合金提供合金元素。同时为保证钢水中的N含量，转炉出钢后不进行真空脱气处理。
具体地，上述步骤S2中，LF炉精炼中造白渣脱硫，为使脱硫更充分，脱硫时间应大于15min，控制钢水硫含量不超过0.006％，使用钒铁作为V的添加剂，通过底吹氮气的方式增加钢中的N含量后，通过使用氮化锰铁作为N和Mn的添加剂，氮化锰铁主元素含量高、P等危害性杂质含量低、加入熔体后N的利用率高、加入量少。按先后顺序添加氮化锰铁、钒铁，两种添加剂加入时间间隔5～20min，加入合金后软吹氩10～25min。冶炼完成后进行连铸以得到连铸坯，使用直读光谱仪进行成分分析以确保铸坯成分在本发明的规定范围。
具体地，上述步骤S3中，将连铸坯进行轧前热处理,轧前连铸坯厚度为40～50mm，再加热温度为1220℃，保温时间为60-70min，确保合金元素可以充分固溶。
具体地，上述步骤S4中，使用φ430×350mm热轧机进行轧制、轧制速度过快则坯料咬入轧辊困难，变形抗力过大难以轧制，轧制速度过慢则影响生产效率，温降过快无法保证终轧温度，控制轧制速度为0.5～1m/sec。热处理完毕的连铸坯出炉即轧，进行三道连续粗轧，总下压量为50％～60％。轧制过程中粗轧分为3道次轧制，粗轧开轧温度范围为1120-1160℃，总下压量为50％～60％、道次下压量在17％～25％，3道次过程中不测温连续轧制，粗轧结束后测温，待温到985～1075℃开始精轧。
具体地，上述步骤S5中，粗轧结束后，进行3次精轧，待温到985～1075℃开始精轧，精轧总下压量为35％～40％、道次下压量在10％～15％，在精轧的第1道次结束后待温至1035～980℃后进行第2道次精轧，本发明终轧温度不低于960℃，确保在奥氏体再结晶温度以上完成轧制，因此第3道次精轧开始轧制温度为960～990℃。
具体地，上述步骤S6，对轧后坯进行冷却至室温，得到所述14～16mm厚的低成本高强韧性的V-N微合金钢板。
下面将以具体的实施例与对比例来展示本发明钢的成分和工艺参数精确控制的优势。
实施例1
本发明提供了一种低成本高强韧性的V-N微合金钢板，其特征在于，组成按重量百分比包括：C 0.14，Si 0.32，Mn 1.35，V 0.061，N 0.0088，P≤0.01，S≤0.006，Als≤0.02，余量为Fe和不可避免杂质。
本实施例制备包括如下铸造步骤：
步骤S1：按照上述低成本高强韧性的V-N微合金钢板的化学成分进行转炉冶炼，冶炼过程全程使用顶底复吹法，转炉出钢后不进行真空脱气处理；
步骤S2：LF炉精炼中造白渣脱硫20min，按先后顺序添加氮化锰铁、钒铁，两种添加剂加入时间间隔6min，加入合金后软吹氩12min。冶炼完成后进行连铸，使用直读光谱仪对连铸坯进行成分分析；
步骤S3：将连铸坯进行轧前热处理，轧前连铸坯厚度为45mm。轧前热处理温度为1220℃，保温时间为60min，出炉即轧，确保合金元素可以充分固溶。
步骤S4：使用φ430×350mm热轧机进行轧制、轧制速度为0.5m/sec，热处理完毕的连铸坯出炉即轧，进行三道连续粗轧。轧制过程中粗轧分为3道次轧制，粗轧开轧温度为1152℃，总下压量为50％～60％、道次下压量在17％～25％，3道次过程中不测温连续轧制，粗轧结束后测温，待温到1071℃开始精轧.
步骤S5：粗轧结束后，进行三次精轧，精轧总下压量为35％～40％、道次下压量在10％～15％，第1次精轧结束后待温至1031℃后进行第2道次精轧，随后待温至986℃进行第3道次精轧，最终轧板厚度为15mm。
步骤S6：对轧后坯进行冷却至室温，得到15mm厚的所述低成本高强韧性的V-N微合金钢板。
实施例2
本发明提供了一种低成本高强韧性的V-N微合金钢板，其特征在于，组成按重量百分比包括：C 0.13，Si 0.30，Mn 1.27，V 0.098，N 0.016，P≤0.01，S≤0.006，Als≤0.02，余量为Fe和不可避免杂质。
本实施例制备包括如下铸造步骤：
步骤S1：按照上述低成本高强韧性的V-N微合金钢板的化学成分进行转炉冶炼，冶炼过程全程使用顶底复吹法，转炉出钢后不进行真空脱气处理。
步骤S2：LF炉精炼中造白渣脱硫20min，按先后顺序添加氮化锰铁、钒铁，两种添加剂加入时间间隔12min，加入合金后软吹氩17min。冶炼完成后进行连铸，使用直读光谱仪对连铸坯进行成分分析。
步骤S3：将连铸坯进行轧前热处理，轧前连铸坯厚度为46mm。轧前热处理温度为1220℃，保温时间为64min，出炉即轧，确保合金元素可以充分固溶。
步骤S4：使用φ430×350mm热轧机进行轧制、轧制速度为0.5m/sec，热处理完毕的连铸坯出炉即轧，进行三道连续粗轧。轧制过程中粗轧分为3道次轧制，粗轧开轧温度为1139℃，总下压量为50％～60％、道次下压量在17％～25％，3道次过程中不测温连续轧制，粗轧结束后测温，待温到1050℃开始精轧.
步骤S5：粗轧结束后，进行三次精轧，精轧总下压量为35％～40％、道次下压量在10％～15％，第1次精轧结束后待温至997℃后进行第2道次精轧，随后待温至977℃进行第3道次精轧，最终轧板厚度为15mm。
步骤S6：对轧后坯进行冷却至室温，得到15mm厚的所述低成本高强韧性的V-N微合金钢板。
实施例3
本发明提供了一种低成本高强韧性的V-N微合金钢板，其特征在于，组成按重量百分比包括：C 0.14，Si 0.30，Mn 1.25，V 0.123，N 0.018，P≤0.01，S≤0.006，Als≤0.02，余量为Fe和不可避免杂质。
本实施例制备包括如下铸造步骤：
步骤S1：按照上述低成本高强韧性的V-N微合金钢板的化学成分进行转炉冶炼，冶炼过程全程使用顶底复吹法，转炉出钢后不进行真空脱气处理；
步骤S2：LF炉精炼中造白渣脱硫20min，按先后顺序添加氮化锰铁、钒铁，两种添加剂加入时间间隔20min，加入合金后软吹氩23min。冶炼完成后进行连铸，使用直读光谱仪对连铸坯进行成分分析；
步骤S3：将连铸坯进行轧前热处理，轧前连铸坯厚度为44mm。轧前热处理温度为1220℃，保温时间为70min，出炉即轧，确保合金元素可以充分固溶。
步骤S4：使用φ430×350mm热轧机进行轧制、轧制速度为0.5m/sec，热处理完毕的连铸坯出炉即轧，进行三道连续粗轧。轧制过程中粗轧分为3道次轧制，粗轧开轧温度为1131℃，总下压量为50％～60％、道次下压量在17％～25％，3道次过程中不测温连续轧制，粗轧结束后测温，待温到992℃开始精轧.
步骤S5：粗轧结束后，进行三次精轧，精轧总下压量为35％～40％、道次下压量在10％～15％，第1次精轧结束后待温至983℃后进行第2道次精轧，随后待温至962℃进行第3道次精轧，最终轧板厚度为15mm。
步骤S6：对轧后坯进行冷却至室温，得到15mm厚的所述低成本高强韧性的V-N微合金钢板。
以下为本发明实施例1-3以及对比例1和对比例2的各项对比表：
表1为本发明实施例1至实施例3、对比例1和对比例2的低成本高强韧性的V-N微合金钢板的化学成分；
表2为本发明实施例1至实施例3的低成本高强韧性的V-N微合金钢板的轧制工艺参数；
表3为本发明实施例1至实施例3的低成本高强韧性的V-N微合金钢板的其他工艺参数；
表4为本发明实施例1至实施例3的低成本高强韧性的V-N微合金钢板的轧制过程中表面温度；
表5为本发明实施例1至实施例3、对比例1和对比例2的低成本高强韧性的V-N微合金钢板的的力学性能。
表6为本发明实施例1至实施例3、对比例1和对比例2的低成本高强韧性的V-N微合金钢板的的组织参数。
表1实施例1至实施例3、对比例1和对比例2的化学成分(质量分数，％)
Figure BDA0003433278870000131
Figure BDA0003433278870000141
表2实施例1至实施例3的轧制工艺参数
Figure BDA0003433278870000142
表3实施例1至实施例3的其他工艺参数
Figure BDA0003433278870000143
表4实施例1至实施例3轧制过程中表面温度(℃)
Figure BDA0003433278870000144
Figure BDA0003433278870000151
表5实施例1至实施例3、对比例1和对比例2的力学性能
Figure BDA0003433278870000152
实施例从1到3其V含量从0.061wt％增加至0.123wt％、N含量从0.0088wt％增加至0.018wt％，强度得到了明显增加，屈服强度由414MPa增加至486MPa，抗拉强度由568MPa增加至638MPa。与此同时，材料依旧保持较好的塑韧性，断后伸长率在25.8％-30.5％，V型缺口夏比摆锤冲击实验冲击功在162-192J。实施例从1到3其屈强比分别为0.73、0.74、0.75，各项力学性能指标均分别满足Q390B、Q420B、Q460B要求。
实施例从1到3其工艺参数有所区别，两种添加剂加入间隔分别为6min、12min、20min，软吹氩时间分别为12min、17min、23min。更长的加入间隔和更长的软吹氩有助于更好的均匀成分，使得钢板成分分布更为均匀，从而优化钢板的强度以及塑韧性等力学性能，更好的发挥合金元素对材料性能的影响。
实施例从1到3其轧制工艺有所区别，保温时间分别为60min、64min、70min，终轧温度分别为986℃、977℃、962℃。更高的保温时间可以使钢中碳化物充分溶解，使钢充分奥氏体化，同时保证合金元素均溶解于钢中，高的保温时间可以保证坯料内外温度一致，防止轧制时产生开裂。实施例从1到3终轧温度均高于奥氏体再结晶温度，终轧温度越高,原始奥氏体晶粒度就会越粗,反之,就会越细。因此，实施例3确保更低的终轧温度从而使得其铁素体晶粒尺寸更小，从而在得到更好的强度的同时保持优秀的塑韧性。
与对比例1和对比例2相比，本申请的实施例拥有较低的屈强比，较好的延伸率，拥有较好的强度储备，不易发生脆性破坏，安全性较好，加工性能优良，更适合在工业上推广应用。具体分析如下：
本发明实施例1-3与对比例1相比，可知，对比例1采用比本申请更多的微量元素，诸如Cr1.30～1.80wt％、Ni0.60～0.90wt％、Cu0.30～0.40wt％、Mo0.15～0.25wt％、Nb0.030～0.050wt％、V0.060～0.100wt％、Al0.015～0.030wt％，使得其各项力学性能为屈服强度为490MPa，抗拉强度为620MPa，延伸率为23.5％，冲击功为153J。而本发明中未添加Ni、Mo、Cr、Nb等微量贵金属元素，仅添加不超过0.13％的V即得到屈服强度为460MPa级微合金钢，使得其各项力学性能为屈服强度为486MPa，抗拉强度为638MPa，延伸率为25.8％，冲击功为162J。有效降低了成本的同时得到了比对比例1更高的屈强比和塑韧性。高屈强比使得材料更难发生破坏性断裂，在应用的时候安全性更强，高塑韧性使得材料加工流程更加简单，抵抗冲击、震动的能力更强，更适合应用于汽车车体和高层建筑用钢中。
本发明实施例1-3与对比例2相比，可知，对比例2同样采用V-N微合金化思路，主要合金元素同样为V、N、Mn，但其成分含量和实施例不同。对比例2添加Mn 1.34wt％，V0.033wt％，N 0.0054wt％。使得其各项力学性能为屈服强度为368MPa，抗拉强度为531MPa，延伸率为32.5％，冲击功为225J，和实施例对比，对比例2强度有明显弱化，加入V、N含量过少时，铁素体晶粒中析出的V(C/N)含量过低，无法形成有效的析出强化效果，V(C/N)含量过低也导致其细化铁素体晶粒的作用被削弱，由表5可知对比例2铁素体平均晶粒尺寸均小于实施例1-3的铁素体平均晶粒尺寸，从而导致无法发挥细晶强化效果。在上述两种强化效果发挥受限的情况下，导致对比例2的强度远低于本申请的实施例1-3，无法在汽车轻量化上发挥应有的作用。
表6为本发明实施例1至实施例3的低成本高强韧性的V-N微合金钢板的组织参数
Figure BDA0003433278870000171
如表5所示，本发明在热轧状态时组织均为铁素体+珠光体组织，其中铁素体体积分数范围在83.6-84.8％，珠光体体积分数在14.2-14.9％，两个对比例其组织均为贝氏体+铁素体。铁素体拥有良好的塑性和韧性，但其强度和硬度较低；和铁素体相比，珠光体的强度、硬度有明显提高，但其塑性韧性存在明显降低；贝氏体的强度硬度往往高于珠光体，但其塑性韧性弱于珠光体。本发明通过使用铁素体为基体，保证了材料具有良好的塑韧性，同时通过V(C、N)的细化晶粒作用，使铁素体晶粒得到细化从而提高其强度。本发明中珠光体均匀分布于铁素体基体中，提升材料的强硬度的同时对屈服强度的降低维持在合理范围。相比对比例的贝氏体+铁素体组织，本发明的细小铁素体+珠光体组织可以拥有更好的塑韧性的同时，在铁素体细晶强化和V(C、N)的析出强化的作用下强度和对比例相差不大，实现了高强韧性的性能。
本发明通过合理的V、N合金元素成分设计从而保证材料具有优秀的综合力学性能，本发明使用钒铁作为钒的添加剂，使用氮化锰铁作为氮和锰的添加剂。在低氮的情况下，钒在钢中以固溶的金属钒存在，析出强化作用较差，在不引入钒的情况下，氮在钢中以游离氮存在，会发生严重应变时效脆化从而影响钢的性能。通过合理的加入钒氮合金元素后，钒在钢中通过形成大量弥散的细小碳氮化钒从而起到析出强化作用，同时碳氮化钒可以在正火温度下保持未溶解状态从而阻止晶粒长大，起到细化晶粒作用，本发明通过析出强化和晶粒细化作用提高了材料的强度，改善了钢的塑韧性。
本发明添加V、N元素以促使钢中形成碳氮化钒析出物，弥散的析出物分布于铁素体基体中阻止铁素体晶粒长大从而细化铁素体晶粒，实施例1、2、3中随着V、N含量的增加铁素体晶粒呈现明显降低趋势，伴随着实施例3、4中V、N含量已处于较高值，碳氮化钒析出物的晶粒细化作用逐渐达到峰值，进一步添加V、N元素促进晶粒细化作用已不明显，此时强度的增加主要依靠碳氮化钒析出物的沉淀强化作用。
由上述表格可知本发明通过调节V、N合金元素的含量得到了低成本高强韧性的钢板，成分调控简单、节省成本，便于指导工业生产，利于工业推广。
以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (3)

1.一种低成本高强韧性的V-N微合金钢板的制备方法，其特征在于，用于制备一种低成本高强韧性的V-N微合金钢板，
所述钢板组成按重量百分比包括：C 0.14，Si 0.30，Mn 1.25，V 0.123，N 0.018，P≤0.01，S≤0.006，Als≤0.02，余量为Fe和不可避免杂质；
所述钢板的屈服强度486MPa、抗拉强度638MPa、断后伸长率25.8％、V型缺口夏比摆锤冲击实验冲击功162J，各项力学性能指标均分别满足Q390B、Q420B、Q460B要求；
所述制备方法包括如下步骤：
步骤S1：按照成分配比中的各组分含量确定原料的配比并将原料先采用顶底复吹法进行前期转炉冶炼；
步骤S2：LF精炼：进行白渣脱硫，进行连铸工艺，得到连铸坯；
所述步骤S2中，脱硫时间20min，控制钢水硫含量不超过0.006％；按先后顺序添加氮化锰铁、钒铁，两种添加剂加入时间间隔20min，加入合金后软吹氩时间23min；
步骤S3：将连铸坯进行轧前热处理；
步骤S4：热处理完毕的连铸坯出炉即轧，进行三道连续粗轧；
所述步骤S4中，粗轧开轧温度1131℃，总压下率为50％～60％、道次压下率在17％；
步骤S5：粗轧结束后，进行三次精轧，得到扎后坯；
所述步骤S5中，精轧温度为992℃，第1次精轧结束后待温至983℃后进行第2道次精轧，随后待温至962℃进行第3道次精轧，总压下率为35％～50％、道次压下率为15％，钢板成品厚度为15mm；
步骤S6：对轧后坯进行冷却至室温，得到所述低成本高强韧性的V-N微合金钢板。
2.根据权利要求1所述的低成本高强韧性的V-N微合金钢板的制备方法，其特征在于，所述钢板的微观组织为铁素体和珠光体。
3.根据权利要求1所述的低成本高强韧性的V-N微合金钢板的制备方法，其特征在于，所述步骤S3中，加热温度为1220℃，保温时间60-70min。
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