沿厚度方向性能均匀的高强韧性厚钢板及其生产方法
【专利摘要】沿厚度方向性能均匀的高强韧性厚钢板，其组分及重量百分比含量为：C：0.03～0.10%，Si：0.10～0.32%，Mn：0.60～1.35%，P≤0.010%，S≤0.002%，Nb：0.012～0.032%，V：0.06～0.12%，Cu：1.25～2.75%，Ni：1.10～2.85%，Ca：0.0015～0.012%，Zr：0.0015～0.020%，[N]:10～40×10-4%；生产步骤：转炉冶炼；LF精炼；RH真空处理；浇注；对铸坯加热；在奥氏体再结晶区轧制；快速冷却；空冷至室温。本发明不需添加大量Mo、Cr，合金成本低；生产的80～120mm厚钢板具有高强度、高韧性、良好的焊接和冷热加工性能、通板力学性能均匀等特点；且不需正火或调质等热处理工序，具有成本低廉，制造工序简单等优点。
【专利说明】沿厚度方向性能均匀的高强韧性厚钢板及其生产方法
【技术领域】[0001]本发明涉及一种低合金结构钢及其生产方法，具体地属于一种沿厚度方向性能均匀的高强韧性厚钢板及其生产方法。
【背景技术】
[0002]众所周知，低合金高强度结构钢是我国最重要的工程结构材料之一，具有较高的强度和韧性，良好的塑性和冷热加工性能，能够抵抗过载能力，被广泛应用于建筑结构、海洋平台、压力容器、锅炉制造、水/核电站、造船行业、石油天然气管线、桥梁结构、重型机械制造、交通等国民经济的各个工程领域的建设。随着国民经济和科技的持续发展，工程化建设也随之不断重量化和大型化，对使用的钢铁材料要求也越来越高，特别是对超厚钢板(80mm以上)，除了要求有高的强度和塑韧性，还要求具有良好的抗层状撕裂性能和通板力学性能的均匀性。而长期以来我国生产技术、技术装备的缺乏，致使我国生产此类高强度厚钢板通常采用正火或调质工艺生产，增加了制造成本，不利于推广，严重制约了我国超厚钢板的发展，甚至依赖锻造或直接从国外进口来满足国内需求，即便如此，超厚钢板通板力学性能不均匀的问题依然没能得到很好的解决。
[0003]本发明前，中国专利申请号为200810141457.9的专利文献，其公开了一种通过淬火+回火，获得厚度为100-114mm的超厚钢板，但其存在贵重元素Mo和Cr含量多，其不仅工艺成本高，合金成本也较高。
[0004]中国专利申请号为200810141500.1和中国专利申请号为201010113835.X的文
献，也是通过添加大量贵重合金Mo、Cr，后续采用正火+回火或二次淬火+回火获得了超厚钢板，其存在工艺和合金成本均较高，不利于推广。
[0005]中国专利申请号为201010275268.8、200910312460.7、20101028305.3、201010208311.9,201010501298.6,201110176674.3 的文献，均采用正火热处理工艺，同样
存在工艺成本高，生产周期长等缺点。
[0006]中国专利申请号为200910045452.0和中国专利申请号为201110285075.5的文献，采用TMCP和控轧工艺成功生产了超厚钢板，但该两个文献均对通板力学性能均匀性不做要求。通过上述分析可知，所检索到的文献均没能解决超厚钢板通板力学性能不均匀的问题。
【发明内容】
[0007]本发明针对现有超厚钢板通板力学性能不均的不足，提供一种沿厚度方向性能均匀，不需添加大量Mo、Cr等贵重金属，生产工艺简单，生产厚度为80~120mm并具有良好的焊接和冷热加工性能的沿厚度方向性能均匀的高强韧性厚钢板及其生产方法。
[0008]实现上述目的的措施:
沿厚度方向性能均匀的高强韧性厚钢板，其组分及重量百分比含量为:c:0.03~0.10%, Si:0.10 ~0.32%, Mn:0.60 ~1.35%, P≤ 0.010%, S ≤0.002%, Nb:0.012 ~0.032%, V:0.06 ~0.12%, Cu:1.25 ~2.75%, N1:1.10 ~2.85%, Ca:0.0015 ~0.012%, Zr:0.0015~0.020%, [N]: 10~40 X 10-4%，余量为Fe及不可避免杂质；同时必须满足公式:① Ni/ (Cu+2Cr+Mo) =0.75 ~1.30,② Zr/N =4 ~7，③ Ca+Zr ( 0.025%。
[0009]其特征在于:另添加有Ti:0.006 ~0.018%, Als:0.012 ~0.038%,Mo ( 0.12% 及Cr ( 0.12%。
[0010]生产沿厚度方向性能均匀的高强韧性厚钢板的方法，其步骤:
1)进行转炉冶炼，控制来料铁水温度在1260~1300°C，铁水成分P( 0.15%，S^0.002% ;控制转炉冶炼中点吹次数不大于2次，控制钢水终点成分:C:0.05~0.07%,P ≤ 0.010% ；
2)进行LF精炼，控制钢水到站温度不低于1550°C，精炼时间在30~40分钟，白渣保持时间在10~20分钟，白渣碱度控制在3.0~4.0 ;
3)进行RH真空处理，控制到站钢水温度在1600~1620°C，处理时间在15~25分钟；
4)进行烧注，控制拉还速度在0.8~1.2m/min ;所述板还厚度断面尺寸为250~300mm，且控制板坯厚度与成品厚度的比值不低于2.75 ；
5)对铸坯加热，其加热温度为1260~1320°C，铸坯上下表面温差控制在不超过10°C；在1180~1220°C下保温40~50min，在炉总加热时间为210~270min ； 6)在奥氏体再结晶区进行3~5道次的第一阶段轧制，控制其总压下率为46~55%，控制其结束温度在900~1100°C ;在奥氏体未再结晶区进行4~6道次的第二阶段轧制，控制总压下率在50~60%，终轧温度控制为810~880°C ；
7)进行快速冷却，冷却速率控制为5~12°C/s，返红温度按600~680°C控制，上下水比控制在0.8~1.1之间；
8)空冷至室温。
[0011]本发明中各元素的作用
本发明的C含量选择在0.03~0.10%, C属于扩大奥氏体相区元素，是确保钢强度必不可少的元素之一，C通过间隙置换固溶强化强烈提高钢的强度，也是决定焊接热影响区低温韧性的主要元素。当C含量低于0.03%时，C的固溶强化较弱，且钢中碳氮化物析出数量少，影响控轧轧制效果，消弱钢中Nb的析出沉淀和细晶强化作用，致使发明钢材强度较差；当C含量于0.10%时，增加钢中碳偏析倾向和M-A岛数量，提高钢的焊接冷裂纹敏感性系数，降低基材塑韧性和焊接热影响区韧性，影响钢的冷热加工性能。故C含量限定为0.03~0.10% O
[0012]本发明的Si含量选择在0.10~0.32%，Si在钢中促进钢水脱氧并通过固溶强化提高强度，本发钢主要采用Al脱氧，因此Si的脱氧应用不大。当Si含量低于0.10%时，其固溶强化作用较弱，其对钢强度贡献不大；当Si含量高于0.32%时，其虽然能提高钢的强度，但严重损害基材低温韧性和延伸性能，同时在焊接过程中促进焊接热影响区尺寸粗大且分布不均匀的M-A岛析出，从而能严重恶化焊接接头性能，尤其是焊接热影响区的低温韧性。故Si含量限定为0.10~0.32%。
[0013]本发明的Mn含量选择在0.60~1.35%，Mn作为本发明钢重要的合金元素，是确保钢材强韧性和焊接热影响区性能不可或缺的元素；Mn扩大奥氏体相区，降低Ar3相变点，在冷却相变过程中细化组织而提高强度和改善低温韧性；但Mn在钢水凝固过程中易发生的严重偏析，特别是Mn和C含量较高时，会造成铸坯中心严重的偏析和疏松现象，而严重的铸坯中心偏析和疏松在后续的控轧控冷、焊接过程中出现异常组织，严重恶化基材和焊接接头性能;Mn含量过高还会在钢中形成较多的硫化锰夹杂，降低钢的低温断裂韧性和焊接热影响区的低温韧性，进一步恶化钢的焊接性能，因此Mn含量不得高于1.35%。当Mn含量低于0.60%时，Mn细化组织作用减弱，无法确保钢的高强度和优异的低温韧性。故Mn含量限定为 0.60 ~1.35%。
[0014]本发明的P≤0.010%、S≤0.002%，P、S是钢中的有害杂质元素。高P易导致晶界偏析，急剧恶化钢的低温韧性；s与Mn易形成MnS夹杂，在轧制过程中易沿轧向形成MnS夹杂物带，严重恶化钢的低温韧性、Z向性能和焊接性能，因此，考虑经济成本和本发明钢的特殊性能要求，S含量需控制在0.002%以下。
[0015]本发明的Nb含量选择在0.012~0.032%, Nb是一种强碳化物形成元素，具有强烈的细化晶粒作用，能显著提高奥氏体再结晶温度，扩大轧制工艺范围。在轧制过程中，Nb在钢中形成的碳氮化物颗粒，可有效抑制奥氏体晶粒的长大，细化铁素体晶粒，提高钢板的强韧性及延性。本发明钢中，当Nb含量低于0.012%时，Nb的析出沉淀和细晶强化作用较弱，导致屈服强度和塑韧性不足；本发明钢中，当Nb含量高于0.032%时，Nb的碳氮化物析出量多，由此引起钢的强度提高较多，也进一步加大钢板中心部位与表层部位性能的差异，同时在低温轧制时由于强度高而损害轧制设备。因此，Nb含量限制在0.012~0.032%。
[0016]本发明的V含量选择在0.060~0.12%，V在本发明钢中是最重要的合金元素之一。在缓慢冷却过程中，V与C结合形成碳氮化物析出，阻止铁素体晶粒长大，从而产生沉淀强化和细晶强化，提高钢的强度和改善低温韧性。本发明超厚钢中，钢板表层由于冷却速度快，V碳氮化物不易析出，此时V主要固溶于基体中产生固溶强化，但作用较小；而钢板中心部位冷却速度缓慢，适于V碳氮化物充分析出，产生很强的沉淀强化和细晶强化作用，提高钢板中心部位的强度和改善低温韧性，缩小其与表层部位强度和韧性的差异。但当V含量低于0.060%时，大部分V固溶于基体中，钢板中心部位析出的V碳氮化物数量有限，起不到提高强度和韧性的作用；当￥含量大于0.12%时，虽然钢板中心部位由于大量V碳氮化物的析出使得强度和韧性得以提高，但也严重恶化了基材和热影响区低温韧性。因此，V含量限制在0.060~0.12%。
[0017]本发明的Cu含量选择在1.25~2.75%，Cu在本发明钢中也是最重要的合金元素之一。Cu在钢中主要起固溶和沉淀强化作用，适量的Cu提高强度而不降低韧性，并提高钢的耐腐蚀性能。Cu还是奥氏体形成元素，在扩大奥氏体相区的同时也在回火过程中促进奥氏体的形成及稳定性。同时在厚钢板中加入的适量Cu还可以在缓慢冷却过程中通过自回火析出ε-Cu，提高钢板的强度。本发明钢中，当Cu含量低于1.25%时，在短暂的自回火过程中，钢板中心部位ε -Cu的析出量很少甚至无析出，其沉淀强化作用产生的强度增量不足以弥补与表层强度的差异；当&1含量高于2.75%时，在加热时会引起严重的热脆现象，恶化钢板的表面质量，降低基材及热影响区的韧性，同时在自回火过程中，中心部位将会有大量ε-Cu析出，造成中心部位强度急剧升高，恶化钢的塑韧性和焊接性能。因此，Cu含量限制在 1.25 ~2.75%。
[0018]本发明的Ni含量选择在1.10~2.85%,Ni对钢材强度贡献不大，但能明显改善钢材的低温韧性，显著提高钢的低温韧性。特别是对Cu、Cr等固溶强化元素含量高的钢材，其改善低温韧性的作用就更为明显。Ni量过高，除增加生产成本外，钢板表面易产生难以脱落的氧化铁皮。
[0019]本发明的Ca是脱氧元素，也是脱硫元素，其含量控制在0.0015~0.012%，是本发明钢中的重要元素。钢中添加适量的Ca将硫化物夹杂物球化，有利于提高基材的低温韧性和HAZ韧性，适量的Ca还可以在钢中形成极其细小的氧化物作为铁素体形核核心，进一步细化组织结构。为了提高其脱氧脱硫效果，改善基材质量和热影响区性能，Ca含量应不低于0.0015% ；Ca含量超过0.012%时，则会形成许多大型含Ca的氧化物和硫化物混合夹杂，不利于基材和热影响区的冲击韧性。
[0020]本发明的Zr含量选择在0.0015~0.020%,适量的Zr可以将钢中粗大的非球形夹杂物球化，净化钢质，提高钢的低温韧性和抗撕裂能力。钢中添加Zr还可以形成ZrN，有细化晶粒作用，但过高的Zr恶化基材低温韧性。
[0021 ] 本发明的N含量选择在10~40 X 10、，N与钢中Nb、T1、A1、V、C等元素形成氮化物或碳氮化物，是使钢材母材组织和焊接组织晶粒细化的重要元素。若N含量低于IOX 10_4%，则N与钢中T1、Als形成单位氮化物颗粒数量不足，不能有效细化基材和焊接组织。当N含量高于40 X 10_4%时，钢中固溶N量增加，对基材和焊接热影响区性能不利，也不利于钢坯的
表面质量。
[0022]本发明钢还可含有Ti:0.006 ~0.018%, Als:0.012 ~0.038%, Mo ( 0.12% 及Cr ( 0.12%。
[0023]本发明的Ti选择在0.006~0.018%, Ti也是一种强碳氮化物形成元素，在Als超细氧化物颗粒上析出细小的TiN、Ti (CN)或Nb\Ti的复合碳氮化物，这些颗粒的有效尺寸在Ι.Ομπι以下，可有效阻止·加热和焊接过程中奥氏体晶粒长大，使晶粒细化，提高钢的低温韧性。Ti与Nb同时加入，会进一步提高钢奥氏体再结晶温度，扩大轧制工艺范围。但Ti大于0.025%时，析出的Ti的碳氮化物颗粒尺寸将达到几个甚至十几个μ m数量级，导致晶粒不够细化，恶化基材和焊接热影响区的韧性，当Ti小于0.005%时，单位面积内颗粒数量不足，起不到细化晶粒效果，故Ti限定为0.005~0.025%。
[0024]本发明的Als含量选择在0.012~0.038%，Als常常作为脱氧元素加入钢中。Als与钢中N结合形成AlN颗粒，通过晶粒细化作用提高钢的强度和低温韧性。本发明中Als还可以与[O]结合形成微细的复杂氧化物颗粒作为晶界铁素体和板条铁素体的形核核心，细化基材和HAZ组织。若Als含量低于0.012%，上述作用不明显，不能有效改善基材和HAZ冲击韧性，若Als含量高于0.038%时，易形成尺寸粗大的氧化物夹杂物，降低钢的纯净度和塑韧性，恶化焊接热影响冲击韧性。
[0025]本发明的Mo、Cr含量均选在0.12%以下，Mo在钢中的作用主要是固溶强化作用，少量Mo以碳化物的形式析出，进一步提高钢的强度。过量Mo不仅在快速冷却过程中容易获得大量的贝氏体或马氏体组织，在焊接冷却中也易获得影响焊接热影响区韧性的马氏体组织，恶化了基材和热影响区的综合性能，因此，Mo含量不得大于0.12%。Cr是有效提高钢板强度的元素，也是提高钢板淬透性的元素，使得铁素体相变明显右移，拓宽贝氏体相变的冷速区间，促进中温转变组织的形成，同时，当Cr与Ni复合添加的情况下，更有助于提高钢的淬透性和耐候性能，但本发明中，Cr含量超过0.12%时，则会显著降低基材和热影响区的低温韧性。[0026]同时上述化学成分还必须满足公式:①Ni/ (Cu+2Cr+Mo) =0.75~1.30,②Zr/N=4 ~7,③ Ca+Zr ( 0.025%。
[0027]本发明中，Ni显著提高钢的低温韧性，但当Ni/ (Cu+2Cr+Mo)< 0.75时，钢中Cu、Cr和Mo的固溶强化引起的低温韧性下降无法得到Ni的有效弥补，造成钢材低温韧性恶化，当Ni/ (Cu+2Cr+Mo) > 1.30时，需添加过多Ni合金，除增加生产成本外，钢板表面易产生难以脱落的氧化铁皮；当Zr/N < 4时，单位面积ZrN颗粒数量不足，其细化晶粒作用不明显，当Zr/N > 7时，钢中含有Zr氧化物的大尺寸复杂夹杂物，对基材和热影响区性能均产生不利影响；iCa+Zr>0.025%时，钢中将会形成大量尺寸较大的复杂氧化物夹杂，严重恶化钢的低温韧性和焊接性能。
[0028]本发明与现有技术相比，不需添加大量Mo、Cr等贵重金属，合金成本低；利用本发明方法生产的80~120mm厚钢板具有高强度、高韧性、良好的焊接和冷热加工性能、通板力学性能均匀等特点；且不需正火或调质等热处理工序，具有成本低廉，制造工序简单等优点。
【具体实施方式】
[0029]下面对本发明予以详细描述:
表1为本发明各实施例及对比例的取值列表；
表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表；
表3为本发明各实施例及对比例性能检测情况列表。
[0030]本发明各实施例按照以下步骤生产:
O进行转炉冶炼，控制来料铁水温度在1260~1300°C，铁水成分P ( 0.15%，S≤0.002% ;控制转炉冶炼中点吹次数不大于2次，控制钢水终点成分:C:0.05~0.07%,P ≤ 0.010% ；
2)进行LF精炼，控制钢水到站温度不低于1550°C，精炼时间在30~40分钟，白渣保持时间在10~20分钟，白渣碱度控制在3.0~4.0 ;
3)进行RH真空处理，控制到站钢水温度在1600~1620°C，处理时间在15~25分钟；
4)进行烧注，控制拉还速度在0.8~1.2m/min ;所述板还厚度断面尺寸为250~300mm，且控制板坯厚度与成品厚度的比值不低于2.75。
[0031]5)对铸坯加热，其加热温度为1260~1320°C，铸坯上下表面温差控制在不超过IO0C ;在1180~1220°C下保温40~50min，在炉总加热时间为210~270min。
[0032]6)在奥氏体再结晶区进行3~5道次的第一阶段轧制，控制其总压下率为46~55%，控制其结束温度在900~1100°C ;在奥氏体未再结晶区进行4~6道次的第二阶段轧制，控制总压下率在50~60%，终轧温度控制为810~880°C ；
7)进行快速冷却，冷却速率控制为5~12°C/s，返红温度按600~680°C控制，上下水比控制在0.8~1.1之间；
8)空冷至室温。
[0033]表1本发明各实施例与对比例的化学成分对比(wt，％)(—)
【权利要求】
1.沿厚度方向性能均匀的高强韧性厚钢板，其组分及重量百分比含量为:C:0.03~.0.10%, Si:0.10 ~0.32%, Mn:0.60 ~1.35%, P ≤ 0.010%, S ≤ 0.002%, Nb:0.012 ~.0.032%，V:0.06 ~0.12%, Cu:1.25 ~2.75%, N1:1.10 ~2.85%, Ca:0.0015 ~0.012%, Zr:.0.0015~0.020%, [N]: 10~40 X 10-4%，余量为Fe及不可避免杂质；同时必须满足公式:① Ni/ (Cu+2Cr+Mo) =0.75 ~1.30,② Zr/N =4 ~7，③ Ca+Zr ≤ 0.025%。
2.如权利要求1所述的沿厚度方向性能均匀的高强韧性厚钢板，其特征在于:另添加有 Ti:0.006 ~0.018%, Als:0.012 ~0.038%, Mo ≤ 0.12% 及 Cr ≤ 0.12%。
3.生产权利要求1所述的沿厚度方向性能均匀的高强韧性厚钢板的方法，其步骤: O进行转炉冶炼，控制来料铁水温度在126(Tl300 °C，铁水成分P≤ 0.15%，S≤0.002% ;控制转炉冶炼中点吹次数不大于2次，控制钢水终点成分:C:0.05~0.07%,P ≤ 0.010% ； 2)进行LF精炼，控制钢水到站温度不低于1550°C，精炼时间在30~40分钟，白渣保持时间在10~20分钟，白渣碱度控制在3.0~4.0 ; 3)进行RH真空处理，控制到站钢水温度在1600~1620°C，处理时间在15~25分钟； 4)进行烧注，控制拉还速度在0.8~1.2m/min ;所述板还厚度断面尺寸为250~300mm，且控制板坯厚度与成品厚度的比值不低于2.75 ； 5)对铸坯加热，其加热温度为1260~1320°C，铸坯上下表面温差控制在不超过10°C；在1180~1220°C下保温40~50min，在炉总加热时间为210~270min ； 6)在奥氏体再结晶区进行3~5道次的第一阶段轧制，控制其总压下率为46~55%，控制其结束温度在900~1100°C ;在奥氏体未再结晶区进行4~6道次的第二阶段轧制，控制总压下率在50~60%，终轧温度控制为810~880°C ； 7)进行快速冷却，冷却速率控制为5~12°C/s，返红温度按600~680°C控制，上下水比控制在0.8~1.1之间； 8)空冷至室温。
【文档编号】C21D8/02GK103667921SQ201310696470
【公开日】2014年3月26日 申请日期:2013年12月18日 优先权日:2013年12月18日
【发明者】童明伟, 张开广, 范巍, 陈颜堂, 程吉浩, 刘文斌 申请人:武汉钢铁(集团)公司