非調質針狀組織高強度低屈強比耐候鋼及其生產方法

2023-05-28 10:09:11

專利名稱：：非調質針狀組織高強度低屈強比耐候鋼及其生產方法
技術領域：
：本發明涉及一種低合金鋼及其生產方法，具體涉及一種具有優異成型性、優異低溫韌性、優異焊接性和優異耐大氣腐蝕性的非調質高強鋼及其生產方法，屬於低合金鋼製造領域。
背景技術：
：目前，美國材料與試驗協會標準ASTMA709/A709M-Olb中有強度級別相近的鋼種HPS7冊鋼，其碳含量小於或等於O.llwt%(—般在O.09wt。/。左右)，焊接冷裂紋敏感性係數Pcm值較高，焊接時需要釆取較複雜的工藝，且該鋼種含有0.04-0.08wt。/。的釩，在焊後冷卻過程中會析出釩的碳氮化物，從而影響鋼的焊接韌性，同時在該鋼種的生產過程中，對於厚度大於32mm的鋼板一般需進行調質處理，大大增加了生產成本，而在低溫韌性方面，該鋼種的夏比V型衝擊功在-23。(:時集中在180-2201,僅相當於國內橋梁鋼質量等級D的水平。為了降低該鋼種的生產成本，專利號為US6056833和US6187117的美國發明專利均提出了與HPS70W性能相當的一種非調質鋼，但是該等鋼種中均需加入一定量的釩，會影響鋼種的焊接韌性，同時其焊接冷裂玟敏感性係數Pcm值都較高，焊接工藝複雜，而且低溫沖擊韌性方面也與原HPS7OW鋼類似。與HPS70W類似的鋼種還有日本標準JISG3114中的SMA570W鋼。該鋼種屈強比太高，而且其夏比V型沖擊功要求-5。C時大於47J,僅相當於國內橋梁鋼質量等級C的水平。為了改善SMA570W的使用性能，日本JFE公司開發了高性能橋梁鋼BHS500W,該鋼種採用非調質控軋控冷工藝，最大厚度為100mm，需要焊前預熱，焊接性能優異，但其不足之處在於其低溫衝擊韌性較SMA570W鋼提高得不多，其夏比V型衝擊功僅要求-5T時大於等於100J。在國內武鋼於2007年初推出了第五代橋梁鋼WNQ570(Q420qE),並將該鋼種用於京滬高鐵南京大勝關長江大橋的建設，其具體性能指標在專利公開號為CN1609257A的專利中有詳述，該鋼種採用非調質控軋控冷工藝，具有良好的低溫韌性和焊接性，但該鋼種有三點不足之處一、最大厚度僅為60mm。按照其強度級別計算，並不適合用於建造大跨度橋梁，實際上在該強度級別的非調質鋼製造上，並未在厚度上取得突破；二、屈強比太高，雖然該鋼種突破了傳統高強度非調質焊接結構鋼屈強比《0.93的瓶頸，但是該鋼種的屈強比依然在0.88左右，因此構件的安全性尚顯不夠；三、耐候性不足，雖然該鋼種按照美國材料與試驗協會標準ASTMG101-Ol.中所給的公式計算所得的耐腐蝕指數I達到6.0-6.1，剛好滿足耐候鋼耐腐蝕指數I〉6.0的要求，但是作為高速鐵鐵路用耐候橋梁鋼使用，該鋼種的耐候性尚顯不足。
發明內容本發明的目的在於提出一種非調質針狀組織高強度低屈強比耐候鋼及其生產方法，該鋼種成分筒單，具有優異的成型性、優異的耐候性、優異的焊接性和低溫韌性，同時該鋼種製備工藝簡單，無需熱處理，生產周期短，生產成本低，從而可有效克服現有技術中的不足。為實現上述發明目的，本發明採用了如下技術方案一種非調質針狀組織高強度低屈強比耐候鋼，其特徵在於，該鋼種包含的成分及其重量百分比為基本成分C0.03~0.08%、Si0.30~0.60%、Mn1.30~1.80%、P《0.015%、S<0.010%、Cu0.30~0.60%、Ni0.20—0.50%、Cr0.40—0.80%、Mo0.10-0.40%、Nb0.030~0.080。/o及Ti《0.04%;可選成分A1S6.0。該鋼種是採用如下工藝製備的對鐵水進行冶煉和澆鑄處理，形成鋼坯，而後在125(TC將鋼坯奧氏體化，再進行兩階_艮軋制，其粗軋開軋溫度》115(TC，累計下壓量>60°/。，精軋開軋溫度《950。C，精軋結束溫度《850。C,精軋累計下壓量>70%，軋後鋼板弛豫時間20100s，而後以5~15。C/s的冷卻速率使鋼板冷卻到550。C以下,再將其空冷至室溫，製成目標產品。一種如上所述非調質針狀組織高強度低屈強比耐候鋼的製備方法，其特徵在於，該方法為5對鐵水進行冶煉和澆鑄處理，形成鋼坯，該鋼坯所含成分及其重量百分比為基本成分C0.03~0.08%、Si0.30~0.60%、Mn1.30~1.80°/。、P《0.015%、S《0.010%、Cu0.30—0.60%、Ni0.20~0.50%、Cr0.40—0.80%、Mo0.10-0.40%、Nb0.030~0.08(r/o及Ti《0.04%;可選成分A1S《0.04。/。及RE《0.40kg/t鋼或Ca《0.005%中的兩種或兩種以上；以及餘量的Fe和雜質；而後將鋼坯進行奧氏體化處理，再進行兩階段軋制，其粗軋開軋溫度>1150°C，累計下壓量>60°/。，精軋開軋溫度《950。C，精軋結束溫度《850。C,精軋累計下壓量>70°/。，軋後鋼板弛豫時間20~100s,而後使鋼^反快速冷卻至室溫，製成目標產品。進一步的，對鐵水進行冶煉和澆鑄處理的過程為依次採用鐵水預脫硫工藝，轉爐頂底複合吹煉工藝對鐵水進行處理，其後採用RH真空循環脫氣工藝對鐵水進行處理，同時進行稀土或Ca處理，而後進行全流程保護澆注，至形成鋼坯對鋼板進行快速冷卻處理的工藝為首先以5~15。C/s的冷卻速率使鋼板冷卻到55(TC以下，再將其空冷至室溫，製成目標產品。本發明中，釆用上述組分及重量百分比的原因在於C在鋼鐵中一般作為強化元素，可對基體起到固溶強化的作用，增加碳含量會促進形成碳化物及馬氏體，本發明中C含量選擇在O.03-0.08%，可滿足以下條件足夠與微合金Nb反應形成NbC或Nb(CN)，不致於太高而降低了鋼的焊接性能及低溫韌性，不至於太低而導致RH真空處理的時間過長，提高生產成本。Si主要以固溶強化形式提高鋼的強度，同時也是鋼中的脫氧元素，此外Si還能提高鋼的耐候性，本發明中Si含量選擇在O.30~0.60%，不會過高或過低，從而降低鋼的強度或潔淨度、韌性和焊接性能。Mn是重要的強韌化元素，是奧氏體穩定化元素，能擴大鐵碳相圖中的奧氏體區，促進鋼的中溫組織轉變，即貝氏體轉變，從而得到以針狀組織為主的微觀組織。含l。/。的Mn，鋼的抗拉強度約可提高10謹Pa,但之後隨著Mn含量的增力口，鋼的強度雖有明顯增加，但是衝擊轉變溫度ITT幾乎不發生變化，而且過量的Mn會增加鋼材連鑄坯產生中間偏析的趨勢，從而造成鋼材尤其是厚鋼板在厚度方6向性能的不均勻性。本發明Mn含量控制在l.30%-1.80%,從而使形成的針狀組織具有較好的組織均勻性、優良的耐候性、高強度和優異的低溫韌性。P是很有效的固溶強化元素，且能有效提高鋼的耐候性，但是P過量會造成很嚴重的中間偏析，還會嚴重降低鋼的低溫韌性，對於生產厚鋼板極為不利。因此，本發明將P含量控制在O.015%以下。過高S含量不僅會使鋼板縱橫向性能產生明顯差異，同時還會降低鋼的低溫韌性和Z向性能，且硫化物夾雜會使鋼的耐候性明顯降低。因此本發明控制S含量在O,010%以下。Cu能提高鋼的淬透性，在鋼中主要起固溶及沉澱強化作用，同時還能有效提高鋼的耐候性，此外Cu還有利於獲得良好的低溫韌性，增加鋼的抗疲勞裂紋擴展能力，但Cu含量過高時，鋼坯加熱或熱軋時易產生裂紋，惡化鋼板表面性能。本發明中Cu含量在O.30%-0.60%,為阻止上述裂紋的產生，還添加了O.20%_0.50y。的Ni,而Ni能提高鋼材的淬透性，具有一定的固溶強化作用，且能顯著改善鋼材的低溫韌性，使母材和焊接熱影響區低溫韌性顯著提高，且可顯著提高鋼的耐候性，尤其是耐海水腐蝕性，但是Ni為貴金屬，其添加量過大會導致鋼的成本大幅度上升。又，本發明中Cr的含量在O.40°/。-0.80%,是因Cr能顯著提高鋼的淬透性及鋼的耐候性，且尤其在Cu-Ni-Cr複合添加的情況下，效果更為明顯Mo能增加淬透性，提高鋼的強度，並能非常有效推遲鐵素體和珠光體的轉變，從而促進貝氏體組織的獲得，使鋼在較寬的冷卻速度範圍內獲得較完全的針狀組織，且隨著Mo的增加，針狀組織轉變開始溫度顯著下降，鋼的強度顯著提高，但過高的Mo會使鋼的低溫韌性顯著惡化，也會在焊接時形成過多的馬氏體，導致焊接接頭脆性增加。綜合考慮上述因素，本發明將Mo含量控制在O.10%-0.40%。Nb是強碳氮化物形成元素，能有效的延遲變形奧氏體的再結晶，阻止奧氏體晶粒的長大，提高奧氏體再結晶溫度，細化晶粒，提高鋼的強度和韌性。此外，部分Nb在連續冷卻的過程中，以Nb(CN)的形式析出，通過沉澱強化提高鋼的機械性能，但Nb屬於微合金化元素，價格昂貴，大量添加會導致鋼鐵成本上升，且過高的Nb也易與Fe、C等元素形成低熔點共晶物，從而增加焊縫金屬產生熱裂紋的傾向。此外，本發明中C的含量在O.03%-0.08%,若加入過多的Nb,在熱軋時需要提高板坯的加熱溫度將NbC或Nb(CN)完全溶解，才能發揮Nb在控軋控冷中的作用，而在工業化生產時，板坯加熱爐的溫度是有限制的，一般最高在1300°C,所以Nb含量不應太高，宜控制在O.030%-0.080%。本發明鋼中還可含有Ti、A1s和RE或Ca中的兩種或兩種以上。其中，Ti是強氮化物形成元素，Ti的氮化物能有效釘扎奧氏體晶界，有助於控制奧氏體晶粒的長大。Al是鋼中主要的脫氧元素，但Al含量大於O.04%，將導致A1的氧化物夾雜增加，降低鋼的純淨度，從而降低鋼的韌性和耐候性。此外，A1N熔點較高，在軋鋼板坯加熱時，A1N能釘扎奧氏體晶界，有助於控制奧氏體晶粒的長大。考慮上述因素，本發明Ti及Al的含量均控制在O.04%以下。本發明鋼種在生產中進行稀土或Ca處理，其主要作用是球化硫化物夾雜，以減小縱橫向性能差異，提高Z向性能，此外，通過降低硫化物與周圍基體的電極電位差異，可以提高鋼的耐候性；進行稀土處理時，在鋼板表面形成一層稀土保護膜，可以提高鋼的耐候性，但是過高的稀土含量或Ca含量容易形成粗大的稀土氧化物或Ca氧化物夾雜，影響鋼的綜合性能，因此本發明中稀土的加入量為《0.40kg/t鋼，或Ca處理時Ca60%，精軋開軋溫度《950。C,精軋結束溫度《850。C,精軋累計下壓量>70%，軋後鋼板弛豫時間20-100s,然後以5-15°C/s的冷卻速率冷卻到55(TC以下，再空冷至室溫。目前，一般的TMCP理論認為，為了充分細化相變組織，在控扎的非再結晶區變形後，應當儘量抑制回復過程，將加工中產生的大量變形位錯儘可能的保持到相變發生前，因此終軋完成與開始加速冷卻之間的時間間隔越短越好，也就是說變形奧氏體母相中的位錯密度越高，新相組織越細。但近來的研究表明，是決定性的。實際上，如果微合金鋼在奧氏體非再結晶區變形後立即加速冷卻，大部分是相互纏結的混亂位錯，這種位錯組態對促進中溫轉變組織的形核會有一定作用，但從阻礙新相長大的角度看，這種位錯組態效果不佳。另外，如果變形後立即加速冷卻，微合金元素的析出還來不及進行，析出對位錯的釘扎作用及析出物作為新相潛在形核位置的作用都得不到發揮，不利於中溫轉變組織的細化。如果變形後將奧氏體弛豫一段時間再加速冷卻，利用弛豫過程中高密度位錯的重新排列，產生胞狀結構，通過胞壁完整化，胞間取向差加大等過程形成亞結構，可以使組織更加細化。本發明鋼軋制採用機械熱處理技術(TMCP)+弛豫-析出控制相變(RPC)技術。鋼坯在125(TC充分奧氏體化，使得微合金元素充分固溶，粗軋開軋溫度》1150。C,粗軋在奧氏體再結晶區進行，累計下壓量>60°/，用於充分細化奧氏體晶粒；鋼在95(TC左右開始進入未再結晶區開始精軋，精軋開始溫度《95(TC,精軋結束溫度《850。C,整個精軋累計下壓量>70%,以使形變奧氏體中產生大量相互纏結的變形位錯、形變帶及各種尺寸的微合金碳氮化物析出相；在軋後20-100s的弛豫時間內，由於高密度位錯重新排列，產生胞狀結構，通過胞壁完整化，胞間取向差增大等過程形成亞結構，使組織更加細化。與此同時，Nb(CN)析出物釘扎亞結構使其穩定化；隨後通過5-15。C/s的加速冷卻，促進相變後組織的細化，冷卻到550。C以下，再空冷至室溫，形成目標產品。與現有技術相比，本發明具有如下優點1.本發明鋼種成分設計簡單，鋼的成分設計為低碳Cu-Cr-Ni-Mo成分體系，同時添加高含量比例的Nb等，這些元素的共同加入將產生明顯的綜合作用，會在變形奧氏基體中發生靜態和動態界面偏聚與析出，能使熱變形後的再結晶過程難以進行，在95(TC左右就能進入非再結晶區。通過在非再結晶區的多道次軋制及中間停留，終軋後，變形奧氏體中有大量纏結的變形位錯、形變帶及各種大小的微合金元素析出物；2.終禮變形後，鋼板經過20100s的弛豫，大量變形位錯通過攀移，移出及互毀等過程，數量下降，同時在晶內通過變形位錯的重新排列，形成大量低能量的位錯牆，小段位錯牆聯接形成位錯胞狀結構及亞晶。隨著亞晶的合併及位錯進一步加入，亞晶間取向差逐步加大，使變形奧氏體晶粒內分成許多具有一定:f又向差的小部分，與此同時，《鼓合金元素Nb、Ti等以(NbTi)(CN)的形式在位錯及位錯胞狀結構上析出；3.經過弛豫過程後，鋼板開始加速冷卻。這種具有位錯及析出組態的變形奧氏體晶粒在開始相變時，與變形後不弛豫，大量位錯混亂分布的情況有所不同。首先，有一定取向差的亞晶界是形核優先位置，其附近如果存在與基體有異相界面的析出相，則更有利於相變優先形核。因此大量新相可以在變形奧氏體晶粒內產生，其次，由於弛豫後亞晶已發展到一定程度，亞晶之間有相當取向差，因此在亞晶界上形核的中溫轉變產物，在其長大過程中受到前方亞晶界的阻礙，一般不會穿過亞晶界。因此，貝氏體形核多又不能長大，最終的中溫轉變組織將明顯細化，鋼中最終組織為4~6m長，2~4m寬的針狀鐵素體和3~5m長，0.3~lm寬的貝氏體以及晶粒尺寸為l~2m的M/A組元(體積分數約為5-10y。)；4.本發明鋼無須調質或回火等熱處理工序，縮短了生產周期，降低了生產成本，並且克服了鋼板規格受熱處理爐限制的不足；5.本發明鋼種具有優良的強韌性匹配，以及優異的低溫韌性和焊接性能，可廣泛用於橋梁、建築、船舶、海洋平臺等工程結構。圖1是本發明具體實施方式中所述非調質針狀組織高強度低屈強比耐候鋼的金相結構示意圖。具體實施例方式以下結合附圖及具體實施方式對本發明的技術方案做進一步說明。如圖l所示，該非調質針狀組織高強度低屈強比耐候鋼包含的成分及其重量百分比為基本成分C0.03~0.08%、Si0.30~0.60%、Mn1.30~1,80%、P6.0。以下對上述鋼種的製備工藝進行說明首先在150kg實驗室真空感應爐上冶煉鐵水，其後進行澆注，形成鋼錠，該鋼4定開坯並熱每i後的尺寸為140mmx140mmx190mm，其組分見表l:表l實驗鋼坯組分及其重量百分比含量tableseeoriginaldocumentpage11其後，採用TMCP+RPC工藝對鋼坯進行軋制，軋前加熱溫度設定為1250。C±50°C,保溫時間2.5h,以便能有足夠多的微合金碳氮化物溶解到奧氏體基體中,其具體的軋制工藝如表2所示表2.實驗鋼坯熱軋方案tableseeoriginaldocumentpage11本發明具體實施方式所制鋼種化學成分、機械性能、焊接性能與耐腐蝕性1-l和比較鋼1-2、以及專利號US6315946的發明專利所提出的比較鋼2的相應性能，以供對比。該表中耐腐蝕指數I計算公式為美國材料與試驗協會標準ASTMG101-01中修正的Legault-Leckie公式，其值越高，表示其耐腐蝕能力越強；計算公式為1=26.01(%Cu)+3.88(%Ni)+l.20(%Cr)+l.49(%Si)+17.28(%P)-7.29(%Cu)(%Ni)-9.畫Ni)(%P)-33.39(°/。Cu)2此外，焊接冷裂紋敏感性係數的計算公式為Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B表3本發明具體實施方式實驗鋼種與比較鋼化學成分、機械性能、焊接性能和耐腐蝕能力對比tableseeoriginaldocumentpage11C0.0440.030.020.02Si0.380.210.250.25Mn1.461.341.491.85P0.0170.0080.0450.012S0.0020.0060.0080.004Cu0.360.290.400.36組Cr0.500.380.250.55分Ni0.330.240.190.30及Mo0.150.250.15—重Nb0.0560.0350.0550.050量Ti0.021殘餘0.0170.025百B殘餘殘餘殘餘0.0030分Zr殘餘殘餘0.008_比含裡N《0,006殘餘殘餘0.008Als0.0230.0200.0350.025RE(力口入量)殘餘0.15kg/t鋼00Ca0.003殘餘0.003_屈服強度，MPa600-680495-540490-540>455抗拉強度，MPa760-800590-620600-650-屈強比0.78-0.850.83-0.890.82-0.84一延伸率，％19.5-22(A80)18.5-23,520-23.5一夏比V-20oC186-274———型衝-34。C———>41擊功，了-40oC141-268214-298210-298—焊接冷裂玟敏感性指數Pcm0.190.160.160.19耐腐蝕指數I6.866.06.16.612由表3可見，(1)本發明鋼種的強度級別明顯高於比較鋼1和比較鋼2,而延伸率與比較鋼相當；(2)本發明鋼種的屈強比要明顯低於比較鋼1的，表明用本發明鋼結構件安全性更好；(3)本發明鋼種的耐腐蝕性能指數明顯優於比較鋼1-1和比較鋼1-2的，與比較鋼2的相當，表明其耐候性明顯優於比較鋼1,而與比較鋼2相當；(4)本發明鋼種焊接冷裂紋低於0.2,表明本發明鋼具有優異的焊接性能。本發明的技術內容及技術特徵已揭示如上，然而熟悉本領域的技術人員仍可能基於本發明的教示及揭示而作種種不背離本發明精神的替換及修飾，因此，本發明保護範圍應不限於實施例所揭示的內容，而應包括各種不背離本發明的替換及修飾，並為本專利申請權利要求所涵蓋。權利要求1.一種非調質針狀組織高強度低屈強比耐候鋼，其特徵在於，該鋼種包含的成分及其重量百分比為基本成分C0.03～0.08％、Si0.30～0.60％、Mn1.30～1.80％、P≤0.015％、S≤0.010％、Cu0.30～0.60％、Ni0.20～0.50％、Cr0.40～0.80％、Mo0.10～0.40％、Nb0.030～0.080％及Ti≤0.04％；可選成分AlS≤0.04％及RE≤0.40kg/t鋼或Ca≤0.005％中的兩種或兩種以上；以及餘量的Fe和雜質。2.根據權利要求l所述的非調質針狀組織高強度低屈強比耐候鋼，其特徵在於，該鋼種的焊接冷裂紋敏感性係數Pcm《0.20,ASTMG101-01耐腐蝕指數〉6.0。3.根據權利要求l所述的非調質針狀組織高強度低屈強比耐候鋼，其特徵在於，該鋼種是採用如下工藝製備的對鐵水進行冶煉和澆鑄處理，形成鋼坯，而後在125(TC將鋼坯奧氏體化，再進行兩階段軋制，其粗軋開軋溫度》115(TC，累計下壓量>60%，精軋開軋溫度《950。C,精軋結束溫度《850。C，精軋累計下壓量>70%，軋後鋼板弛豫時間20-100s,而後以5~15。C/s的冷卻速率使鋼板冷卻到55(TC以下，再將其空冷至室溫，製成目標產品。4.一種非調質針狀組織高強度低屈強比耐候鋼的製備方法，其特徵在於，該方法為對鐵水進行冶煉和澆鑄處理，形成鋼坯，該鋼坯所含成分及其重量百分比為基本成分C0.03~0.08%、Si0.30~0.60%、Mn1.30~1,80%、P《0.015%、S《0.010%、Cu0.30-0.60%、Ni0.20~0.50%、Cr0.40-0.80%、Mo0.10~0.40%、Nb0.030~0.0Wo及Ti《0.04%;可選成分A1S《0.04%及RE《0.40kg/t鋼或Ca1150°C，累計下壓量>60%,精軋開軋溫度《950。C，精軋結束溫度《850。C,精軋累計下壓量>70%，軋後鋼^反弛f象時間20100s，而後4吏鋼^反快速冷卻至室溫，製成目標產品。5.根據權利要求4所述的非調質針狀組織高強度低屈強比耐候鋼的製備方法，其特徵在於，對鐵水進行冶煉和澆鑄處理的過程為依次採用鐵水預脫硫工藝，轉爐頂底複合吹煉工藝對鐵水進行處理，其後採用RH真空循環脫氣工藝對鐵水進行處理，同時進行稀土或Ca處理，而後進行全流程保護澆注，至形成鋼坯。6.根據權利要求4所述的非調質針狀組織高強度低屈強比耐候鋼的製備方法，其特徵在於，對鋼坯進行奧氏體化處理的過程是在溫度為1250。C的條件下進行的。7.根據權利要求4所述的非調質針狀組織高強度低屈強比耐候鋼的製備方法，其特徵在於，對鋼板進行快速冷卻處理的工藝為首先以515。C/s的冷卻速率使鋼板冷卻到550。C以下，再將其空冷至室溫，製成目標產品。全文摘要本發明涉及一種非調質針狀組織高強度低屈強比耐候鋼及其製備方法，該鋼種包含的成分及其重量百分比為基本成分C0.03～0.08％、Si0.30～0.60％、Mn1.30～1.80％、P≤0.015％、S≤0.010％、Cu0.30～0.60％、Ni0.20～0.50％、Cr0.40～0.80％、Mo0.10～0.40％、Nb0.030～0.080％及Ti≤0.04％；可選成分AlS≤0.04％及RE≤0.40kg/t鋼或Ca≤0.005％中的兩種或兩種以上；以及餘量的Fe和雜質，其焊接冷裂紋敏感性係數低，耐腐蝕指數高。本發明鋼種成分簡單，具有優異的成型性、耐候性、焊接性和低溫韌性，同時其製備工藝簡單，無需熱處理，生產周期短，生產成本低。文檔編號C22C38/58GK101660108SQ200910180490公開日2010年3月3日申請日期2009年10月16日優先權日2009年10月16日發明者李化龍,勇王,許振剛,陳愛華申請人:江蘇省沙鋼鋼鐵研究院有限公司