600MPa級高強度低屈強比結構鋼板及其製造方法與流程
2023-10-28 08:07:51
本發明涉及一種結構鋼板，特別是指一種600mpa級高強度低屈強比結構鋼板及其製造方法。
背景技術：
當前，隨著橋梁大型化、高速化、重載化以及建築高層化，對建造結構用鋼的性能要求越來越高，高強度、高韌性以及低屈強比已經成為發展方向。提高強度，可有效減少用鋼量，降低結構重量和製造成本；提高韌性，可有效避免鋼在不同服役條件下發生脆性斷裂；降低屈強比，有利於提高鋼發生塑性形變的時間點(屈服點)與鋼發生斷裂的時間點之間的應力差，延長建築物發生破壞的準備時間，提高結構安全性。
美國專利us6056833公開了一種熱機械軋制高強度低屈強比耐大氣腐蝕鋼，其化學成分重量百分比為：c：0.08～0.12％、mn：0.80～1.35％、si：0.30～0.65％、mo：0.08～0.35％、v：0.06～0.14％、cu：0.20～0.40％、cr：0.30～0.70％、ni≤0.50％、nb≤0.04％、ti≤0.02％、s≤0.01％、p≤0.02％、n：1～14ppm，餘量為fe和微量雜質。鋼的屈服強度為490mpa，屈強比為0.85。該專利加入的合金含量較高，強度偏低且屈強比較高。
中國專利文獻cn105506507a公開了一種經濟型低屈強比結構鋼，其化學成分重量百分比為：c：0.0005～0.02％、si：0.30～0.50％、mn：1.50～1.80％、nb：0.02～0.04％、ti：0.005～0.030％、cr：0.10～0.30％、ni：0.10～0.20％、als：0.010～0.070％，餘量為fe及不可避免的雜質。該鋼採用tmcp工藝生產，儘管屈強比≤0.75，但強度較低，抗拉強度≥600mpa，屈服強度≥400mpa。
中國專利文獻cn102011068a公開了一種800mpa級低屈強比結構鋼板及其生產方法，該鋼的化學成分重量百分比為：c：0.045～0.075％、si：0.30～0.55％、mn：1.55～1.95％、p≤0.01％、s≤0.0025％、alt：0.012～0.035％、cr：0.15～0.25％、mo：0.15～0.30％、cu：0.20～0.40％、nb：0.008～0.03％、ti：0.008～0.030％、ni：0.20～0.40％、v：0.008～0.0015％、b：0.008～0.0015％，餘量為fe及不可避免雜質。該鋼採用tmcp+回火熱處理的工藝路線生產，回火熱處理後屈服強度≥550mpa，抗拉強度≥800mpa，延伸率為16～19％，屈強比≤0.70。儘管回火後屈強比較低，但軋態的屈強比≥0.85，需增加回火熱處理工序，影響生產效率。此外，該鋼添加了較多的貴重合金元素，成本較高。
綜上所述，現有各種低屈強比結構鋼存在屈服強度較低、屈強比較高、添加貴重合金元素較多以及工序複雜、製造成本高等諸多不足。要同時實現屈服強度≥600mpa，屈強比≤0.82且-40℃衝擊功≥120j的綜合性能要求，現有工藝路線和設計難以滿足。亟需開發出一種低成本的、適用於穩定工業化生產的高強度低屈強比鋼板，以滿足行業發展的需求。
技術實現要素：
本發明的目的在於提供一種屈服強度≥600mpa、屈強比rel/rm≤0.82、-40℃衝擊功≥120j的高強度低屈強比結構鋼板及其製造方法。
為實現上述目的，本發明所提供的600mpa級高強度低屈強比結構鋼板，其化學成分重量含量為：c：0.03～0.07％、si：0.10～0.25％、mn：1.0～1.7％、p≤0.010％、s≤0.008％、nb：0.02～0.035％、ni：0.10～0.20％、ti：0.010～0.020％、mo：0.10～0.20％、b：0.003～0.008％，alt(總鋁)：0.020～0.050％，餘量為fe及不可避免的雜質；該鋼板的屈服強度≥600mpa、屈強比rel/rm≤0.82，-40℃衝擊功≥120j。本發明中，各元素的百分比或ppm，未特別指明的情況下均為重量含量。
以下簡述各主要化學成分的作用，以及限定在上述範圍的理由：
c：c是提高鋼的強度的最有效元素。本發明採用超低碳設計路線，當c含量高於0.07％時，鋼中鐵素體的含量會降低，鋼的塑韌性和焊接性能變差；當c量低於0.03％時，鋼的強度難以保證。為保證該鋼的強韌性，提高焊接性能，本發明中c含量控制在0.03～0.07％。
si：si是煉鋼脫氧的必要元素，也可以起到固溶強化作用，提高鋼的強度。當si含量低於0.10％時，脫氧和固溶強化作用不足；但si高於0.25％時，鋼的潔淨度下降，會導致鋼板的塑性、韌性以及焊接性能惡化，影響最終產品的質量，因此，本發明中si含量控制在0.10～0.25％。
mn：mn是提高強韌性的有效元素，對貝氏體轉變有較大的促進作用。mn可以降低γ-α的轉變溫度，增加相變時α的形核率，細化鐵素體晶粒，在低碳條件下對於提高鋼的強度具有顯著作用。當mn含量小於1％時，鐵素體含量較多，降低了材料的強度；當mn含量大於1.7％時，將增加鋼中的組織偏析，影響鋼的組織均勻性和衝擊性能。因此，本發明中mn含量控制在1.0～1.7％。
p：p為鋼中的有害元素，要嚴格控制其含量，高的p含量會增加鋼的冷脆性傾向，降低鋼的韌性，同時惡化鋼的加工及焊接性能。因此，本發明中p含量控制在0.010％以下。
s：s是鋼中的有害元素，易與鋼中mn等元素形成硫化物夾雜以及組織偏析，降低鋼的強度和韌性，惡化疲勞及焊接性能，應儘量降低其含量。因此，本發明中s含量控制在0.008％以下。
nb：強碳氮化物形成元素。nb的碳、氮化物顆粒分布在奧氏體晶界上，可阻礙加熱時奧氏體晶粒的長大；鋼中固溶的nb元素能阻礙高溫形變奧氏體的再結晶行為，擴大奧氏體未再結晶區域，拓寬二階段控制軋制的溫度範圍。同時，nb元素和b元素相互作用，抑制了先共析鐵素體的形成，進一步擴寬了中溫轉變的溫度區間。nb含量小於0.02％時效果不明顯，大於0.035％時，會惡化鋼的韌性和焊接性能，同時增加了製造成本，因此，本發明中nb含量控制在0.02～0.035％。
ni：ni是一種可同時提高鋼的強度和韌性的元素，尤其對提高鋼的低溫韌性具有顯著效果。當ni含量低於0.10％時，對鋼的低溫韌性的提升不明顯，尤其是厚規格鋼板；然而，ni為貴重金屬元素，加入量過高會導致成本大幅上升，並且降低鋼的焊接性能。因此，本發明中ni含量控制在0.10～0.20％。
ti：ti是一種強碳氮化物形成元素，形成的碳、氮化物析出顆粒，能有效釘扎晶界，阻止奧氏體晶粒的長大，起到細化晶粒，提高鋼的強韌性和低溫韌性作用。當ti低於0.010％時，固氮效果差，超過0.020％時，固氮效果達到飽和，過剩的ti會惡化鋼的韌性。此外，ti加入量過高，連鑄時容易堵塞水口。因此，本發明中ti含量控制在0.010％～0.020％。
mo：mo是本發明中的重要合金元素，能夠提高鋼的淬透性，抑制多邊形鐵素體和珠光體的產生，促進在較大冷卻範圍內形成晶內有大量位錯的鐵素體或貝氏體，產生相變強化和位錯強化作用，顯著提高鋼的強度和組織均勻性。mo含量低於0.10％時，對鋼的強度和組織均勻性的提升不顯著；但是mo含量過高，一方面會增加成本，另一方面會降低鋼的韌性和焊接性能，因此，本發明中mo含量控制在0.10～0.20％。
b：b是強淬透性元素，加入少量的b即可顯著提高鋼的強度。b還可以與nb、mo等元素相互作用，強烈抑制先共析鐵素體的形成，促進中溫轉變。當b含量低於0.003％時，在鋼中的淬透性作用不明顯，對鋼的強度的提升有限；而當b含量高於0.008％時，又會惡化鋼的韌性及焊接性能。因此，本發明中b含量控制在0.003～0.008％。
al：al是鋼中常用的脫氧劑，鋼中加入少量的al，可有效細化晶粒，降低夾雜物含量。當al含量低於0.020％時，脫氧作用不明顯，會導致鋼中夾雜物的含量增加；當al含量高於0.050％時，又會增加連鑄坯表面的裂紋傾向，降低鋼坯質量。因此，本發明中al含量控制在0.020～0.050％。
優選地，該鋼板的化學成分重量含量為：c：0.03～0.05％、si：0.10～0.15％、mn：1.2～1.5％、p≤0.010％、s≤0.008％、nb：0.025～0.030％、ni：0.14～0.18％、ti：0.013～0.016％、mo：0.15～0.18％、b：0.004～0.006％，alt(總鋁)：0.025～0.040％，餘量為fe及不可避免的雜質。在該優選的成分範圍內，所獲得中厚鋼板具有均勻的多邊形鐵素體+貝氏體+少量m/a島的組織，鐵素體佔比達到60％以上，組織中軟相(鐵素體)和硬相(貝氏體、m/a島)的匹配合理，在保證鋼的高強高韌、優良的低溫性能的同時還具有較低的屈強比，滿足了橋梁、建築等工程結構用鋼的需求。
優選地，該鋼板的性能指標在以下範圍：屈服強度rel≥600mpa，抗拉強度rm≥750mpa，屈強比rel/rm≤0.82，延伸率a％≥18，-40℃衝擊功kv2≥120j。
本發明同時提供了前述600mpa級高強度低屈強比結構鋼板的製造方法，包括如下步驟：
1)元素冶煉，得到該結構鋼板化學成分範圍內的鋼水；
2)連鑄：採用長水口保護澆鑄且進行氬封；鋼水過熱度控制在15～20℃，液相線溫度1512～1520℃，中包溫度1525～1540℃；鑄坯厚度210～250mm，最大拉速0.7～1.0m/min；
3)軋制：將連鑄坯在1260～1320℃加熱180～260min後進行控制軋制，粗軋採用高溫大壓下率，粗軋開軋溫度1100～1200℃，粗軋結束溫度1000～1100℃，軋制道次6～8道次，前三道次每道次壓下率≥22％，累計壓下率≥75％；精軋在奧氏體非再結晶區間軋制，軋制道次為8～10道次，精軋開軋溫度920～970℃，精軋結束溫度為870～930℃，精軋累計壓下率≥60％；採用acc(加速冷卻控制)控制冷卻，冷卻速率6～15℃/s，開冷溫度為780～840℃，終冷溫度為600～680℃。
以下對關鍵控制指標進行說明：
1)連鑄坯的加熱溫度與加熱時間
連鑄坯的加熱溫度和加熱時間至關重要，如果加熱溫度過低，加熱時間過短，會導致鑄坯心部無法燒透，造成鑄坯內外溫度不均勻，增加軋制時的變形抗力和能耗，且對鋼的內部組織改善不利；如果加熱溫度過高，加熱時間過長，會造成鑄坯表面氧化脫碳嚴重，影響鋼板的表面質量及綜合性能且造成能耗的增加。因此，本發明將連鑄坯的加熱溫度設定為1260～1320℃，加熱時間設定為180～240min。
2)粗軋溫度
粗軋採用高溫大壓下，控制在奧氏體再結晶溫度以上軋制，以確保晶粒充分破碎和再結晶，得到細小均勻分布的奧氏體晶粒。開軋溫度一般比加熱溫度低100℃左右，應儘量高一些，以便提高鑄坯的塑性，降低變形抗力。為了便於實際生產操作並保證鋼的組織性能，本發明將粗軋開軋溫度控制在1100～1200℃，結束溫度控制在1000～1100℃。
3)精軋溫度
精軋開軋溫度控制在920～970℃，結束溫度控制在870～930℃，如果終軋溫度低於870℃，會導致鋼中的貝氏體含量增加，鋼的韌塑性變差，強度和屈強比提高；如果溫度高於930℃，會導致鋼中的鐵素體含量增加，鋼的強度不足。因此，精軋結束溫度控制在870～930℃。
4)冷卻溫度和冷卻速度
acc控制冷卻溫度和冷卻速度非常關鍵。冷速過快，會造成鋼中的貝氏體含量增加，強度提升，韌性不足，屈強比增加；冷速過慢，細晶強化和析出強化作用不明顯，鋼的強度不足。因此，控制冷卻速率6～15℃/s，開冷溫度為780～840℃，終冷溫度為600～680℃。
優選地，步驟1)中，所述元素冶煉包括如下步驟：
1.1)轉爐煉鋼：來料鐵水溫度≥1250℃，含硫量≤0.07％，鐵水入轉爐前將渣扒乾淨；轉爐採用頂底複合吹煉，採用n-ar切換模式供氣；吹氧後工作氧壓控制在1.4～1.8mpa，供氧時間15～20min；造渣鹼度控制在2.8～3.5；轉爐終點控制目標：c-t協調出鋼(c、t分別代表碳和溫度，c-t同時命中目標則代表該爐次合格，否則視為不合格)，出鋼溫度控制在1690～1710℃，出鋼時間2.5～6min；出鋼1/3時加入合金，出鋼2/3前加完；
1.2)真空處理：真空處理時間≥20min，加入ti-fe合金，並進行成分微調，得到前述化學成分範圍內的鋼水。
優選地，步驟2)中，鋼水過熱度控制在16～18℃，液相線溫度1516～1518℃，中包溫度1530～1535℃；鑄坯厚度210～250mm，最大拉速0.8～0.9m/min。採用該優選的工藝參數可確保連鑄過程的順利進行，減少鑄坯縮孔、縮松、中心偏析、裂紋等缺陷的產生，有效防止澆注過程中漏鋼、斷澆的風險，以獲得表面質量和內部質量良好的鑄坯。
優選地，步驟3)中，粗軋軋制道次為7～8道次，開軋溫度1150～1170℃，粗軋結束溫度1050～1070℃；精軋軋制道次為9～10道次，精軋開軋溫度940～960℃，精軋結束溫度為890～910℃；acc控制冷卻的冷卻速率10～12℃/s，開冷溫度為800～820℃，終冷溫度為640～660℃。採用該優選的工藝參數有利於晶粒尺寸的細化和組織轉變的充分進行，形成具有穩定析出相、良好的軟硬相匹配的均勻的多邊形鐵素體和貝氏體組織，在保證鋼的高強高韌以及優良的低溫衝擊性能的同時，降低其屈強比。
本發明的有益效果是：
1)採用低c、低si、低mn以及微合金化的成分體系，不添加昂貴的cu、cr等合金元素，減少了合金消耗，降低了生產成本；
2)通過合理的加熱與控軋控冷工藝設計，穩定控制了粗軋與精軋階段的開軋、終軋溫度，軋制道次、道次壓下率以及冷卻階段的溫度，獲得了具有高強度、高韌性、低屈強比以及良好焊接性能的結構用鋼板，其性能指標滿足屈服強度rel≥600mpa，抗拉強度rm≥750mpa，屈強比rel/rm≤0.82，延伸率a％≥18，-40℃衝擊功kv2≥120j；
3)本發明所提供的鋼板直接採用tmcp工藝生產，無需進行調質或回火處理，具有工序短、成本低、製造簡單、節約能源等優點，且滿足了當前工程結構對高強度低屈強比鋼的需求，具有廣闊的應用前景。
附圖說明
圖1為實施例1所提供的600mpa級高強度低屈強比結構鋼板的顯微組織照片。
具體實施方式
下面結合具體實施例對本發明作進一步的詳細說明。
本發明所提供的600mpa級高強度低屈強比結構鋼板，其化學成分重量含量為：c：0.03～0.07％、si：0.10～0.25％、mn：1.0～1.7％、p≤0.010％、s≤0.008％、nb：0.02～0.035％、ni：0.10～0.20％、ti：0.010～0.020％、mo：0.10～0.20％、b：0.003～0.008％，alt(總鋁)：0.020～0.050％，餘量為fe及不可避免的雜質。各實施例中化學成分的具體值見於表1。
表1各實施例鋼的化學成分(wt.％)
該結構鋼板的生產工藝流程為：高爐鐵水→鐵水深脫硫→轉爐頂底複合吹煉→真空處理→連鑄→鑄坯檢查→堆垛緩冷→鑄坯加熱→控制軋制→控制冷卻→精整→檢驗→入庫。以下對其中的關鍵步驟進行說明，未特別說明的步驟採用常規工藝方法。
1)元素冶煉，得到該結構鋼板化學成分範圍內的鋼水。
1.1)轉爐煉鋼：來料鐵水溫度≥1250℃，含硫量≤0.07％，鐵水入轉爐前將渣扒乾淨，進行深脫硫使終點硫含量≤0.003％；轉爐吹氧後工作氧壓控制在1.4～1.8mpa，供氧時間15～20min；造渣鹼度控制在2.8～3.5；轉爐終點控制目標：c-t協調出鋼，出鋼溫度控制在1690～1710℃，出鋼時間2.5～5min；出鋼1/3時加入合金，出鋼2/3前加完。
1.2)真空處理：真空處理時間≥20min，加入ti-fe合金，並進行成分微調，得到前述化學成分範圍內的鋼水。
各實施例中的冶煉控制參數具體值見於表2。
表2各實施例鋼的冶煉控制參數
2)連鑄：採用長水口保護澆鑄且進行氬封；鋼水過熱度控制在15～20℃，液相線溫度1512～1520℃，中包溫度1525～1540℃；鑄坯厚度210～250mm，最大拉速0.7～1.0m/min。各實施例中的連鑄控制參數具體值見於表3。
表3各實施例鋼的連鑄控制參數
3)軋制：將連鑄坯在1260～1320℃加熱180～260min後進行控制軋制，粗軋採用高溫大壓下率，粗軋開軋溫度1100～1200℃，粗軋結束溫度1000～1100℃，軋制道次8道次；精軋在奧氏體非再結晶區間軋制，軋制道次為9道次，精軋開軋溫度920～970℃，精軋結束溫度為870～930℃；採用acc控制冷卻，冷卻速率6～15℃/s，開冷溫度為780～840℃，終冷溫度為600～680℃。具體工藝參數值見表4。
表4各實施例的軋制、冷卻工藝參數控制表
對各實施例所得鋼板的力學性能進行測試，所得結果見表5.
表5各實施例的力學性能
由表5可知，本發明實施例鋼板的厚度規格覆蓋12～64mm，屈服強度rel≥600mpa，抗拉強度rm≥750mpa，屈強比rel/rm≤0.82，延伸率a％≥18％，-40℃縱向衝擊功kv2≥120j，180°冷彎(d＝3a，b＝2a，a為試樣厚度，b為試樣寬度，d為彎心直徑)合格，性能控制穩定。圖1為實施例1所得鋼板的顯微組織照片，其組織為多邊形鐵素體+貝氏體+少量的m/a島。
本發明採用「低碳低矽+微合金化」的成分體系、「多邊形鐵素體+貝氏體+m/a島」的組織設計以及「tmcp+超快冷」的工藝設計，成功開發出了屈服強度≥600mpa、屈強比rel/rm≤0.82、-40℃衝擊功≥120j的高強度低屈強比結構鋼板，具有工序短、成本低、製造簡單、節約能源等優點，易於大規模生產，可在冶金企業推廣實施。