專利名稱：一種高Ti微合金化中厚鋼板及其制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于微合金鋼技術(shù)領(lǐng)域，特別是提供了ー種高Ti微合金化中厚鋼板及其制備方法。
背景技術(shù)：
Ti微合金化是高強(qiáng)度低合金鋼的重要微合金化方式之一。根據(jù)鋼中Ti添加量的不同，Ti微合金化可大致分為兩類一類是微Ti處理，Ti含量通常不大于0.04wt%，典型Ti含量范圍為O. 010-0. 020wt%，其主要作用是在鑄坯中形成具有很強(qiáng)高溫穩(wěn)定性的TiN粒子以抑制鑄坯再加熱過程中的奧氏體晶粒長(zhǎng)大，從而有利于最終組織的細(xì)化；另外，TiN粒子對(duì)于抑制鋼板焊接熱影響區(qū)晶粒長(zhǎng)大從而提高熱影響區(qū)的韌性也具有重要作用。目前微Ti處理經(jīng)常與Nb或V微合金化復(fù)合使用，在高強(qiáng)度低合金鋼中有著廣泛的應(yīng)用。另ー類 為高Ti微合金化，Ti含量通常大于O. 04wt%,典型Ti含量范圍為O. 06-0. 13wt%,主要通過TiC在不同階段的沉淀析出改善鋼板的組織和性能，具體表現(xiàn)為(I)通過熱軋過程中形變誘導(dǎo)析出TiC粒子抑制奧氏體再結(jié)晶，實(shí)現(xiàn)奧氏體未再結(jié)晶區(qū)軋制，從而細(xì)化相變后組織；
(2)在軋后奧氏體/鐵素體相變過程中發(fā)生TiC相間析出，在相變之后又發(fā)生TiC在鐵素體基體內(nèi)的過飽和析出，上述析出相尺寸很小(通常小于IOnm)，將產(chǎn)生很強(qiáng)的沉淀強(qiáng)化作用。需要指出的是，盡管高Ti微合金化基礎(chǔ)理論研究自上世紀(jì)60、70年代就已經(jīng)開始，但幾十年來應(yīng)用較少。這是由于Ti化學(xué)性質(zhì)活潑，在高Ti鋼中易于與鋼中0、N、S等雜質(zhì)元素結(jié)合形成各類氧化物、氮化物或碳硫化物，這些析出物形成溫度高，尺寸粗大，既無細(xì)化晶粒作用，亦無沉淀強(qiáng)化作用，相反會(huì)造成有效Ti含量(即能夠形成TiC的Ti含量)減少，降低Ti的作用效果，同時(shí)其含量的波動(dòng)將造成鋼板組織和性能的波動(dòng)。近年來，隨著冶金裝備和エ藝技術(shù)水平的進(jìn)步，特別是爐外精煉技術(shù)的應(yīng)用，鋼中雜質(zhì)元素能夠被穩(wěn)定地控制在較低水平(如
<20ppm, [N]〈50ppm、[S],50ppm),以往困擾高Ti微合金化鋼生產(chǎn)的性能波動(dòng)問題正在得到解決，高Ti微合金化正在成為鋼鐵企業(yè)生產(chǎn)低成本、高強(qiáng)度鋼的重要技術(shù)。然而，迄今為止，高Ti微合金化技術(shù)主要應(yīng)用于熱連軋流程，用來生產(chǎn)高強(qiáng)度薄板(如中國(guó)專利 ZL200510036889. X、ZL200610123458. UZL200610030713. 8、ZL200810026080.X.ZL200810028556. 6、ZL200810028557. O,ZL200910038833. 6、ZL201010101815. 0)，鋼板強(qiáng)
度的提高主要來源于熱連軋卷取過程中所析出的納米級(jí)TiC粒子的沉淀強(qiáng)化作用，而在中厚板軋制流程中的應(yīng)用還未見報(bào)道。目前高強(qiáng)度中厚鋼板的生產(chǎn)主要采用Nb微合金化，其技術(shù)核心是利用Nb對(duì)奧氏體再結(jié)晶強(qiáng)烈的抑制作用形成具有較高缺陷密度的扁平化奧氏體組織，進(jìn)而細(xì)化相變后組織和提高鋼板強(qiáng)韌性。前已述及，熱軋過程中形變誘導(dǎo)析出的TiC粒子也具有較強(qiáng)的抑制奧氏體再結(jié)晶的作用，而目前Nb的價(jià)格遠(yuǎn)高于Ti，因此如果能夠在中厚鋼板中以Ti替代Nb，則將明顯降低鋼板生產(chǎn)成本，產(chǎn)生很大的經(jīng)濟(jì)效益
發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于提供ー種高Ti微合金化中厚鋼板及其制備方法，采用低碳、高Ti成分設(shè)計(jì)，避免添加價(jià)格較高的微合金化元素Nb或V，具有低成本的優(yōu)點(diǎn)。本發(fā)明提供的高Ti微合金化高強(qiáng)度鋼板的化學(xué)成分和含量為C :0. 02 O. 12wt. %λ Si : O. 05 0.50wt.%、Mn: O. 30-1. 80wt. %、Ti :0· 055 O. 15wt. % ;Ρ :< 0. 015wt. %、S < 0. 008wt. %，0 < 0. 0025wt. % ；N < 0. 0055wt. %，余量為 Fe 和不可避免的雜質(zhì)。在此基礎(chǔ)上，可以另外加入以下ー種或多種合金元素Cr :0-0. 60wt. %、Ni 0-0. 50wt. %、Mo 0-0. 50wt. % ；Cu :0-0. 40wt. %、、B :0-0. 003wt. %> Al: 0. 01-0. 06wt. %。本發(fā)明各元素的作用及配比依據(jù)如下碳作為最主要的固溶強(qiáng)化元素，可顯著提高鋼的強(qiáng)度；同時(shí)C與Ti結(jié)合形成TiC7TiC具有抑制奧氏體再結(jié)晶從而細(xì)化相變后組織以及沉淀強(qiáng)化作用。但碳對(duì)鋼的沖擊韌性尤其是上平臺(tái)沖擊功非常不利，還明顯損害焊接性能。因此，本發(fā)明鋼采用低碳成分設(shè)計(jì)，碳含量范圍為O. 02 O. 12wt. %。硅鋼中脫氧元素之一，同時(shí)具有較強(qiáng)的固溶強(qiáng)化作用，但過量的Si將惡化鋼的韌性及焊接性能。綜合上述考慮，本發(fā)明鋼硅含量范圍為O. 05 O. 40wt. %。錳具有細(xì)化晶粒和提高淬透性的作用，同時(shí)具有一定的固溶強(qiáng)化作用。Mn含量過高時(shí)，其在鑄坯中的偏析傾向増加，另外對(duì)焊接性能不利?；谏鲜鲈?，本發(fā)明鋼Mn含量范圍為:0. 30-1. 80wt. %。鑰具有細(xì)化晶粒和提高淬透性的作用，同時(shí)有助于降低馬氏體鋼的回火脆性，提高其耐延遲斷裂性能。Mo成本較高，應(yīng)控制在O. 40wt. %以內(nèi)。鉻提高鋼的淬透性和耐大氣腐蝕性能，但較高的Cr將降低焊接性能，應(yīng)控制在O. 60wt. % 以內(nèi)。鎳提高鋼的淬透性，明顯改善低溫韌性，提高鋼的抗大氣腐蝕性能。但其價(jià)格價(jià)高，應(yīng)控制在O. 50wt. %以內(nèi)。銅提高鋼的淬透性和耐大氣腐蝕性能，時(shí)效析出的納米級(jí)Cu相粒子具有較強(qiáng)的沉淀強(qiáng)化作用，但含Cu鋼由于表面選擇性氧化而易于產(chǎn)生熱脆問題。基于上述考慮，Cu含量控制在O. 40wt. %以內(nèi)。硼強(qiáng)烈偏聚于奧氏體晶界及其它晶體缺陷處，加入微量B即可顯著提高淬透性，但硼含量超過O. 003%后上述作用飽和，而且還可能形成各種對(duì)熱加工性能和韌性不利的含B析出相，因此硼含量應(yīng)控制在O. 003wt. %范圍內(nèi)。鈦本發(fā)明鋼的關(guān)鍵合金元素，其主要作用是通過中厚板軋制過程中形變誘導(dǎo)析出的納米級(jí)TiC粒子對(duì)奧氏體再結(jié)晶的強(qiáng)烈抑制作用，實(shí)現(xiàn)未再結(jié)晶區(qū)軋制，形成具有較高缺陷密度的扁平化奧氏體，從而促進(jìn)相變后的組織細(xì)化，提高鋼板的強(qiáng)韌性。另外，熱軋后相間析出以及從鐵素體中過飽和析出的TiC具有一定的沉淀強(qiáng)化作用，但同熱連軋流程相比，其沉淀強(qiáng)化作用較小，這是由于中厚板軋制缺乏卷取保溫エ藝，由此導(dǎo)致TiC沉淀析出不充分所造成的。需要指出的是，中厚鋼板通常不希望具有很強(qiáng)的沉淀強(qiáng)化效果，這是由于沉淀強(qiáng)化將導(dǎo)致鋼板韌性下降，而大多數(shù)中厚板對(duì)韌性具有較高的要求。鋼中添加Ti含量范圍為O. 055-0. 15%Ti，其選擇依據(jù)如下Ti的化學(xué)性質(zhì)較為活潑，除了可以與C結(jié)合形成TiC之外，還可以與N和S結(jié)合形成TiN和Ti4C2S2,且優(yōu)先于TiC形成。由于TiN和Ti4C2S2的形成溫度高，尺寸可達(dá)到亞微米甚至微米級(jí)(液析TiN)，遠(yuǎn)大于TiC粒子尺寸，因而其對(duì)奧氏體再結(jié)晶的影響甚微，難以起到細(xì)化晶粒作用。根據(jù)鋼中的N、S含量，可以計(jì)算出有效Ti含量(即能夠與C結(jié)合形成TiC的Ti含量)為:Ti有效=Ti-3. 42氺N-3氺S。假設(shè)鋼中N和S的典型含量均為O. 005%，則上式變?yōu)?Tiws=Ti-O. 032%?？紤]到鋼中有效Ti含量至少為O. 02%時(shí)才能充分發(fā)揮作用，則鋼中總Ti含量應(yīng)不小于O. 055%。若Ti含量小于O. 055%，難以起到細(xì)化晶粒作用；若Ti含量大于O. 15%，上述作用達(dá)到飽和且成本増加。鋁鋁是強(qiáng)脫氧元素，還可與N結(jié)合形成A1N，能夠起到細(xì)化晶粒作用。磷鋼中雜質(zhì)元素，顯著降低塑韌性和焊接性能，其含量應(yīng)控制在O. 015wt.%以內(nèi)。氧、氮、硫可與Ti結(jié)合形成各類氧化物、氮化物或硫化物，其尺寸較大，既無細(xì)化晶粒作用也無沉淀強(qiáng)化作用，還在一定程度上損害鋼板的韌塑性，是造成含Ti鋼性能波動(dòng)的主要原因，應(yīng)嚴(yán)格加以控制。鋼中氧、氮、硫含量應(yīng)分別控制在O. 0025%、O. 0055%和O. 008% 以內(nèi)。本發(fā)明所涉及的高Ti微合金化高強(qiáng)度中厚鋼板的制造エ藝如下冶煉和鑄造采用轉(zhuǎn)爐冶煉和爐外精煉，鋳造采用連鋳。軋制エ藝及控制的技術(shù)參數(shù)如下(I)將連鑄坯裝入加熱爐中加熱，加熱溫度為1150_1250°C，時(shí)間為1_5小時(shí)，加熱后進(jìn)行軋制；(2)采用中厚板軋機(jī)軋制，軋制エ藝為粗軋軋制5-9道次，粗軋終軋溫度為1000-1150°C，粗軋過程中奧氏體發(fā)生再結(jié)晶而逐漸細(xì)化；精軋軋制5-12道次，精軋開軋溫度880-940°C，終軋溫度為750-850°C，精軋總壓縮比不低于3。(3)軋后加速冷卻，冷速不低于10°C /s，終冷溫度為200_600°C ;加速冷卻后對(duì)鋼
板進(jìn)行矯直。本發(fā)明涉及的高Ti微合金化高強(qiáng)度中厚鋼板的エ藝控制原理為本發(fā)明鋼板的組織控制目標(biāo)是獲得細(xì)晶組織，實(shí)現(xiàn)這一目標(biāo)需要嚴(yán)格控制加熱、粗軋、精軋和加速冷卻等各道エ序的エ藝參數(shù)。加熱溫度的選擇原則是既要使鑄坯中TiC充分固溶于奧氏體中，這是保證Ti發(fā)揮其作用的必要前提，同時(shí)又要避免因溫度過高使奧氏體晶粒發(fā)生明顯長(zhǎng)大，特別是避免發(fā)生反常晶粒長(zhǎng)大，這是成品鋼板中混晶組織的主要來源之一，對(duì)強(qiáng)韌性不利。粗軋過程中奧氏體發(fā)生再結(jié)晶，通過反復(fù)再結(jié)晶促使奧氏體晶粒細(xì)化。粗軋終軋溫度應(yīng)高于奧氏體完全再結(jié)晶溫度(T95),否則，再結(jié)晶不完全，成品鋼板中易出現(xiàn)混晶組織。精軋過程通過形變誘導(dǎo)析出TiC抑制奧氏體再結(jié)晶，奧氏體逐漸扁平化，晶界面積增加，同時(shí)奧氏體晶內(nèi)產(chǎn)生大量形變帶和位錯(cuò)等缺陷，提高后續(xù)相變的形核率，從而細(xì)化相變后組織。精軋總壓縮比越大，奧氏體內(nèi)缺陷密度越高，相變后組織細(xì)化越明顯。精軋開軋溫度應(yīng)低于奧氏體未再結(jié)晶溫度(Tnr)，否則易出現(xiàn)混晶組織，但應(yīng)避免進(jìn)入奧氏體+鐵素體兩相區(qū)軋制，否則易在成品鋼板中引起分層缺陷。軋后采用加速冷卻，以進(jìn)ー步提高相變形核率和細(xì)化組織。結(jié)合鋼的化學(xué)成分，采用不同的終冷溫度可以獲得不同類型的微觀組織(多邊形鐵素體、粒狀貝氏體、板條貝氏體等)，進(jìn)而獲得不同強(qiáng)度級(jí)別鋼板。


圖I為3#鋼板的原奧氏體組織。圖2為2#鋼板的光學(xué)微觀組織。圖3為3#鋼板的光學(xué)微觀組織。
具體實(shí)施例方式本發(fā)明鋼由實(shí)驗(yàn)室真空感應(yīng)爐冶煉，共冶煉3爐，化學(xué)成分如表I所示。上述鋼澆鑄成150kg圓錠，然后鍛造開坯，鍛成尺寸為130mm*120mm*IIOmm的鋼坯。將鋼坯在電阻爐中加熱后，在實(shí)驗(yàn)室軋機(jī)上模擬中厚板軋制，軋后對(duì)鋼板進(jìn)行加速冷卻。鋼坯加熱溫度、粗軋終軋溫度、精軋開軋溫度、精軋終軋溫度等主要エ藝參數(shù)和鋼板厚度規(guī)格見表2，相應(yīng)鋼 板拉伸強(qiáng)度、延伸率、_40°C縱向沖擊功在表3中列出。由表3可見，采用高Ti微合金化成分設(shè)計(jì)，通過適當(dāng)調(diào)整鋼的化學(xué)成分和終冷溫度，可以獲得460 690MPa不同強(qiáng)度級(jí)別的高強(qiáng)度鋼板，且鋼板的塑性和低溫韌性優(yōu)異。圖I給出了 3#鋼板的原奧氏體組織，采用飽和苦味酸酒精溶液侵蝕后顯示原奧氏體晶界。由圖可見，原奧氏體晶粒呈現(xiàn)扁平狀，扁平奧氏體晶粒的厚度經(jīng)測(cè)定為8. 3 μ m，說明Ti的加入能夠有效阻止精軋過程中奧氏體再結(jié)晶，這是本發(fā)明鋼能夠獲得優(yōu)良強(qiáng)韌性的重要前提。圖2和圖3分別給出了 2#和3#鋼板的光學(xué)微觀組織，其中2#鋼板的組織為細(xì)晶粒鐵素體，3#鋼板的組織為粒狀貝氏體+少量板條貝氏體，上述微觀組織的不同可以解釋
其強(qiáng)度的差異。表I本發(fā)明高Ti微合金化高強(qiáng)鋼板的化學(xué)成分(wt. %)
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n綴ι表2本發(fā)明實(shí)施例1-3 900MPa級(jí)超高韌性鋼板的主要生產(chǎn)エ藝參數(shù)
權(quán)利要求
1.一種高Ti微合金化中厚鋼板，其特征在于，采用轉(zhuǎn)爐冶煉和爐外精煉，鋼板中各成分的重量百分?jǐn)?shù)為C 0. 02 O. 12wt. %、Si: O. 05 O. 50wt. %、Mn: O. 30-1. 80wt. %、Ti O. 055 O. 15wt. % ；P < O. 02wt. %、S < 0. 008wt. %,O < 0. 0025wt. % ；N < 0. 0055wt. %,余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。
2.根據(jù)權(quán)利要求I所述的高Ti微合金化中厚鋼板，其特征在于，在化學(xué)成分C:O. 02 O. 12wt. %、Si: O. 05 O. 50wt. %、Mn: O. 30-1. 80wt. %、Ti 0. 055 O. 15wt. % ；P < 0. 015wt. %、S < 0. 008wt. %，0 < 0. 0025wt. % ；N < 0. 0055wt. % 基礎(chǔ)上，再加入以下一種或多種合金兀素Cr 0-0. 60wt. %、Ni :0-0. 50wt. %、Mo :0-0. 50wt. % ；Cu :0-0. 40wt. %、、B 0-0. 003wt. %、A1:0. 01-0. 06wt. % ;余量為 Fe 和不可避免的雜質(zhì)。
3.—種權(quán)利要求I或2所述高Ti微合金化中厚鋼板的制造方法，采用轉(zhuǎn)爐冶煉和爐外精煉，鑄造采用連鑄；其特征在于軋制工藝及控制的技術(shù)參數(shù)如下 (1)將連鑄坯裝入加熱爐中加熱，加熱溫度為1150-1250°C，時(shí)間為1-5小時(shí)，加熱后進(jìn)行軋制； (2)采用中厚板軋機(jī)軋制，軋制工藝為粗軋軋制5-9道次，粗軋終軋溫度為1000-11500C，精軋軋制5-12道次，精軋開軋溫度880_94(TC，終軋溫度為750_85(TC，精軋總壓縮比不低于3。
(3)軋后加速冷卻，冷速不低于10°C/s，終冷溫度為200-600°C ;加速冷卻后對(duì)鋼板進(jìn)行矯直。
全文摘要
一種高Ti微合金化中厚鋼板及其制備方法，屬于微合金鋼技術(shù)領(lǐng)域。其化學(xué)成分為C0.02～0.12wt.%、Si: 0.05～0.50wt.%、Mn: 0.30-1.80wt.%、Ti0.055～0.15wt.%；P＜0.015wt.%、S＜0.008wt.%，O＜0.0025wt.%；N＜0.0055wt.%，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。在此基礎(chǔ)上，可另外加入以下一種或多種合金元素Cr0-0.60wt.%、Ni0-0.50wt.%、Mo0-0.50wt.%；Cu0-0.40wt.%、B0-0.003wt.%、Al:0.01-0.06wt.%。采用中厚板軋機(jī)軋制，充分利用形變誘導(dǎo)析出TiC對(duì)奧氏體再結(jié)晶的阻止作用，實(shí)現(xiàn)未再結(jié)晶區(qū)控軋，從而可以獲得460～690MPa級(jí)不同強(qiáng)度級(jí)別且具有良好綜合性能的高強(qiáng)度中厚鋼板，并且成本較低。
文檔編號(hào)C22C38/58GK102676927SQ201210192870
公開日2012年9月19日 申請(qǐng)日期2012年6月12日 優(yōu)先權(quán)日2012年6月12日
發(fā)明者孫新軍, 李昭東, 王振強(qiáng), 王長(zhǎng)軍, 雍岐龍 申請(qǐng)人:鋼鐵研究總院