CN102925802B - 一种超高强钢板的生产方法 - Google Patents

Abstract

一种超高强钢板的生产工艺，采用工艺路线为炼钢→精炼→连铸→加热→轧制→冷却→热处理，钢的质量百分组成为C=0.18～0.20，Si=0.35～0.42，Mn=1.30～1.40，P≤.015，S≤.010，Al=0.03～0.06，Nb=0.02～0.03，V=0.05～0.06，Ti=0.035～0.045，Mo=0.25～0.35，B=0.0017～0.0022。本发明钢板成分设计简洁，没有添加大量的合金元素，降低了超高强钢板的生产成本；钢板成分中加入Ti，改善了钢板的焊接性能；钢板经Q+P处理后组织为超细板条马氏体+纳米级板条残余奥氏体及沉淀出的复杂碳化物，钢板强度和塑性的综合性能优于双相钢、TRIP钢及一般马氏体型钢；钢板经辊式淬火机淬火后，板型良好；工序简单、易实现，解决了传统淬火、回火不能生产超高强钢板的难题，实现1100MPa级超高强钢板的批量生产。

Description

一种超高强钢板的生产方法

技术领域

本发明属于炼钢技术，是一种超高强钢板的生产方法。

技术背景

超高强度钢是指其抗拉强度在1000MPa 以上，接近或超过2000MPa，总伸长率> 10 %，且价格较廉的结构钢。传统的淬火-回火工艺不能满足高强度钢兼具一定韧性和廉价的要求。目前，一般高强钢基本上都是通过添加合金元素来使钢种性能达标，这样得到的高强钢成本较高，不利于节能降耗。为了降低生产成本，增加经济效益，必须不断对新工艺、新技术进行试验研究。

珠光体(非形变态) 和贝氏体组织较难使钢的抗拉强度高达2000MPa，马氏体组织当可胜任。为兼具一定韧性, 应使钢的组织呈位错条状马氏体组织。半世纪以前已认识到淬火钢中的残余奥氏体能改善钢的塑性和韧性，如条状马氏体被几纳米厚的残余奥氏体所包围，增加了韧性；利用奥氏体的热稳定化现象，提出工具钢无变形淬火和高速钢工件无变形回火热处理工艺。实验证明，氢脆裂纹受阻于fcc 奥氏体，经300 ℃回火含1.3 % Si 的300M 钢（残余奥氏体约3 %） 对比4340 钢（残奥< 2 %），同样析出ε碳化物，但应力腐蚀速率慢一个数量级。徐祖耀曾初步阐述低碳钢中残余奥氏体的重要作用。利用Thomas 等电镜实验结果, 徐祖耀计算证明：低碳钢淬火时碳由马氏体扩散至残余奥氏体。Speer 等提出钢的Q+P 热处理工艺，即淬火(Q) 至Ms～Mf间后，经一定温度保温，使碳自马氏体分配(partition) 至奥氏体，使一定量的奥氏体稳定至室温以保证韧性。为阻碍Fe3C 的析出， 他们所设计的Q+P 钢中含有1%～2 %Si 。徐祖耀在Speer等 Q+P 工艺基础上，引入沉淀硬化机制，初步提出Q+P+T工艺，即在钢中添加碳化合物形成元素，淬火后经碳分配外，并使马氏体内析出弥散复杂碳化物，获得较高强度及韧性配合。

研究表明，残余奥氏体能有效提高材料的塑性和韧性,为在淬火钢内得到一定量的稳定残留奥氏体，提出热处理时采用淬火（Quenching）-碳分配（Partitioning）-回火（Tempering）工艺，简称Q-P-T工艺，即钢板淬火到一定温度后保温一定时间，碳自马氏体分配至残留奥氏体，然后在一定温度回火合适的时间后，使其析出复杂碳化物，以增加强化作用。对0.2%C-Mn-Ti-B进行了类似Q-P-T工艺的热模拟试验，并对热模拟后的试样进行了组织观察，得到的组织基本上是板条马氏体组织及一定量的残余奥氏体。

采用Q-P-T工艺对0.2%C-Mn-Ti-B进行了试验研究，然后在各母板上切取两个拉伸试样、两组冲击试样、一个金相试样和一个硬度试样，得到的性能如表1。从表中可看出，不仅强度比原来有所提高，而且冲击、延伸率、硬度等比试验前都有所提高。

表1  采用Q-P-T工艺对0.2%C-Mn-Ti-B进行试验的性能检测结果

通过上述试验研究可知，采用Q-P-T工艺确实可以改善高强钢的性能，而且还可减少合金元素添加量。因此，可通过Q-P-T工艺在0.15%左右的碳含量高强钢的试制，优化在少加合金元素的基础上来达到1100MPa级以上的超高强钢化学成分，以降低高强钢的生产成本，同时提高高强钢的塑性和韧性。

中国专利申请200610018011.8“易焊接调质高强度钢板及其生产方法”，中国专利申请200710193023.9“一种高强度钢板及其制备方法”，中国专利申请200710193027.7“高强度钢板及其制备方法”，分别为80kg、100kg、110kg级高强钢板生产技术，采用离线淬火+回火工艺（Q+T），钢板最终组织为回火马氏体。以上专利中钢板成分添加了高含量的Mo、Ni、V、Ti、Nb等贵重合金，以保证钢板性能及工艺的适应性，生产成本高。

所以，现有技术中高强钢板生产存在的问题是：a. 高强钢板成分中添加了高含量的Mo、Ni、V、Ti、Nb等贵重合金，以保证钢板性能及工艺的适应性，钢板生产成本高；b.高强钢板强度达1000MPa时，钢板塑性及韧性差，其延伸率小于10%；c.目前（Q+T）及TMCP生产工艺已不能生产1100MPa以上高强度钢板满足制造行业的需求；d.1200Mpa以上超高强度宽厚板目前没有批量生产的成熟工艺及生产方法。

发明内容

本发明旨在生产厚度为8～60mm 强度1100MPa级低成本超高强度结构钢板，满足制造行业的需求，实现节能降耗、绿色钢铁的理念。其特点为简洁的成分设计，屈服强度不低于1100Mpa，抗拉强度不低于1200 Mpa，延伸率大于10%，-20℃纵向冲击不小于47J；钢板组织为稳定的细小板条马氏体及残余奥氏体，并分布有共格及半共格的碳化物，以提高钢板强度及强韧性的合理配合。

本发明技术方案：

一种超高强钢板的生产工艺，采用工艺路线为炼钢→精炼→连铸→加热→轧制→冷却→热处理。

钢的质量百分组成为C=0.18～0.20，Si=0.35～0.42 ，Mn =1.30～1.40，P ≤0.015，S≤0.010，Al=0.03～0.06，Nb=0.02～0.03，V=0.05～0.06，Ti=0.035～0.045，Mo=0.25～0.35，B=0.0017～0.0022；

工艺步骤为：

A．炼钢：铁水预处理后铁水硫含量S≤0.010%，温度≥1250℃，铁水入转炉前将渣扒干净；转炉终点控制C-T协调出钢、P≤0.012%、S≤0.015%，挡渣出钢渣厚≤50mm，出钢时间4~7min，出钢1/5～2/5时加入合金；出钢后打入Al线脱氧不少于250m；

B．精炼：LF炉精炼对钢液进行造白渣和脱氧操作；精炼后期根据LF炉钢液试样成份补加V-Fe、Nb-Fe、Ti-Fe合金进行成分微调；出站前喂入适量Si-Ca线，吹Ar5min后加入0.018~0.020B-Fe；VD抽取真空开始后的前5min内，将钢包底部Ar搅拌气体流量降低至零；抽取真空开始3min后，提高真空度至0.5tor以下保持15min以上进行循环脱气；

C．连铸：液相线1511℃，中包过热度5～15℃；连铸拉速采用中板铸坯生产典拉速执行，生产连铸坯厚度300mm；

D．加热：加热温度1180～1200℃，出炉板坯心部温度大于1150℃，加热速度9～11min/cm，总在炉时间大于5h；

E．轧制：粗轧采用高温、大压下、慢速轧制技术，最大道次压下率15%以上，开轧温度1040～1060℃，终轧温度950～970℃；精轧累计压下率大于60%，最后三道次压下率大于12%，开轧温度830～820℃，终轧温度780～810℃；

F．冷却：轧后ACC冷却，开冷温度760～780℃，冷却至580～630℃空冷，冷却速度6～15℃/S；

G．热处理：淬火温度890～910℃，在炉时间按1.4～1.6min/mm×板厚min计算，淬火机速度20～40m/min，淬火后温度240～300℃，淬火后快速送入回火炉进行碳分配；碳分配温度180～200℃，在炉时间按0.8min/mm×板厚min计算，出炉后空冷。

按此技术方案生产出来的钢板，检测性能实绩如表2。

表2  1100MPa超高强钢板性能检验实绩

本发明的技术原理：

本发明具备超高强钢的组织特点及要求：(1) 具高位错密度的细条状马氏体，板条厚度为数十纳米；(2) 马氏体上析出细小共格复杂碳化物以进一步增加强度；(3) 避免渗碳体Fe3C 析出；(4) 马氏体条间含适当数量(厚度) 、一定碳含量的残余奥氏体以提高钢的韧性和塑性；(5) 原始奥氏体应具细晶组织。

本发明的1100MPa级超高强钢板使用中碳高锰成分设计，保证钢板的强度；高Si成分抑制Fe3C 的形成，稳定ε碳化物，并使钢能进行碳分配( Partitioning) 处理；含Mn等稳定奥氏体元素，使Ms 下降；含复杂碳化物形成元素如Nb、V、Ti 、Mo元素使Ms 下降, 呈沉淀硬化并细化奥氏体晶粒；Ti的加入改善了超高强钢板的焊接性能。

采用洁净钢的生产方法生产高质量的连铸坯；TMCP轧制工艺细化钢板热处理前的组织；较低温度奥氏体化, 可以得到细晶奥氏体组织；淬火至240～300℃（Ms～Mf）以获得适量的马氏体，提高钢板强度；在180～200℃进行碳分配，更多残余奥氏体富碳并稳定至室温；分配温度复杂碳化物共格及半共格沉淀可提高钢的强度及塑性、韧性；钢板经Q+P 处理后组织为板条马氏体+板条残余奥氏体及沉淀出的复杂碳化物，钢板强度和塑性的综合性能优于双相钢、TRIP 钢、一般马氏体型钢。

本发明包括炼钢、精炼、连铸、加热、轧制、加速冷却、Q+P热处理等工序组成。简洁的钢种成分设计，降低了钢板的生产成本；采用纯净钢水生产高质量的连铸坯；低温长时间加热板坯获得晶粒细小、成分均匀的奥氏体晶粒；粗轧高温大压下、慢速轧制充分细化铸坯中心组织，精轧累计压下率保证奥氏体有足够的变形带，加速冷却后转变组织晶粒细小、均匀；Q工艺保证钢板淬火后为马氏体及足够的残余奥氏体，P处理后保证残余奥氏体的稳定，提高了钢板的塑性及韧性。

因此，与现有技术相比，本发明具有以下优点：a.钢板成分设计简洁，没有添加大量的合金元素，降低了超高强钢板的生产成本；b.钢板成分中加入Ti，改善了钢板的焊接性能；c.钢板经Q+P 处理后组织为超细板条马氏体+纳米级板条残余奥氏体及沉淀出的复杂碳化物，钢板强度和塑性的综合性能优于双相钢、TRIP 钢及一般马氏体型钢；d.钢板经辊式淬火机淬火后，板型良好；e.工序简单、易实现，解决了传统淬火、回火不能生产超高强钢板的难题，实现1100MPa级超高强钢板的批量生产。

附图说明

附图为本发明生产钢板Q+P处理后组织图。

具体实施方式

实施例1：

入炉铁水先进行铁水预处理，处理后铁水硫含量S≤0.010%，温度≥1250℃，铁水入转炉前必须将渣扒干净。转炉冶炼过程加入铁水及废钢，铁水与废钢配比为铁水85%左右，废钢15%左右。转炉终点控制C-T协调出钢、P≤0.012%、S≤0.015%；严格挡渣出钢，渣厚≤50mm，出钢时间4~7min，出钢1/5加入合金，出钢2/5加完合金；出钢后打入Al线脱氧不少于250m，并视装入量、终点C、钢水氧化性的变化进行适当调整。然后将钢水运送到LF精炼炉进行精炼操作。

LF精炼对钢液进行造白渣和脱氧操作，确保钢中氧、硫等元素的含量控制在较低的水平；精炼后期根据LF炉钢液试样成份补加V-Fe、Nb-Fe、Ti-Fe等适量合金进行成分微调，确保成分全部命中；出站前喂入适量的Si-Ca线，吹Ar5min后加入B-Fe，B-Fe的加入量按照0.018~0.020控制。然后将钢水运送到VD炉进行真空处理。VD抽取真空开始后的前5min内，将钢包底部Ar搅拌气体流量降低至零，防止在真空室未达到真空前对钢水进行搅拌，造成钢液氧化；抽取真空开始3min后，要求快速提高真空度至0.5tor以下，并在此真空度下保真空15min；RH真空处理时，真空度保持在0.5tor以下，并在此真空度下循环脱气15min以上。真空处理结束后对钢液进行15min以上的软吹处理，然后将钢水运送到连铸进行浇铸。

该钢种的液相线1511℃，中包过热度控制5～15℃；连铸拉速采用中板铸坯生产典拉速执行，严格执行稳态浇铸；生产连铸坯厚度300mm（铸机生产最大厚度）；连铸全程实行严格的保护浇铸，防止钢液二次氧化和增氮。下线铸坯进行24小时以上的堆冷。成品成分见表3。

铸坯在加热炉的加热温度1180～1200℃，出炉板坯心部温度大于1150℃；加热速度9～11min/cm，总在炉时间大于5h。出炉进行高压除磷，然后进入粗轧。粗轧采用“高温、大压下、慢速”轧制技术，不使用自动轧制，手动轧制；压下规程编制按轧机的能力选用最大道次压下量，最大道次压下率达15%以上；开轧温度1040～1060℃，终轧温度950～970℃。精轧累计压下率大于60%，最后三道次压下率大于12%；开轧温度830～820℃，终轧温度780～810℃。轧后ACC冷却选择强冷工艺，开冷温度760～780℃，冷却至580～630℃空冷，冷却速度6～15℃/s。

钢板采用淬火+碳分配的热处理方式。奥氏体化的温度为890～910℃；在炉时间按（1.4～1.6min/mm×板厚）min计算；淬火机速度20～40m/min；钢板淬火后温度240～300℃，钢板淬火后快速送入回火炉进行碳分配。碳分配温度180～200℃；在炉时间按（0.8min/mm×板厚）min计算；出炉后空冷。

成品钢板性能检测结果为：厚度为20mm的钢板屈服强度为1271MPa，抗拉强度为1379MPa，延伸率为12.6%，常温冲击为97/100/94J，0℃冲击为78/77/126J，-20℃冲击为61/63/70J。厚度为40mm的钢板屈服强度为1164MPa，抗拉强度为1394MPa，延伸率为11.5%，常温冲击为137/173/136J，0℃冲击为78/85/88J，-20℃冲击为81/78/75J。

实施例2：

入炉铁水先进行铁水预处理，处理后铁水硫含量S≤0.010%，温度≥1250℃，铁水入转炉前必须将渣扒干净。转炉冶炼过程加入铁水及废钢，铁水与废钢配比为铁水85%左右，废钢15%左右。转炉终点控制C-T协调出钢、P≤0.012%、S≤0.015%；严格挡渣出钢，渣厚≤50mm，出钢时间4~7min，出钢1/5加入合金，出钢2/5加完合金；出钢后打入Al线脱氧不少于250m，并视装入量、终点C、钢水氧化性的变化进行适当调整。然后将钢水运送到LF精炼炉进行精炼操作。

LF精炼对钢液进行造白渣和脱氧操作，确保钢中氧、硫等元素的含量控制在较低的水平；精炼后期根据LF炉钢液试样成份补加V-Fe、Nb-Fe、Ti-Fe等适量合金进行成分微调，确保成分全部命中；出站前喂入适量的Si-Ca线，吹Ar5min后加入B-Fe，B-Fe的加入量按照0.018~0.020控制。然后将钢水运送到VD炉进行真空处理。VD抽取真空开始后的前5min内，将钢包底部Ar搅拌气体流量降低至零，防止在真空室未达到真空前对钢水进行搅拌，造成钢液氧化；抽取真空开始3min后，要求快速提高真空度至0.5tor以下，并在此真空度下保真空15min；RH真空处理时，真空度保持在0.5tor以下，并在此真空度下循环脱气15min以上。真空处理结束后对钢液进行15min以上的软吹处理，然后将钢水运送到连铸进行浇铸。

该钢种的液相线1511℃，中包过热度控制5～15℃；连铸拉速采用中板铸坯生产典拉速执行，严格执行稳态浇铸；生产连铸坯厚度300mm（铸机生产最大厚度）；连铸全程实行严格的保护浇铸，防止钢液二次氧化和增氮。下线铸坯进行24小时以上的堆冷。成品成分见表3。

铸坯在加热炉的加热温度1180～1200℃，出炉板坯心部温度大于1150℃；加热速度9～11min/cm，总在炉时间大于5h。出炉进行高压除磷，然后进入粗轧。粗轧采用“高温、大压下、慢速”轧制技术，不使用自动轧制，手动轧制；压下规程编制按轧机的能力选用最大道次压下量，最大道次压下率达15%以上；开轧温度1040～1060℃，终轧温度950～970℃。精轧累计压下率大于60%，最后三道次压下率大于12%；开轧温度830～820℃，终轧温度780～810℃。轧后ACC冷却选择强冷工艺，开冷温度760～780℃，冷却至580～630℃空冷，冷却速度6～15℃/s。

钢板采用淬火+碳分配的热处理方式。奥氏体化的温度为890～910℃；在炉时间按（1.4～1.6min/mm×板厚）min计算；淬火机速度20～40m/min；钢板淬火后温度240～300℃，钢板淬火后快速送入回火炉进行碳分配。碳分配温度180～200℃；在炉时间按（0.8min/mm×板厚）min计算；出炉后空冷。

成品钢板性能检测结果为：厚度为60mm的钢板屈服强度为1185MPa，抗拉强度为1429MPa，延伸率为12.6%，常温冲击为115/109/105J，0℃冲击为78/107/87J，-20℃冲击为71/63/66J。

表3  1100MPa级超高强钢板成分（%）

Claims (1)

1.一种超高强钢板的生产工艺，采用工艺路线为炼钢→精炼→连铸→加热→轧制→冷却→热处理，其特征在于：

钢的质量百分组成为C=0.18～0.20，Si=0.35～0.42 ，Mn =1.30～1.40，P ≤.015，S≤.010，Al=0.03～0.06，Nb=0.02～0.03，V=0.05～0.06，Ti=0.035～0.045，Mo=0.25～0.35，B=0.0017～0.0022，其余为Fe及不可控制的杂质元素；钢板的组织为细小板条马氏体及残余奥氏体；

工艺步骤为：

A. 炼钢：铁水预处理后铁水硫含量S≤0.010%，温度≥1250℃，铁水入转炉前将渣扒干净；转炉终点控制C-T协调出钢、P≤0.012%、S≤0.015%，挡渣出钢渣厚≤50mm，出钢时间4~7min，出钢1/5～2/5时加入合金；出钢后打入Al线脱氧不少于250m；

B. 精炼：LF炉精炼对钢液进行造白渣和脱氧操作；精炼后期根据LF炉钢液试样成份补加V-Fe、Nb-Fe、Ti-Fe合金进行成分微调；出站前喂入适量Si-Ca线，吹Ar5min后加入0.018~0.020B-Fe；VD抽取真空开始后的前5min内，将钢包底部Ar搅拌气体流量降低至零；抽取真空开始3min后，提高真空度至0.5tor以下保持15min以上进行循环脱气；

C. 连铸：液相线1511℃，中包过热度5～15℃；连铸拉速采用中板铸坯生产典拉速执行，生产连铸坯厚度300mm；

D. 加热：加热温度1180～1200℃，出炉板坯心部温度大于1150℃，加热速度9～11min/cm，总在炉时间大于5h；

E. 轧制：粗轧采用高温、大压下、慢速轧制技术，最大道次压下率15%以上，开轧温度1040～1060℃，终轧温度950～970℃；精轧累计压下率大于60%，最后三道次压下率大于12%，开轧温度830～820℃，终轧温度780～810℃；

F. 冷却：轧后ACC冷却，开冷温度760～780℃，冷却至580～630℃空冷，冷却速度6～15℃/S；

G. 热处理：淬火温度890～910℃，在炉时间按1.4～1.6min/mm×板厚min计算，淬火机速度20～40m/min，淬火后温度240～300℃，淬火后快速送入回火炉进行碳分配；碳分配温度180～200℃，在炉时间按0.8min/mm×板厚min计算，出炉后空冷。