技术领域
[0001] 本
发明涉及
铁基
合金中水电钢的制造方法。
背景技术
[0002] 水
力发电占我国内
能源结构的第二位，近些年，水力发电以污染小、可持续发展等优势得到快速发展，国内各大江大河上各种大型、特大型水电站发展迅速，机组构件也随着水电站容量越来越大。水电设备使用的钢称为水电钢，大型设备、构件所需的水电钢板厚度也越来越大，同时对特厚钢板的性能指标又提出更高的要求，不仅要求具有高强度(
抗拉强度≥550MPa)、高韧性(板厚1/4处-20℃横向冲击功≥47J，5％应变时效冲击功≥34J)，还要有优良的
焊接性能(Ceq≤0.48％)和抗层状撕裂性能(ZZ≥35％)等。
[0003]
专利(CN103451530B)公开了一种水电用正火型大厚度钢板，钢板横向、纵向性能均匀，具有良好的各向同性和焊接性能，但采用电渣
重熔生产，成本高、周期长，且其
热处理复杂，生产控制难度大，生产成本高。
[0004] 专利(CN104962814A)公开了一种正火高强韧性150mm特厚板及其生产方法，该钢采用正火工艺生产，生产成本低，-60℃低温冲击韧性良好，满足Q460级别特厚钢板力学性能要求，但未提及其应变时效性能和焊接性能。
[0005] 专利(CN103045965A)公开了600MPa级水
电压力钢管用钢板，利用TMCP+回火工艺生产，得到-20℃冲击韧性优良的水电站压力钢管用钢板，生产成本较低，但钢板厚度不超过80mm，问无法满足大型水电项目的对厚板的需求。
[0006] 综上所述，现有水电钢板中高强度产品存在板厚不足，而同级别超厚钢板存在焊接性差、工艺流程长、生产成本高等问题，给特大型水电站现场制造、施工、焊接等带来较大困难，无法满足大型、特大型水电站的建造要求。
发明内容
[0007] 本发明的目的是要提供一种150-200mm厚正火型易焊接水电钢的制造方法，所得钢板厚度大、强度高、韧性好、易焊接。制造工艺流程短、成本低、适合批量生产。
[0008] 本发明解决上述问题所采用的技术方案为：一种
连铸坯生产150～200mm厚正火型易焊接水电钢的化学成分按
质量百分比计为C：0.13～0.20％、Si：0.10～0.60％、Mn：1.00～1.80％、P≤0.010％、S≤0.003％、Cr：0.10～0.50％、Ni：0.10～0.80％、Cu：0.10～0.70％、V+Ti：0.01～0.20％、30ppm≤N≤70ppm，余量为Fe及不可避免的杂质元素，同时满足：
[0009] Ceq＝C+Si/24+Mn/6+Cr/5+Mo/4+V/14+Ni/40≤0.48％。
[0010] 本发明一种连
铸坯生产150～200mm厚水电高强钢机械性能要求：上
屈服强度ReH≥400MPa，抗拉强度Rm≥550MPa，延伸率A≥25％，屈强比≤0.80，-20℃横向冲击功KV2≥47J，抗层状撕裂性能Zz≥35％，5％应变时效冲击功-20℃KV2≥34J。
[0011] 本发明150～200mm厚水电站用高强钢的工艺流程为：
高炉铁水→铁水KR处理→
氧气转炉
冶炼→LF钢包炉精炼→RH
真空炉处理→连铸→铸坯加热→控制
轧制→探伤→正火→探伤→检验。
[0012] 主要工序的具体操作如下：
[0013] 1)冶炼：高炉铁水经KR
脱硫，再经氧气转炉进行冶炼，控制[P]≤0.008％，[C]≤0.04％。在钢包炉精炼处理，并同时加入铬铁、锰铁等合金，将成分调整至目标值，同时[S]≤0.002％。再在RH真空炉进行精炼，真空处理时间在15min以上。
[0014] 2)连铸：采用匹配的拉速与
过热度，全程保护浇注、轻压下技术等浇注成厚度在300mm以上规格的铸坯，铸坯堆垛缓冷72小时以上，铸坯
温度低于300℃转入下一工序。
[0015] 3)轧制：将铸坯加热至1170～1250℃，在炉时间≥500min，其中均热时间不低于120min，出炉后采用高压水将铸坯表面氧化铁皮除尽(除鳞)；然后分两阶段进行控制轧制，第一阶段为再结晶区轧制，终轧
温度控制在980～1040℃，后3道次压下量≥40mm；第二阶段为未再结晶区轧制，开轧温度为≤950℃，终轧温度为840～920℃，最后一道次压下量不超过5mm，同时轧制后期不得让
板坯碰水，严格控制钢板平直度，轧制成150～200mm厚钢板。
[0016] 4)轧后钢板加罩缓冷，不得水冷。
[0017] 5)正火：150～200mm厚超厚水电站用高强钢板经860～920℃正火，在炉时间为270～360分钟，出炉空冷至室温后成为成品钢板。
[0018] 为了满足水电站用厚规格高强钢板的抗层状撕裂性能、冲击韧性、低
碳当量、优良焊接性能等特性，本
申请对C、Si、Mn、P、S、Cr、Ni、Cu、V、Ti等元素的设计原理如下：
[0019] 碳：碳是提高钢板强度最经济的元素，但含量越高，焊接性越差。同时碳含量过低，可显著改善钢的低温韧性。为了保证钢板具有良好的强韧性匹配和焊接性，C的含量为0.13～0.20％。
[0020] 锰：提Mn降C是提高钢板强度、改善其低温韧性的重要手段，但Mn含量过高，Mn在铸坯内部形成析出物，将显著加重铸坯中心偏析，影响钢板厚度方向的性能，同时Mn若过量也会显著提高钢的碳当量和恶化其焊接性。Mn的含量为1.00％～1.80％。
[0021] 磷和硫：P、S是不可避免的杂质元素，对钢板的成型性、
腐蚀性、低温韧性都有影响，其含量越低越好，P的含量≤0.010％，S的含量≤0.003％。
[0022] 铬：Cr可与铁形成连续
固溶体，固溶强化基体，细化组织，提高钢板的强度，但其过高时，促进形成过多的硬相组织，降低钢的韧性和塑性。Cr的含量为0.10～0.50％。
[0023] 镍：Ni可显著降低钢的低温韧脆转变温度，改善钢的低温韧性，但过多加入Ni会使成本显著增加，Ni的含量为0.10～0.80％。
[0024]
铜：Cu通过析出强化可以提高钢板的强度，但含量过高会使塑性显著降低，使钢坯加热或轧制时产生裂纹，恶化其表面质量，同时会增大Ceq值，恶化钢的焊接性能。因此本发明钢Cu为0.10-0.70％。
[0025]
钒、
钛：V、Ti与C、N结合形成碳氮化合物，轧制过程中在奥氏体
晶界沉淀析出，钉扎奥氏体晶界，抑制其再结晶及组织晶粒长大，同时为铁素体形核提供质点，进一步细化晶粒大小，提高钢的强度和韧性。但含量过高会恶化焊接热影响区的低温韧性，同时显著提高成本。因此本发明钢V+Ti的含量为0.01～0.20％。
[0026] 氮：N固溶在钢中能提高钢板的强度，同时能与V、Ti结合细化晶粒，但含量过高会显著恶化应变时效冲击韧性，因此本发明钢N的含量为0.0030～0.0070％。
[0027] 本发明钢采用C-Mn-Cr系并辅以Ti、Ni、V微合金
化成分设计及正火工艺生产。冶炼时注意
钢水的纯净度，优选采用自产钢水和低硫废钢，严格控制原料中有害元素和杂质元素含量，并严格控制[P]≤0.010％；精炼时，采用脱硫剂进一步深脱硫，控制[S]≤0.002％；采用Si-Mn合金脱氧，严格控制Alt含量，减少钢水Al2O3有害夹杂物形成，钢水再经真空处理，使[O]≤20ppm、[H]≤1ppm。钢水纯
净化可明显改善钢板低温韧性。
[0028] 采用两阶段轧制，第一段的终轧温度980-1040℃，累计压下率≥70％，目的是使钢的奥氏体晶粒细化；第二阶段未再结晶区控制轧制，终轧温度840-920℃，目的是通过控轧细化组织，产生大量位错，增加析出相的形核
位置，促进V、Ti碳氮化物析出，提高钢的强度和冲击韧性。同时终轧后两道次严禁浇水，保证钢板的平直度。轧后钢板加罩缓冷，以释放轧制过程产生的
应力，同时防止氢
原子聚集产生内部
缺陷，导致钢板探伤不合。最后只需进行正火处理，消除钢板内部的残余应力，均匀细化钢板组织，有效保证了供货周期，缩减生产工序，降低生产成本。
[0029] 与现有的生产相比，本发明钢采用连铸坯、成分设计上采用C-Mn-Cr系以及Ti、Ni、V微合金化，对合金含量进行限定，控制Ceq值处于较低水平，保证良好的焊接性；轧后钢板仅采用正火工艺，工艺流程短，操作性强，生产成本低。
[0030] 本发明一种连铸坯生产150～200mm厚正火型水电高强钢，满足屈服强度ReH≥400MPa，抗拉强度Rm≥550MPa，延伸率A≥25％，屈强比≤0.80，横向冲击功-20℃KV2≥47J；
抗层状撕裂性能Zz≥35％；5％应变时效(即模拟钢板加工过程的
变形对冲击性能的影响，
5％应变是指加外力使产生5％的变形，然后进行250℃×1h的人工时效，具体参照GB/T
4160)冲击功-20℃KV2≥34J。具有优异的抗层状撕裂性能、良好的强韧性匹配、可焊性等特点。
[0031] 针对本申请具有优异的5％应变时效性能，在化学成分设计上较传统水电钢进行了三点改进：1、低碳设计，由于钢板厚达150-200mm，采用的连铸坯厚度则更大，而碳是主要的偏析元素，降碳能显著提高钢板的内部质量和后续使用时的焊接性，优选0.14％左右)；2、为了避免降碳带来的强度不足，尤其是150-200mm的厚规格钢板，本申请添加Cr、Cu通过固溶强化作用提高强度，同时增加Ni、V的添加，配合后续的轧制工艺，细化钢板晶粒大小，同时提高钢板的强度和应变时效冲击韧性；3、氮是应变敏感元素，含量过高会恶化应变时效冲击韧性，因此严格控制钢中的富余的氮含量。
[0032] V和Ti在钢中析出的时机与轧制、冷却工艺息息相关，Ni、V主要在轧制过程中析出，钉扎在奥氏体晶界，细化奥氏体晶粒大小，此过程中Ni、V的氮化物、谈氮化物的析出更倾向于动力学条件；在冷却过程中的作用要从
热力学的
角度出发，缩短晶粒长大的时间，防止奥氏体
相变过程中的铁素体晶粒长大，二者相结合，保证最终的组织均匀细小，为钢板各项力学性能打下
基础。
[0033] 钢板厚度方向组织存在晶粒大小的区别，由于轧制过程中，芯部的变形比近表面要小，因此钢板芯部V和Ti析出的动力学条件相对较差，导致钢板心部的组织相对粗大。
附图说明
[0034] 图1为
实施例2的200mm厚钢板1/4处金相组织，主要为珠光体+铁素体；
[0035] 图2为实施例2的200mm厚钢板1/2处金相组织，主要为珠光体+铁素体。
具体实施方式
[0036] 以下结合实施例对本发明作进一步详细描述。
[0037] 各实施例和对比例的熔炼化学成分见表1(wt％)，剩余为Fe及不可避免的杂质元素。
[0038] 表1
[0039]
[0040] 上述实施例和对比例均在转炉冶炼，铁水经KR脱硫，再经钢包炉深脱硫和精炼处理，最后在真空炉进行脱气，然后经轻压下和全过程保护浇注成300mm厚板坯。
[0041] 将厚板坯加热至1170～1250℃，在炉时间540min，其中均热时间120min，出炉后经高压水除鳞，除尽铸坯表面氧化铁皮；然后控制轧制，再结晶区轧制的终轧温度控制在980～1040℃，后3道次压下量不低于40mm，总的压下量控制在70％以上；待中间坯温度将至950℃以下后，开始非再结晶区轧制，非再结晶区轧制的终轧温度为840～920℃，轧制成150～200mm厚成品钢板，钢板末道次的压下量要小些以提高板型。轧后加罩缓冷，缓冷结束后正火，正火加热温度860-920℃，在炉时间为270～360min，出炉后空冷至室温。
[0042] 表2为实施例和对比例主要轧制和正火工艺参数。
[0043] 表2
[0044]
[0045] 正火热处理后的钢板，在板厚1/4处横向取样加工成拉伸试样、常规冲击试样，表层取样加工成应变时效冲击试样，并进行力学性能测试，结果见表3。
[0046] 表3
[0047]
[0048]
[0049] 由表3可见，本发明实施例试验钢板满足上屈服强度ReH≥400MPa，抗拉强度Rm≥550MPa，延伸率A≥25％，屈强比≤0.80，横向冲击功-20℃KV2≥47J；5％应变时效冲击功-
20℃KV2≥34J，且冲击韧性、Z向性能富裕量均较大，特别是5％应变时效冲击韧性优异，Z向拉伸均值在60％以上。
[0050] 以上表明，本发明钢属于超厚钢板且强度超过550MPa，具有优良的强韧性匹配和低温韧性，且碳当量Ceq值较低，说明其具有较好的焊接性；另外该钢采用连铸坯生产，过程控制相对简单，工艺流程短，生产成本低，具有广阔的市场前景。
[0051] 图1所示为实施例2中200mm厚钢板在1/4厚度处的组织结构图，组织为珠光体+铁素体。图2所示为实施例2中200mm厚钢板在1/2厚度处的组织结构图，组织为珠光体+铁素体，该组织匹配使钢具有较好的强韧性。
[0052] 本发明钢工艺流程简单，可操作性强且成本较低，可在钢铁行业中厚板厂实施。本发明钢用途广泛，可应用于水电、建筑、
桥梁、
工程机械等行业，更适合于建造大型、特大型水电站用压力钢管、蜗壳、岔管及机座等。
[0053] 尽管以上详细地描述了本发明的优选实施例，但是应该清楚地理解，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内所作的任何
修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。
