技术领域
本发明涉及一种钢及其生产工艺,具体的说是一种高强度低温用 低碳贝氏体钢及其生产工艺。
背景技术
低碳贝氏体钢是国际上近年来发展起来的高强度、高韧性、
焊接 性能优良的新钢种,被誉为21世纪的钢
铁材料,是现代
冶金技术发 展的最新产物。早在20世纪60年代,Irwin和Pickering发现当钢 中碳的
质量分数接近零时,钢的连续冷却转变曲线中的贝氏体鼻子就 会左移,以至于在很宽范围的冷却速率下形成贝氏体组织,而且在该 条件下
马氏体和贝氏体组织两者之间的强度差异达到可以忽略的程 度。Coldren等人给出贝氏体开始转变
温度与强度的线性关系,由于 缺少碳的强化作用,可以通过固溶强化获得超过690MPa的高屈服强 度。另外,McEvily等人于1967年发表了钢的一份研究报告,研制 出成份为0.03%C、0.7%Mn、3%Mo、3%Ni、0.05%Nb的超低碳贝氏体钢, 经
热机械控制工艺(TMCP)处理后,该钢的
屈服强度达到了770MPa, 并具有良好的低温韧性,而且该钢种
焊接性能优良,同时也强调钢的 洁净度同超低碳一样能改善
轧制钢板的韧性,但缺点是钢中加入了大 量的贵重
合金元素,价格昂贵,没有得到广泛应用。美国Bcthlchcm Steel发表的关于低碳贝氏体钢的文献中,低碳贝氏体钢的化学成分 设计存在同样的问题,其Cr、Mo的含量分别达到了2.23%和2.35%, 不但成本较高,而且Cr、Mo含量的过度增加显著降低了钢的韧性, 同样没有得到广泛应用。
日本Nippon钢铁公司于20世纪80年代成功开发了寒冷地带使 用的大直径高压管线ULCB钢,这种钢的成份(重量百分比):0.02%C、 2.0%Mn、0.4%Ni、0.3%Mo、0.04%Nb、0.02%Ti、0.001%B,利用Nb-B,, Ti-B或Mo-Nb-B抑制多边铁素体形核,促进
相变强化的有
力作用, 经控制轧制得到厚20mm的板材,可以获得550MPa级的屈服强度,并 具有优异的低温韧性,而且大幅降低了钢中的合金含量,标志着低碳 贝氏体钢进入新的发展阶段。
进入21世纪,日本和美国对ULCB钢的研究异常活跃,日本川崎 制铁公司在2003年采用轧后直接淬火并回火工艺生产了HT780ULCB, 其成分为0.02C、0.23Si、2.00Mn、0.035Al、0.013Ti,另有一定量 Cu、Ni、Cr、Mo,冷裂纹敏感性指数Pcm=0.21%,50mm厚度钢板的屈 服强度为713MPa,
抗拉强度为830MPa,延伸率为21%,Akv-40℃为 179J。据最新报道,日本最近开发出了抗拉强度590MPa的
桥梁和建 筑用75mm特厚超低碳贝氏体钢。
随着我国经济的持续快速发展,各工业领域对厚规格高强韧钢板 的需求进一步扩大,由于低碳贝氏体钢具有优良的强韧性匹配、生产 工艺流程短、成本相对较低等优点,因此国内各主要钢铁企业都相继 开展了厚规格的低碳贝氏体钢的研制工作,并形成了一定的生产规 模,积累了较丰富的经验。
舞钢采用电炉及炉外精炼、4200mm
轧机控轧、轧后控冷等工艺, 经过多次合金设计,通过严格控制加热、轧制及冷却参数,并对钢板 进行适当的时效处理,开发出了强韧性匹配良好的低碳贝氏体钢,钢 板的最大厚度达到50mm。力学性能达到下列要求:屈服强度 σs>590MPa、抗拉强度σb>685、延伸率δ>19%、-20℃的Akv≥47J。
济钢于近年进行了低碳贝氏体钢的试制工作,主要使用270mm的 厚
板坯在双
机架中厚板轧机上进行轧制,采用TMCP工艺+轧后
热处理 的工艺,其产品的屈服强度达到550~640MPa,抗拉强度达到720~ 770MPa,0℃冲击功超过100J,延伸率相对较低,为16~18%。
安钢于2007年开发了屈服强度600MPa的D级低碳贝氏体钢。采 用TMCP工艺,轧后不经热处理,其产品具有良好的综合性能及可焊 性,屈服强度550~620MPa,抗拉强度在670~710MPa,延伸率平均 为19%,并在-20℃具有良好的冲击韧性,其产品己形成批量规模, 成功应用于
煤机行业,取得了良好的经济效益。
可见,目前国外均采用淬火+回火的热处理方法生产高强度低温 用低碳贝氏体钢板,其工艺流程长,能耗高。国内大部分高强度低温 用低碳贝氏体钢板采用中厚板轧机进行,一般使用厚板坯(>200mm), 采用TMCP工艺进行轧制,轧后进行回火处理,其屈服强度只达到 600Mpa左右的
水平,低温韧性不高,只能满足-20℃的一般要求。从 目前的发展来看,对强度更高、低温韧性更优良的钢板需求将越来越 大,对于屈服强度达到700Mpa以上且低温韧性更高的E级钢板的生 产尚无相关的报道。
发明内容
本发明的目的是:针对以上
现有技术的缺点,提出一种高强度低 温用低碳贝氏体钢及其生产工艺,利用该工艺能生产出屈服强度达 700MPa,且在-40℃的情况下仍能保持很高的冲击韧性,并能达到不 预热焊接使用的E级钢板(厚度≤30mm)。
为了实现以上发明目的,本发明的技术方案是:高强度低温用低 碳贝氏体钢的成分重量百分比设计为:C:0.03~0.10%,Mn:1.00~ 1.80%,Nb:0.02~0.10%,Si:0.02~0.04%,P:0~0.015%,S:0~ 0.005%,Ti:0.01~0.03%,Cr:0.05~0.5%,Mo:0.1~0.5%,Fe: 余量。
高强度低温用低碳贝氏体钢的生产工艺按以下工序进行:
(1)
冶炼:采用转炉炼钢,顶低复合吹炼深
脱碳,采用RH
真空处 理进一步脱碳,并进行微合金化;
(2)TMCP(热机械控制工艺):采用再结晶和未再结晶两阶段控轧, 高温阶段轧制温度在1050~1150℃,低温阶段轧制温度在800~950 ℃,终轧温度800~880℃;
(3)回火:在500~700℃进行高温回火。
在TMCP中,轧前钢坯加热温度为1160~1230℃,以便使Nb、Ti 等微
合金元素充分溶入钢中,在随后的热
变形过程中充分析出,提高 钢的强度,并有利于轧后冷却过程中贝氏体的形成。轧后快速冷却, 终冷
温度控制在500~600℃,以得到贝氏体组织。
进行高温回火时,控制升温速率和保温时间,升温速率1.2~3.0 分钟/mm,保温时间1.0~2.0小时,使钢中的微合金元素再次析出, 进一步提高钢的强度和韧性。
本发明的优点是:成分中加入Nb,使得钢的再结晶停止温度升 高到950℃以上,从而保证了钢可以在非再结晶区进行大量变形,大 幅提高冷却时的相变形核率,细化组织。成分中加入了一定量的Cr、 Mo等提高淬透性的元素,能够在较宽的冷速范围内得到贝氏体组织, 适量的Ti等微合金元素则作为强化元素。
本发明提供的化学成分和采用TMCP+回火工艺能够生产高强度钢 板,其屈服强度超过700MPa,厚度达30mm,屈强比低于0.95,且低 温韧性更加优良,-40℃的冲击功超过150J,耐寒性强,综合性能稳 定,其性能完全能够满足我国
工程机械、采掘设备、港机等领域对高 强度、高韧性、易焊接、长寿命、低成本钢的要求。本发明的的钢种 贵重合金含量低,成本低廉,产品性价比高,市场竞争力强。本发明 的钢种碳当量低,焊接性能优良,不预热焊接,钢板不易变形,可简 化焊接工序。
另外,本发明的生产工艺与现在调质处理钢相比,可免除加热淬 火工序,直接采用TMCP+回火工艺,缩短了工艺流程,减少了工时及 生产设备,节约了大量
能源,降低了成本,实施后经济效益显著,并 且在冶炼、热加工工艺方面具有工艺简单、操作方便等优点,在工业 中应用有着广泛的前景。
具体实施方式
实施例一
本实施例是规格为12mm的高强度低温用低碳贝氏体钢的生产工 艺,其成分重量百分比如下表:
表1
元素 C Mn Si P S Nb Cr Mo Ti Fe 含量(%) 0.03 1.00 0.02 0.01 0.001 0.02 0.05 0.1 0.01 余量
生产工艺按以下工序进行:
(1)冶炼:采用转炉炼钢,顶低复合吹炼深脱碳,采用RH真空处 理进一步脱碳,并进行微合金化。
(2)TMCP(热机械控制工艺):轧前钢坯加热温度为1160℃,以便 使Nb、Ti等微合金元素充分溶入钢中,在随后的热变形过程中充分 析出,提高钢的强度,并有利于轧后冷却过程中贝氏体的形成。采用 再结晶和未再结晶两阶段控轧,高温阶段轧制在1050℃,通过轧制 道次之间的再结晶充分细化奥氏体晶粒;低温阶段的轧制在800℃, 经过多道次大压下量的积累,使奥氏体晶粒充分变形而不发生再结 晶,为随后冷却过程中的相变提供更多的形核
位置,使组织进一步细 化,而有意避开部分再结晶区,以防止发生部分再结晶导致出现混晶, 终轧温度800℃。轧后快速冷却,终冷温度控制在500℃,以得到贝 氏体组织。
(3)回火:进行500℃的高温回火,升温速率1.2分钟/mm,保温 时间1.0小时,使钢中的微合金元素再次析出,进一步提高钢的强度 和韧性。
实施例二
本实施例是规格为16mm的高强度低温用低碳贝氏体钢的生产工 艺,其成分重量百分比如下表:
表2
元素 C Mn Si P S Nb Cr Mo Ti Fe 含量(%) 0.05 1.2 0.08 0.012 0.002 0.04 0.1 0.2 0.02 余量
生产工艺按以下工序进行:
(1)冶炼:采用转炉炼钢,顶低复合吹炼深脱碳,采用RH真空处 理进一步脱碳,并进行微合金化。
(2)TMCP(热机械控制工艺):轧前钢坯加热温度为1180℃,以便 使Nb、Ti等微合金元素充分溶入钢中,在随后的热变形过程中充分 析出,提高钢的强度,并有利于轧后冷却过程中贝氏体的形成。采用 再结晶和未再结晶两阶段控轧,高温阶段轧制在1080℃,通过轧制 道次之间的再结晶充分细化奥氏体晶粒;低温阶段的轧制在850℃, 经过多道次大压下量的积累,使奥氏体晶粒充分变形而不发生再结 晶,为随后冷却过程中的相变提供更多的形核位置,使组织进一步细 化,而有意避开部分再结晶区,以防止发生部分再结晶导致出现混晶, 终轧温度820℃。轧后快速冷却,终冷温度控制在520℃,以得到贝 氏体组织。
(3)回火:进行550℃的高温回火,升温速率1.5分钟/mm,保温 时间1.2小时,使钢中的微合金元素再次析出,进一步提高钢的强度 和韧性。
实施例三
本实施例是规格为20mm的高强度低温用低碳贝氏体钢的生产工 艺,其成分重量百分比如下表:
表3
元素 C Mn Si P S Nb Cr Mo Ti Fe 含量(%) 0.06 1.5 0.1 0.013 0.003 0.05 0.3 0.3 0.03 余量
生产工艺按以下工序进行:
(1)冶炼:采用转炉炼钢,顶低复合吹炼深脱碳,采用RH真空处 理进一步脱碳,并进行微合金化。
(2)TMCP(热机械控制工艺):轧前钢坯加热温度为1200℃,以便 使Nb、Ti等微合金元素充分溶入钢中,在随后的热变形过程中充分 析出,提高钢的强度,并有利于轧后冷却过程中贝氏体的形成。采用 再结晶和未再结晶两阶段控轧,高温阶段轧制在1100℃,通过轧制 道次之间的再结晶充分细化奥氏体晶粒;低温阶段的轧制在900℃, 经过多道次大压下量的积累,使奥氏体晶粒充分变形而不发生再结 晶,为随后冷却过程中的相变提供更多的形核位置,使组织进一步细 化,而有意避开部分再结晶区,以防止发生部分再结晶导致出现混晶, 终轧温度850℃。轧后快速冷却,终冷温度控制在550℃,以得到贝 氏体组织。
(3)回火:进行600℃的高温回火,升温速率1.8分钟/mm,保温 时间1.5小时,使钢中的微合金元素再次析出,进一步提高钢的强度 和韧性。
实施例四
本实施例是规格为25mm的高强度低温用低碳贝氏体钢的生产工 艺,其成分重量百分比如下表:
表4
元素 C Mn Si P S Nb Cr Mo Ti Fe 含量(%) 0.08 1.60 0.2 0.014 0.004 0.08 0.4 0.15 0.02 余量
生产工艺按以下工序进行:
(1)冶炼:采用转炉炼钢,顶低复合吹炼深脱碳,采用RH真空处 理进一步脱碳,并进行微合金化。
(2)TMCP(热机械控制工艺):轧前钢坯加热温度为1210℃,以便 使Nb、Ti等微合金元素充分溶入钢中,在随后的热变形过程中充分 析出,提高钢的强度,并有利于轧后冷却过程中贝氏体的形成。采用 再结晶和未再结晶两阶段控轧,高温阶段轧制在1130℃,通过轧制 道次之间的再结晶充分细化奥氏体晶粒;低温阶段的轧制在920℃, 经过多道次大压下量的积累,使奥氏体晶粒充分变形而不发生再结 晶,为随后冷却过程中的相变提供更多的形核位置,使组织进一步细 化,而有意避开部分再结晶区,以防止发生部分再结晶导致出现混晶, 终轧温度870℃。轧后快速冷却,终冷温度控制在580℃,以得到贝 氏体组织。
(3)回火:进行650℃的高温回火,升温速率3.0分钟/mm,保温 时间1.8小时,使钢中的微合金元素再次析出,进一步提高钢的强度 和韧性。
实施例五
本实施例是规格为30mm的高强度低温用低碳贝氏体钢的生产工 艺,其成分重量百分比如下表:
表5
元素 C Mn Si P S Nb Cr Mo Ti Fe 含量(%) 0.10 1.80 0.4 0.015 0.005 0.10 0.5 0.5 0.03 余量
生产工艺按以下工序进行:
(1)冶炼:采用转炉炼钢,顶低复合吹炼深脱碳,采用RH真空处 理进一步脱碳,并进行微合金化。
(2)TMCP(热机械控制工艺):轧前钢坯加热温度为1230℃,以便 使Nb、Ti等微合金元素充分溶入钢中,在随后的热变形过程中充分 析出,提高钢的强度,并有利于轧后冷却过程中贝氏体的形成。采用 再结晶和未再结晶两阶段控轧,高温阶段轧制在1150℃,通过轧制 道次之间的再结晶充分细化奥氏体晶粒;低温阶段的轧制在950℃, 经过多道次大压下量的积累,使奥氏体晶粒充分变形而不发生再结 晶,为随后冷却过程中的相变提供更多的形核位置,使组织进一步细 化,而有意避开部分再结晶区,以防止发生部分再结晶导致出现混晶, 终轧温度880℃。轧后快速冷却,终冷温度控制在600℃,以得到贝 氏体组织。
(3)回火:进行700℃的高温回火,升温速率3.0分钟/mm,保温 时间2.0小时,使钢中的微合金元素再次析出,进一步提高钢的强度 和韧性。
实施例一到实施例五所得的高强度低温用低碳贝氏体钢的性能 如下表所示:
表6
本发明还可以有其它实施方式,凡采用同等替换或等效变换形成 的技术方案,均落在本发明要求保护的范围之内。