心部低温冲击韧性优良及抗层状撕裂的工程钢材及其生产方法

摘要

本发明涉及一种心部低温冲击韧性优良及抗层状撕裂的工程钢材及其生产方法，工程钢材包括如下重量百分比(wt％)的主成分：C：0.030～0.010，Mn：1.20～1.60，Si：0.10～0.35，Nb：0.015～0.03，Ti：0.005～0.020，Alt：0.020～0.040，且Ca/Alt≥0.10，Fe：为上述主成分和下述残余成分之外的余量；其还包括如下重量百分比(wt％)的残余成分：N≤0.006，0≤0.004，P≤0.015，S≤0.006，As≤0.04，Sn≤0.03，Sb≤0.02。本发明的的工程钢材及其生产方法仅采用Nb、Ti微合金化的低C-Mn-Nb-Ti成分体系，配合在线淬火加回火工艺，而不必添加Ni、V等昂贵合金元素、不必采用离线调质处理等昂贵设备，就能获得屈服强度≥420Mpa、优良心部韧性和抗层状撕裂性能的钢材。

说明书

技术领域

本发明涉及一种冶金钢材，更具体地说，本发明涉及一种低C-Mn-Nb-Ti 成分体系的工程钢材及其生产工艺。

背景技术

随着我国工业经济发展，对高钢级高性能钢种要求逐步提高，从而带动了 国内高性能钢的研制与开发进入一个崭新的阶段。其中，桥梁结构、高层建筑、 海洋平台及船体结构等通常采用屈服强度420MPa级别的低合金高强度钢；而由 于上述结构的应用场合要求钢板在厚度方向承受一定应力，如钢板的心部冲击 和抗层状态撕裂能力差，就容易造成结构破坏，因此，这些严苛的工程环境对 钢板厚度性能均匀性、抗层状撕裂性能提出了更高要求：要求保证屈服强度 420MPa级别厚规格钢板具有良好的厚度方向的性能均匀性和抗层状撕裂性能。

由于坯料带来的的中心偏析和中心疏松在后续轧制中难以消除，加上厚规 格板轧制及冷却过程组织的不均匀性，造成钢板厚度方向性能均匀性差，尤其 是心部冲击难以达到要求。钢板的层状撕裂就是焊接时或钢结构承受应力时， 基体金属在厚度方向(Z向)应力的作用下沿夹杂物开裂和扩展的过程，因此， 钢中夹杂物数量和夹杂物形态对层状撕裂性能影响大。

而为达到厚度方向性能均匀性，现有技术在微合金化方面，除添加Nb、 Ti外，还添加其他多种合金元素，工艺方面，现有三种主要生产工艺：

一是采用离线调质工艺，并添加大量合金元素如Ni、Cr等。如《宽厚板》 2010年第4期中公开的《高强度船板NVD(E)420钢板的研制开发》文献，其 中就添加V、Cr、Ni、B等元素，并采用离线调质工艺以图达到性能要求。

二是采用正火工艺满足厚度方向性能均匀性，例如：

公开号为CN101921953A的中国专利文件公开了一种耐腐蚀高强度超厚钢 板的生产方法，该技术除添加Nb、Ti外，还添加Cu、Ni、V等合金元素，该 技术产品心部韧性提高，用于满足屈服强度355MPa级别钢种，实施例中屈服 强度达到420-445MPa，但如作为屈服强度420MPa级别钢种，强度余量仅为 0-25MPa，生产过程有微小变化就可能会造成强度不合；而且，因其采用正火 工艺的加热温度高，钢板重新奥氏体化，冷却后获得铁素体加珠光体为主的组 织，强度上需添加更多的合金元素才能达到420MPa的要求，因此生产成本高。

又如公开号为CN101643885的中国专利文件公开了一种抗层状撕裂性能 优良的工程用钢及其生产方法，其为达到屈服强度420MPa级别，添加Cr、Ni 合金元素，并采用正火热处理方法改善厚度方向组织均匀性，通过添加Zr进行 夹杂物变性处理改善抗层状撕裂性能。因Zr溶点高，其加入增加了生产的难度， 提高生产成本。

三是高纯净度钢技术结合TMCP工艺，如公开号为CN1804093的中国专 利文件公开了一种可大线能量焊接的厚钢板及制造方法，该技术通过B-Mg微 合金化，钢水稀土处理以净化钢液并使夹杂物变性。而稀土处理因其含量和均 匀性能难控制，常造成钢液的再污染。且此技术中未涉及心部冲击性能和抗层 状撕裂能力。

综上可见：传统技术为实现420MPa强度级别微观层面晶粒的高均匀程度、 从而达到优良的厚度心部韧性和抗层状撕裂性能，进行了以下努力：

合金化方面，各种工艺采用大量添加微合金化元素，除Nb、Ti外，还添 加Cu、Ni、Cr、V、B等，结果增加了炼钢成本，而大量微合金元素的添加影 响钢坯表面质量，如Cu的加入会造成钢板裂纹；Ni的加入会造成氧化铁皮难 以去除，钢中含Ni时，如果发生氧化，Ni集中的部分就会凸起，界面形状凸 凹不平，使鳞的剥离性恶化。

工艺方面，或者采用复杂的纯净钢技术，如稀土处理、Zr处理等，但难以 实现；或者采用正火热处理，但为补偿正火热处理后组织变化的强度损失，需 添加大量微合金元素；或者采用离线调质工艺，但由于离线调质处理需要配备 淬火机等昂贵设备，增加了重新加热及淬火两道工序，相应增加了生产周期和 生产成本，且对于未配备离线调质生产线的钢厂无法生产。而这既制约了广大 钢铁生产企业的发展和进步，也不利于420MPa强度级别钢材的研究与开发。

发明内容

针对现有技术的上述缺点，本发明的目的是要提供一种心部低温冲击韧性 优良及抗层状撕裂的工程钢材及其生产方法，其具有如下优点：仅采用Nb、Ti 微合金化的低C-Mn-Nb-Ti成分体系，配合在线淬火加回火工艺，而不必添加 Ni、V等昂贵合金元素、不必采用离线调质处理等昂贵设备，就能获得屈服强 度≥420Mpa、优良心部韧性和抗层状撕裂性能的钢材。

为此，本发明的技术解决方案之一是一种心部低温冲击韧性优良及抗层状 撕裂的工程钢材，其包括如下重量百分比(wt％)的主成分：C：0.030～0.010， Mn：1.20～1.60，Si：0.10～0.35，Nb：0.015～0.03，Ti：0.005～0.020，Alt： 0.020～0.040，且Ca/Alt≥0.10，Fe：为上述主成分和下述残余成分之外的余 量；其还包括如下重量百分比(wt％)的残余成分：N≤0.006，0≤0.004， P≤0.015，S≤0.006，As≤0.04，Sn≤0.03，Sb≤0.02。

传统保证心部韧性钢种由于其钢坯材质原因，如要生产出高强度高韧性级 别的钢，必须添加Cr、Ni、V等昂贵合金元素，或采用微B处理，工艺上采用 正火或离线调质工艺，正火工艺易造成强度不能达到要求，离线调质工艺需具 备昂贵的淬火机等装备，且工序复杂，且目前技术未有关于屈服强度420MPa 级别达到心部冲击韧性的相关技术。

针对传统材质的弊病，本发明人在大量实验的基础上，立足于普通钢铁冶 金企业的装备水平，通过适当提高钢的纯净度以及特色的夹杂物控制技术，开 发制得了本发明具有低碳贝氏体组织的钢材；

本发明钢材的化学成分，其配方主要原则为低碳、Nb、Ti微合金化。各相 关元素按照如下原则进行成分配比调整：

碳是传统的钢的强化元素，但它对韧性和焊接性十分有害。碳含量小于 0.1％时具有良好的焊接性。而随着微合金化和控轧控冷等技术的发展，使得含 碳量降低的同时还能保持其较高强韧性。但当钢的含碳量＜0.01％时，由于间 隙碳原子的减少和Nb、C、N的沉淀析出减少而弱化了晶界，使热影响区晶界 相对脆化。从综合性能出发，碳含量范围定在0.03％～0.10％。

硅主要起固溶强化作用，炼钢过程中加硅作为还原剂和脱氧剂；硅含量增 加可使钢的硬度和强度增加，但塑性及韧性下降并降低钢的焊接性能。本发明 控制其范围在0.10～0.35％。

锰主要起固溶强化的作用。在碳含量相同的情况下，随着锰含量的增加， 强度增加，锰还起降低相变温度的作用，有助于晶粒细化，所以锰是不可缺少 的元素。但锰含量过高，会使韧性降低，造成钢板带状组织严重，增强各向异 性，本发明控制其范围在1.20～1.60％。

硫易与锰结合生成MnS夹杂，影响钢材的低温冲击韧性；磷在钢材中是容 易造成偏析的元素，它还会恶化焊接性能，显著降低钢的低温冲击韧性，提高 韧脆转变温度。因此，P、S元素应尽量去除。

而由于As、Sn、Sb三元素它们的电负性因素和尺寸因素，使得它们极易 在晶界偏聚，降低晶界内聚力。对宏观性能的影响为钢材的断裂功减小，冲击 韧性明显降低。因此，应该对其含量予以特别地适当控制。

铌是取得良好的控轧效果最有效的微合金化元素之一。通常含铌钢加热到 1200℃、均热2hr后，钢中铌可固溶于奥氏体中。这种固溶铌在加热过程中可 以阻碍奥氏体晶粒长大，在轧制中会在位错、亚晶界、晶界上沉淀析出铌的碳、 氮化物，阻碍奥氏体动态再结晶，细化晶粒，提高强度，提高钢板韧性。

钛的作用主要是其未溶解的碳、氮化物颗粒分布在奥氏体晶界上，钢材中 用微钛来固定钢中的氮，由于形成难溶的TiN而消除了钢中的自由氮，从而改 善钢的韧性，TiN可阻碍钢在热加工前的加热过程中奥氏体晶粒长大。提高奥 氏体状态下铌的固溶度，进一步发挥铌的细化晶粒和沉淀强化作用。另外，微 量钛可以防止在焊接热影响区出现粗晶，保证钢材在焊接热影响区具有高韧性。 钛的加入量过多，会形成对韧性不利的TiC。因此，实际生产中钛含量控制在 0.005-0.020％。

钙的作用主要是用于夹杂物的变性。对钢水进行钢包钙处理，可促进形成 易于上浮的钙铝酸盐，减少Al₂O₃夹杂物的形成，并可避免生成枝晶状的MnS， 而是生成球状的CaS，从而减少夹杂物对钢板抗层状撕裂性能的影响。

在后面的冶炼制度、在线淬火加回火工艺的配合下，如本发明实施例实测 参数所表明，本发明配方能生产出屈服强度≥420MPa级别的高强度、优良心部 韧性和抗层状撕裂性能的钢材；适合应用于工程环境严苛的海洋平台、船体结 构及高层建筑结构上。

为进一步提高工程钢材的低温冲击韧性和止裂性能、稳定工程钢材的生产 工艺稳定性，本发明工程钢材包括如下的具体改进：

所述工程钢材主成分中，Ca的重量百分比(wt％)为：0.002～0.005，Fe 的重量百分比(wt％)为：97.7～98.6。

为进一步提高工程钢材的结构综合指标性能，本发明工程钢材包括如下的 具体改进：

所述工程钢材达到如下技术指标：屈服强度ReH≥420MPa，抗拉强度Rm ≥520MPa，-60℃时厚度心部V型冲击功Akv≥100焦耳(J)，Z向拉伸性能 ≥50％。

相应地，本发明的另一技术解决方案是一种如上所述心部低温冲击韧性优 良及抗层状撕裂的工程钢材的生产方法，其包括如下步骤：

A、转炉冶炼：控制入转炉铁水S≤0.005％，出钢严控挡渣；

B、钢包炉LF精炼：对出转炉铁水进行精炼，制得LF炉钢水；

C、真空脱气炉RH精炼：对出LF炉钢水进行真空脱气，总吹氩时间≥30 分钟，抽真空压力≤1kPa，抽真空保持时间≥15min，在钢包中喂入CaSi线或 FeCa合金线，控制钢中Ca/Alt≥0.10，对出LF炉钢水进行真空脱气，制得精 炼钢水；

D、连铸：采用精炼钢水连铸，制得250mm厚铸坯，然后堆冷48hr以上； 连铸过程采用轻压下工艺，扇形段单位长度上的压下率控制在1-3.5mm/m；

E、铸坯加热：对堆冷后铸坯进行加热，加热整体时间按铸坯厚度计时率≥ 8min/cm控制，其中，加热段控制温度1150-1280℃，均热段控制温度1230-1250 ℃：

F、控制轧制：对加热后铸坯进行粗轧、精轧，其中，粗轧：控制粗轧速度 1.5～2.5m/s、温度980～1100℃、后2道的单道次压下率大于15％、粗轧总变 形率≥60％；精轧：控制精轧速度1.5～6m/s、开轧温度820-940℃、终轧温度 770-820℃、道次压下量为4-30％，精轧总变形率为50～75％，制得精轧板件；

G、在线淬火：对精轧板件进行水冷，控制冷却速度为5℃/s-25℃/s，淬火 终止温度为350-550℃，制得淬火板件；

H、回火处理：对淬火板件进行回火处理，回火温度620±10℃，回火时间 (min)按淬火板件厚度HD(mm)控制为3HD+10，经质检后制得所述工程钢材 成品，钢材成品最大厚度为60mm。

本发明的工程钢材生产方法在本发明钢坯配比和质量的改善基础上，充分 发挥因地制宜的工装设备在参数及操作方面的补充、配合、保证作用，以较为 简陋条件、较为简单步骤，实现得到屈服强度≥420Mpa、优良心部韧性和抗层 状撕裂性能的钢材的目的。

为进一步改善高性能工程钢材的综合性能，本发明工程钢材包括如下的具 体工艺参数方面的改进：

所述生产方法还包括步骤I、即对回火板件进行矫直、堆冷24hr以上。

所述步骤C中，按每吨钢水700-800g/t比率在钢包中喂入CaSi线或FeCa 合金线。

所述步骤C中，抽真空压力控制为0.02-0.2kPa，抽真空保持时间为 15-20min，在喂入CaSi线或FeCa合金线后，还包括软吹≥5分钟的操作。

所述步骤D中，还包括控制铸坯的疏松和偏析≤B1级，厚铸坯堆冷为 48-60hr。.

所述步骤E中，加热整体时间按铸坯厚度控制在8-10min/cm。

所述步骤F中，精轧最后2-3道次压下率以保证板形为准。

以下结合具体实施例对本发明作进一步说明。

具体实施方式

在本发明所述的化学成分范围内，确定实施例1、2、3化学成分(wt％) 如表1所示，其中均控制Fe为97.7～98.6，N≤0.006，0≤0.004，As≤0.04， Sn≤0.03，Sb≤0.02，实施例1、2、3冶炼铸造步骤及控制参数如表2所示， 实施例1、2、3主要的粗轧、精轧、在线淬火步骤及控制参数如表3所示，制 得的420MPa强度钢板成品钢材力学性能如表4所示。所获得的典型金相组织 为针状铁素体+粒状贝氏体+少量块状铁素体。

表1、2、3中对比1为《宽厚板》杂志2010年第4期13至17页公开的 《高强度船板NVD(E)420钢板的研制开发》文献，对比2为公开号为 CN101643885专利文件。

表1钢材配比化学成分(wt％)

表2冶炼铸造制度

表3在线淬火加回火工艺特征参数

表4性能情况

由上表4性能参数可见：本发明工程钢材的屈服强度的余量足够充分，钢 板在心部韧性、抗层状撕裂性能和相关方面性能指标均达到优良。