CN115369328B

CN115369328B - 一种耐低温热轧型钢及其生产方法

Info

Publication number: CN115369328B
Application number: CN202211160226.9A
Authority: CN
Inventors: 沈千成; 吴保桥; 陈辉; 邢军; 夏勐; 汪杰; 吴湄庄; 彭林; 丁朝晖; 单梅; 陈忠轩
Original assignee: Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2022-09-22
Filing date: 2022-09-22
Publication date: 2024-01-23
Anticipated expiration: 2042-09-22
Also published as: CN115369328A

Abstract

本发明提供的一种耐低温热轧型钢及其生产方法，成分：C：0.07‑0.14％，Si：0.10‑0.55％，Mn：1.05‑1.60％，P：≤0.025％，S：≤0.015％、V：0.030‑0.050％、Nb:0.010‑0.050％、Ni:0.10‑0.50％、Als：0.008‑0.025％，其余为Fe及不可避免的杂质。本发明采用合理的成分配比以及轧制工艺，特别是压下量的分配，再配合控温轧制及轧后冷却工艺控制；利用细晶强化、析出强化、相变强化机制，产品具有较高的强度、良好的塑性、低温韧性的热轧型钢；满足下游客户对型钢强度高、韧性好等性能优良的要求。

Description

一种耐低温热轧型钢及其生产方法

技术领域

本发明属于轧钢生产技术领域，更具体地说，涉及一种耐低温热轧型钢及其生产方法。

背景技术

近些年，随着国际能源行业的复苏，增加了国际能源巨头对能源设施等行业的投资，增加了国内国际对热轧型钢的需求。但能源领域，特别是极寒地区以及海洋石油平台等项目用热轧型钢对力学性能要求较高，特别是低温冲击要求。

型钢生产过程中，低温冲击控制一直是难点，影响因素较多，主要原因有：一、成分设计和钢水的纯净度，钢种的S、P等杂质如果残留较多，会导致低温韧性较差；第二个原因是厚规格的型钢，轧制过程轧件温度高，在保证强度的情况下，需要控制冷却，冷却不均匀会导致组织不均匀，低温韧性不稳定，目前，国内生产的热轧型钢产品，最低低温冲击韧性可以做到-50℃，对于有更高要求的还较难满足，因此，迫切需要找到一种生产更高要求低温冲击韧性热轧型钢的方法，以满足能源领域一些特殊应用的需求。

2021年2月12日公开的公开号为CN 112359289 A，名称为《一种超厚Q355级良好低温韧性热轧H型钢及生产方法》，该专利中主要通过合理控制H型钢成分组成，具体成分含有C、Si、Mn、P、S、Nb、Al、N，其翼缘厚度t为80～150mm，CEV≤0.42％，Pcm≤0.25％；该发明提出了Nb、Al微合金化的低成本成分设计方案，配合合理的连铸工艺和轧制工艺，调控AlN、NbC在连铸坯和H型钢分布，改善了异型坯组织，细化H型钢组织，产品机械性能好，经济效益好，-20℃低温冲击韧性KV2为128～180J。但是没有给出其可以用于温度更低的环境，不能满足更低温度对性能的要求。

2021年2月26日公开的公开号为CN 112410667 A名称为《一种低成本厚重Q355E热轧H型钢及其制造方法》的发明专利公开了一种低成本厚重Q355E热轧H型钢及其制造方法，该专利中主要通过合理控制H型钢成分组成，具体成分含有C、Si、Mn、Nb、Ti、N。生产过程中控制万能机精轧总道次为9～13道，控制精轧中倒数第5～3道的轧制变形量为7％～8％，且轧制变形温度为880℃～930℃。该发明以翼缘厚度在50mm-80mm的厚重Q335E热轧H钢为产品目标，提出了不添加Ni和V合金元素的低成本的成分设计，配合控制粗轧后的奥氏体晶粒尺寸，获得具备高强度、高低温韧性的热轧H钢。产品-40℃的冲击韧性大于120J，不能满足更低温度对性能的要求。且，采用了Nb、Ti成分合金体系，添加了大量合金，生产成本高，不利于产品的经济性。

2020年12月4日公开的公开号为CN 112030070 A名称为名称为《一种420MPa级优异低温韧性热轧H型钢及其生产方法》的发明专利提供了一种420MPa级优异低温韧性热轧H型钢及其生产方法，该专利中主要通过合理控制H型钢成分组成，具体成分含有C、Si、Mn、P、S、Ni、V、N，匹配相适应的控轧控冷工艺，开发出了综合性能优异的420MPa热轧H型钢。但是其22％，-40℃低温冲击韧性KV2≥100J，不能满足更低温度对性能的要求。

2017年10月3日公开的公开号为CN107227430A，名称为《一种具有-60℃良好低温韧性的热轧H型钢及其生产方法》，该发明提供了一种具有-60℃良好低温韧性的热轧H型钢及其生产方法，通过合理控制H型钢成分组成，具体成分含有C、Si、Mn、P、S、Nb、Al、Ni、V；且采用Nb、Ni合金体系，成本高；且最好低温韧性只能达到-60℃，没有公开其能在-100℃使用及低温性能。

2018年4月3日公开的公开号为CN 107868910 A，名称为《一种耐低温韧性H型钢及其生产工艺》，该发明公开了一种耐低温韧性H型钢，主要通过合理控制H型钢成分组成，具体成分含有C、Si、Mn、P、S、Nb，结合过程轧制控制，使H型钢能够在-40℃及以下温度高寒地区和低温环境下，具有极低的韧脆转变温度，良好的低温抗冲击性。但是其没有公开其能满足更低温度下对性能的要求。

2020年12月1日公开的公开号为CN 112011737 A，名称为“一种桥梁结构用390MPa级耐-20℃热轧角钢及其生产方法”，该发明公开了一种耐低温角钢生产，主要通过合理的成分设计和生产工艺控制，利用BD开坯轧制+精轧+轧后控冷工艺，实现了屈服强度390MPa、低精轧压缩比、低屈强比、-20℃低温冲击功不小于65J的桥梁结构用热轧角钢生产，但是其没有公开能在更低温度在的低温韧性。

发明内容

本发明的目的在于一种耐低温热轧型钢及其生产方法，获得具有(-40)℃-(-80)℃温度范围内Q355MPa级良好低温韧性的热轧H型钢，通过合理的成分配比以及轧制工艺，特别是通过压下量分配、控温轧制，利用细晶强化、析出强化、相变强化机制，在不降低轧制终轧温度前提下，能降低轧机的轧制负荷、减少轧辊磨损，并且得到综合力学性能优异的翼缘厚度不大于40mm、屈服强度为355MPa级热轧型钢。

本发明具体技术方案如下：

一种耐低温热轧型钢，包括以下质量百分比成分：

C：0.07-0.14％，Si：0.10-0.55％，Mn：1.05-1.60％，P：≤0.025％，S：≤0.015％、V：0.030-0.050％、Nb:0.010-0.050％、Ni:0.10-0.50％、Als：0.008-0.025％，其余为Fe及不可避免的杂质。

所述耐低温热轧型钢的成分满足：|C-Ni-Nb/7.74|≤0.15。

本发明提供的耐低温热轧型钢包括工字钢、中小规格角钢、中小规格槽钢以及H型钢，H型钢的翼缘厚度≤20mm；

所述耐低温热轧型钢的显微组织为铁素体+珠光体的复相组织，在工字钢、槽钢腹板1/4处，角钢的1/3处，H型钢翼缘1/6处取样的铁素体晶粒度等级在11.0级及以上，珠光体层片间距为100-250nm，且不连续的短棒状珠光体占总珠光体面积的10-20％。NbC体积分数为0.035％-0.045％；

所述耐低温热轧型钢的屈服强度为Q355MPa级，屈服强度≥355MPa级，抗拉强度490MPa以上，延伸率为25％以上，系列冲击中，-40℃纵向V型冲击功KV₂≥240J，-60℃纵向V型冲击功KV₂≥200J，-80℃纵向V型冲击功KV₂≥180J；-40℃横向V型冲击功KV₂≥150J，-60℃横向V型冲击功KV₂≥120J，-80℃横向V型冲击功KV₂≥110J；具有较高的强度、良好的系列纵、横向低温韧性以及低的韧脆转变温度的热轧型钢；满足下游客户对型钢强度高、韧性好等性能优良的要求。

本发明提供的一种耐低温热轧型钢的生产方法，所述生产方法包括以下工艺流程为：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→冷却。

所述轧制包括粗轧阶段和精轧阶段。

所述型钢的轧制工艺包括以下步骤：

1)铸坯进入加热炉，炉内气氛为弱还原性气氛，经加热炉加热至1170-1250℃，整个加热时间65-170min，确保合金元素充分固溶，同时避免过烧、氧化烧损以及奥氏体晶粒过度粗化，同时避免钢坯在加热炉内弯曲变形；

2)粗轧阶段开轧温度控制在1100-1200℃，终轧温度控制在≥1050℃；粗轧阶段，工字钢、H型钢及槽钢的腹板、角钢腿端道次压下率控制在55-80％，应变速率为6s^-1。本阶段处于奥氏体再结晶温度范围内，该温度范围内的道次压下率及应变速率是为了触发该温度范围下奥氏体发生动态再结晶，使得粗轧阶段奥氏体再结晶发生百分比达到50％以上，通过较大的轧制变形和奥氏体的反复再结晶不断细化奥氏体晶粒，使得最终产品晶粒度达到11.0级及以上，满足产品最终的综合力学性能要求。

3)粗轧完毕后，然后进入精轧阶段，坯料余下的变形在本阶段完成，由于本产品加入适当的Nb元素，提升了奥氏体未再结晶温度，因此终轧温度控制在850-930℃。为满足低温钢的力学性能要求，在精轧阶段分为两阶段轧制，其中第一阶段，在950-1050℃温度区间，道次压下率控制在10-20％，应变速率为5s^-1，在此阶段使奥氏体进一步动态再结晶，细化奥氏体晶粒。第二阶段，在850-950℃温度区间，道次压下率控制在10-25％，应变速率为6s^-1，在本阶段处于奥氏体非再结晶温度范围内，此温度区间不发生奥氏体再结晶，低温大压下形成的累积变形可以使原始奥氏体晶粒被拉长，在晶粒内部形成大量的变形带和位错，晶界面积的增加提高了奥氏体的形核密度，进一步细化了晶粒尺寸，提高了钢的强度，改善了钢的韧性。同时被拉长的奥氏体和大量的变形带及位错处也为碳氮化物第二相质点的析出提供了大量的着陆点，低温大压下形成的储存能也为碳氮化物第二相质点的析出提供了足够的动能。Nb、V作为强碳化物形成元素，在本阶段形成了大量的VC、NbC弥散化物分布在基体中，进一步提高了钢的强度和韧性。

轧制后，冷却速度控制在0.8-1.5℃/s，较高的冷却速度，有利于析出细小的晶粒，提高强韧性，但冷却速度太高，不利于现场生产的稳定性；

本发明化学成分采用C-Si-Mn-V-Nb成分设计思路，考虑生产成本，为了得到充足的碳氮化物析出且兼顾低温韧性，V元素的添加全部采用V-Fe合金配入，并严格控制P、S等杂质元素的含量。各成分含量控制如下：

C：0.07-0.14％，C作为钢中的基本元素，对提高钢的强度起着非常重要的作用，为了获得较高的强度，同时降低炼钢脱C的难度，下限值设定为0.07％，C含量过高将严重恶化钢的塑性、低温韧性及焊接裂纹敏感性指数Pcm，上限设定为0.14％。

Si：0.10-0.55％，适当含量的Si能起到较强的固溶强化作用，Si还是炼钢过程中重要的还原和脱氧元素，为了获得较高的强度，下限值设定为0.10％，但Si含量不能太高，研究表明Si含量过高将加速高温剥层，降低韧性和抗层状撕裂性能，且容易在钢的表面生成红色的氧化铁皮，影响产品的表面质量，上限值设定为0.55％。

Mn：1.05-1.60％，Mn作为钢中的强化元素，可以提高钢的强度和淬透性，为了保证钢的强度，下限值设定为1.05％，但Mn含量不能过高，过高将导致铸坯偏析的可行性显著增加，对钢的成形性能产生不利影响，上限值设定为1.60％。

P、S作为杂质元素，会对钢的塑性、韧性和焊接性产生不利影响。其中P是凝固偏析元素，容易引起焊接裂纹、韧性降低；S会在凝固偏析形成的中心偏析过程中形成MnS，引起焊接裂纹、韧性减低还会导致抗层状撕裂，应严格控制，考虑炼钢控制难度，实际生产中控制P：≤0.025％，S：≤0.015％。

V：0.030-0.050％，V作为强碳化物形成元素，与C、N元素形成的V(C、N)弥散化合物分布在钢的基体中起到析出强化的作用，主要是通过在奥氏体向铁素体的相变过程中，作为铁素体相变形核点，起到细化铁素体晶粒以及相变之后析出来起到析出强化的作用，为了提高强度，下限值设定为0.030％；另一方面，在保证产品综合力学性能指标的情况下同时考虑生产成本因素，上限值设定为0.050％。

Nb:0.010-0.050％，Nb作为强碳化物形成元素，与C、N元素形成的Nb(C、N)弥散化合物分布在钢的基体中起到析出强化的作用，同时改善韧性。Nb的加入可在轧制过程中抑制奥氏体再结晶，扩大奥氏体非再结晶温度区间，在随后的低温大压下形成的累积变形可以使奥氏体晶粒被拉长，在晶界处形成大量的变形带和位错，在随后的相变过程中，提供大量的形核点，细化晶粒。

Ni:0.10-0.50％。Ni具有降低钢韧脆转变温度的作用。Ni能提高碳的活度，增强碳原子在位错周围的偏聚与沉淀，从而阻碍位错的移动而使得钢得到强化，为使其性能得到保证，下线设定为0.10％，但其价格昂贵，故其上限应控制在0.50％。同时为保证良好的低温冲击韧性及第二项粒子析出效果。|C-Ni-Nb/7.74|≤0.15，Nb是强力的碳化物形成元素，将过剩的C作为NbC或Nb(CN)加以固定，可防止因形成Fe₂₃(CB)₆而引起的固溶B的减少。按照上述比例添加含量，同时提高Nb、Ni，降低固溶状态下的C可以提高低温韧性及屈服比等机械特性。

铝(Als)：强氧化元素，可以在钢中进行炼钢脱氧。此外，铝元素还可以与氮元素以结合物的形式析出，可以起到细化奥氏体晶粒的作用，设定下限为0.008wt％；但铝元素含量过高，明显降低材料的塑性和韧性，而且连铸异型坯易结瘤造成漏钢影响生产安全，设定上限为0.025wt％。

当坯料规格尺寸一定时，轧制一定规格的型钢的压缩比就确定了，如何轧制耐低温热轧型钢，传统的化学成分设计和轧制工艺很难达到本专利的要求。本专利的设计思路主要是通过控制加热段的铸坯原始晶粒尺寸，奥氏体晶粒度≥6级、轧制段奥氏体变形再结晶行为、冷却段相变行为来实现综合力学性能优异的工字钢、角钢、槽钢以及H型钢(翼缘厚度≤20mm)，屈服强度Q355MPa级热轧型钢的生产。具体是采用两阶段轧制，通过合理的压下率分配和温度控制避开奥氏体部分再结晶温度范围内变形，加大奥氏体再结晶温度范围内的变形进一步细化晶粒尺寸，得到铁素体晶粒度达到11.0级及以上，珠光体层片间距为100-250nm，且珠光体为不连续的短棒状，占总珠光体面积占为10-20％左右，综合力学性能优异的铁素体+珠光体组织。

与现有技术相比，本发明在综合考虑成本及质量的情况下，该屈服强度355MPa级热轧型钢的轧制工艺，采用合理的成分配比以及轧制工艺，特别是压下量的分配，再配合控温轧制及轧后冷却工艺控制；利用细晶强化、析出强化、相变强化机制，得到组织为铁素体+珠光体的复相组织，芯部铁素体晶粒度等级11.0级以上，珠光体层片间距为100-250nm，且珠光体为不连续的短棒状，占总珠光体面积的10-20％左右。通过该技术方案生产的型钢，屈服强度Q355MPa级，屈服强度≥355MPa级，抗拉强度490MPa以上，延伸率为25％以上，系列冲击中，-40℃纵向V型冲击功KV₂≥240J，-60℃纵向V型冲击功KV₂≥200J，-80℃纵向V型冲击功KV₂≥180J；-40℃横向V型冲击功KV₂≥150J，-60℃横向V型冲击功KV₂≥120J，-80℃横向V型冲击功KV₂≥110J；具有较高的强度、良好的塑性、低温韧性的热轧型钢；满足下游客户对型钢强度高、韧性好等性能优良的要求。

附图说明

图1为实施例1的金相组织；为100×100规格热轧H型钢的金相照片，可以分析出其铁素体晶粒度等级；

图2为实施例1的电子扫描照片；为100×100规格热轧H型钢的电子扫描照片，可以看出珠光体为不连续的短棒状组织，并分析出其占比；

图3为实施例2的金相组织；为500×200规格热轧H型钢的金相照片，可以分析出其铁素体晶粒度等级；

图4为实施例2的电子扫描照片；为500×200规格热轧H型钢的电子扫描照片，可以看出珠光体为不连续的短棒状组织，并分析出其占比。

具体实施方式

下面结合具体实施例对本发明进一步进行描述。

实施例1-实施例7

一种耐低温热轧型钢，包括以下质量百分比成分：具体见下表1；表1没有显示的余量为Fe及不可避免的杂质元素。

对比例1-对比例7

一种热轧型钢，包括以下质量百分比成分：具体见下表1；表1没有显示的余量为Fe及不可避免的杂质元素。

表1各实施例和对比例的钢成分(wt％)

各实施例和对比例热轧型钢的生产方法，包括以下工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→冷却。

所述轧制包括粗轧阶段和精轧阶段。

具体按照以下步骤生产：

1)铁水经预处理后至转炉冶炼；

2)冶炼过程中吹惰性气体氩气，清除钢种溶解的气体和悬浮的非金属夹杂物，净化钢水；

3)经LF炉精炼，同时进行电加热，温度控制在液相线60～90℃，待达到温度后，取样进行钢水中N含量检测，视情况加入含氮的包芯线，控制钢液中的氮含量在设计范围内。同时向钢液中吹入惰性气体，时间为10min，以保证LF炉中各合金均匀性，然后连铸成坯；

4)铸坯进入加热炉，经加热炉加热至1170-1250℃，整个加热时间65-170min。

2)粗轧阶段开轧温度控制在1100-1200℃，终轧温度控制≥1050℃。粗轧阶段，腹板道次压下率控制在55-80％，应变速率为6s^-1。本阶段处于奥氏体再结晶温度范围内，该温度范围内的道次压下率及应变速率是为了触发该温度范围下奥氏体发生动态再结晶，使得粗轧阶段奥氏体再结晶发生百分比达到50％以上，通过较大的轧制变形和奥氏体的反复再结晶不断细化奥氏体晶粒，使得最终产品晶粒度达到11.0级以上，满足产品最终的综合力学性能要求。

3)粗轧完毕后，然后进入精轧阶段，坯料余下的变形在本阶段完成，由于本产品加入适当的Nb元素，提升了奥氏体未再结晶温度，因此终轧温度控制在850-930℃。为满足低温钢的力学性能要求，在精轧阶段分为两阶段轧制，其中第一阶段，在950-1050℃温度区间，道次压下率控制在10-20％，应变速率为5s^-1，在此阶段使奥氏体进一步动态再结晶，细化奥氏体晶粒。第二阶段，在850-950℃温度区间，道次压下率控制在10-25％，应变速率为6s^-1，在本阶段处于奥氏体非再结晶温度范围内，此温度区间不发生奥氏体再结晶，低温大压下形成的累积变形可以使原始奥氏体晶粒被拉长，在晶粒内部形成大量的变形带和位错，晶界面积的增加提高了奥氏体的形核密度，进一步细化了晶粒尺寸，提高了钢的强度，改善了钢的韧性。同时被拉长的奥氏体和大量的变形带及位错处也为碳氮化物第二相质点的析出提供了大量的着陆点，低温大压下形成的储存能也为碳氮化物第二相质点的析出提供了足够的动能。Nb、V作为强碳化物形成元素，在本阶段形成了大量的VN、NbC弥散化物分布在基体中，进一步提高了钢的强度和韧性。

各实施例和对比例的轧制主要参数控制如表2所示。

表2各实施例和对比例轧制主要工艺参数

上配方和方法生产的各实施例和对比例生产的型钢性能检测情况如表3所示。

表3实施例和对比例生产的型钢性能

以上表1-表3中，数据下有下划线的代表不满足本发明要求的数据。

根据是和对比例对比可以得到，对比例1成分没有按照本发明要求，导致产品韧性较差，低温韧性不能达到本发明要求。对比例2、3的成分和工艺都不能满足本发明要求，导致产品的强度和韧性都降低，尤其是低温韧性较差；对比例4的成分满足本发明要求，但是成分不满足|C-Ni-Nb/7.74|≤0.15的要求，即使按照本发明工艺要求生产，导致产品NbC体积分数极低，产品性能在-60℃、-80℃条件下的性能显著下降，不能满足本发明要求；对比例5的V元素不满足本发明要求,成分不满足|C-Ni-Nb/7.74|≤0.15的要求,即使按照本发明工艺要求生产，导致产品NbC体积分数极低，产品性能在-60℃、-80℃条件下的性能显著下降，不能满足本发明要求；对比例6、7的成分满足本发明要求，且成分满足|C-Ni-Nb/7.74|≤0.15的要求，即只是生产中个别工艺参数没有按照本发明要求控制，产品NbC体积分数降低，就导致产品性能显著下降。

上述参照实施例对一种低温韧性热轧型钢及其生产方法进行的详细描述，是说明性的而不是限定性的，可按照所限定范围列举出若干个实施例，因此在不脱离本发明总体构思下的变化和修改，应属本发明的保护范围之内。

Claims

1.一种耐低温热轧型钢，其特征在于，所述耐低温热轧型钢包括以下质量百分比成分：

C：0.07-0.14%，Si：0.10-0.55%，Mn：1.05-1.60%，P：≤0.025%，S：≤0.015%、V：0.030-0.050%、Nb:0.010-0.050%、Ni:0.10-0.50%、Als：0.008-0.025%，其余为Fe及不可避免的杂质；

所述耐低温热轧型钢的成分满足：|C-Ni-Nb/7.74|≤0.15；

所述耐低温热轧型钢的显微组织为铁素体+珠光体的复相组织，翼缘铁素体晶粒度等级11.0级以上，珠光体层片间距为100-250nm，不连续短棒状珠光体占总珠光体面积的10-20%；NbC体积分数为0.035%-0.045%；

所述耐低温热轧型钢的生产方法，包括铸坯进入加热炉，经加热炉加热至1170-1250℃，整个加热时间65-170min，粗轧阶段开轧温度控制在1100-1200℃，终轧温度控制在≥1050℃；粗轧阶段，工字钢、H型钢及槽钢的腹板、角钢腿端道次压下率控制在55-80%，应变速率为6s^-1；

精轧阶段终轧温度控制在850-930℃；所述精轧阶段分为两阶段轧制，其中第一阶段，在950-1050℃温度区间，道次压下率控制在10-20%，应变速率为5s^-1；第二阶段，在850-950℃温度区间，道次压下率控制在10-25%，应变速率为6s^-1；

轧制后，冷却速度控制在0.8-1.5℃/s。

2.根据权利要求1所述的耐低温热轧型钢，其特征在于，所述耐低温热轧型钢包括工字钢、中小规格角钢、中小规格槽钢以及H型钢，H型钢的翼缘厚度≤40mm。

3.根据权利要求1或2所述的耐低温热轧型钢，其特征在于，所述耐低温热轧型钢的屈服强度≥355MPa级，抗拉强度490MPa以上，延伸率为25%以上，系列冲击中，-40℃纵向V型冲击功KV₂≥240J，-60℃纵向V型冲击功KV₂≥200J，-80℃纵向V型冲击功KV₂≥180J；-40℃横向V型冲击功KV₂≥150J，-60℃横向V型冲击功KV₂≥120J， -80℃横向V型冲击功KV₂≥110J。