专利名称：低屈强比高强度厚板及其制备工艺的制作方法
技术领域：
本发明具体涉及一种可作为建筑结构用钢的低屈强比高强度厚板及其制备工艺。
背景技术：
—般而言，在高层建筑中采用高强度钢可以使材料的断面减小，钢材及焊接材料的重量减轻，从而减轻钢材在施工方面带来的困难，同时降低整个钢结构的重量，减少成本，故而，结构钢因其特殊的应用性，高强度以及优良的安全性能已经成为了建筑用钢的一个重大发展方向。近十年以来，结构钢已占整个钢材生产的10 %左右，并且仍以每年6 % 8%的速度递增。 在严重的负荷变形下，建筑用钢塑性变形的一致性是关键，提高钢材的抗变形能力，即要求其具备较低的屈强比。在地质灾害发生时，屈强比越低，材料从开始塑性变形到断裂所需要的形变能就越大。较低的屈强比可使结构件吸收较多的地震能，从而提高了其抗大变形的能力，有效保证整个建筑的安全性。但屈强比过低，又会造成强度的损失，造成材料的浪费。另一方面，单纯的提高钢材的强度，又会使屈强比有升高的趋势。因此，同时合理的满足钢材的强韧性、塑性配合是提高建筑用钢过载能力的保证，也将适应广大市场对结构钢的要求。 日本JFE在世界范围内率先开发出了高强度，低屈强比，同时兼备良好韧性和良好的焊接性能的钢板。其中，抗拉强度为490 550MPa级钢(如，钢材HBL325、 HBL355、HBL385)是通过适宜的TMCP工艺条件，得到软质的铁素体和硬质的珠光体或贝氏体的混合组织，来控制强度和屈强比。另外，JFE生产的HITEN系列钢板，强度达到780MPa，厚度从12mm 40mm不等，屈强比小于0. 85。对于此类高强度低屈强比厚板的生产，JFE主要采用了在线热处理，即HOP技术，得到的钢板组织是贝氏体和岛状马氏体的混合组织。
北京科技大学于公开号为CN132390
公开日为2001年11月28日的发明专利中提出了一种用于高强度低合金钢生产的弛豫_析出_控制相变技术，利用该工艺，可获得超细复合组织，能够获得高强度、高韧性、屈服强度在800MPa以上级别的低合金钢，但该种低合金钢的屈强比特别高(0. 95以上)，因此限制了其在某些领域的应用。
鞍山钢铁公司于公开号为CN152128
公开日为2004年8月18日的发明专利中提出一种超低碳贝氏体钢及其生产方法，该种工艺生产的贝氏体钢的屈服强度在620 690MPa，屈强比在0. 86 0. 89，但该种工艺只能用于生产厚度《10mm的钢板，且其应用还受到了桥梁、建筑等领域的限制。 北京科技大学于公开号为CN178624
公开日为2006年6月14日的发明专利中提出一种高强度高韧性低屈强比贝氏体钢及其生产方法。该发明采用的是TMCP+RPC+SQ(控轧空冷+弛豫控制相变+亚温淬火)的工艺，其可将所生产钢种的抗拉强度控制在800MPa级以上，屈强比控制在O. 85，但该钢种需要在两相区进行亚温淬火，生产周期较长。
宝钢公司于公开号为CN1013285
公开日为2008年12月24日的发明专利中提出一种具有优良焊接性的低屈强比HT780钢板及其制造方法。该发明采用的DQ+N' +T(直接淬火+两相区正火+回火)的工艺，成本较高，且合金元素中B元素的添加，增加了炼钢 的困难。 武汉钢铁公司于公开号为CN1014979
公开日为2009年8月5日的发明专利中 提出一种高强度低屈强比焊接结构钢及其生产方法。该发明的焊接结构钢抗拉强度达到了 780MPa以上级，且生产工艺趋于简单可行，但其层流缓冷方式在实际生产过程中较难控制， 钢材生产的稳定性较差。 综上所述可知，现有的各种结构钢及其制备工艺均存在诸多不足。目前，业界亟待 发展出一种低成本适合于工业化稳定生产的方法，来满足大批量生产低屈强比高强度建筑 结构钢厚板的需求。
发明内容
本发明的目的在于提出一种低屈强比高强度厚板及其制备工艺，其通过特殊的合 金成分的设计及普通TMCP技术，控制终轧终冷温度，实现降低材料的屈强比，达到工业化 生产高强度低屈强比钢的目的，从而克服现有技术中的不足。
为实现上述发明目的，本发明采用了如下技术方案 —种低屈强比高强度厚板，其特征在于，该厚板包含的成分及其重量百分比分别 为C 0. 05% 0. 10%、 Si 0. 20% 0. 30%、 Mn 1. 60% 1. 80%、 Nb 0. 05% 0. 07%、 Ni 0. 30 % 0. 40 % 、 Cu 0. 30 % 0. 40 % 、 Cr 0. 15 % 0. 30 % 、 Mo 0. 20 % 0. 40 % 、 Ti《0. 02%、A1《0. 045%以及余量的铁和杂质。 具体而言，该厚板抗拉强度为740 790MPa，屈服强度为520 560MPa，延伸率> 18%，屈强比< 0. 75。 该厚板厚度在16 50mm，主要由铁素体和贝氏体组织构成。
—种如上所述低屈强比高强度厚板的制备工艺，其特征在于该工艺为 首先，制备具有与所述厚板具有相同组分的铸坯；其后，将铸坯加热；而后，采
用两阶段控轧工艺对铸坯进行轧制，其中，开轧温度1050°C 115(TC，二开轧温度为 920°C 士2(TC，道次间空冷，终轧温度为780°C ±30°C ，累积压下率大于70% ;轧制完成后， 以l(TC /s以上的冷却速度将轧制形成的钢板迅速冷却，制得成品低屈强比高强度厚板。
进一步的讲该工艺中，铸坯在轧前的加热温度为1200°C。 该工艺中，轧制形成的钢板是以10 15tVs的冷却速度迅速冷至55(TC 士2(TC， 之后空冷。 所述成品低屈强比高强度厚板厚度在16 50mm，组织为铁素体和贝氏体，屈强比 低于O. 75。 所述成品低屈强比高强度厚板的屈服强度在520 560MPa，抗拉强度在740 790MPa，屈强比在0. 75以下，延伸率大于18%。 以下对本发明的低屈强比高强度厚板中所含组分的作用及其用量的选择具体分 析说明 C :C对材料的强度、低温韧性、焊接性能都起着重要的作用。碳含量控制的过低 ( 一般低于0. 025% )，则不能够保证强度，含量过高时( 一般高于0. 10% )，则焊接性能和 低温韧性较难控制。本案中，碳含量选择在0. 05% 0. 10%，能够保证的钢中一定的贝氏
4体含量，保证一定的强度、韧性及延展率。 Si :Si可以扩大a-Y区，使得临界区处理的温度加宽。同时硅是炼钢脱氧的必要元素，可以增加材料的强度，但损害材料的低温韧性及焊接性能，因此硅的含量应控制在0. 2% 0. 3%的范围内。 Mn :Mn元素是典型的奥氏体稳定化元素，能够提高钢的淬透性，并起到固溶强化和细化铁素体晶粒的作用，在低碳条件下对于提高材料的强度有着显著的作用，因此当生产强度较高的钢时，Mn的含量不宜低于1. 5%。且Mn的价格相对低廉，是相对重要的一种合金元素。但过量的锰不但使得连铸过程较难控制，而且容易与P、S等元素形成偏析，严重恶化材料的冲击性能及焊接性能。因此本案中Mn含量定在1. 6% 1. 8%。
Nb :Nb是控轧控冷钢中的重要元素，Nb的加入能够阻止奥氏体变形后的再结晶，提高奥氏体再结晶温度。对于双相钢而言，Nb可显著抑制铁素体转变，随着冷速的增加，Nb的抑制作用增强，铁素体晶粒尺寸明显细化。 一定量的Nb能与Mo复合促进针状铁素体的形成。因此Nb的含量控制在0.05% 0.07%。 Ni :Ni是一种提高钢板强度和低温韧性的元素，Ni作为一种奥氏体稳定元素，同时，还可以降低含铜钢中铜脆现象的产生，对于建筑用钢，可以提高钢板的耐大气腐蚀性。但是，Ni作为一种贵重金属，其含量范围应控制在0. 30% 0. 40%，有利于达到最优的性价比。 Cu :Cu也是一种奥氏体稳定元素，可以提高钢板的淬透性和耐大气腐蚀性。但是过高含量的铜容易使钢产生铜脆现象，恶化钢板的表面性能。因此，本案中Cu的含量控制在0. 30% 0. 40%。 Cr :Cr可显著提高钢的淬透性，推迟珠光体转变，同时促进了 C向奥氏体扩散，并可降低铁素体的屈服强度，有利于获得低屈强比的双相钢。 Mo :Mo能显著提高钢板的抗拉强度，对于在临界区加热时所形成的奥氏体的淬透性有良好的影响，有助于微细贝氏体的形成。但含量过高，不仅增加了生产成本，而且降低了材料的焊接性能。因此Mo的添加范围选择在0. 2% 0. 4%。 Ti、Al主要作用是固氮和完全脱氧。Ti/N在3 4之间为最佳。Ti的含量过高，固氮效果达到饱和，过剩的Ti会使材料的韧性下降。Al作为A1N存在可有效的脱氧，但含量过高当脱氧效果达到饱和时，会损害钢的低温韧性及冲击性。 本发明通过上述成分设计，并采用控轧控冷工艺(TMCP)，即在一阶段奥氏体再结晶区进行控制轧制，充分细化奥氏体晶粒，在二阶段奥氏体非再结晶区进行控制轧制，终轧温度接近Ac3，可阻止晶粒长大，同时由于合金元素Nb、Ni、Mo等的作用，在轧制过程中，能够阻止奥氏体形变后再结晶，使得晶粒进充分细化，最终获得包含贝氏体和少量铁素体的复相组织的高性能钢板，其抗拉强度为740 790MPa，屈服强度为520 560MPa，延伸率>18%，屈强比< 0. 75。 与现有技术相比，本发明具有以下优点 本发明采用廉价的Mn为主要添加元素，辅助以少量的贵重金属元素，易于冶炼；同时由于本发明在仅依靠TMCP工艺条件下进行生产，不需后续调质处理，降低了生产成本，且工艺简单，生产过程易于控制，适用于工业化大生产。
以下结合附图及具体实施方式
对本发明的内容作进一步说明。
图1是实施例1中低屈强比高强度厚板的金相组织照片；
图2是实施例2中低屈强比高强度厚板的金相组织照片；
图3是实施例3中低屈强比高强度厚板的金相组织照片；
图4是实施例4中低屈强比高强度厚板的金相组织照片。
具体实施例方式
实施例1本实施例的低屈强比高强度厚板采用了如下成分设计C 0. 06%、 Si 0.22%、Mn 1.70%、A1 0.041%、Nb 0.062%、Ti 0.015%、Ni 0.34%、Cu 0.37%、Cr 0. 20%、余量的铁及不可避免的杂质。
该低屈强比高强度厚板的生产工艺为 按上述成分设计配制冶炼原料，经冶炼、浇铸，形成厚80mm的铸坯；
将铸坯加热至120(TC，其后进行两阶段轧制，一阶段开轧温度为1114t:，轧制4道 次，中间坯厚42mm， 二阶段开轧温度控制在926°C ，终轧温度796°C ，轧制5道次，板厚20mm ;
将上述轧制后的板进行控制冷却，轧后的冷却速度为10°C /s，终冷温度为552°C， 之后空冷，最终制得低屈强比高强度钢板，其厚度为20mm，金相组织为贝氏体和铁素体(如 图l所示)，力学性能为屈服强度551MPa、抗拉强度775MPa、屈强比为71%、延伸率为
20. 6X、-40。C冲击功Akvl36J。 实施例2本实施例的低屈强比高强度厚板采用了如下成分设计C 0.08%、Si 0.25%、Mn 1.72%、A1 0.039%、Nb 0.058%、Ti 0.017%、Ni 0.32%、Cu 0.31%、Cr 0. 25%、余量为铁及不可避免的杂质。
该低屈强比高强度厚板的生产工艺为 按上述成分设计配制冶炼原料，经冶炼、浇铸，形成厚80mm的铸坯；
将铸坯加热至120(TC，其后进行两阶段轧制，一阶段开轧温度为1136t:，轧制4道 次，中间坯厚42mm， 二阶段开轧温度控制在923°C ，终轧温度控制在776°C ，轧制5道次，板厚 20mm ; 将上述轧制后的板进行控制冷却，轧后采用冷却速度为10°C /s，终冷温度为 562°C ，之后空冷，最终制得低屈强比高强度钢板，其厚度为20mm，金相组织为贝氏体和铁素 体(如图2所示)，力学性能为屈服强度558MPa、抗拉强度766MPa、屈强比73%、延伸率
21. 5%、-40"冲击功Akvl59J。 实施例3本实施例的低屈强比高强度厚板采用了如下成分设计C 0.07%、Si 0.20%、Mn 1.69%、A1 0.043%、Nb 0.065%、Ti 0.015%、Ni 0.37%、Cu 0.35%、Cr 0. 17%，余量为铁及不可避免的杂质。
该低屈强比高强度厚板的生产工艺为 按上述成分设计配制冶炼原料，经冶炼、浇铸，形成厚80mm的铸坯；
将铸坯加热至120(TC，其后进行两阶段轧制，一阶段开轧温度为1122t:，轧制4道 次，中间坯厚42mm， 二阶段开轧温度控制在917°C ，终轧温度控制在806°C ，轧制5道次，板厚 20mm ;
将上述轧制后的板进行控制冷却，轧后采用冷却速度为15°C /s，终冷温度为570°C ，之后空冷，最终得到低屈强比高强度钢板，其厚度为20mm，金相组织为贝氏体和铁素体(如图3所示)，力学性能为屈服强度527MPa、抗拉强度746MPa、屈强比71%、延伸率
18. 8X、-40。C冲击功Akvl53J。 实施例4本实施例的低屈强比高强度厚板采用了如下成分设计C 0.06%、 Si0.27%、Mn 1.67%、A1 0.039%、Nb 0.059%、Ti 0.016%、Ni 0.36%、Cu 0.33%、Cr0. 23%，余量为铁及不可避免的杂质。
该低屈强比高强度厚板的生产工艺为 按上述成分设计配制冶炼原料，经冶炼、浇铸，形成厚80mm的铸坯；
将铸坯加热至120(TC，其后进行两阶段轧制，一阶段开轧温度为1065t:，轧制4道次，中间坯厚42mm， 二阶段开轧温度控制在926°C ，终轧温度控制在758°C ，轧制5道次，板厚20mm ; 将上述轧制后的板进行控制冷却，轧后采用冷却速度为15°C /s，终冷温度为532°C ，之后空冷，最终得到低屈强比高强度钢板，其厚度为20mm，金相组织为贝氏体和铁素体(如图4所示)，力学性能为屈服强度533MPa、抗拉强度765MPa、屈强比70%、延伸率
19. 2%、-40"冲击功Akv233J。 以上实施例仅用于说明本发明的内容，除此之外，本发明还有其他实施方式。但是，凡采用等同替换或等效变形方式形成的技术方案均落在本发明的保护范围内。
权利要求
一种低屈强比高强度厚板，其特征在于，该厚板包含的成分及其重量百分比分别为C 0.05％～0.10％、Si 0.20％～0.30％、Mn 1.60％～1.80％、Nb 0.05％～0.07％、Ni 0.30％～0.40％、Cu 0.30％～0.40％、Cr 0.15％～0.30％、Mo 0.20％～0.40％、Ti≤0.02％、Al≤0.045％以及余量的铁和杂质。
2. 根据权利要求1所述的低屈强比高强度厚板，其特征在于，该厚板抗拉强度为740 790MPa，屈服强度为520 560MPa，延伸率〉18%，屈强比< 0. 75。
3. 根据权利要求1所述的低屈强比高强度厚板，其特征在于，该厚板厚度在16 50mm，主要由铁素体和贝氏体组织构成。
4. 一种如权利要求1所述低屈强比高强度厚板的制备工艺，其特征在于该工艺为首先，制备具有与所述厚板具有相同组分的铸坯；其后，将铸坯加热；而后，采用两阶段控轧工艺对铸坯进行轧制，其中，开轧温度1050°C 1150°C， 二开轧温度为920°C 士2(TC，道次间空冷，终轧温度为780°C ±30°C ，累积压下率大于70% ;轧制完成后，以l(TC /s以上的冷却速度将轧制形成的钢板迅速冷却，制得成品低屈强比高强度厚板。
5. 根据权利要求4所述的一种如权利要求1所述低屈强比高强度厚板的制备工艺，其特征在于该工艺中，铸坯在轧前的加热温度为1200°C。
6. 根据权利要求4所述的一种如权利要求1所述低屈强比高强度厚板的制备工艺，其特征在于该工艺中，轧制形成的钢板是以10 15 °C /s的冷却速度迅速冷至550°C 士20。C，之后空冷。
7. 根据权利要求4所述的一种如权利要求1所述低屈强比高强度厚板的制备工艺，其特征在于所述成品低屈强比高强度厚板厚度在16 50mm，组织为铁素体和贝氏体，屈强比低于O. 75。
8. 根据权利要求4或7所述的一种如权利要求1所述低屈强比高强度厚板的制备工艺，其特征在于所述成品低屈强比高强度厚板的屈服强度在520 560MPa，抗拉强度在740 790MPa，屈强比在0. 75以下，延伸率大于18%。
全文摘要
本发明提供了一种低屈强比高强度厚板及其制备工艺。该厚板包含的成分及其重量百分比分别为C 0.05～0.10％、Si 0.20～0.30％、Mn 1.60～1.80％、Nb 0.05～0.07％、Ni 0.30～0.40％、Cu 0.30～0.40％、Cr 0.15～0.30％、Mo 0.20～0.40％、Ti≤0.02％、Al≤0.045％以及余量的铁和杂质。该制备工艺是在采用上述成分设计的基础上，再采用控轧控冷工艺。本发明成功解决了建筑厚板高强度与低屈强比相矛盾、难调和的问题，同时，其工艺简单，可有效提高成材率，降低生产成本，适于工业化大生产。本发明适用于高层建筑、桥梁、管线等领域，应用前景广泛。
文档编号C21D9/46GK101775561SQ20101012785
公开日2010年7月14日 申请日期2010年3月19日 优先权日2010年3月19日
发明者方栋, 曲之国, 曲锦波, 王炜, 赵文贵, 辛星 申请人:江苏省沙钢钢铁研究院有限公司