600MPa级高强度低屈强比结构钢板及其制造方法与流程

本发明涉及一种结构钢板，特别是指一种600mpa级高强度低屈强比结构钢板及其制造方法。

背景技术：

当前，随着桥梁大型化、高速化、重载化以及建筑高层化，对建造结构用钢的性能要求越来越高，高强度、高韧性以及低屈强比已经成为发展方向。提高强度，可有效减少用钢量，降低结构重量和制造成本；提高韧性，可有效避免钢在不同服役条件下发生脆性断裂；降低屈强比，有利于提高钢发生塑性形变的时间点(屈服点)与钢发生断裂的时间点之间的应力差，延长建筑物发生破坏的准备时间，提高结构安全性。

美国专利us6056833公开了一种热机械轧制高强度低屈强比耐大气腐蚀钢，其化学成分重量百分比为：c：0.08～0.12％、mn：0.80～1.35％、si：0.30～0.65％、mo：0.08～0.35％、v：0.06～0.14％、cu：0.20～0.40％、cr：0.30～0.70％、ni≤0.50％、nb≤0.04％、ti≤0.02％、s≤0.01％、p≤0.02％、n：1～14ppm，余量为fe和微量杂质。钢的屈服强度为490mpa，屈强比为0.85。该专利加入的合金含量较高，强度偏低且屈强比较高。

中国专利文献cn105506507a公开了一种经济型低屈强比结构钢，其化学成分重量百分比为：c：0.0005～0.02％、si：0.30～0.50％、mn：1.50～1.80％、nb：0.02～0.04％、ti：0.005～0.030％、cr：0.10～0.30％、ni：0.10～0.20％、als：0.010～0.070％，余量为fe及不可避免的杂质。该钢采用tmcp工艺生产，尽管屈强比≤0.75，但强度较低，抗拉强度≥600mpa，屈服强度≥400mpa。

中国专利文献cn102011068a公开了一种800mpa级低屈强比结构钢板及其生产方法，该钢的化学成分重量百分比为：c：0.045～0.075％、si：0.30～0.55％、mn：1.55～1.95％、p≤0.01％、s≤0.0025％、alt：0.012～0.035％、cr：0.15～0.25％、mo：0.15～0.30％、cu：0.20～0.40％、nb：0.008～0.03％、ti：0.008～0.030％、ni：0.20～0.40％、v：0.008～0.0015％、b：0.008～0.0015％，余量为fe及不可避免杂质。该钢采用tmcp+回火热处理的工艺路线生产，回火热处理后屈服强度≥550mpa，抗拉强度≥800mpa，延伸率为16～19％，屈强比≤0.70。尽管回火后屈强比较低，但轧态的屈强比≥0.85，需增加回火热处理工序，影响生产效率。此外，该钢添加了较多的贵重合金元素，成本较高。

综上所述，现有各种低屈强比结构钢存在屈服强度较低、屈强比较高、添加贵重合金元素较多以及工序复杂、制造成本高等诸多不足。要同时实现屈服强度≥600mpa，屈强比≤0.82且-40℃冲击功≥120j的综合性能要求，现有工艺路线和设计难以满足。亟需开发出一种低成本的、适用于稳定工业化生产的高强度低屈强比钢板，以满足行业发展的需求。

技术实现要素：

本发明的目的在于提供一种屈服强度≥600mpa、屈强比rel/rm≤0.82、-40℃冲击功≥120j的高强度低屈强比结构钢板及其制造方法。

为实现上述目的，本发明所提供的600mpa级高强度低屈强比结构钢板，其化学成分重量含量为：c：0.03～0.07％、si：0.10～0.25％、mn：1.0～1.7％、p≤0.010％、s≤0.008％、nb：0.02～0.035％、ni：0.10～0.20％、ti：0.010～0.020％、mo：0.10～0.20％、b：0.003～0.008％，alt(总铝)：0.020～0.050％，余量为fe及不可避免的杂质；该钢板的屈服强度≥600mpa、屈强比rel/rm≤0.82，-40℃冲击功≥120j。本发明中，各元素的百分比或ppm，未特别指明的情况下均为重量含量。

以下简述各主要化学成分的作用，以及限定在上述范围的理由：

c：c是提高钢的强度的最有效元素。本发明采用超低碳设计路线，当c含量高于0.07％时，钢中铁素体的含量会降低，钢的塑韧性和焊接性能变差；当c量低于0.03％时，钢的强度难以保证。为保证该钢的强韧性，提高焊接性能，本发明中c含量控制在0.03～0.07％。

si：si是炼钢脱氧的必要元素，也可以起到固溶强化作用，提高钢的强度。当si含量低于0.10％时，脱氧和固溶强化作用不足；但si高于0.25％时，钢的洁净度下降，会导致钢板的塑性、韧性以及焊接性能恶化，影响最终产品的质量，因此，本发明中si含量控制在0.10～0.25％。

mn：mn是提高强韧性的有效元素，对贝氏体转变有较大的促进作用。mn可以降低γ-α的转变温度，增加相变时α的形核率，细化铁素体晶粒，在低碳条件下对于提高钢的强度具有显著作用。当mn含量小于1％时，铁素体含量较多，降低了材料的强度；当mn含量大于1.7％时，将增加钢中的组织偏析，影响钢的组织均匀性和冲击性能。因此，本发明中mn含量控制在1.0～1.7％。

p：p为钢中的有害元素，要严格控制其含量，高的p含量会增加钢的冷脆性倾向，降低钢的韧性，同时恶化钢的加工及焊接性能。因此，本发明中p含量控制在0.010％以下。

s：s是钢中的有害元素，易与钢中mn等元素形成硫化物夹杂以及组织偏析，降低钢的强度和韧性，恶化疲劳及焊接性能，应尽量降低其含量。因此，本发明中s含量控制在0.008％以下。

nb：强碳氮化物形成元素。nb的碳、氮化物颗粒分布在奥氏体晶界上，可阻碍加热时奥氏体晶粒的长大；钢中固溶的nb元素能阻碍高温形变奥氏体的再结晶行为，扩大奥氏体未再结晶区域，拓宽二阶段控制轧制的温度范围。同时，nb元素和b元素相互作用，抑制了先共析铁素体的形成，进一步扩宽了中温转变的温度区间。nb含量小于0.02％时效果不明显，大于0.035％时，会恶化钢的韧性和焊接性能，同时增加了制造成本，因此，本发明中nb含量控制在0.02～0.035％。

ni：ni是一种可同时提高钢的强度和韧性的元素，尤其对提高钢的低温韧性具有显著效果。当ni含量低于0.10％时，对钢的低温韧性的提升不明显，尤其是厚规格钢板；然而，ni为贵重金属元素，加入量过高会导致成本大幅上升，并且降低钢的焊接性能。因此，本发明中ni含量控制在0.10～0.20％。

ti：ti是一种强碳氮化物形成元素，形成的碳、氮化物析出颗粒，能有效钉扎晶界，阻止奥氏体晶粒的长大，起到细化晶粒，提高钢的强韧性和低温韧性作用。当ti低于0.010％时，固氮效果差，超过0.020％时，固氮效果达到饱和，过剩的ti会恶化钢的韧性。此外，ti加入量过高，连铸时容易堵塞水口。因此，本发明中ti含量控制在0.010％～0.020％。

mo：mo是本发明中的重要合金元素，能够提高钢的淬透性，抑制多边形铁素体和珠光体的产生，促进在较大冷却范围内形成晶内有大量位错的铁素体或贝氏体，产生相变强化和位错强化作用，显著提高钢的强度和组织均匀性。mo含量低于0.10％时，对钢的强度和组织均匀性的提升不显著；但是mo含量过高，一方面会增加成本，另一方面会降低钢的韧性和焊接性能，因此，本发明中mo含量控制在0.10～0.20％。

b：b是强淬透性元素，加入少量的b即可显著提高钢的强度。b还可以与nb、mo等元素相互作用，强烈抑制先共析铁素体的形成，促进中温转变。当b含量低于0.003％时，在钢中的淬透性作用不明显，对钢的强度的提升有限；而当b含量高于0.008％时，又会恶化钢的韧性及焊接性能。因此，本发明中b含量控制在0.003～0.008％。

al：al是钢中常用的脱氧剂，钢中加入少量的al，可有效细化晶粒，降低夹杂物含量。当al含量低于0.020％时，脱氧作用不明显，会导致钢中夹杂物的含量增加；当al含量高于0.050％时，又会增加连铸坯表面的裂纹倾向，降低钢坯质量。因此，本发明中al含量控制在0.020～0.050％。

优选地，该钢板的化学成分重量含量为：c：0.03～0.05％、si：0.10～0.15％、mn：1.2～1.5％、p≤0.010％、s≤0.008％、nb：0.025～0.030％、ni：0.14～0.18％、ti：0.013～0.016％、mo：0.15～0.18％、b：0.004～0.006％，alt(总铝)：0.025～0.040％，余量为fe及不可避免的杂质。在该优选的成分范围内，所获得中厚钢板具有均匀的多边形铁素体+贝氏体+少量m/a岛的组织，铁素体占比达到60％以上，组织中软相(铁素体)和硬相(贝氏体、m/a岛)的匹配合理，在保证钢的高强高韧、优良的低温性能的同时还具有较低的屈强比，满足了桥梁、建筑等工程结构用钢的需求。

优选地，该钢板的性能指标在以下范围：屈服强度rel≥600mpa，抗拉强度rm≥750mpa，屈强比rel/rm≤0.82，延伸率a％≥18，-40℃冲击功kv2≥120j。

本发明同时提供了前述600mpa级高强度低屈强比结构钢板的制造方法，包括如下步骤：

1)元素冶炼，得到该结构钢板化学成分范围内的钢水；

2)连铸：采用长水口保护浇铸且进行氩封；钢水过热度控制在15～20℃，液相线温度1512～1520℃，中包温度1525～1540℃；铸坯厚度210～250mm，最大拉速0.7～1.0m/min；

3)轧制：将连铸坯在1260～1320℃加热180～260min后进行控制轧制，粗轧采用高温大压下率，粗轧开轧温度1100～1200℃，粗轧结束温度1000～1100℃，轧制道次6～8道次，前三道次每道次压下率≥22％，累计压下率≥75％；精轧在奥氏体非再结晶区间轧制，轧制道次为8～10道次，精轧开轧温度920～970℃，精轧结束温度为870～930℃，精轧累计压下率≥60％；采用acc(加速冷却控制)控制冷却，冷却速率6～15℃/s，开冷温度为780～840℃，终冷温度为600～680℃。

以下对关键控制指标进行说明：

1)连铸坯的加热温度与加热时间

连铸坯的加热温度和加热时间至关重要，如果加热温度过低，加热时间过短，会导致铸坯心部无法烧透，造成铸坯内外温度不均匀，增加轧制时的变形抗力和能耗，且对钢的内部组织改善不利；如果加热温度过高，加热时间过长，会造成铸坯表面氧化脱碳严重，影响钢板的表面质量及综合性能且造成能耗的增加。因此，本发明将连铸坯的加热温度设定为1260～1320℃，加热时间设定为180～240min。

2)粗轧温度

粗轧采用高温大压下，控制在奥氏体再结晶温度以上轧制，以确保晶粒充分破碎和再结晶，得到细小均匀分布的奥氏体晶粒。开轧温度一般比加热温度低100℃左右，应尽量高一些，以便提高铸坯的塑性，降低变形抗力。为了便于实际生产操作并保证钢的组织性能，本发明将粗轧开轧温度控制在1100～1200℃，结束温度控制在1000～1100℃。

3)精轧温度

精轧开轧温度控制在920～970℃，结束温度控制在870～930℃，如果终轧温度低于870℃，会导致钢中的贝氏体含量增加，钢的韧塑性变差，强度和屈强比提高；如果温度高于930℃，会导致钢中的铁素体含量增加，钢的强度不足。因此，精轧结束温度控制在870～930℃。

4)冷却温度和冷却速度

acc控制冷却温度和冷却速度非常关键。冷速过快，会造成钢中的贝氏体含量增加，强度提升，韧性不足，屈强比增加；冷速过慢，细晶强化和析出强化作用不明显，钢的强度不足。因此，控制冷却速率6～15℃/s，开冷温度为780～840℃，终冷温度为600～680℃。

优选地，步骤1)中，所述元素冶炼包括如下步骤：

1.1)转炉炼钢：来料铁水温度≥1250℃，含硫量≤0.07％，铁水入转炉前将渣扒干净；转炉采用顶底复合吹炼，采用n-ar切换模式供气；吹氧后工作氧压控制在1.4～1.8mpa，供氧时间15～20min；造渣碱度控制在2.8～3.5；转炉终点控制目标：c-t协调出钢(c、t分别代表碳和温度，c-t同时命中目标则代表该炉次合格，否则视为不合格)，出钢温度控制在1690～1710℃，出钢时间2.5～6min；出钢1/3时加入合金，出钢2/3前加完；

1.2)真空处理：真空处理时间≥20min，加入ti-fe合金，并进行成分微调，得到前述化学成分范围内的钢水。

优选地，步骤2)中，钢水过热度控制在16～18℃，液相线温度1516～1518℃，中包温度1530～1535℃；铸坯厚度210～250mm，最大拉速0.8～0.9m/min。采用该优选的工艺参数可确保连铸过程的顺利进行，减少铸坯缩孔、缩松、中心偏析、裂纹等缺陷的产生，有效防止浇注过程中漏钢、断浇的风险，以获得表面质量和内部质量良好的铸坯。

优选地，步骤3)中，粗轧轧制道次为7～8道次，开轧温度1150～1170℃，粗轧结束温度1050～1070℃；精轧轧制道次为9～10道次，精轧开轧温度940～960℃，精轧结束温度为890～910℃；acc控制冷却的冷却速率10～12℃/s，开冷温度为800～820℃，终冷温度为640～660℃。采用该优选的工艺参数有利于晶粒尺寸的细化和组织转变的充分进行，形成具有稳定析出相、良好的软硬相匹配的均匀的多边形铁素体和贝氏体组织，在保证钢的高强高韧以及优良的低温冲击性能的同时，降低其屈强比。

本发明的有益效果是：

1)采用低c、低si、低mn以及微合金化的成分体系，不添加昂贵的cu、cr等合金元素，减少了合金消耗，降低了生产成本；

2)通过合理的加热与控轧控冷工艺设计，稳定控制了粗轧与精轧阶段的开轧、终轧温度，轧制道次、道次压下率以及冷却阶段的温度，获得了具有高强度、高韧性、低屈强比以及良好焊接性能的结构用钢板，其性能指标满足屈服强度rel≥600mpa，抗拉强度rm≥750mpa，屈强比rel/rm≤0.82，延伸率a％≥18，-40℃冲击功kv2≥120j；

3)本发明所提供的钢板直接采用tmcp工艺生产，无需进行调质或回火处理，具有工序短、成本低、制造简单、节约能源等优点，且满足了当前工程结构对高强度低屈强比钢的需求，具有广阔的应用前景。

附图说明

图1为实施例1所提供的600mpa级高强度低屈强比结构钢板的显微组织照片。

具体实施方式

下面结合具体实施例对本发明作进一步的详细说明。

本发明所提供的600mpa级高强度低屈强比结构钢板，其化学成分重量含量为：c：0.03～0.07％、si：0.10～0.25％、mn：1.0～1.7％、p≤0.010％、s≤0.008％、nb：0.02～0.035％、ni：0.10～0.20％、ti：0.010～0.020％、mo：0.10～0.20％、b：0.003～0.008％，alt(总铝)：0.020～0.050％，余量为fe及不可避免的杂质。各实施例中化学成分的具体值见于表1。

表1各实施例钢的化学成分(wt.％)

该结构钢板的生产工艺流程为：高炉铁水→铁水深脱硫→转炉顶底复合吹炼→真空处理→连铸→铸坯检查→堆垛缓冷→铸坯加热→控制轧制→控制冷却→精整→检验→入库。以下对其中的关键步骤进行说明，未特别说明的步骤采用常规工艺方法。

1)元素冶炼，得到该结构钢板化学成分范围内的钢水。

1.1)转炉炼钢：来料铁水温度≥1250℃，含硫量≤0.07％，铁水入转炉前将渣扒干净，进行深脱硫使终点硫含量≤0.003％；转炉吹氧后工作氧压控制在1.4～1.8mpa，供氧时间15～20min；造渣碱度控制在2.8～3.5；转炉终点控制目标：c-t协调出钢，出钢温度控制在1690～1710℃，出钢时间2.5～5min；出钢1/3时加入合金，出钢2/3前加完。

1.2)真空处理：真空处理时间≥20min，加入ti-fe合金，并进行成分微调，得到前述化学成分范围内的钢水。

各实施例中的冶炼控制参数具体值见于表2。

表2各实施例钢的冶炼控制参数

2)连铸：采用长水口保护浇铸且进行氩封；钢水过热度控制在15～20℃，液相线温度1512～1520℃，中包温度1525～1540℃；铸坯厚度210～250mm，最大拉速0.7～1.0m/min。各实施例中的连铸控制参数具体值见于表3。

表3各实施例钢的连铸控制参数

3)轧制：将连铸坯在1260～1320℃加热180～260min后进行控制轧制，粗轧采用高温大压下率，粗轧开轧温度1100～1200℃，粗轧结束温度1000～1100℃，轧制道次8道次；精轧在奥氏体非再结晶区间轧制，轧制道次为9道次，精轧开轧温度920～970℃，精轧结束温度为870～930℃；采用acc控制冷却，冷却速率6～15℃/s，开冷温度为780～840℃，终冷温度为600～680℃。具体工艺参数值见表4。

表4各实施例的轧制、冷却工艺参数控制表

对各实施例所得钢板的力学性能进行测试，所得结果见表5.

表5各实施例的力学性能

由表5可知，本发明实施例钢板的厚度规格覆盖12～64mm，屈服强度rel≥600mpa，抗拉强度rm≥750mpa，屈强比rel/rm≤0.82，延伸率a％≥18％，-40℃纵向冲击功kv2≥120j，180°冷弯(d＝3a，b＝2a，a为试样厚度，b为试样宽度，d为弯心直径)合格，性能控制稳定。图1为实施例1所得钢板的显微组织照片，其组织为多边形铁素体+贝氏体+少量的m/a岛。

本发明采用“低碳低硅+微合金化”的成分体系、“多边形铁素体+贝氏体+m/a岛”的组织设计以及“tmcp+超快冷”的工艺设计，成功开发出了屈服强度≥600mpa、屈强比rel/rm≤0.82、-40℃冲击功≥120j的高强度低屈强比结构钢板，具有工序短、成本低、制造简单、节约能源等优点，易于大规模生产，可在冶金企业推广实施。