专利名称：一种高Ti微合金化中厚钢板及其制备方法
技术领域：
本发明属于微合金钢技术领域，特别是提供了ー种高Ti微合金化中厚钢板及其制备方法。
背景技术：
Ti微合金化是高强度低合金钢的重要微合金化方式之一。根据钢中Ti添加量的不同，Ti微合金化可大致分为两类一类是微Ti处理，Ti含量通常不大于0.04wt%，典型Ti含量范围为O. 010-0. 020wt%，其主要作用是在铸坯中形成具有很强高温稳定性的TiN粒子以抑制铸坯再加热过程中的奥氏体晶粒长大，从而有利于最终组织的细化；另外，TiN粒子对于抑制钢板焊接热影响区晶粒长大从而提高热影响区的韧性也具有重要作用。目前微Ti处理经常与Nb或V微合金化复合使用，在高強度低合金钢中有着广泛的应用。另ー类 为高Ti微合金化，Ti含量通常大于O. 04wt%,典型Ti含量范围为O. 06-0. 13wt%,主要通过TiC在不同阶段的沉淀析出改善钢板的组织和性能，具体表现为(I)通过热轧过程中形变诱导析出TiC粒子抑制奥氏体再结晶，实现奥氏体未再结晶区轧制，从而细化相变后组织；
(2)在轧后奥氏体/铁素体相变过程中发生TiC相间析出，在相变之后又发生TiC在铁素体基体内的过饱和析出，上述析出相尺寸很小(通常小于IOnm)，将产生很强的沉淀强化作用。需要指出的是，尽管高Ti微合金化基础理论研究自上世纪60、70年代就已经开始，但几十年来应用较少。这是由于Ti化学性质活泼，在高Ti钢中易于与钢中0、N、S等杂质元素结合形成各类氧化物、氮化物或碳硫化物，这些析出物形成温度高，尺寸粗大，既无细化晶粒作用，亦无沉淀強化作用，相反会造成有效Ti含量(即能够形成TiC的Ti含量)減少，降低Ti的作用效果，同时其含量的波动将造成钢板组织和性能的波动。近年来，随着冶金装备和エ艺技术水平的进步，特别是炉外精炼技术的应用，钢中杂质元素能够被稳定地控制在较低水平(如
<20ppm, [N]〈50ppm、[S],50ppm),以往困扰高Ti微合金化钢生产的性能波动问题正在得到解決，高Ti微合金化正在成为钢铁企业生产低成本、高强度钢的重要技术。然而，迄今为止，高Ti微合金化技术主要应用于热连轧流程，用来生产高强度薄板(如中国专利 ZL200510036889. X、ZL200610123458. UZL200610030713. 8、ZL200810026080.X.ZL200810028556. 6、ZL200810028557. O,ZL200910038833. 6、ZL201010101815. 0)，钢板强
度的提高主要来源于热连轧卷取过程中所析出的纳米级TiC粒子的沉淀强化作用，而在中厚板轧制流程中的应用还未见报道。目前高強度中厚钢板的生产主要采用Nb微合金化，其技术核心是利用Nb对奥氏体再结晶強烈的抑制作用形成具有较高缺陷密度的扁平化奥氏体组织，进而细化相变后组织和提高钢板强韧性。前已述及，热轧过程中形变诱导析出的TiC粒子也具有较强的抑制奥氏体再结晶的作用，而目前Nb的价格远高于Ti，因此如果能够在中厚钢板中以Ti替代Nb，则将明显降低钢板生产成本，产生很大的经济效益
发明内容
本发明的目的在于提供ー种高Ti微合金化中厚钢板及其制备方法，采用低碳、高Ti成分设计，避免添加价格较高的微合金化元素Nb或V，具有低成本的优点。本发明提供的高Ti微合金化高强度钢板的化学成分和含量为C :0. 02 O. 12wt. %λ Si : O. 05 0.50wt.%、Mn: O. 30-1. 80wt. %、Ti :0· 055 O. 15wt. % ;Ρ :< 0. 015wt. %、S < 0. 008wt. %，0 < 0. 0025wt. % ；N < 0. 0055wt. %，余量为 Fe 和不可避免的杂质。在此基础上，可以另外加入以下ー种或多种合金元素Cr :0-0. 60wt. %、Ni 0-0. 50wt. %、Mo 0-0. 50wt. % ；Cu :0-0. 40wt. %、、B :0-0. 003wt. %> Al: 0. 01-0. 06wt. %。本发明各元素的作用及配比依据如下碳作为最主要的固溶強化元素，可显著提高钢的强度；同时C与Ti结合形成TiC7TiC具有抑制奥氏体再结晶从而细化相变后组织以及沉淀强化作用。但碳对钢的冲击韧性尤其是上平台冲击功非常不利，还明显损害焊接性能。因此，本发明钢采用低碳成分设计，碳含量范围为O. 02 O. 12wt. %。硅钢中脱氧元素之一，同时具有较强的固溶強化作用，但过量的Si将恶化钢的韧性及焊接性能。综合上述考虑，本发明钢硅含量范围为O. 05 O. 40wt. %。锰具有细化晶粒和提高淬透性的作用，同时具有一定的固溶強化作用。Mn含量过高时，其在铸坯中的偏析倾向増加，另外对焊接性能不利。基于上述原因，本发明钢Mn含量范围为:0. 30-1. 80wt. %。钥具有细化晶粒和提高淬透性的作用，同时有助于降低马氏体钢的回火脆性，提高其耐延迟断裂性能。Mo成本较高，应控制在O. 40wt. %以内。铬提高钢的淬透性和耐大气腐蚀性能，但较高的Cr将降低焊接性能，应控制在O. 60wt. % 以内。镍提高钢的淬透性，明显改善低温韧性，提高钢的抗大气腐蚀性能。但其价格价高，应控制在O. 50wt. %以内。铜提高钢的淬透性和耐大气腐蚀性能，时效析出的纳米级Cu相粒子具有较强的沉淀强化作用，但含Cu钢由于表面选择性氧化而易于产生热脆问题。基于上述考虑，Cu含量控制在O. 40wt. %以内。硼強烈偏聚于奥氏体晶界及其它晶体缺陷处，加入微量B即可显著提高淬透性，但硼含量超过O. 003%后上述作用饱和，而且还可能形成各种对热加工性能和韧性不利的含B析出相，因此硼含量应控制在O. 003wt. %范围内。钛本发明钢的关键合金元素，其主要作用是通过中厚板轧制过程中形变诱导析出的纳米级TiC粒子对奥氏体再结晶的強烈抑制作用，实现未再结晶区轧制，形成具有较高缺陷密度的扁平化奥氏体，从而促进相变后的组织细化，提高钢板的强韧性。另外，热轧后相间析出以及从铁素体中过饱和析出的TiC具有一定的沉淀强化作用，但同热连轧流程相比，其沉淀强化作用较小，这是由于中厚板轧制缺乏卷取保温エ艺，由此导致TiC沉淀析出不充分所造成的。需要指出的是，中厚钢板通常不希望具有很强的沉淀强化效果，这是由于沉淀強化将导致钢板韧性下降，而大多数中厚板对韧性具有较高的要求。钢中添加Ti含量范围为O. 055-0. 15%Ti，其选择依据如下Ti的化学性质较为活泼，除了可以与C结合形成TiC之外，还可以与N和S结合形成TiN和Ti4C2S2,且优先于TiC形成。由于TiN和Ti4C2S2的形成温度高，尺寸可达到亚微米甚至微米级(液析TiN)，远大于TiC粒子尺寸，因而其对奥氏体再结晶的影响甚微，难以起到细化晶粒作用。根据钢中的N、S含量，可以计算出有效Ti含量(即能够与C结合形成TiC的Ti含量)为:Ti有效=Ti-3. 42氺N-3氺S。假设钢中N和S的典型含量均为O. 005%，则上式变为=Tiws=Ti-O. 032%。考虑到钢中有效Ti含量至少为O. 02%时才能充分发挥作用，则钢中总Ti含量应不小于O. 055%。若Ti含量小于O. 055%，难以起到细化晶粒作用；若Ti含量大于O. 15%，上述作用达到饱和且成本増加。铝铝是强脱氧元素，还可与N结合形成A1N，能够起到细化晶粒作用。磷钢中杂质元素，显著降低塑韧性和焊接性能，其含量应控制在O. 015wt.%以内。氧、氮、硫可与Ti结合形成各类氧化物、氮化物或硫化物，其尺寸较大，既无细化晶粒作用也无沉淀強化作用，还在一定程度上损害钢板的韧塑性，是造成含Ti钢性能波动的主要原因，应严格加以控制。钢中氧、氮、硫含量应分别控制在O. 0025%、O. 0055%和O. 008% 以内。本发明所涉及的高Ti微合金化高強度中厚钢板的制造エ艺如下冶炼和铸造采用转炉冶炼和炉外精炼，鋳造采用连鋳。轧制エ艺及控制的技术參数如下(I)将连铸坯装入加热炉中加热，加热温度为1150_1250°C，时间为1_5小时，加热后进行轧制；(2)采用中厚板轧机轧制，轧制エ艺为粗轧轧制5-9道次，粗轧终轧温度为1000-1150°C，粗轧过程中奥氏体发生再结晶而逐渐细化；精轧轧制5-12道次，精轧开轧温度880-940°C，终轧温度为750-850°C，精轧总压缩比不低于3。(3)轧后加速冷却，冷速不低于10°C /s，终冷温度为200_600°C ;加速冷却后对钢
板进行矫直。本发明涉及的高Ti微合金化高強度中厚钢板的エ艺控制原理为本发明钢板的组织控制目标是获得细晶组织，实现这一目标需要严格控制加热、粗轧、精轧和加速冷却等各道エ序的エ艺參数。加热温度的选择原则是既要使铸坯中TiC充分固溶于奥氏体中，这是保证Ti发挥其作用的必要前提，同时又要避免因温度过高使奥氏体晶粒发生明显长大，特别是避免发生反常晶粒长大，这是成品钢板中混晶组织的主要来源之一，对强韧性不利。粗轧过程中奥氏体发生再结晶，通过反复再结晶促使奥氏体晶粒细化。粗轧终轧温度应高于奥氏体完全再结晶温度(T95),否则，再结晶不完全，成品钢板中易出现混晶组织。精轧过程通过形变诱导析出TiC抑制奥氏体再结晶，奥氏体逐渐扁平化，晶界面积增加，同时奥氏体晶内产生大量形变带和位错等缺陷，提高后续相变的形核率，从而细化相变后组织。精轧总压缩比越大，奥氏体内缺陷密度越高，相变后组织细化越明显。精轧开轧温度应低于奥氏体未再结晶温度(Tnr)，否则易出现混晶组织，但应避免进入奥氏体+铁素体两相区轧制，否则易在成品钢板中引起分层缺陷。轧后采用加速冷却，以进ー步提高相变形核率和细化组织。结合钢的化学成分，采用不同的终冷温度可以获得不同类型的微观组织(多边形铁素体、粒状贝氏体、板条贝氏体等)，进而获得不同強度级别钢板。
图I为3#钢板的原奥氏体组织。图2为2#钢板的光学微观组织。图3为3#钢板的光学微观组织。
具体实施例方式本发明钢由实验室真空感应炉冶炼，共冶炼3炉，化学成分如表I所示。上述钢浇铸成150kg圆锭，然后锻造开坯，锻成尺寸为130mm*120mm*IIOmm的钢坯。将钢坯在电阻炉中加热后，在实验室轧机上模拟中厚板轧制，轧后对钢板进行加速冷却。钢坯加热温度、粗轧终轧温度、精轧开轧温度、精轧终轧温度等主要エ艺參数和钢板厚度规格见表2，相应钢 板拉伸强度、延伸率、_40°C纵向冲击功在表3中列出。由表3可见，采用高Ti微合金化成分设计，通过适当调整钢的化学成分和终冷温度，可以获得460 690MPa不同強度级别的高强度钢板，且钢板的塑性和低温韧性优异。图I给出了 3#钢板的原奥氏体组织，采用饱和苦味酸酒精溶液侵蚀后显示原奥氏体晶界。由图可见，原奥氏体晶粒呈现扁平状，扁平奥氏体晶粒的厚度经测定为8. 3 μ m，说明Ti的加入能够有效阻止精轧过程中奥氏体再结晶，这是本发明钢能够获得优良强韧性的重要前提。图2和图3分别给出了 2#和3#钢板的光学微观组织，其中2#钢板的组织为细晶粒铁素体，3#钢板的组织为粒状贝氏体+少量板条贝氏体，上述微观组织的不同可以解释
其強度的差异。表I本发明高Ti微合金化高强钢板的化学成分(wt. %)
_ _ 缓 € 11 Iin P S O N Cf Tl I Ms 例
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2- 55 OMF 0-0·0 023 135 0_0!2 0-002 0_0014 0-0041 0.45 OJO / aft
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n綴ι表2本发明实施例1-3 900MPa级超高韧性钢板的主要生产エ艺参数
权利要求
1.一种高Ti微合金化中厚钢板，其特征在于，采用转炉冶炼和炉外精炼，钢板中各成分的重量百分数为C 0. 02 O. 12wt. %、Si: O. 05 O. 50wt. %、Mn: O. 30-1. 80wt. %、Ti O. 055 O. 15wt. % ；P < O. 02wt. %、S < 0. 008wt. %,O < 0. 0025wt. % ；N < 0. 0055wt. %,余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求I所述的高Ti微合金化中厚钢板，其特征在于，在化学成分C:O. 02 O. 12wt. %、Si: O. 05 O. 50wt. %、Mn: O. 30-1. 80wt. %、Ti 0. 055 O. 15wt. % ；P < 0. 015wt. %、S < 0. 008wt. %，0 < 0. 0025wt. % ；N < 0. 0055wt. % 基础上，再加入以下一种或多种合金兀素Cr 0-0. 60wt. %、Ni :0-0. 50wt. %、Mo :0-0. 50wt. % ；Cu :0-0. 40wt. %、、B 0-0. 003wt. %、A1:0. 01-0. 06wt. % ;余量为 Fe 和不可避免的杂质。
3.—种权利要求I或2所述高Ti微合金化中厚钢板的制造方法，采用转炉冶炼和炉外精炼，铸造采用连铸；其特征在于轧制工艺及控制的技术参数如下 (1)将连铸坯装入加热炉中加热，加热温度为1150-1250°C，时间为1-5小时，加热后进行轧制； (2)采用中厚板轧机轧制，轧制工艺为粗轧轧制5-9道次，粗轧终轧温度为1000-11500C，精轧轧制5-12道次，精轧开轧温度880_94(TC，终轧温度为750_85(TC，精轧总压缩比不低于3。
(3)轧后加速冷却，冷速不低于10°C/s，终冷温度为200-600°C ;加速冷却后对钢板进行矫直。
全文摘要
一种高Ti微合金化中厚钢板及其制备方法，属于微合金钢技术领域。其化学成分为C0.02～0.12wt.%、Si: 0.05～0.50wt.%、Mn: 0.30-1.80wt.%、Ti0.055～0.15wt.%；P＜0.015wt.%、S＜0.008wt.%，O＜0.0025wt.%；N＜0.0055wt.%，余量为Fe和不可避免的杂质。在此基础上，可另外加入以下一种或多种合金元素Cr0-0.60wt.%、Ni0-0.50wt.%、Mo0-0.50wt.%；Cu0-0.40wt.%、B0-0.003wt.%、Al:0.01-0.06wt.%。采用中厚板轧机轧制，充分利用形变诱导析出TiC对奥氏体再结晶的阻止作用，实现未再结晶区控轧，从而可以获得460～690MPa级不同强度级别且具有良好综合性能的高强度中厚钢板，并且成本较低。
文档编号C22C38/58GK102676927SQ201210192870
公开日2012年9月19日 申请日期2012年6月12日 优先权日2012年6月12日
发明者孙新军, 李昭东, 王振强, 王长军, 雍岐龙 申请人:钢铁研究总院