一种耐低温微合金化钢及生产工艺的制作方法

本发明涉及建筑用钢技术领域，尤其涉及一种耐低温微合金化钢及生产工艺。

背景技术：

由于世界经济的快速发展，各国对油气需求量日益增加，油气开采从陆地逐步走向海洋，从低温走向高寒，这给耐低温钢结构用钢和h型钢开发提出了新的要求。

品种开发上，针对低温性能指标要求，国际上通常采用低碳锰钢c(<0.12％)+(nb、v微)合金化技术，在俄罗斯标准和欧标中均有反映。微观组织上采用细晶控轧的工艺路线，来保证低温性能。但是，我国耐低温钢结构用钢及h型钢生产急需高钢级、低温韧性高、性能稳定类型的品种。

以俄罗斯yamal工程、加拿大北极项目为例。yamal半岛位于西伯利亚北部，属北极亚区，永冻层广布，最低气温在-70℃，每年仅有3个月可以施工，对钢材品种及h型钢性能要求苛刻。高寒地区油气用钢材品种及h型钢特点：高强度、优良的低温韧性(-50℃)、抗疲劳、抗层状撕裂、良好的焊接性。生产工艺上采用高炉铁水—铁水预脱硫—转炉冶炼—lf炉(或rh炉)精炼—钢板或异型坯连铸—结构用钢板及h型钢厂控制轧制细晶生产工艺路线上进行。

低碳微合金化细晶控轧钢种，面临的迫切技术问题是，如何解决连铸坯横裂技术问题。

微合金化低合金钢铸坯裂纹产生包括3个过程：在初生坯壳的形成过程中，伴随着包晶反应的发生，初生坯壳受到结晶器的摩擦力、相变力、热应力、钢水静压力等，由于坯壳生长的不均匀性，上述应力超过凝固前沿钢的临界强度时，在坯壳薄弱处(一般为振痕时波谷)产生微细裂纹，同时，沿奥氏体晶界析出aln、nb(cn)、v(cn)等沉淀物，导致晶界网状铁素体生成，弱化了晶界强度，引起晶间断裂，宏观表现为塑性低谷区(脆性区)温度范围扩大；二冷区冷却不均匀成局部冷却强度过大造成裂纹扩展；在矫直区，铸坯矫直温度进入脆性区间，弧形铸坯内弧受到张力，外弧受到压力，由于振痕的缺口效应产生应力集中，加速了裂纹的形成和扩展，最终在受到张力的铸坯内弧产生裂纹。

技术实现要素：

鉴于上述的分析，本发明旨在提供一种耐低温微合金化钢及生产工艺，用以解决现有耐低温微合金化钢和h型钢的连铸坯表面容易产生横裂纹的问题。

解决上述问题的冶金机理是：1)钢中碳含量尽可能降低到包晶反应的下限，减小包晶反应的负面效应；2)解决因奥氏体晶界粒子析出长大后作为晶界网状铁素体形核质点，进而控制出现的铸坯塑性低谷温区扩大问题。因此，如何避免晶界网状铁素体的生成是核心技术关键。本发明针对上述问题，在添加nb和ti的微合金化低合金钢体系中添加可以阻止晶界碳快速扩散的cr元素，抑制高温先共析晶界网状铁素体的生成，从根本上解决了这一技术难题；同时由于nb、ti微合金技术在高温加热过程中，有效细化了奥氏体晶粒，因此在轧钢生产中，无需采用常规低温控制轧制工艺就可以获得良好的超细晶组织；这一技术优点，尤其是针对异型坯如h型钢轧制等无法进行低温控制轧制型钢生产线，对于提高产品产品性能有着巨大的技术和经济价值。

本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：

一种耐低温微合金化钢，所述微合金化钢的化学成分按重量百分比计为：c：0.075％～0.1％；si：0.10％～0.30％；mn：1.0％～1.40％；cr：0.25％～0.50％；nb：0.020％～0.030％；ti：0.015％～0.025％；al:≤0.015％；p：≤0.010％；s：≤0.010％；余量为fe及不可避免的杂质元素；所述不可避免的杂质元素包括气体含量及其他不可避免的杂质元素，所述气体含量：钢水[h]≤2.0ppm，铸坯[h]≤2ppm，[o]≤30ppm，[n]≤50ppm；所述其他不可避免的杂质元素≤1％。

本发明有益效果如下：

本发明通过低碳钢中的nb+ti的微合金化钢细晶效果，保证了奥氏体晶粒度在1200℃条件下得到有效控制，从而为钢材常规热轧获得细晶组织奠定了基础。通常采用nb+v微合金化钢的细晶效果远低于nb+ti的微合金化细晶效果，不能满足-60℃的低温要求，尤其是在生产大尺寸规格产品时，必须采用nb+ti的微合金化细晶工艺才能解决表面到心部钢材的整体晶粒细化。

微合金化钢中各元素的作用及配比依据为：

碳：铁素体-珠光体为主的低碳低合金钢的基本元素；含碳量为0.08％～0.17％的碳钢从液相冷却到1495℃时发生包晶反应，为了避免包晶反应的负面效应所带来的连铸坯表面横裂纹现象，c含量尽可能低，但是过低会造成生产成本的增减和钢中可能出现低碳贝氏体组织现象，因此本发明c含量选择为c：0.075～0.1％。

硅：是非碳化物形成元素，主要以固溶形式存在于钢中，有显著的固溶强化作用，可以显著降低奥氏体-铁素体转变速度，提高奥氏体自扩散激活能，减小自扩散系数，可以起到抑制c扩散速度的作用；在较大过冷度前提下，其推迟奥氏体-铁素体转变作用更加明显，从而在连续冷却过程中，具有细化珠光体片层作用，但过量的si将恶化钢的韧性；综合上述考虑，本发明钢si含量范围为0.10～0.30％。

锰：是弱碳化物形成元素，在高碳钢铸坯中有轻微偏析现象，也是扩大奥氏体区元素，强烈提高过冷奥氏体的稳定性，推迟奥氏体-铁素体转变，同时也是降低珠光体转变温度，延长珠光体孕育期，与cr元素作用相近，是强烈推迟珠光体转变的元素，同时具有降低共析碳含量的作用；弱碳化物形成元素在珠光体转变时形成了特殊碳化物或合金渗碳体，因此不仅需要碳在奥氏体中的扩散和重新分布，而且还需要碳化物形成元素在奥氏体中的扩散和重新分布，从而显著推迟了珠光体相变；在奥氏体中c的扩散系数比置换固溶元素如mn、cr等原子扩散系数大5个数量级左右，因此mn能够抑制珠光体的生成。mn元素能提高钢的淬透性，具有一定的固溶强化作用；另外，mn还有控制夹杂物的作用。但mn含量过高时，其在铸坯中的偏析倾向增加，降低组织的均匀性，从而降低拉拔性能。基于上述原因，本发明钢mn含量范围为:1.0～1.40％。

铌：是强碳化物形成元素，在钢中以碳化物或碳氮化物形式存在，在低碳微合金化钢中起到强烈的细晶作用，同时固溶强化、析出强化的作用也十分明显，但是由于在奥氏体晶界析出，促进了奥氏体晶界网状铁素体的生成，显著弱化了奥氏体晶界，导致连铸横裂纹的产生，实验分析表明，含nb钢横裂纹均是沿晶断裂，而晶界是有网状铁素体出现，因此需要抑制晶界网状铁素体的生成。本发明是通过添加一定数量的cr元素，有效抑制了c在奥氏体中的扩散速度，进而阻止了晶界先共析铁素体的生成。根据细晶强化效果，本发明钢nb含量为0.020～0.030％。

钛：在钢液凝固过程中形成的大量弥散分布的tic颗粒，可以成为钢液凝固时晶核，利于钢的结晶，细化钢组织，减少粗大柱状晶和树枝状组织的生成，可减少偏析降低带状组织级别，是低碳低合金钢晶粒细化的有力技术措施；另外，ti也能与n结合生成稳定的高弥散化合物，ti与c形成的碳化物结合力极强、极稳定、不易分解，tic微粒有阻止钢奥氏体晶粒长大粗化的作用；ti还能与fe和c生成难溶的碳化物质点，富集于微合金化钢的晶界处，阻止钢的晶粒粗化，ti也能溶入奥氏体和铁素体中，形成固溶体，使钢产生强化。由于ti(cn)和nb(cn)点阵结构相同，所以nb(cn)析出时以ti(cn)为形核核心析出，形成复合的碳氮析出相。本发明ti含量为：0.015～0.025％。

铬：是弱碳化物形成元素，cr促进渗碳体失稳和m2c形成，形成细小弥散沉淀，经热力学软件和实验结果表明，在0.40～0.80wt.％范围内，没有cr的碳化物生成，以及中心仅有很小指数的偏析。cr的综合作用与mn元素相近，显著降低共析碳含量，强烈阻碍奥氏体-铁素体相变，同时强烈推迟珠光体转变，稳定奥氏体元素，提高其含量可以显著缩小奥氏体相区；具有提高钢的淬透性，同时cr可以细化珠光体片层间距，拉拔过程中能够提高线材的加工硬化率，保证高强度。本发明钢cr含量范围为:cr：0.25～0.50％。

铝、磷和硫：钢中杂质元素，显著降低塑韧性和焊接性能，在不造成其他影响情况下，越低越好，铝用于脱氧，因此范围al:≤0.015％，磷和硫含量控制在0.01wt.％以内，即al:≤0.015％；p：≤0.010％；s：≤0.010％。

在上述方案的基础上，本发明还做了如下改进：

进一步，所述耐低温微合金化钢中c含量为0.081％～0.093％。

优选地，所述耐低温微合金化钢中c含量为0.085％～0.090％。

进一步，所述耐低温微合金化钢中si含量为0.13％～0.25％。

优选地，所述耐低温微合金化钢中si含量为0.18％～0.21％。

进一步，所述耐低温微合金化钢中mn含量为1.08％～1.36％。

优选地，所述耐低温微合金化钢中mn含量为1.13％～1.22％。

进一步，所述耐低温微合金化钢中cr含量为0.28％～0.43％。

优选地，所述耐低温微合金化钢中cr含量为0.31％～0.37％。

进一步，所述耐低温微合金化钢中nb含量为0.022％～0.028％。

进一步，所述耐低温微合金化钢中ti含量为0.017％～0.023％。

进一步，所述耐低温微合金化钢的微观组织为铁素体和珠光体。

进一步的，所述耐低温微合金化钢应用在极限温度为-60℃条件下，所述耐低温微合金化钢的厚度在20mm以上。

本发明耐低温微合金化钢用于极寒地区钢结构建筑用钢，实现从低温向高寒钢的使用。

进一步的，所述耐低温微合金化钢表面和心部晶粒尺寸范围是控制在10级以上。

本发明将耐低温微合金化钢表面和心部晶粒尺寸范围是控制在10级以上，保证了钢材在-60℃条件下冲击功大于27j。

一种耐低温微合金化钢的生产工艺，包括：转炉冶炼→lf炉或rh炉精炼→板坯或h钢用异型坯连铸→加热炉加热→钢板或h型钢轧制生产线；

所述加热炉加热：加热温度范围是1200℃～1240℃；

所述钢板或h型钢轧制生产线：开轧温度控制在1100℃～1200℃，轧制进精轧机温度控制在890℃～910℃，轧后空冷。

本发明耐-60℃低温微合金化钢，对于大尺寸厚规格的钢板或h型钢厚度(20mm以上)，采用nb+v复合微合金化+控制空冷工艺不能保证低温冲击性能，尤其是心部性能的晶粒尺寸；采用nb+ti复合微合金化，充分利用了ti的碳氮化物在液态形核的特点，使奥氏体晶粒在铸态组织条件下就得到了较为充分的细化，抑制了柱状晶组织的长大，获得了较为均匀的等轴晶组织、抑制了成分偏析；利用nb在1200℃以下析出抑制了奥氏体晶粒的长大，因此采用上述生产工艺既可以获得性能优异的耐低温微合金化钢。

进一步的，所述加热炉加热温度范围是1215℃～1233℃。

进一步的，所述开轧温度控制在1131℃～1189℃，轧制进精轧机温度控制在895℃～906℃。

本发明的有益效果为：

(1)本发明微合金化钢是针对低温-60℃用细晶耐低温用钢，一方面，通过低合金钢中添加nb、ti微合金元素，使在轧钢生产有效细化了奥氏体晶粒，进而最终细化了铁素体珠光体组织，使该钢种可以满足低温-60℃条件的使用要求；另一方面，通过合金体系的优化设计，解决nb微合金化钢钢坯晶界网状铁素体生成核心技术难题，即所谓的连铸坯塑性低谷区的控制问题，进而有效控制了铸坯表面容易产生横裂纹的技术难题；

(2)本发明合金体系生产连铸h型钢、板坯、方坯等低合金钢品种，无需采取特殊的连铸生产工艺，如：弱化连铸二次冷却水、控制结晶器震动减小振痕波谷的深度大、特殊调整连铸坯拉速；

(3)本发明开发耐低温-60℃用低合金钢，主要用于极寒地区钢结构建筑用钢，通过nb+ti的微合金化技术，在轧钢加热过程中有效控制奥氏体晶粒的长大，最终获得铁素体-珠光体超细晶粒组织，晶粒度达到9级以上，满足了低温各项指标的技术要求；本发明微合金化钢的屈服强度>355mpa；抗拉强度>550mpa；-60℃低温冲击ak>27j；断后伸长率>22％。

本发明中，上述各技术方案之间还可以相互组合，以实现更多的优选组合方案。本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分优点可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在所写的说明书、权利要求书以及附图中所特别指出的结构来实现和获得。

附图说明

附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。

图1为nbc晶界析出与晶界网状铁素体的形成示意图；

图2为nb微合金化低碳h钢连铸坯表面横裂纹实体图；

图3为nb微合金化低碳h钢连铸坯表面横裂纹示意图；

图4为nb微合金化低碳h钢连铸坯表面横裂纹处微观组织图；

图5为本发明1#微合金化钢的微观组织图；

图6为本发明对比例微合金化钢的微观组织图。

具体实施方式

下面结合附图来具体描述本发明的优选实施例，其中，附图构成本申请一部分，并与本发明的实施例一起用于阐释本发明的原理，并非用于限定本发明的范围。

本发明的一个具体实施例，公开了一种耐低温微合金化钢，所述微合金化钢的化学成分按重量百分比计为：c：0.075％～0.1％；si：0.10％～0.30％；mn：1.0％～1.40％；cr：0.25％～0.50％；nb：0.020％～0.030％；ti：0.015％～0.025％；al:≤0.015％；p：≤0.010％；s：≤0.010％；余量为fe及不可避免的杂质元素；所述不可避免的杂质元素包括气体含量及其他不可避免的杂质元素，所述气体含量：钢水[h]≤2.0ppm，铸坯[h]≤2.0ppm，[o]≤20ppm，[n]≤50ppm；所述其他不可避免的杂质元素≤1％。

在另一个具体实施方式中，本发明耐低温微合金化钢中c含量为0.081％～0.093％。

在另一个具体实施方式中，本发明耐低温微合金化钢中c含量为0.085％～0.090％。

在另一个具体实施方式中，本发明耐低温微合金化钢中si含量为0.13％～0.25％。

在另一个具体实施方式中，本发明耐低温微合金化钢中si含量为0.18％～0.21％。

在另一个具体实施方式中，本发明耐低温微合金化钢中mn含量为1.08％～1.36％。

在另一个具体实施方式中，本发明耐低温微合金化钢中mn含量为1.13％～1.22％。

在另一个具体实施方式中，本发明耐低温微合金化钢中cr含量为0.28％～0.43％。

在另一个具体实施方式中，本发明耐低温微合金化钢中cr含量为0.31％～0.37％。

在另一个具体实施方式中，本发明耐低温微合金化钢中nb含量为0.022％～0.028％。

在另一个具体实施方式中，本发明耐低温微合金化钢中ti含量为0.017％～0.023％。

在另一个具体实施方式中，本发明耐低温微合金化钢的微观组织包括铁素体和珠光体。

在另一个具体实施方式中，本发明耐低温微合金化钢应用极限温度范围是-60℃，所述耐低温微合金化钢的厚度在20mm以上。

在另一个具体实施方式中，本发明耐低温微合金化钢表层和心部晶粒尺寸范围是晶粒度细化等级10级以上。

在另一个具体实施方式中，本发明一种耐低温微合金化钢的生产工艺，包括：转炉冶炼→lf炉或rh炉精炼→板坯或h钢用异型坯连铸→加热炉加热→钢板或h型钢轧制生产线；

所述加热炉加热：加热温度范围是1200℃～1240℃；

所述钢板或h型钢轧制生产线：开轧温度控制在1100℃～1200℃，轧制进精轧机温度控制在890℃～910℃，轧后空冷。

在另一个具体实施方式中，本发明加热炉加热温度范围是1215℃～1233℃。

在另一个具体实施方式中，本发明开轧温度控制在1131℃～1189℃，轧制进精轧机温度控制在895℃～906℃。

在另一个具体实施方式中，本发明提供微合金化钢与对比例的化学成分，并对其力学性能、低温冲击性能及晶粒尺寸进行测试，具体见表1和表2。

表1微合金化钢与对比例的化学成分(wt％)

表2微合金化钢与对比例的力学性能、低温冲击性能及晶粒度

其中，对比例合金体系和生产工艺为：按重量百分含量(wt.％)计化学成分为：c：0.09～0.12％；si：0.10～0.30％；mn：1.0～1.40％；v：0.04～0.08％；nb：0.020～0.030％；al:≤0.020％；p：≤0.010％；s：≤0.010％；气体含量：钢水[h]≤2.0ppm，铸坯[h]≤2.0ppm，[o]≤30ppm，[n]≤50ppm；其他不可避免的杂质元素≤1％，其余为fe。其生产工艺是经转炉冶炼→lf炉或rh炉精炼→板坯或h钢用异型坯连铸→加热炉加热→钢板或h型钢轧制生产线；h型钢生产工艺：加热炉的加热温度为1200℃～1240℃，开轧温度控制在1100～1200℃，轧件进精轧机温度在890～910℃，轧后空冷。

钢板生产工艺：加热炉的加热温度为1200℃～1240℃，开轧温度控制在1100～1200℃，轧件进精轧机温度在800～900℃，轧后层流冷却到600±15℃，空冷到室温。

本发明的低合金体系中重点需要解决晶粒细化问题，从而获得更好的低温韧性，同时在细化晶粒的冶金技术中，必须采用微合金化技术和控轧控冷技术。微合金化低碳低合金钢技术面临着重大技术难题是连铸坯的横裂控制问题，其主要原因是，包晶反应和微合金元素晶界析出引起的晶界网状铁素体的负面作用，导致铸坯表面的横裂纹出现。具体分析如下：

包晶反应机理：含碳量为0.08％～0.17％的碳钢从液相冷却到1495℃时发生包晶反应，δfe(固体)+l(液体)→γfe(固体)，习惯上称含碳量在这一范围内的碳钢为包晶反应钢。由于发生δfe+l→γfe转变时，线收缩系数为9.8×10^-5/℃，而未发生包晶反应的δfe线收缩系数为2×10^-5/℃。因此包晶反应时线收缩量较大，坯壳与结晶器器壁容易形成气隙，气隙的过早形成会导致收缩不均和坯壳厚度不均，在薄弱处容易形成裂纹，容易发生漏钢事故和铸坯表面质量缺陷，因此低碳钢是连铸生产中较难连铸的钢种之一。

基于上述分析，本发明碳含量控制在0.075～0.1％范围内，尽可能较小包晶反应的负面效果。

网状铁素体生成：nb微合金化钢的负面影响是晶界析出机制和诱导出晶界网状铁素体生成。晶界析出粒子虽然可以起到钉扎奥氏体晶界作用，但是作为形核质点使晶界网状铁素体的生成，弱化了晶界强度，宏观表现为出现较大温度区间的塑性低谷，随后的铸坯拉矫过程中引起横向裂纹，见图1。图1中间排成一列的黑点表示晶界nb析出粒子，四周串状表示晶界受力后出现微裂纹，串状上下两侧空白处表示晶界铁素体析出，上下两侧密排黑点表示原始奥氏体组织，箭头表示受力方向。

本发明通过添加cr元素的技术措施，有效的解决了晶界网状铁素体形核和发展，从而避免了晶界网状铁素体的生成，使铸坯横裂纹得到控制。

本发明对上述两大冶金机理的利用，有效满足了强度、韧性和表面质量的技术指标的要求，获得了优异的低温性能。

如图2、3、4所示，为nb微合金化低碳h钢连铸坯表面横裂纹及裂纹处微观组织；图5为本发明1#钢的微观组织图，图6为本发明对比例的微观组织图，由图中能够看出，本发明1#钢因nb的加入导致晶界铁素体的生成和表层裂纹的产生。

其技术解决方案是通过添加阻止铁素体生成的cr，抑制了表层网状晶界铁素体的生成，从而解决了nb微合金化导致的表面横裂纹的现象发生。

值得注意的，本发明生产工艺的原理为：本发明耐低-60℃温低合金钢，对于大尺寸厚规格的钢板或h型钢厚度(20mm以上)，采用nb+v复合微合金化+控制空冷工艺不能保证低温冲击性能，尤其是心部性能的晶粒尺寸。采用nb+ti复合微合金化，充分利用了ti的碳氮化物在液态形核的特点，使奥氏体晶粒在铸态组织条件下就得到了较为充分的细化，抑制了柱状晶组织的长大，获得了较为均匀的等轴晶组织、抑制了成分偏析。利用nb在1200℃以下析出抑制了奥氏体晶粒的长大，因此采用常规热轧工艺既可以获得性能优异的耐低温钢。

综上所述，本发明提供了一种耐低温微合金化钢及其生产工艺，本发明开发了耐低温-60℃的微合金化钢，主要用于极寒地区钢结构建筑用钢；同时，本发明通过nb+ti的微合金化技术，在轧钢加热过程中有效控制奥氏体晶粒的长大，最终获得铁素体-珠光体超细晶粒组织，晶粒度达到9级以上，满足了低温各项指标的技术要求，微合金化钢的屈服强度>355mpa；抗拉强度>550mpa；-60℃低温冲击ak>27j；断后伸长率>22％。

以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。