一种500MPa级海洋工程用H型钢的生产工艺的制作方法

本发明属于冶金材料技术领域，特别涉及一种500mpa级海洋工程用h型钢的生产工艺。

背景技术：

在海洋工程领域，海洋石油平台上应用大量h型钢，用于承载重力载荷和横向的冲击载荷，保证海洋油气的顺利钻探和开发。由于海洋石油平台的服役时间要比船舶类等海工装备高50％，因此要求采用的钢材必须具有更高的强韧性。国内通常采用“微合金化+控制轧制”技术生产高强度钢材，高强度h型钢的生产工艺主要采用“v-n”或者“v-nb”微合金化成分设计和再结晶区控制轧制。产品组织主要为铁素体和珠光体，晶粒度在9级以上，屈服强度低于450mpa。国产h型钢可以满足大部分海洋工程的需要，但是高强度大规格海洋工程用h型钢仍需从国外进口。到目前为止，我国500mpa级海洋工程用h型钢仍未实现工业化生产，主要是原因有生产力线使用的连铸坯尺寸有限，规格越大的h型钢轧制压缩比越小，翼缘厚度超过24mmh700×300的h型钢，力学性能普遍低下。此外，大部分大型h型钢生产线缺少对轧件性能的调控能力。从目前钢铁生产的发展趋势和用户使用情况看，海洋工程用h钢的产品会向极限规格发展。为满足未来需求，对轧件进行在线热处理有效控制冷却和性能调控是h型钢发展的一个重要方向。

技术实现要素：

为解决上述技术问题，针对h700×300规格以上的h型钢，提出了一种500mpa级海洋工程用h型钢的生产工艺方法，主要包括成分设计、未再结晶区控制轧制，轧后超快速冷却技术三个方面。本发明基于成分-工艺-组织性能调控工艺完成500mpa级海洋工程用h型钢的开发，成分设计上降低碳含量，碳当量控制在0.42～0.52，增加nb、ti、cu、cr、ni等合金元素，添加微合金元素提高钢材本身的淬透性，促进贝氏体相变的发生，抑制铁素体相变，使其在在自然空冷条件下即可获得贝氏体组织。采用未再结晶区控制轧制工艺+超快速冷却技术，使实验钢的显微组织由常规的铁素体+珠光体改变成贝氏体+针状铁素体组织，提高强度，改善韧性。采用未再结晶区控制轧制的方法可以有效细化晶粒尺寸，提高h型钢的力学性能；轧制完成后采用超快速冷却技术，冷却至贝氏体转变区间，使其发生贝氏体相变，随后自然空冷至室温。

一种500mpa级海洋工程用h型钢的生产工艺，将铸坯加热至1100～1200℃，保温至少2小时，锻造钢坯；将钢坯加热至1200～1250℃保温至少2小时后在奥氏体再结晶区和未再结晶区分别进行两阶段轧制，共轧制5～7道次，轧制完成后以30～150℃/s的冷却速率冷却至贝氏体相变区ms～650℃，后空冷至室温，既得，

第一阶段再结晶区：开轧温度为1020～1100℃，第一阶段轧制完成2或3道次轧制，总压下率为35～50％；

第二阶段未再结晶区：开轧温度为920～950℃，终轧温度为820～880℃，第二阶段轧制完成3或4道次，总压下率为50～65％。

本发明所述500mpa级海洋工程用h型钢的生产工艺优选，将铸坯加热至1100℃，保温2小时，锻造钢坯；将钢坯加热至1250℃保温2小时后在奥氏体再结晶区和未再结晶区分别进行两阶段轧制，共轧制7道次，轧制完成后以30～150℃/s的冷却速率冷却至贝氏体相变区ms～650℃，后空冷至室温，既得，

第一阶段再结晶区：开轧温度为1050℃，第一阶段轧制完成3道次轧制，总压下率为42％；

第二阶段未再结晶区：开轧温度为950℃，终轧温度为850℃，第二阶段轧制完成4道次，总压下率为58.6％。

本发明所述工艺采用未在结晶区控制轧制的方法，尽量增加奥氏体未再结晶区950℃～ar3的变形量，终轧温度控制在820～880℃，使实验钢组织保留最大程度的细化。奥氏体未再结晶区控制轧制是当温度在950℃～ar3时，由于此温度区间不发生奥氏体再结晶，累积的塑性变形可以使奥氏体晶粒被拉长，在晶粒内部形成变形带。这样晶界面积的增加提高了奥氏体的形核密度，被拉长的奥氏体和变形带处优先析出碳氮化物第二相质点也会阻止晶粒的长大，相变后的奥氏体晶粒随着未再结晶区压下率的增加而变细从而提高钢的强度，改善钢的韧性。现有高强度大规格海洋工程用h型钢在轧制生产时，大部分形变在950℃左右就都已完成，只有最后一道次在850℃轧制，未再结晶区变形量较小。本发明采用未再结晶区控制轧制，加大950℃以下未再结晶区的变形量可以明显改善钢材的强韧性。此温度区间不发生奥氏体再结晶，累积的塑性变形可以使奥氏体晶粒被拉长，在晶粒内部形成变形带。这样晶界面积的增加提高了奥氏体的形核密度，被拉长的奥氏体和变形带处优先析出碳氮化物第二相质点也会阻止晶粒的长大，相变后的奥氏体晶粒随着未再结晶区压下率的增加而变细从而提高钢的强度，改善钢的韧性。

同时，本发明采用轧后超快速冷却技术，以30～150℃/s的冷却速率冷却至贝氏体相变区ms～650℃使实验钢获得更多的细化贝氏体+针状铁素体组织。

对完成连续大变形和应变积累的硬化奥氏体进行超快速冷却，使轧件迅速通过奥氏体区，在奥氏体在铁素体转变的相变点终止冷却，从而有效地抑制了相变前的奥氏体晶粒长大。超快速冷却工艺下的相变可以控制在相对较低的温度区间，有利于产生细小的相变组织；同时，在轧后超快速冷却过程中发生微合金元素的析出量减少，导致微合金元素在低温区域沉淀析出。随着h型钢的不断开发和轧制技术的不断发展，要求在轧制过程中实现短时、快速、准确控温,而常规的层流冷却、气雾式冷却等技术，由于冷却速度不高而难以满足这个要求。本发明采用的超快速冷却技术冷却速度足够大，具有超常规的冷却能力，合理密集布置的冷却喷嘴喷出的高压水作用于h型钢表面打破h型钢轧后表面的蒸汽膜，使冷却水与h型钢的热交换更加充分，有效地接触钢材，在极短的时间内降低终轧温度，提升h型钢的综合性能，解决目前h型钢生产节奏慢、成本高、产品性能低等问题。

本发明所述500mpa级海洋工程用h型钢的生产工艺中，所述铸坯成分按照重量百分比含c：0.04～0.1％、si：0.15～0.35％、mn：1.4～2.0％、nb：0.03～0.1％、ti：0.01～0.03％、cr：0.1～0.5％、ni：0.1～0.5％、cu：0.1～0.4％、mo：0.1～0.4％，余量fe，碳当量控制在0.42～0.52。

进一步地，所述碳当量控制在0.48。

c0.04～0.1％、si0.15～0.35％、mn1.4～2.0％、nb0.03～0.1％、ti0.01～0.03％、cr0.1～0.5％、ni0.1～0.5％、cu0.1～0.4％、mo0.1～0.4％，余量fe，碳当量控制在0.42～0.52。成分设计采用以贝氏体和针状铁素体取代铁素体和珠光体的设计思路，提高海洋工程用h型钢的强度级别。

c0.04～0.1％：提高强度，稳定奥氏体，含量过多会形成过多的碳化物损害韧性；

si0.15～0.35％：固溶强化作用很强，可以提高钢的强度和硬度，少量si可以细化珠光体，也可提高淬透性，si与mn同时加入可以进一步提高钢的淬透性和回火抗力。si因强化铁素体而对耐磨性有贡献，同时，si还可以提高钢的抗腐蚀性，硅锰钢钢经调质处理后，有很好的抗海水腐蚀能力。si能降低贝氏体转变温度，并使贝氏体转变c曲线右移。si能阻碍碳化物的析出并使钢中的残留奥氏体量增加，形成无碳化物贝氏体，同时也提高钢的低温回火脆性出现的温度范围，使钢可以在较高的温度下进行回火热处理；

mn1.4～2.0％：奥氏体形成元素，提高淬透性，促进贝氏体相变，提高强度；

nb0.03～0.1％：钢中的nb可以细化晶粒，尤其是奥氏体晶粒与再结晶组织，增加相界面，提高强度。nb可以与c结合形成nbc，通过nbc对晶界的钉扎作用以及固溶的nb原子对晶界的拖拽作用来抑制高温变形过程的再结晶，扩大未再结晶区范围，最终细化铁素体晶粒。另外，低温区析出的含nb相可起沉淀强化作用；

ti0.01～0.03％：ti可以在钢中形成非常稳定、弥散、高溶点、高硬度的碳化物，从而提高钢的强度。微合金元素ti，在钢中与n结合，形成细小弥散分布的tin颗粒稳定存在于奧氏体晶界处，在加热过程阻止奥氏体晶粒的长大，保证获得细小奥氏体晶粒，以保证轧后钢板的韧性；

cr0.1～0.5％：在铁内扩散移动比较缓慢，同时也降低碳的扩散速率，cr增加，使等温曲线向右移动，延长相变孕育期，降低临界冷却速率，提高淬透性。同时，随cr量的增加，珠光体转变温度增加，贝氏体转变温度降低。cr能提高钢的淬透性，其淬透作用不如mn、mo，但比si、ni强，cr可以碳化物的形式存在。

ni0.1～0.5％：奥氏体稳定元素，可以使c曲线右移，提高钢的淬透性。ni因提高γ/α相变形核功，提高γ、α两相自由能差而降低临界转变温度。ni可以降低钢中各元素的扩散速率，而延缓奥氏体分解转变，从而提高钢的淬透性。提高强度，减少轧制时由cu引起的缺陷，提高一定程度的盐分作用下的耐候性；

cu0.1～0.4％：ni、cu同时加入，可以在提高贝氏体钢强度的同时，改善钢的韧性。此外，添加cu和ni还可以改善钢的耐腐蚀性能。同吋添加cr、ni和cu元素的钢的腐蚀速率降低。

mo0.1～0.4％：固溶的mo可以提高钢材的淬透性，mo的碳化物析出提高强度；

本发明所述工艺适用于h型钢的实际生产及试验，为了减少试验成本，可采用板状坯料模拟h型钢的翼缘变形，具体为：

将钢坯加热至奥氏体化温度，加热温度控制在1100℃，保温2个小时，锻造成截面尺寸为80×100的钢坯，以板坯轧制代替异形坯轧制，模拟h型钢的翼缘变形。

本发明所述铸坯按现有技术公开的方法制得，即按照设定成分冶炼、精炼和浇注制成铸坯。

本发明一个优选的技术方案为：一种500mpa级海洋工程用h型钢的生产工艺，所述工艺包括下述工艺步骤：

步骤1：按照设定的成分冶炼、精炼和浇注制成铸坯，铸坯成分按照重量百分比含c0.06％，si0.25％，mn1.65％，nb0.08％，ti0.015％，cu0.25％，cr0.3％，ni0.3％，mo0.25％，余量fe，碳当量为0.48；

步骤2：将钢坯重新加热至奥氏体化温度，加热温度控制在1100℃，保温2小时，锻造成截面尺寸为80×100的钢坯，以板坯轧制代替异形坯轧制，模拟h型钢的翼缘变形；

步骤3：将钢坯加热至1250℃保温2小时，在奥氏体再结晶区和未再结晶区分别进行两阶段轧制，共轧制7道次，第一阶段再结晶区开轧温度为1050℃，第一阶段轧制完成三道次轧制，第二阶段未再结晶区开轧温度为950℃，终轧温度为850℃，第二阶段轧制完成四道次；第一阶段的总压下率为42％，第二阶段的总压下率为58.6％；

步骤4：轧制完成后直接进入超快速冷却装置进行冷却，轧制完成后以30～150℃/s的冷却速率冷却至贝氏体相变区ms～650℃，后空冷至室温，获得实验钢。

本发明所述500mpa级海洋工程用h型钢的生产工艺所得钢材的屈服强度为500～700mpa，抗拉强度为650～900mpa，-40℃横向冲击功为50～300j，-40℃纵向冲击功为50～350j以上，延伸率为14～25％。

本发明的有益效果为：本发明提供了一种500mpa级海洋工程用h型钢的生产工艺，其开发了500mpa海洋工程用h型钢，在原来的基础上提高了强度，性能稳定，弥补了国内空白。本发明所述工艺轧后超快速冷却技术可以从根本上加快轧后的冷却速度，提高生产速率，降低了微合金元素的使用，节约生产成本，工艺的可调范围大，适用于工业化应用。

附图说明

图1为实施例1中实验钢厚度方向1/8处的显微组织；

图2为实施例1中实验钢厚度方向1/4处的显微组织；

图3为实施例1中实验钢厚度方向1/2处的显微组织；

图4为实施例2中实验钢厚度方向1/8处的显微组织；

图5为实施例2中实验钢厚度方向1/4处的显微组织；

图6为实施例2中实验钢厚度方向1/2处的显微组织；

图7为实施例3中实验钢厚度方向1/8处的显微组织；

图8为实施例3中实验钢厚度方向1/4处的显微组织；

图9为实施例3中实验钢厚度方向1/2处的显微组织。

具体实施方式

下述非限制性实施例可以使本领域的普通技术人员更全面地理解本发明，但不以任何方式限制本发明。

下述实施例中所述试验方法，如无特殊说明，均为常规方法；所述试剂和材料，如无特殊说明，均可从商业途径获得。

下述实施例中所用“超快速冷却装置”为授权公告号为cn202185466u中国实用新型专利公开的“超快速冷却技术的轧后超快冷装置”。

实施例1

步骤1：按照设定的成分冶炼、精炼和浇注制成铸坯，铸坯成分按照重量百分比含c0.06％，si0.25％，mn1.65％，nb0.08％，ti0.015％，cu0.25％，cr0.3％，ni0.3％，mo0.25％，fe为余量，碳当量为0.48；

步骤2：将钢坯重新加热至奥氏体化温度，加热温度控制在1100℃，保温2小时，锻造成截面尺寸为80×100的钢坯，以板坯轧制代替异形坯轧制，模拟h型钢的翼缘变形；

步骤3：将钢坯加热至1250℃保温2小时，在奥氏体再结晶区和未再结晶区分别进行两阶段轧制，共轧制7道次，第一阶段再结晶区开轧温度为1050℃，第一阶段轧制完成三道次轧制，第二阶段未再结晶区开轧温度为950℃，终轧温度为850℃，第二阶段轧制完成四道次；第一阶段的总压下率为42％，第二阶段的总压下率为58.6％；

步骤4：轧制完成后直接进入超快速冷却装置进行冷却，经过6.7s，终冷温度为530℃，返热温度为575℃，之后空冷至室温，获得实验钢。

所得实验钢的屈服强度为517mpa，抗拉强度为764mpa，-40℃横向冲击功为158j，-40℃纵向冲击功为231j，延伸率为21.3％。获得的实验钢厚度方向1/8处的组织主要以板条贝氏体和细小的粒状贝氏体为主，厚度方向1/4和1/2处主要以贝氏体铁素体上弥散分布m/a岛为主。

实施例2

步骤1：按照设定的成分冶炼、精炼和浇注制成铸坯，铸坯成分按照重量百分比含c0.06％，si0.25％，mn1.65％，nb0.08％，ti0.015％，cu0.25％，cr0.3％，ni0.3％，mo0.25％，fe为余量，碳当量为0.48；

步骤2：将钢坯重新加热至奥氏体化温度，加热温度控制在1100℃，保温2小时，锻造成截面尺寸为80×100的钢坯，以板坯轧制代替异形坯轧制，模拟h型钢的翼缘变形；

步骤3：将钢坯加热至1250℃保温2小时，在奥氏体再结晶区和未再结晶区分别进行两阶段轧制，共轧制7道次，第一阶段再结晶区开轧温度为1050℃，第一阶段轧制完成三道次轧制，第二阶段未再结晶区开轧温度为950℃，终轧温度为850℃，第二阶段轧制完成四道次；第一阶段的总压下率为42％，第二阶段的总压下率为58.6％；

步骤4：轧制完成后直接进入超快速冷却装置进行冷却，经过8s，终冷温度为500℃，返热温度为550℃，之后空冷至室温，获得实验钢。

所得实验钢实验钢的屈服强度为521mpa，抗拉强度为765mpa，-40℃横向冲击功为244j，-40℃纵向冲击功为263j，延伸率为21.3％。获得的实验钢厚度方向1/8处的组织主要以板条贝氏体和细小的粒状贝氏体为主，厚度方向1/4和1/2处主要以贝氏体铁素体上弥散分布m/a岛为主。

实施例3

步骤1：按照设定的成分冶炼、精炼和浇注制成铸坯，铸坯成分按照重量百分比含c0.06％，si0.25％，mn1.65％，nb0.08％，ti0.015％，cu0.25％，cr0.3％，ni0.3％，mo0.25％，fe为余量，碳当量为0.48；

步骤2：将钢坯重新加热至奥氏体化温度，加热温度控制在1100℃，保温2小时，锻造成截面尺寸为80×100的钢坯，以板坯轧制代替异形坯轧制，模拟h型钢的翼缘变形；

步骤3：将钢坯加热至1250℃保温2小时，在奥氏体再结晶区和未再结晶区分别进行两阶段轧制，共轧制7道次，第一阶段再结晶区开轧温度为1050℃，第一阶段轧制完成三道次轧制，第二阶段未再结晶区开轧温度为950℃，终轧温度为850℃，第二阶段轧制完成四道次；第一阶段的总压下率为42％，第二阶段的总压下率为58.6％；

步骤4：轧制完成后直接进入超快速冷却装置进行冷却，经过10s，终冷温度为480℃，返热温度为520℃，之后空冷至室温，获得实验钢。

所得实验钢实验钢的屈服强度为546mpa，抗拉强度为762mpa，-40℃横向冲击功为244j，-40℃纵向冲击功为254j，延伸率为21.3％。获得的实验钢厚度方向1/8处的组织主要以板条贝氏体和细小的粒状贝氏体为主，厚度方向1/4和1/2处主要以贝氏体铁素体上弥散分布m/a岛为主。