一种低合金高强钢q460c及其生产方法
【专利摘要】一种低合金高强钢Q460C及其生产方法，钢中各元素的质量百分含量分别为：C：0.11～0.15，Si：0.20～0.40，Mn：1.30～1.50，Nb：0.01～0.02，Ti：0.050～0.070，Als：0.020～0.040；板坯加热时间≥3.5h，加热终了时刻温度1100～1190℃；采用CR方式轧制，开轧时的待温厚度为钢板成品厚度的3倍以上，精轧累计压下率≥66%，终轧温度810～850℃；采用ACC冷却方式，钢板终冷温度为630±20℃。本发明采用低Nb?高Ti微合金成分体系，在保证强度的前提下不降低韧性，优化控温轧制及ACC控制冷却工艺，得到理想的F+P组织，且生产成本低廉。
【专利说明】
一种低合金高强钢Q460C及其生产方法
技术领域
[0001] 本发明涉及一种高强钢及其生产方法，尤其涉及一种低合金高强钢Q460C及其生 产方法。
【背景技术】
[0002] Q460C是一种中高强度级别钢种，主要应用于煤炭机械液压支架等工程机械领域。 目前，市场对Q460C的需求，主要集中在厚度规格为12~16mm的中板产品，占 Q460C总需求量 的75%以上。根据调研，国内很多钢厂都已具备生产该钢种相关厚度规格的能力，但这些钢 厂主要采用了高Nb-高V-低Ti或是高Nb-高V的成分设计方式来确保Q460C的力学性能，即： 钢中Nb元素通常控制在0.03wt%~0.06wt%范围内，V元素控制在0.025wt%~0.25wt%范围 内，Ti元素控制在0.007wt%~0.03wt% ;采用这种成分设计方式主要是基于:首先，理论上， Nb、V、Ti元素的碳、氮化析出物均能够起到细化钢中晶粒，提高钢种力学性能的作用，但从 实际应用效果上看，Nb的晶粒细化能力最强，而V、Ti的晶粒细化能力相当；其次，V的控冷有 效性最好，Nb其次，而Ti较差;第三，从合金化难度上来看，由于Ti十分活泼，容易与钢中的 C、0、S等元素发生反应，因此在钢水冶炼过程中，Ti元素收得率的有效控制要难于Nb、V元 素。尽管这种成分设计方式能够满足GB/T1591-2009对Q460C的力学性能要求，但仍然存在 着以下一些问题： (1)、生产成本较高:众所周知，Nb、V、Ti是目前主要提升产品性能的微合金元素，但向 钢中加入Nb、V元素的生产成本要远高于向钢中加入Ti元素的生产成本;据统计，钢中的Nb 含量每增加 O.Olwt%，则生产成本将增加28~30元/吨钢；V含量每增加 O.Olwt%，生产成本 将增加9~11元/吨钢;而钢中的Ti含量每增加0.0 lwt%，生产成本将只增加2~4元/吨钢。因 此，主要依靠 Nb、V元素提升Q460C力学性能的方法的生产成本要高于主要依靠 Ti元素提升 Q460C力学性能的方法的生产成本。
[0003] (2)、铸坯表面更容易产生横裂纹及角横裂纹缺陷：铸坯表面产生的横裂纹、角横 裂纹与钢种的高温延塑性密切相关，该钢种在某一温度区间下的高温延塑性能越差或是较 差的高温延塑性能所对应的温度区间越大，则所对应的铸坯表面就越容易产生裂纹、角横 裂纹缺陷；反之，该钢种在某一温度区间下的高温延塑性能越强或是较差的高温延塑性能 所对应的温度区间越窄，则所对应的铸坯表面就越不容易产生裂纹、角横裂纹缺陷。试验结 果表明：当钢中的Nb元素含量达到0.02wt%以上后，容易导致钢的第III脆性温度区较普通 钢更明显地向高温方向扩展，更容易降低钢的高温延塑性;这是因为Nb元素的氮化物和碳 氮化物在高温下从钢中析出后，其微小析出粒子会附着于钢的Y晶界，而每个粒子周围都 会产生局部应力集中，从而促进γ晶界滑移，造成晶界破坏;此外，由于应力集中现象，会导 致晶界附近的Nb化合物粒子周围产生空洞，而空洞聚合发展会造成延金属晶界的开裂。试 验结果还表明:v的氮化物和碳氮化物会在铸坯冷却过程中分布在奥氏体晶界上，从而会对 Q460C的高温延塑性造成较强的恶化作用。此外，钢中的V元素还容易导致钢的第III脆性温 度区较普通钢更明显地向低温方向扩展。因此钢中如果含有较高的Nb和V，会使钢的第III 脆性温度区间明显变宽，从而使铸坯表面产生横裂纹、角横裂纹的风险加大。
【发明内容】
[0004] 本发明所要解决的技术问题是提供一种低合金高强钢Q460C及其生产方法，在有 效保证成品力学性能满足GB/T1591-2009的要求的同时，大幅降低生产成本;同时解决了背 景技术中Ti元素控冷有效性较差、冶炼收得率不易控制的技术问题。
[0005] 解决上述技术问题的技术方案为： 一种低合金高强钢Q460C，钢中各元素的质量百分含量分别为:C:0.11~0.15,Si :0.20 ~0.40，Mn:1.30~1.50，Nb:0.01~0.02，Ti:0.050~0.070，Als:0.020~0.040。
[0006] -种低合金高强钢Q460C的生产方法，所述Q460C钢中各元素的质量百分含量分别 为：C:0.11~0.15，Si:0.20~0.40，Mn:1.30~1.50，Nb:0.01~0.02，Ti:0.050~0.070， Als:0.020~0.040。
[0007] 上述的一种低合金高强钢Q460C的生产方法，采用铁水预脱硫、转炉冶炼、LF精炼、 连铸、加热炉加热、控制乳制、ACC冷却工艺步骤，其中： 板坯在加热炉内的加热时间多3.5h，加热终了时刻的表面温度控制在1100~1190°C范 围内； 控制乳制工艺中采用CR方式乳制，开乳温度为930~1020°C ; -阶段终乳温度>980°C ; 二阶段开乳温度<920°C，开乳时的待温厚度为钢板成品厚度的3倍以上，精乳累计压下率 彡66%，终乳温度控制在810~850°C范围内； 采用ACC冷却方式控制冷却，钢板的终冷温度为630 ± 20°C。
[0008] 上述的一种低合金高强钢Q460C的生产方法，所述转炉冶炼工艺中控制钢中的0含 量在600ppm以下，控制出钢下渣量为钢水量的0.01%以下，确保钢水的洁净度； LF精炼工艺中精炼时间控制在35min以上，精炼结束前10~15min加钛铁进行微合金 化，有效控制钢中夹杂物级别总和不超过1.5级； 连铸工艺中钢水过热温度控制在10~35°C范围内，拉速全程控制在0.8~l.Om/min范围 内；铸坯下线堆垛缓冷处理。
[0009] 本发明采用低Nb-高Ti的成分设计思路，主要基于以下考虑： 首先，采用低Nb-高Ti的成分设计思路，能够最大限度的发挥Nb、Ti两种元素对Q460C的 力学性能提升作用，确保Q460C的力学性能满足GB/T1591-2009的要求； 其次，采用低Nb-高Ti成分设计，能够有效降低Q460C的生产成本； 第三，采用低Nb-高Ti成分设计，而不添加 V元素，能够有效降低Q460C铸坯表面产生横 裂纹、角横裂纹缺陷的风险，这是因为与Nb、V微合金元素不同，钢中含有较高含量的Ti可以 改善钢的高温延塑性能:a、Ti与N有强的亲和力，TiN可以在略低于钢的固相线温度下生成， 因而尺寸较粗大，能够在钢中随机分布，而Nb的氮化物和碳氮化物尺寸较TiN更加细小，从 而会对钢的高温延塑性造成较大的危害;b、高温时生成的TiN析出量多，钢中TiN析出物的 体积分数高，可以抑制高温时晶粒的长大，改善钢的高温延塑性，同时，由于尺寸较粗大，与 细小的Nb的氮化物、碳氮化物相比，TiN钉扎晶界只能维持很短的时间，铸坯表面的一些微 小裂纹来不及聚集、长大便会被晶界迀移包裹在新晶粒内部;c、高温时生成的粗大TiN可以 作为Nb的氮化物、碳氮化物等析出物的核心，Nb的氮化物、碳氮化物等析出物依附在TiN上 形核长大，从而显著降低了原本可以生成的微小Nb的氮化物、碳氮化物等析出物降低钢的 高温延塑性的作用;d、钢中的N会优先与Ti进行反应，从而减少了与Nb等元素反应的N量，微 小的Nb的氮化物、碳氮化物等析出物生成量随之减少，从而改善了钢的高温延塑性能;研究 结果表明：当钢中加入0.02%以上的Ti，钢的第III脆性温度区间会明显缩小，钢的RA值由 30%提高到60%以上;e、较高的Ti含量可显著提高Q460C的横向冲击韧性，这是因为:Ti与S的 亲和力要强于Mn与S的亲和力；因而随着钢中Ti含量的增加，钢中的Ti 4C2S2化合物逐渐增多 并取代了MnS夹杂，即Ti的加入夺取了MnS中的S而与之生成了更为稳定的Ti 4C2S2,从而减少 了MnS的析出，减轻了MnS夹杂在铸坯中心区域的富集；因为MnS夹杂在铸坯中心区域的富集 是产生铸坯偏析的主要原因，而铸坯偏析又是降低冲击韧性的主要因素，所以MnS析出量的 减少可明显降低产生中心偏析的可能性，而较硬的Ti 4C2S2化合物在乳制过程不易变形，且 呈球状，从而提高了 Q460C的横向冲击韧性。
[0010]本发明Nb元素和Ti加入量的控制主要基于以下原理： Nb:该元素在钢中与氮、碳具有极强的亲和力，可与之形成稳定的Nb(C，N)(指Nb的碳化 物和碳氮化物)化合物，在控制乳制过程中诱导析出，沿奥氏体晶界弥散分布，可以作为相 变的形核质点，从而细化铁素体晶粒;在此钢种中，Nb的作用主要为细化晶粒。在生产实际 中发现，延伸率不合格钢板的厚度偏析位置存在游离的单质Nb，并且会恶化钢板的性能，同 时当Nb含量大于0.02 wt %，容易使铸坯表面产生裂纹缺陷，影响终乳产品质量，因此，本发 明将Nb含量设计为0.0 lwt%~0.02wt%。
[0011] Ti :Ti的加入可以降低Nb元素造成的裂纹影响，且与C、N元素形成耐高温的粒子钉 扎在原始奥氏体晶界，阻止原始晶粒的长大，并改善钢板的焊接性能。研究表明，当钛含量 彡0.02wt%时，强度增加不明显，钛的沉淀析出强化作用很小；钛含量为0.02wt%~0.04wt% 时，因析出稳定的TiN，有效地阻止奥氏体晶粒长大，铁素体晶粒直径可由14. Sum降至 8.5um，以及TiC的析出强化作用，屈服强度和抗拉强度显著升高；当钛含量小于0.1lwt%时， 随着钛含量的增加，抗拉强度、屈服强度线性增加，当钛含量大于O.llwt%以后，强度增加已 很不明显;钢中钛含量与伸长率的关系也可以近似表示为线性关系，随着钛含量的增加，塑 性降低。当钛含量为0.05wt%~0.12wt%时，表现出材料有最佳的强度和塑性配合，同时屈强 比较低;此外，较高的Ti含量，降低钢中的MnS夹杂物含量；因此，为了保证钢板的强度符合 标准，设计Ti含量最小为0.050wt%，为了保证钢板的延伸率并考虑钢板成本，设计Ti含量最 大为0.070wt%。
[0012]本发明为确保钢板力学性能满足GB/T1591-2009的要求，采用了控制乳制+ACC冷 却的工艺流程，各工艺流程的参数设定范围主要是在参照相关冶金原理的基础上，通过现 场试验得到的： a. 将板坯经加热炉加热之后的表面温度控制在1100-1190 °C之间可以降低加热过程中 氧化铁皮的产生，便于除鳞箱除鳞;而且在此温度范围内，原始奥氏体晶粒尺寸不会急剧长 大，便于细化晶粒； b、 第一阶段乳制温度控制在980°C以上是为了保证钢板的变形在奥氏体再结晶温区进 行，通过反复的再结晶细化晶粒;将二阶段的开乳温度定在920°C以下是为了保证其变形是 在未再结晶温区内进行，从而避开部分再结晶温区，减少混晶现象;控制钢板二阶段乳制时 的厚度为成品厚度的3倍以上，便可以获得累积压下率多66%，以此是为了获得足够的相变 形核点（位错)和驱动力（变形能）；终乳温度控制在810-850°C是可以保证钢板在较低的温 度下进行变形，减少高温阶段发生的回复等降低位错密度的现象;而且在此终乳温度条件 下钢板进入ACC设备进行控制冷却时的温度可以控制在750°C(大约为此钢的A r3点）以上， 此时钢板的组织仍为奥氏体，可以保证控制冷却的效果，通过控冷降低奥氏体转变温度，细 化晶粒，并硬化铁素体，提尚钢板强度。
[0013] C、实际生产说明钢板出ACC时的终冷温度控制在630°C附近，钢板的组织仍为F+P， 不会出现B等中温转变的强硬相。细化的F+P组织，可以保证钢板的强度符合国标要求，而且 塑韧性也能得到保证。终冷温度太高会降低强度，太低会损害塑韧性。
[0014] 本发明的有益效果为： 本发明低合金高强钢Q460C，通过合理的成分设计，采用低Nb-高Ti微合金成分体系，在 保证强度的前提下不降低韧性，采用纯净钢水、优化控温乳制及ACC控制冷却工艺，得到理 想的F+P组织，且晶粒均匀细小，力学性能满足GB/T1591-2009的要求，同时生产成本低于国 内其它可生产Q460C的钢铁企业，具有较强的竞争优势。
【附图说明】
[0015]图1为实施例1所生产的Q460C的1000X显微组织图； 图2为实施例2所生产的Q460C的1000 X显微组织图； 图3为实施例3所生产的Q460C的1000 X显微组织图。
【具体实施方式】
[0016]本发明一种低合金高强钢Q460C，钢中各元素的质量百分含量分别为：C:0.11~ 0.15，Si:0.25~0.35，Mn:1.35~1.45，Nb:0.01~0.02，Ti:0.050~0.070，Als:0.020~0.040。 [0017] 一种低合金高强钢Q460C的生产方法，采用铁水预脱硫、转炉冶炼、LF精炼、连铸、 加热炉加热、控制乳制、ACC冷却工艺步骤，其中： 转炉冶炼工艺中控制钢中的〇含量在600ppm以下，控制出钢下渣量在钢水量的0.01%以 下，确保钢水的洁净度； LF精炼工艺中精炼时间控制在35min以上，精炼结束前10~15min加钛铁进行微合金 化，有效控制钢中夹杂物级别总和不超过1.5级； 连铸工艺中钢水过热温度控制在10~35°C范围内，拉速全程控制在0.8~l.Om/min范围 内；铸坯下线堆垛缓冷处理； 板坯在加热炉内的加热时间多3.5h，加热终了时刻的表面温度控制在1100~1190°C范 围内； 控制乳制工艺中采用CR方式乳制，开乳温度为930~1020°C ; -阶段终乳温度>980°C ; 二阶段开乳温度<920°C，开乳时的待温厚度为钢板成品厚度的3倍以上，精乳累计压下率 彡66%，终乳温度控制在810~850°C范围内； 采用ACC冷却方式控制冷却，钢板的终冷温度为630 ± 20°C。
[0018]以下通过具体实施例1~3对本发明做进一步说明： 实施例1~3选用260mm大断面连铸坯以保证压缩比，生产厚度规格为12~16mm的Q460C 成品钢，生产过程中LF精炼工艺中精炼时间控制在35min以上，全程微正压操作防止钢水吸 氮;采用石灰、铝线、铝粒等造白渣脱硫，快速成渣，脱硫过程合理控制气量，严禁采用大气 量搅拌;采用锰铁、硅铁、铝线、钛铁进行成分调整，在LF后期成白渣脱硫后进行Als调整，精 炼结束前10~15min加钛铁进行微合金化，成分调整完成后取样前软吹时间不低于3min;出 站S彡0.010%以下，Ca彡25ppm，有效控制钢种夹杂物级别总和不超过1.5级；连铸工艺中浇 注过程中全程保护性浇铸，使用二冷区电磁搅拌和动态轻压下，钢水过热温度稳定控制在 10~35°C范围内，拉速全程控制在0.8~1.0 m/min范围内；铸坯下线堆垛缓冷，冷却时间大于 24h； 表1列出了实施例1~3钢中各元素质量百分比及厚度规格，表2列出了实施例1~3控乳 +ACC冷却工艺参数;表3列出了实施例1~3所生产的Q460C力学性能指标。
[0019] 表1实施例1~3的主要化学成分质量百分比(wt%)
表3显示，本发明实施例1~3所生产的Q460C成品钢力学性能完全满足国标GB/T1591-2009的要求。
【主权项】
1. 一种低合金高强钢Q460C，其特征在于：钢中各元素的质量百分含量分别为：C:0.11 ~0.15，Si:0.20~0.40，Mn :1.30~1.50，Nb:0.01~0.02，Ti:0.050~0.070，Als:0.020~ 0.040。2. -种低合金高强钢Q460C的生产方法，其特征在于:所述Q460C钢中各元素的质量百 分含量分别为：C:0.11 ~0.15，Si:0.20~0.40，Mn:1.30~1.50，Nb:0.01~0.02，Ti:0.050 ~0.070，Als:0.020~0.040。3. 如权利要求2所述的一种低合金高强钢Q460C的生产方法，采用铁水预脱硫、转炉冶 炼、LF精炼、连铸、加热炉加热、控制乳制、ACC冷却工艺步骤，其特征在于： 连铸板坯在加热炉内的加热时间多3.5h，加热终了时刻的表面温度控制在1100~1190 °(：范围内； 控制乳制工艺中采用CR方式乳制，开乳温度为930~1020°C; -阶段终乳温度>980°C; 二阶段开乳温度<920°C，开乳时的待温厚度为钢板成品厚度的3倍以上，精乳累计压下率 彡66%，终乳温度控制在810~850°C范围内； 采用ACC冷却方式控制冷却，钢板的终冷温度为630 ± 20°C。4. 如权利要求3所述的一种低合金高强钢Q460C的生产方法，其特征在于:所述转炉冶 炼工艺中控制钢中的0含量在600ppm以下，控制出钢下渣量为钢水量的0.01%以下，确保钢 水的洁净度； LF精炼工艺中精炼时间控制在35min以上，精炼结束前10~15min加钛铁进行微合金 化，有效控制钢中夹杂物级别总和不超过1.5级； 连铸工艺中钢水过热温度控制在10~35°C范围内，拉速全程控制在0.8~l.Om/min范围 内；铸坯下线堆垛缓冷处理。
【文档编号】C21D8/02GK106086647SQ201610548906
【公开日】2016年11月9日
【申请日】2016年7月13日
【发明人】贾国生, 杨雄, 范佳, 成慧梅, 郝宾宾, 马有辉, 姚宙, 李朝辉
【申请人】河北钢铁股份有限公司邯郸分公司