一種高強(qiáng)度超厚鋼板的制作方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明設(shè)及一種冶金技術(shù)領(lǐng)域，尤其是設(shè)及一種高強(qiáng)度超厚鋼板，特別是一種厚 度大于200mm的超厚鋼板材料。
【背景技術(shù)】
[0002] 隨著工業(yè)技術(shù)的迅速發(fā)展和設(shè)備大型化的要求，世界各國(guó)對(duì)各種強(qiáng)度級(jí)別的超厚 鋼板的需求量顯著增加，鋼板的厚度也隨之不斷提升。例如，海洋工程鉆采用自升式平臺(tái)粧 腿用齒條板，其強(qiáng)度級(jí)別達(dá)到690MPa，厚度從127mm至224mm不等。石油煉化裝置一一加氨反 應(yīng)器用抗氨CrMo鋼，其極限厚度需求也由過去的120mm提升200mmW上。部分水電用鋼的鋼 板厚度更是達(dá)到270mmW上。超厚鋼板不僅要求一定的強(qiáng)初性匹配，更為重要的是，為了保 證設(shè)備和工程的安全平穩(wěn)運(yùn)行，應(yīng)具有良好的截面性能均勻性和良好的屯、部性能，尤其是 低溫初性。高強(qiáng)度超厚型的具有良好的截面性能均勻性和低溫初性的鋼板的迫切需求，給 本領(lǐng)域的技術(shù)人員帶來越來越大的挑戰(zhàn)。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0003] 鑒于上述問題，本發(fā)明的目的是提供一種36kg強(qiáng)度級(jí)別的超厚鋼板材料，該材料 具有良好的截面均勻性和低溫初性，尤其是良好的屯、部沖擊初性。
[0004] 本發(fā)明定義的高強(qiáng)度超厚鋼板是指強(qiáng)度大于36kg級(jí)別、厚度大于200mm的鋼板。
[0005] 本發(fā)明提供了一種高強(qiáng)度超厚鋼板，W質(zhì)量百分比記，其包括:C:0.10-0.16%， Si ： 0.35 %-0.45 % ,Mn :1.35 %-l. 55 % ,Ni ：0.15-0.50 % ,Cr ：0.00!%-0.25 % ,P ： < 0.008%，S: < 0.005%，Al:0.015%-0.04%，V:0.06%-0.08%，N:0.0090%-0.015%，且 0.5*0.529*Al+0.2*0.275*V < N < 0.8*(0.529*Al+0.275*V)，余量為化。
[0006] 該鋼板的厚度為200-400mm，經(jīng)正火處理，正火工藝為890~930°C加熱均溫后空冷 或水冷。鋼板截面的1/4位置和屯、部為細(xì)小的鐵素體組織和少量珠光體組織，其晶粒度大于 ASTM 8級(jí)。
[0007] 進(jìn)一步地，上述鋼板的生產(chǎn)工藝，包括如下步驟：
[0008] (1)冶煉，采用電爐或轉(zhuǎn)爐將配好的原料進(jìn)行冶煉；
[0009] (2)精煉，使用鋼包精煉爐，用于鋼水脫硫、調(diào)溫和合金化，并為鋼水脫氨和脫氮或 者真空脫氣；
[0010] (3)誘注，使用氣氣保護(hù)模鑄錠誘注；
[0011] (4)開巧，鍛造或社制開巧；
[0012] (5)社制，將開巧后的鋼板在社機(jī)中社制成200-400mm厚度；
[0013] (6)熱處理，將經(jīng)社制的鋼板經(jīng)正火處理，正火工藝為890-930°C加熱均溫后空冷 或水冷；
[0014] 其中，最小模鑄錠身的最小厚度不低于800mm，且總變形比不低于3:1。
[0015] 進(jìn)一步地，上述鋼板的生產(chǎn)工藝，包括如下步驟：
[0016] (I)冶煉，采用電爐或轉(zhuǎn)爐將配好的原料進(jìn)行冶煉；
[0017] (2)精煉，使用鋼包精煉爐，用于鋼水脫硫、調(diào)溫和合金化，并為鋼水脫氨和脫氮或 者真空脫氣；
[0018] (3)鑄巧，板巧或方巧連鑄；
[0019] (4)電渣重烙，采用氣體保護(hù)電渣重烙；
[0020] (4)開巧，社制開巧；
[0021] (5)社制，將開巧后的鋼板在社機(jī)中社制成200-400mm厚度；
[0022] (6)熱處理，將經(jīng)社制的鋼板經(jīng)正火處理，正火工藝為890-930°C加熱均溫后空冷 或水冷；
[0023] 其中，最小模鑄錠身的最小厚度不低于500mm，且總變形比不低于2:1。
[0024] 對(duì)本發(fā)明的技術(shù)方案解釋說明如下：
[0025] 對(duì)于厚度大于200mm的超厚鋼板，生產(chǎn)難點(diǎn)在于如何保證整個(gè)截面的獲得強(qiáng)化效 果和性能均勻性，尤其是應(yīng)獲得屯、部良好的低溫初性。對(duì)于36kg強(qiáng)度級(jí)別的鋼板，其顯微組 織為鐵素體和珠光體組織。超厚鋼板熱社空冷的冷速非常低，例如250mm鋼板的平均冷速不 超過0.05°C/s，即使采用社后加速冷卻，由于熱傳導(dǎo)的滯后效應(yīng)，鋼板的屯、部冷速也不超過 o.rc/s。運(yùn)種現(xiàn)狀造成了熱社態(tài)鋼板的顯微組織非常粗大。因此通常采用正火熱處理使超 厚鋼板的組織細(xì)化和均勻化。正火時(shí)為促進(jìn)降溫過程中冷速的提高，有時(shí)也采用加速冷卻 的方式，如水冷。
[0026] 超厚鋼板的表面、1/4和屯、部位置的冷速差異較大，應(yīng)通過成分設(shè)計(jì)來獲得較寬冷 速范圍下的穩(wěn)定的力學(xué)性能，并細(xì)化顯微組織。V-N微合金化技術(shù)可較大程度實(shí)現(xiàn)運(yùn)一技術(shù) 要求。在鋼中加入一定的V元素，并增加鋼中的N含量。由于N含量的增加提高了V(CN)粒子的 化學(xué)穩(wěn)定性，在正火加熱和保溫過程中，V的回溶量減少而保持未溶的V粒子增加。運(yùn)部分粒 子一方面可W阻止正火保溫過程中奧氏體晶粒的過分長(zhǎng)大，保持奧氏體晶粒細(xì)化效果；另 一方面，V(CN)是誘導(dǎo)晶內(nèi)鐵素體形核的有效粒子，可提高鐵素體相的異質(zhì)形核率，提高鐵 素體相變分?jǐn)?shù)，細(xì)化鐵素體晶粒尺寸。而在鋼板正火加熱過程重新回溶進(jìn)基體的V元素，在 正火冷卻過程中重新在鐵素體中析出，起到析出強(qiáng)化的效果。未溶V粒子的晶粒細(xì)化效果和 固溶V的析出強(qiáng)化效果，二者相互補(bǔ)充，使得超厚鋼板的不同截面位置獲得較好的強(qiáng)初性匹 配。根據(jù)化awan強(qiáng)化規(guī)律，析出強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)值由式A〇p = 8.995X 103fi/2 ? Cfi ? In (2.417d)決定。式中，f為第二相的體積分?jǐn)?shù)，d為第二相顆粒尺寸。第二相析出的體積分?jǐn)?shù) 越多，第二相顆粒尺寸越小，對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)越大。超厚鋼板冷速較高的表面及1/4位置，在正 火過程中的V粒子析出細(xì)小彌散，可獲得較高的析出強(qiáng)化效果，同時(shí)冷速較高，鐵素體組織 較為細(xì)化。而在超厚鋼板的屯、部，由于冷速較低，V(CN)的析出尺寸較大，對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)略 低。但由于冷速較慢，V的析出量（體積分?jǐn)?shù)）增加。同時(shí)，冷速的降低有利于奧氏體未溶V (CN)粒子促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體相變的效果，在一定程度上彌補(bǔ)了由于冷速降低引起晶粒粗化的 不足。由此，采用適當(dāng)?shù)腣微合金化，并提高鋼中的N含量，來改善超厚鋼板的截面效應(yīng)?？傮w 上，超厚鋼板的晶粒較粗，通過AlN粒子析出細(xì)化奧氏體晶粒，并通過相變細(xì)化鐵素體晶粒。
[0027] 綜上，3化g強(qiáng)度級(jí)別的超厚鋼板的成分設(shè)計(jì)在一定的C-Si-Mn合金體系基礎(chǔ)上，加 入0.06-0.08 %的V元素，N含量由傳統(tǒng)的0.003-0.005 %水平提高至0.0090-0.015 %，并加 入0.015-0.040 %的Al元素，與鋼中的N結(jié)合形成AlN第二相，釘扎在奧氏體晶界上，細(xì)化奧 氏體晶粒尺寸?？紤]到36kg的屈服強(qiáng)度級(jí)別（當(dāng)大于150mm厚度時(shí)，實(shí)際要求不低于 290MPa)，C含量控制在0.10-0.16%的范圍，Si含量的目標(biāo)為0.40% (0.35-0.45%的范圍）， Mn含量范圍為1.35-1.55%。另外，考慮鋼板的初化效果，在鋼中加入0.15-0.50%含量的Ni 元素，為細(xì)化珠光體組織，還可加入0.0 l-0.25%的化元素。根據(jù)鋼板的實(shí)際厚度，C、Mn、Ni、 化等元素含量可進(jìn)行上下限調(diào)整。
[0028] 考慮到AUV對(duì)N元素的競(jìng)爭(zhēng)結(jié)合關(guān)系，采用熱力學(xué)軟件計(jì)算了典型成分下的析出 相結(jié)果，如圖1所示。結(jié)果表明，為了達(dá)到最低限度的結(jié)合效果，實(shí)現(xiàn)較好的晶粒細(xì)化和析出 強(qiáng)化，分別WA1、V總量計(jì)，N含量不能低于50%A1N+20%VN所需的總量，即應(yīng)滿足N>0.5* 0. 529*Al+0.巧0.275*V的關(guān)系式。但是，當(dāng)鋼中N含量過高，也易導(dǎo)致自由N或應(yīng)變時(shí)效性能 惡化等結(jié)果，還應(yīng)滿足N ^ 0.8*(0.529*Al+0.275*V)的關(guān)系式。
[0029] 除了保證良好強(qiáng)初性匹配和截面效應(yīng)的成分設(shè)計(jì)方面外，超厚鋼板還應(yīng)采用超純 凈冶煉方式，S，P含量應(yīng)盡可能低，需采用LF爐外精煉，并進(jìn)行真空脫氣，保護(hù)誘注。同時(shí)，應(yīng) 保證巧料經(jīng)過一定的變形比，傳統(tǒng)巧料的變形比不小于3:1，電渣重烙巧的變形比不小于2: 1。 本發(fā)明設(shè)及200mmW上的超厚鋼板產(chǎn)品，而傳統(tǒng)的連鑄鋼巧一般都在400mmW內(nèi)，極個(gè)別 可實(shí)現(xiàn)450mm厚度的連鑄巧，但連鑄偏析和疏松較為嚴(yán)重。因此，連鑄巧不適合進(jìn)行200mm W 上厚度的超厚鋼板生產(chǎn)。宜采用大鋼錠模鑄或電渣重烙方式生產(chǎn)。采用大鋼錠模鑄生產(chǎn)時(shí)， 冶煉后應(yīng)經(jīng)LF精煉+真空(VD或RH)處理，誘注時(shí)需全程Ar氣保護(hù)，W防止吸氣影響鋼錠的冶 金質(zhì)量。為保證超厚鋼板的成品質(zhì)量，壓縮比至少應(yīng)不低于3:1。根據(jù)大量數(shù)據(jù)研究顯示，對(duì) 于200mmW上鋼板的生產(chǎn)，鋼錠的小頭厚度(最薄錠身厚度)不應(yīng)低于800mm，否則，易出現(xiàn)屯、 部致密度不夠、疏松無法有效壓合導(dǎo)致性能不佳的情況。采用電渣重烙工藝生產(chǎn)時(shí)，應(yīng)保證 電渣重烙的電極鋼原料具有良好的成分控制，冶煉電極鋼應(yīng)采用LF精煉+VD或RH真空脫氣， 并保護(hù)誘注。在電渣重烙時(shí)，應(yīng)全程采用Ar保護(hù)進(jìn)行，W防止氣體含量的波動(dòng)對(duì)最終產(chǎn)品性 能產(chǎn)生影響。由于眾所周知的電渣重烙凝固結(jié)晶方式和冶金質(zhì)量?jī)?yōu)于普通鋼錠模鑄，為達(dá) 到較佳的成品質(zhì)量的最小壓縮比可比模鑄錠低，一般不小于2:1。而生產(chǎn)最小200mm鋼板時(shí)， 還應(yīng)確保電渣重烙板巧厚度不小于500mm，否則也易出現(xiàn)屯、部力學(xué)性能降低的結(jié)果。
[0030] 本發(fā)明的高強(qiáng)度超厚鋼板的整個(gè)截面的能夠獲得良好的強(qiáng)化效果和均勻性能，尤 其是能夠獲得良好的屯、部低溫初性，解決了長(zhǎng)期W來困擾本領(lǐng)域技術(shù)人員的超厚鋼板強(qiáng)度 低、組織不均勻、沿厚度截面性能差異過大、屯、部低溫初性不佳的問題。
【附圖說明】
[0031] 圖1是本發(fā)明高強(qiáng)度超厚鋼板的析出相隨溫度的變化情況；
[0032] 圖2是本發(fā)明高強(qiáng)度超厚鋼板的實(shí)施例1的1/4位置金相組織；
[0033] 圖3是本發(fā)明高強(qiáng)度超厚鋼板的實(shí)施例1的屯、部位置金相組織；
[0034] 圖4是本發(fā)