一种经济型低屈强比高强度钢及其制造方法
阅读说明：本技术 一种经济型低屈强比高强度钢及其制造方法 (Economical low-yield-ratio high-strength steel and manufacturing method thereof ) 是由 孙磊磊 朱春生 吴扣根 郑磊 章传国 沈燕 于 2020-04-27 设计创作，主要内容包括：本发明公开了一种经济型低屈强比高强度钢,其含有质量百分比如下的下述化学元素：C：0.045～0.080％,Si：0.10～0.30％,Mn：1.60～1.85％,Cr：0.15～0.30％,Mo：0.06～0.24％,Nb：0.040～0.075％,Ti：0.005～0.020％,Al：0.01～0.05％,Ca：0.001～0.004％,N：0.001～0.005％。此外本发明还公开了一种经济型低屈强比高强度钢的制造方法,其包括步骤：(1)冶炼和连铸；(2)再加热；(3)轧制；(4)冷却：采用DQ+ACC两段式冷却工艺,其中开冷温度为700～750℃,在DQ段冷速为30～40℃/s,DQ停冷温度为550～620℃,ACC段冷速为10～25℃/s,ACC停冷温度为430～530℃。本发明所述的经济型低屈强比高强度钢采用合理的化学成分和工艺设计,不仅有优良的经济性,还具有高强韧性和低屈强比的特性。(The invention discloses economical low-yield-ratio high-strength steel which contains the following chemical elements in percentage by mass: c: 0.045-0.080%, Si: 0.10 to 0.30%, Mn: 1.60-1.85%, Cr: 0.15-0.30%, Mo: 0.06-0.24%, Nb: 0.040-0.075%, Ti: 0.005-0.020%, Al: 0.01-0.05%, Ca: 0.001-0.004%, N: 0.001 to 0.005%. In addition, the invention also discloses a manufacturing method of economical low-yield-ratio high-strength steel, which comprises the following steps: (1) smelting and continuous casting; (2) reheating; (3) rolling; (4) and (3) cooling: a DQ + ACC two-stage cooling process is adopted, wherein the open cooling temperature is 700-750 ℃, the cooling speed in the DQ stage is 30-40 ℃/s, the DQ stop cooling temperature is 550-620 ℃, the cooling speed in the ACC stage is 10-25 ℃/s, and the ACC stop cooling temperature is 430-530 ℃. The economical low-yield-ratio high-strength steel disclosed by the invention adopts reasonable chemical components and process design, and not only has excellent economy, but also has the characteristics of high strength and toughness and low yield ratio.)
技术领域
本发明涉及一种金属材料及其制造方法，尤其涉及一种钢种及其制造方法。
背景技术
天然气作为主要的清洁能源，在能源消费结构中的占比逐年增加，近些年，全球范围铺设了大量天然气管道，这也带动管线钢产品技术不断进步。目前，X80高强度管线钢已在中国西气东输和中俄东线管道中得到了应用。然而，随着技术的进一步发展，管道设计方为了提高管道的塑性变形容限和服役安全，对管线钢性能指标的要求不断提高，其中，低屈强比要求已成为一项技术发展趋势。行业通用标准API Spec 5L要求X80管线管的屈强比上限为0.93，现在部分管线工程设计要求屈强比≤0.90，这就需要对X80管线钢重新设计，以满足制管后的钢管屈强比要求。
在经济性方面，常规X80管线钢为了满足强度和韧性要求，成分上通常依靠Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V中的多种合金来保证性能，合金成本相对较高，而长输管道工程的用钢量通常很大，所以，开发性能优异的经济型X80管线钢势必能够带来巨大的经济效益，并提高市场竞争力。
公开号为CN102676937A，公开日为2012年9月19日，名称为“一种低成本高强度X80管线用钢板的生产工艺”的中国专利文献，一种低成本高强度X80管线用钢板的生产工艺，该生产工艺通过低终冷温度(≤400℃)实现高强度，其在化学成分上不含Mo元素，虽然实现了低成本，但难以通过固溶强化抵抗高强度管线钢焊接导致的热影响区软化，进而影响工程应用。
公开号为CN101768703A，公开日为2010年7月7日，名称为“一种低屈强比X80级管线钢及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种低屈强比X80级管线钢及其制造方法，其屈强比在0.748～0.845范围，在化学成分设计上，钢中昂贵的合金元素Cu、Ni、V、Nb含量较高，并采用了较高的板坯加热温度(1180～1220℃)以确保合金固溶，因此生产成本较高。
公开号为CN101962733A，公开日为2011年2月2日，名称为“一种低成本、高强韧X80抗大变形管线钢及生产方法”的中国专利文献，公开了一种低成本、高韧性抗大变形X80管线钢及生产方法，其采用轧后空冷+水冷两阶段控制冷却工序，进而获得铁素体+贝氏体双相组织，实现管线钢的屈强比＜0.80，但由于铁素体含量较高，管线钢屈服强度仅在530～600MPa范围，未达到X80的屈服强度要求(≥555MPa)，同时该专利实施例中昂贵的合金元素Cu、Ni含量均在0.15％以上，含量较高，生产成本比较高。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种经济型低屈强比高强度钢，该经济型低屈强比高强度钢采用Mn、Cr、Mo、Nb合金化的成分设计，不含Cu、Ni、V元素，具有良好的经济性，有效控制了合金成本。
为了实现上述目的，本发明提供了一种经济型低屈强比高强度钢，其含有质量百分比如下的下述化学元素：
C：0.045～0.080％，Si：0.10～0.30％，Mn：1.60～1.85％，Cr：0.15～0.30％，Mo：0.06～0.24％，Nb：0.040～0.075％，Ti：0.005～0.020％，Al：0.01～0.05％，Ca：0.001～0.004％，N：0.001～0.005％。
进一步地，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，其各化学元素质量百分比为：
C：0.045～0.080％，Si：0.10～0.30％，Mn：1.60～1.85％，Cr：0.15～0.30％，Mo：0.06～0.24％，Nb：0.040～0.075％，Ti：0.005～0.020％，Al：0.01～0.05％，Ca：0.001～0.004％，N：0.001～0.005％，余量为Fe及其他不可避免的杂质。
在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，各化学元素的设计原理如下所述：
C：在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，碳是最基本的强化元素，具有固溶强化和碳化物沉淀强化的作用。适量的C元素可以有效保证钢的强度，但需要注意的是，过高的C含量会增加组织中碳化物的尺寸和含量，从而影响钢的低温韧性和焊接性能。因此在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中控制C的质量百分比在0.045～0.080％之间。
在一些优选的实施方式中，C的质量百分比可以控制在0.050～0.075％之间。
Si：在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，Si是固溶强化元素，同时也是钢中的脱氧元素，但钢中Si的质量百分比过高会恶化钢材的焊接性能。因此，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中控制Si的质量百分比在0.10～0.30％之间。
Mn：在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，Mn可以通过固溶强化提高钢的强度，其是钢中最有效且最经济的强化元素。Mn元素在高强度钢中还具有促进MA(马奥组元)形成的作用，有利于提高钢的抗拉强度，进而降低屈强比，但MA的尺寸和含量不宜过大，否则会降低钢的韧性。另一方面，过高含量的Mn会增加中心偏析控制难度，从而导致钢的韧性下降。因此，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中控制Mn的质量百分比在1.60～1.85％之间。
在一些优选的实施方式中，Mn的质量百分比可以控制在1.65～1.80％之间。
Cr：在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，Cr可以有效提高钢的淬透性，确保厚规格钢板厚度方向的组织及性能均匀性，并提高钢的强度。但需要注意的是，如果钢中Cr含量过高，钢板在快冷过程中容易形成硬相组织，不利于低温韧性和焊接性能。因此，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中控制Cr的质量百分比在0.15～0.30％之间。
Mo：在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，Mo元素可以有效提高钢的强度，具有扩大γ相区的作用，可降低钢的γ→α相变温度，在钢中可以起到细化相变组织的作用，并抑制准多边形铁素体和珠光体等低韧性组织的形成。此外，Mo元素还可以有效抑制管线焊接过程中的热影响区软化。但需要注意的是Mo元素价格昂贵，不宜过量添加。因此，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中控制Mo的质量百分比在0.06～0.24％之间。
在一些优选的实施方式中，Mo的质量百分比可以控制在0.06～0.18％之间。
Nb：在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，Nb元素是细化晶粒的重要元素，固溶Nb可以通过溶质拖曳作用钉扎形变奥氏体晶界，阻碍奥氏体晶粒长大。此外，其还具有提高再结晶温度的作用，可以增加精轧过程的未再结晶区应变累积。随着热轧过程的温度降低，Nb的氮化物和碳化物析出，可以在γ→α相变过程中，通过钉扎晶界抑制铁素体晶粒长大，同时其还具有沉淀强化作用。但需要注意的是，当钢中Nb含量过高时，会受C、Nb溶度积的限制，需要更高的板坯加热温度加热，进而导致原始奥氏体晶粒长大。因此，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中控制Nb的质量百分比在0.040～0.075％之间。
在一些优选的实施方式中，Nb的质量百分比可以控制在0.045～0.065％之间。
Ti：在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，Ti与N有很强的结合力，是一种强烈的碳氮化物形成元素，Ti元素形成的TiN具有较高的热稳定性，能够在板坯加热和粗轧再结晶过程中阻止奥氏体晶粒的长大，此外，TiN还能在焊接过程中抑制热影响区晶粒长大，提高焊接性能。但需要注意的是，钢中Ti含量过高，会形成尺寸较大的Ti的氮化物和碳化物，不利于钢的韧性。因此，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中控制Ti的质量百分比在0.005～0.020％之间。
Al：在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，Al是脱氧元素，为了达到脱氧的效果，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中控制Al的质量百分比在0.01～0.05％之间。
Ca：在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，可以通过微Ca处理控制硫化物的形态，从而抑制MnS夹杂物的形成。但需要注意的是，若钢中Ca含量过高，则会引入含Ca的夹杂物，从而对钢的性能产生影响。因此，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中控制Ca的质量百分比在0.001～0.004％之间。
N：在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，N元素可以与Ti形成高熔点的TiN粒子，从而可以起到抑制再加热过程中奥氏体晶粒粗化的作用。但钢中N含量过高时，间隙N原子会钉扎位错，使得钢的屈服强度和屈强比明显上升。因此，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中控制N的质量百分比在0.001～0.005％之间。
进一步地，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，其各化学元素质量百分含量同时满足：0.34％≤C+Mn/6≤0.38％，0.30％≤Cr+Mo≤0.40％，2.5≤Ti/N≤5.0，其中C、Mo、Cr、N、Ti和Mn均表示相应元素的质量百分含量。
在上述技术方案中，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，在控制单一元素含量的同时，通过控制0.34≤C+Mn/6≤0.38和0.30％≤Mo+Cr≤0.40％，可以有效保证本发明所述的经济型低屈强比高强度钢的强度。
进一步地，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，其还含有0＜B≤0.0005％。
在本发明所述的技术方案中，本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中还可以含有少量的B，B作为强淬透性元素，适量的B可以提高钢的淬透性。但B含量过高，会对钢的塑性和韧性产生不利影响，因此，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中控制B的质量百分比为0＜B≤0.0005％。
进一步地，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，在其他不可避免的杂质中，P≤0.015％，并且/或者S≤0.002％。
上述技术方案中，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，P和S均是钢中不可避免的杂质元素，在钢中P和S元素含量越低越好。S易形成MnS夹杂物，经轧制后呈长条形，P是易于偏析的元素，钢中P和S杂质元素含量过高，会大大影响钢的性能。因此，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，控制P的质量百分比为P≤0.015％，控制S的质量百分比为S≤0.002％。
进一步地，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，其各化学元素质量百分含量满足下述各项的至少其中之一：
C：0.050～0.075％，
Mn：1.65～1.80％，
Mo：0.06～0.18％，
Nb：0.045～0.065％。
进一步地，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，其微观组织为多边形铁素体+马奥组元+粒状贝氏体。
进一步地，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，其中多边形铁素体的相比例为5～25％，马奥组元的相比例为2～10％。
进一步地，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，其中多边形铁素体的平均晶粒尺寸小于10μm；并且/或者马奥组元的平均尺寸小于2μm。
进一步地，在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢中，其性能满足下述各项的至少其中之一：屈服强度Rt0.5为560～680MPa，抗拉强度Rm为640～760MPa，屈强比Rt0.5/Rm≤0.89，延伸率A50.8≥22％；-20℃下的夏比冲击功AKV≥230J；-15℃下的DWTT断口剪切面积率SA％≥85％。
相应地，本发明的另一目的在于提供一种经济型低屈强比高强度钢的制造方法，该制造方法生产工艺成本较低，采用该制造方法制得的经济型低屈强比高强度钢的屈服强度Rt0.5为560～680MPa，抗拉强度Rm为640～760MPa，屈强比Rt0.5/Rm≤0.89，延伸率A50.8≥22％；-20℃下的夏比冲击功AKV≥230J；-15℃下的DWTT断口剪切面积率SA％≥85％，其具有优异的强韧性和低屈强比的特性。
为了实现上述目的，本发明提出了上述的经济型低屈强比高强度钢的制造方法，包括步骤：
(1)冶炼和连铸；
(2)再加热；
(3)轧制；
(4)冷却：采用DQ(即在线直接淬火)+ACC(即加速冷却)两段式冷却工艺，其中开冷温度为700～750℃，在DQ段冷速为30～40℃/s，DQ停冷温度为550～620℃，ACC段冷速为10～25℃/s，ACC停冷温度为430～530℃。
在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢的制造方法中，通过对工艺条件尤其是冷却工艺参数的控制，利用低碳含铌钢的晶粒细化、析出强化、相变控制等理论，充分利用控轧控冷技术，使得采用本发明所述的制造方法所制得的经济型低屈强比高强度钢具有包括粒状贝氏体，细小多边形铁素体以及细小的马奥组元的微观组织，具有优异的强韧性和低屈强比的特性。
在本发明所述的制造方法中，在所述步骤(4)中，控制入水开冷的温度为700～750℃，可以保证少量的多边形铁素体析出，并获得低屈强比。DQ冷却段控制冷速为30～40℃/s的快冷，不仅可以避免铁素体长大，还能抑制准多边形铁素体和珠光体组织，确保钢的强度。ACC冷却段控制10～25℃/s相对较低的冷速，可促使少量细小的马奥组元形成，提高钢的抗拉强度，又不会降低韧性。此外，ACC停冷温度会影响贝氏体形态，本发明中ACC停冷温度控制在430～530℃，可以获得细小的粒状贝氏体。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(1)中，将连铸拉速波动控制在±0.3m/min范围内，并采用动态轻压下控制偏析。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，控制再加热温度为1100～1160℃。
在本发明所述的经济型低屈强比高强度钢的制造方法中，在所述步骤(2)中，控制再加热温度为1100～1160℃。这是因为：为了防止板坯的奥氏体晶粒长大，本发明尽可能采用较低的再加热温度，而为了确保Nb充分固溶，再加热温度也不宜过低。因此，为了保证钢的综合性能，控制再加热温度为1100～1160℃。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，在粗轧阶段，控制粗轧温度为950～1080℃，粗轧最后2道次的单道次压下率≥15％，粗轧末道次轧制温度为950～990℃范围。
上述方案中，在所述步骤(3)中，粗轧的主要作用是通过再结晶细化晶粒，应在再结晶温度以上进行，因此控制粗轧温度为950～1080℃。此外，为了促使板坯心部发生再结晶，粗轧最后2道次的单道次压下率≥15％，可以确保变形渗透到板坯心部。另外，为控制再结晶的晶粒长大程度，需要控制粗轧末道次在较低的温度范围950～990℃。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，在精轧阶段，控制精轧温度为770～860℃，精轧总压下率≥70％，精轧终轧温度为770～820℃。
在本发明上述方案中，在所述步骤(3)中，精轧在未再结晶区进行，提高精轧压下率可以增加形变奥氏体晶粒内部的应变储能和变形带，促进相变形核。另一方面，轧制温度越低，应变储能的回复越少，因此，本发明采用较低的精轧轧制温度，控制精轧温度为770～860℃，并控制精轧终轧温度为770～820℃，精轧总压下率≥70％。
本发明所述的经济型低屈强比高强度钢及其制造方法相较于现有技术具有如下所述的优点以及有益效果：
本发明所述的经济型低屈强比高强度钢采用Mn、Cr、Mo、Nb合金化的化学成分设计，不含Cu、Ni、V元素，具有良好的经济性，有效控制了合金成本。该经济型低屈强比高强度钢的屈服强度Rt0.5为560～680MPa，抗拉强度Rm为640～760MPa，屈强比Rt0.5/Rm≤0.89，延伸率A50.8≥22％；-20℃下的夏比冲击功AKV≥230J；-15℃下的DWTT断口剪切面积率SA％≥85％，实现了在具有良好经济性的同时，还具有低屈强比和高强度的特性。
此外，本发明所述的制造方法通过对工艺条件尤其是冷却工艺参数的控制，使得采用本发明所述的制造方法所获得的经济型低屈强比高强度钢的微观组织为多边形铁素体+马奥组元+粒状贝氏体的复相组织，其中，多边形铁素体体积百分比含量为5～25％，平均晶粒尺寸小于10μm，马奥组元含量为2～10％，平均尺寸小于2μm。有效保证了制得的经济型低屈强比高强度钢具有优异的强韧性和低屈强比的特性。
附图说明
图1为实施例1的经济型低屈强比高强度钢的500倍显微镜下的金相组织图。
图2为实施例1的经济型低屈强比高强度钢的1000倍显微镜下的金相组织图。
具体实施方式
下面将结合具体的实施例和说明书附图对本发明所述的经济型低屈强比高强度钢及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
实施例1-6
表1列出了实施例1-6的经济型低屈强比高强度钢中各化学元素质量百分比。
表1.(wt％，余量为Fe和其他除了P、S以外的不可避免的杂质)
本发明所述实施例1-6的经济型低屈强比高强度钢均采用以下步骤制得：
(1)冶炼和连铸：其中在连铸过程中，将连铸拉速波动控制在±0.3m/min范围内，并采用动态轻压下控制偏析；
(2)再加热：控制再加热温度为1100～1160℃；
(3)轧制：其中在粗轧阶段中，控制粗轧温度为950～1080℃，粗轧最后2道次的单道次压下率≥15％，粗轧末道次轧制温度为950～990℃范围。在精轧阶段中，控制精轧温度为770～860℃，精轧总压下率≥70％，精轧终轧温度为770～820℃；
(4)冷却：采用DQ+ACC两段式冷却工艺，其中开冷温度为700～750℃，在DQ段冷速为30～40℃/s，DQ停冷温度为550～620℃，ACC段冷速为10～25℃/s，ACC停冷温度为430～530℃。
表2-1和表2-2列出了实施例1-6的经济型低屈强比高强度钢的制造方法的具体工艺参数。
表2-1.
需要说明的是，由于实际操作过程中，温度的控制是波动的，并非稳定在一个固定值，因此，表2-1中的步骤(3)中的粗轧温度和精轧温度在各实施例中呈现为一端范围值而不是点值。
表2-2.
将实施例1-6的经济型低屈强比高强度钢进行各项性能测试，所得的测试结果列于表3中。
表3列出了实施例1-6的经济型低屈强比高强度钢的力学性能测试结果。
表3.
由表3可看出，本发明各实施例的屈服强度Rt0.5均在560～680MPa范围，抗拉强度Rm在640～760MPa范围，屈强比Rt0.5/Rm≤0.89，延伸率A50.8≥22％，-20℃夏比冲击功AKV≥230J，-15℃DWTT断口剪切面积率SA％≥85％。各实施例的经济型低屈强比高强度钢的各项性能十分优异，具有优异的强韧性和低屈强比特性，可以有效做为管线钢有效应用于天然气运输领域。
图1为实施例1的经济型低屈强比高强度钢的500倍显微镜下的金相组织图。
图2为实施例1的经济型低屈强比高强度钢的1000倍显微镜下的金相组织图。
结合图1和图2可以看出，在实施例1的经济型低屈强比高强度钢中，其微观组织为多边形铁素体+马奥组元+粒状贝氏体的复相组织。此外，经过测定，实施例1的经济型低屈强比高强度钢的多边形铁素体的相比例为5～25％，多边形铁素体的平均晶粒尺寸小于10μm，马奥组元的相比例为2～10％，马奥组元的平均晶粒尺寸小于2μm。
需要注意的是，以上所列举实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。
- 上一篇：一种医用注射器针头装配设备
- 下一篇：钢板及镀覆钢板