一种含钒钛钢的生产方法

技术领域

本发明涉及高强度热连轧钢的生产方法，具体涉及一种含钒钛钢平均晶粒尺寸控制在3μm以内，小尺寸纳米析出相比例控制在70％以上的方法。

背景技术

近年来，随着我国钢铁冶炼水平的提升，以及钢铁微合金化技术的发展，钒和钛在钢中的应用得到有效推广。已经从单一的钒或者钛微合金化方式发展为钒钛复合微合金化方式。钢的强度级别也由传统的600-700MPa级别向800MPa及以上级别发展。其中，1000MPa级别热轧高强钢目前市场上主要为热处理钢，很少有铁素体基加析出强化的钢。

经检索，CN 109023111 B公开了一种1000MPa级热轧汽车大梁钢及其生产方法，其组分按重量百分比计：C：0.10-0.20％，Mn：1.5-1.7％，Si≤0.10％，P≤0.015％，S≤0.005％，Nb：0.045-0.055％，Ti：0.08-0.10％，N≤40ppm，Als：0.025-0.06％，H≤0.002％，其余为余Fe和不可避免的杂质。采用深脱硫预处理-转炉冶炼-LF精炼-RH精炼-连铸-板坯加热-粗轧-精轧-超快冷的生产工艺，获得屈服强度≥750MPa，抗拉强度≥1000MPa，延伸率≥10％，180°冷弯d＝4a合格，马氏体比例≥80％的成品钢。该发明采用Nb-Ti复合微合金化，结合快速冷却工艺，获得基体组织大部分为马氏体的钢，且未经过回火热处理，可以预想的到，该钢种韧性较低，成型性能较差，使用领域受限。

CN 201380021909.9公开了一种高强度薄钢板及其制造方法，其组分按重量百分比计：C：0.08-0.20％，Mn：0.1-3.0％，Si：0.3％以下，Al：0.10％以下，P：0.10％以下，S：0.030％以下，N：0.010％，V：0.20-0.80％，再添加Ti、Nb/Mo、B、Cr/Ni中的一组或两组，经过加热、粗轧、精轧、镀层退火，获得屈服强度1000MPa以上的薄钢板。

综上可知，现有大多数1000MPa级热处理钢添加高淬透性元素，或采用热处理工艺，或采用快速冷却工艺获得马氏体钢，存在成形性能较低的问题。因此，有必要开发一种强度和成形性能匹配、生产工艺简单的铁素体基超高强热连轧钢及其生产方法。

发明内容

本发明的目的是提供一种含钒钛钢的生产方法，该钢种显微组织为铁素体，抗拉强度高于1000MPa，平均晶粒尺寸控制在3μm以内，40nm以下的小尺寸析出相比例高于70％。

为实现上述目的，本发明提供了一种含钒钛钢的生产方法，含钒钛钢采用转炉冶炼-LF精炼-RH精炼-连铸-热轧的生产流程，包括如下步骤：

(1)将钢水采用转炉冶炼-LF精炼-RH精炼-连铸的方式，获得铸坯，含钒钛钢的主要合金元素按重量百分比计，包括：Ti：0.10-0.16％，V：0.08-0.12％，Mn：1.7-2.0％，C：0.08-0.10％，Mo：0.15-0.23％，Si：0.50-0.30％，Als：0.010-0.050％，Nb≤0.040％，P≤0.015％，S≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质元素；

其中，上述含钒钛钢连铸过程中，采用低过热度浇铸，低过热度≤30℃，优选为20-30℃；

(2)将获得的铸坯经堆垛缓冷后装入加热炉中进行再加热，再热轧，之后控制冷却，获得含钒钛钢；

其中，上述含钒钛钢堆垛缓冷起始温度不低于600℃，优选为650-750℃；缓冷时间不低于24h，优选为24-48h；

热轧过程中，粗轧压缩比为4.7-7.2，精轧终轧温度为900-960℃；

冷却过程中，终冷温度为580-630℃。

进一步，上述含钒钛钢铸坯的厚度为200-250mm。

进一步，上述含钒钛钢板坯再加热温度为1220-1260℃，均热时间≥30min，优选为30-60min。

进一步，上述含钒钛钢精轧后的成品钢板的厚度为1.8～10mm。

进一步，上述含钒钛钢中间坯的厚度：当成品钢板的厚度为1.8～4mm时，中间坯厚度为34±2mm；当成品钢板的厚度为4～5.9mm时，中间坯的厚度为38±2mm；当成品钢板的厚度6～10mm时，中间坯的厚度为47±2mm。

进一步，上述含钒钛钢的热轧工艺为：粗轧开轧温度为1100-1160℃，粗轧终轧温度为1000-1050℃，粗轧压缩比为4.7-7.2，精轧开轧温度为990-1030℃，精轧终轧温度为900-960℃，精轧压缩比为5.0-18.0。

进一步，上述含钒钛钢粗轧后精轧前要通过保温罩保温。

进一步，上述含钒钛钢精轧时采用升速轧制，轧机出口速度≥5m/s。

进一步，上述含钒钛钢层流冷却方式为前段冷却，冷却速度≥20℃/s。

进一步，上述含钒钛钢冷却后进行卷取，卷曲后送入缓冷坑保温60-80h，缓冷坑入坑温度不得低于550℃。

与现有技术相比，本发明的有益效果：

(1)本发明提供的钢无需进行热处理，具有生产成本低，设备适应力好，在普通热连轧线即可生产的特点。

(2)本发明提供的钢显微组织为铁素体+析出相，兼顾了强度和韧性，相比于马氏体组织的高强钢，成型性能更为优良。

(3)本发明提供了上述钢的显微组织和析出相尺寸的控制要点，为实现1000MPa级别超高强热轧钢的稳定生产提供具体的控制思路。

附图说明

图1为实施例1制备的钢的显微组织。

图2为实施例2制备的钢的显微组织。

图3为实施例3制备的钢的显微组织。

图4为实施例4制备的钢的显微组织。

图5为实施例1制备的钢的纳米TiC析出物形貌。

图6为实施例1制备的钢的纳米TiC析出物分布情况。

图7为对比例1制备的钢的显微组织。

图8为对比例2制备的钢的显微组织。

图9为对比例3制备的钢的显微组织。

具体实施方式

本发明提供了上述含钒钛钢的生产方法，下面对本发明所述钢种的生产工艺限制原因进行说明。

炼钢工序的中包过热度对铸坯组织的晶粒尺寸，以及铸坯中的成分偏析影响较大，中包过热度过高时，易造成铸态组织粗大，遗传到成品钢中，造成晶粒粗大；同时，中包过热度偏高还易导致铸坯成分偏析加重，在成品钢的轧制过程中易形成混晶组织。因此，本发明将中包过热度限制在30℃以内，优选为20-30℃。

堆垛缓冷的目的是使铸态组织均匀细小，否则，采用热送热装，一来粗大的铸态组织易遗传到成品钢中，造成晶粒粗大，使成品钢强度降低；二来600-800℃区间是铁素体和奥氏体两相区，采用热送热装时一般较难避免在该温度区间装钢，此时铸坯中部分奥氏体转变为铁素体，粗大的奥氏体与细小的铁素体共存，形成混晶组织，该异常组织在后续的加热和轧制过程中难以去除，会遗传到成品钢板中，造成成品钢晶粒不均匀，使成品钢的强度和韧性降低。因此，本发明限定铸坯堆垛缓冷后冷装入炉，且缓冷起始温度不低于600℃，缓冷时间不低于24h，优选堆垛缓冷起始温度为650-750℃，缓冷时间为24-48h。

板坯再加热的作用是使钒、钛等合金元素固溶，并在后续的轧制和冷却过程中充分析出。如果加热温度偏低，会使合金元素析出比率降低，如果加热温度偏高，易导致组织粗大。因此，本发明将板坯加热温度控制在1220-1260℃，均热时间限定在在30min以上，优选为30-60min。

粗轧工序能够通过轧制压下破碎粗大的铸态奥氏体组织，促进奥氏体动态再结晶，形成较为细小的奥氏体晶粒，同时也能破碎铸态的枝晶偏析，减轻成分偏析。本发明根据不同成品钢板厚度确定中间坯厚度，采用较低的中间坯厚度，保证较大的粗轧压缩比，本发明粗轧压缩比控制在4.7～7.2范围。

精轧过程能通过奥氏体未再接结晶变形，为后续的相变提供形核能和形核质点，促进晶粒细化。研究表明，降低精轧区奥氏体变形量，还可以降低γ/α相界γ侧C平衡浓度，使γ/α相界移动较近距离即能使相界附近γ侧C浓度达到平衡浓度，即减少相间析出面间距，促进相间析出。综上，降低精轧区奥氏体变形量，有利于减少形变诱导析出(＞20nm)，促进相间析出(＜20nm)，即增加小于20nm的小尺寸析出相比例，从而提高成品钢抗拉强度。因此，本发明采用较低的中间坯厚度，降低精轧区奥氏体变形量。

另外，采用较高的终轧温度时，精轧过程对应的温度也较高，有利于抑制形变诱导析出，同时，相变过程中的过冷度也增加，有利于促进相间析出。因此，本发明将终轧温度限定在900-960℃的较高范围，同时，由于轧制过程中钢卷尾部存在温降，可能造成终轧温度偏低，因此，本发明要求精轧前要通过保温罩保温，精轧时采用升速轧制，以减少卷尾温降。

层流冷却过程中会发生相变及相间析出，采用较快的冷却速度利于促进铁素体组织细化，促进相间析出，因此本发明将层流冷却方式限定为前段冷却，并要求冷却速度≥20℃/s。同时，由于600℃左右是TiC析出的鼻子点温度，因此，本发明将卷取温度设定在580-630℃，以促进铁素体过饱和析出。

缓冷坑保温主要是为了进一步促进铁素体过饱和析出，增加＜20nm的小尺寸纳米析出相数量，因此，保温时间必须充足，同时热炜的钢卷温度要足够，这样才能促进纳米析出。因此，本发明要求缓冷时间为60-80h，缓冷坑入坑温度不得低于550℃。

下面结合实施例对本发明的具体实施方式做进一步的描述，并不因此将本发明限制在所述的实施例范围之中。

表1为本发明实施例及对比例的成分，表2为本发明实施例及对比例的热轧工艺参数，表3为本发明实施例及对比例钢的力学性能指标。

本发明实施例1-实施例4和对比例1-3所述含钒钛钢，化学成分见表1，采用转炉冶炼-LF精炼-RH精炼-连铸成230mm厚的铸坯，再进行堆垛缓冷，再将铸坯装入板坯加热炉，经热连轧轧制，经过快速冷却，获得成品钢板，抗拉强度1000MPa以上，延伸率16％以上，180°冷弯试验d＝2a合格。

图1-图4为实施例1-实施例4制备的钢的显微组织，平均晶粒尺寸在3μm以内，图5、图6为纳米TiC析出物形貌及其分布情况，尺寸小于40nm的TiC纳米析出相比例可达到70％以上。

对比例1-4与实施例1-4采用相近的成分，化学成分差异不大，差异性主要体现在工艺上。图7-图9分别为对比例1-3的显微组织。

对比例1采用了较高的中包过热度和较低的板坯再加热温度，中包过热度偏高时易造成成分偏析加重，导致铸坯组织较为粗大，且不均匀，再加上板坯再加热温度偏低，无法完全使铸坯中的成分偏析均质化，故造成轧后组织粗大，且不均匀，进而导致对比例1成品钢板抗拉强度偏低。

对比例2采用了较高的精轧开轧温度，较低的轧制速度，较低的精轧终轧温度，导致高温轧制的形变诱导析出增加，相变时相间析出减少，未能形成足够多细小的析出相对相变组织进行细化，造成组织粗大，同时，对比例2还采用了较高的终冷温度，导致铁素体过饱和析出减少，上述原因共同造成对比例2成品钢板抗拉强度偏低。

对比例3采用了较长的均热时间，较厚的中间坯厚度，均热时间过长易导致原始奥氏体粗大，不利于后续组织的细化，同时采用较厚的中间坯时，粗轧累积压缩比较小，不易使铸坯偏析进行均质化，同时，精轧累积压缩比较大，会增加γ/α相界γ侧C平衡浓度，使γ/α相界移动较远距离才能使相界附近γ侧C浓度达到平衡浓度，即增加相间析出面间距，减少相间析出。因而，对比例3成品钢显微组织中出现铁素体带状，同时抗拉强度偏低。

表1

表2

表2(续)

表3