避免分层缺陷的微合金化高强钢板及其生产工艺

技术领域

本发明涉及高强钢板生产工艺技术领域，具体的，涉及更适用于中厚板，能够避免分层缺陷的微合金化高强钢板及其生产工艺。

背景技术

为了保证高强钢板的韧性及拉伸性能，很多企业采取了微合金化工艺，在成分设定上添加了铌、钛、钒等微量元素，产品具有较好的综合力学性能，被广泛用于桥梁、管道等行业。但在对某厂生产的40mm厚钢板进行拉伸试验时，发现其拉伸断口分层严重，说明钢板的抗层状撕裂性能较差，在实际应用中会造成较大的安全隐患，因此使产无法按合同正常交付，使企业的经济效益受损。微合金化高强钢板分层缺陷通常是指拉伸试样拉断后肉眼可见的断口分层，拉伸断口分层如图1所示。为了找到微合金化高强钢板分层缺陷的原因，针对钢板分层缺陷情况进行了调查，据统计，2018年1～12月，某厂的微合金化高强钢板分层率为4.68％，行业也普遍存在轧制中厚板时，由于变形量相对较小，分层产生的机率较大。

发明内容

本发明提出避免分层缺陷的微合金化高强钢板及其生产工艺，解决了相关技术中微合金化高强中厚钢板分层率高的技术问题。

本发明的技术方案如下：

一种避免分层缺陷的微合金化高强钢板，产品由以下重量份成分组成：C 0.06％～0.08％，Si 0.3％～0.35％，Mn 1.0％～1.1％，P≤0.018％，S≤0.005％，Nb 0.03％～0.035％，V 0.025％～0.035％，Al

作为进一步的技术方案，产品由以下重量份成分组成：C 0.07％，Si 0.35％，Mn1.05％，P 0.018％，S 0.005％，Nb 0.035％，V 0.030％，Al

一种避免分层缺陷的微合金化高强钢板生产工艺，包括以下步骤：

步骤S1、按照权利要求1或2所述的微合金化高强钢板的组分和配比为目标熔炼钢水；

步骤S2、转炉炼钢；

步骤S3、连铸连轧得到钢板。

作为进一步的技术方案，步骤S3中，调整铸机的开口宽度，使得铸机的开口宽度至少为待铸造钢坯宽度的一半。

作为进一步的技术方案，步骤S3中，优化轻压下工艺，改善轻压下的效果，每道次的压下量控制在不低于25mm。

作为进一步的技术方案，步骤S2中，转炉炼钢时，采用电磁搅拌。

作为进一步的技术方案，步骤S3之后还包括步骤S4、堆垛缓冷。

作为进一步的技术方案，步骤S3中，轧制前，铸坯加热时间140min，轧制时，开轧温度为900℃，终轧温度为840～860℃，开冷温度为780℃，终冷温度为650～680℃。

本发明的工作原理及有益效果为：

高强中厚钢板分层率由2018年的4.68％，通过攻坚克难，利用本发明中的避免分层缺陷的微合金化高强钢板及其生产工艺，2019年降低到0.84％，从根本上控制了钢板分层缺陷问题，大批量试验结果表明，拉伸断口分层率明显降低，采取的工艺改进措施是切实可行的。

附图说明

下面结合附图和具体实施方式对本发明作进一步详细的说明。

图1钢板拉伸试样断口分层

图2 1#试样能谱图

图3 2#试样第一个特征点能谱

图4 2#试样第二个特征点能谱

图5 3#试样能谱图

图6 4#试样能谱图

图7 5#试样能谱图

图8 1#试样金相图片显微组织照片

图9 2#试样金相图片显微组织照片

图10 3#试样金相图片显微组织照片

图11 4#试样金相图片显微组织照片

图12 5#试样金相图片显微组织照片

图13C、Si、Mn、S元素的偏析对贝氏体、马氏体转变温度的影响

图14A32-Y D32-Y牌号的C、Mn成分偏析对不同组织转变温度的影响

图15Q355B-L-Y D36-Y牌号的C、Mn成分偏析对不同组织转变温度的影响

图16 10469金相图片显微组织照片

图17 10477金相图片显微组织照片

图18 11412金相图片显微组织照片

图19 10424金相图片显微组织照片

图20 10435金相图片显微组织照片

图21 11470金相图片显微组织照片

图22 10433金相图片显微组织照片

图23 10540金相图片显微组织照片

图24 11459金相图片显微组织照片

图25拉伸试样断口分析取样部位

图26拉伸试样断口照片(从左至右，上排依次为A1、A3、A6号样，下排依次为B1、B3、B6号样)

图27A1号试样不同位置晶粒尺寸

图28拉伸A1号样断口带状组织比较

图29拉伸A2号样断口带状组织比较

图30拉伸A3号样断口带状组织比较

图31拉伸A1号样夹杂物能谱

图32拉伸A3号样夹杂物能谱

图33拉伸A6号样夹杂物能谱

图34B3号样断口夹杂物能谱

图35A1号样断口夹杂物能谱

图36A6号样断口夹杂物能谱

图37A钢板未采取堆垛缓冷的情况

图38A钢板采取堆垛缓冷后的情况

图39B钢板未采取堆垛缓冷的情况

图40B采取堆垛缓冷后的情况

具体实施方式

下面将结合本发明实施例，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都涉及本发明保护的范围。

实施例1

一种避免分层缺陷的微合金化高强钢板，产品由以下重量份成分组成：C 0.07％，Si 0.35％，Mn 1.05％，P≤0.018％，S≤0.005％，Nb 0.035％，V 0.030％，Al

按照以上微合金化高强钢板的组分和配比为目标熔炼钢水，转炉炼钢，连铸连轧得到钢板，钢板堆垛缓冷。其中，调整铸机的开口宽度，使得铸机的开口宽度至少为待铸造钢坯宽度的一半。优化轻压下工艺，改善轻压下的效果，每道次的压下量控制在不低于25mm。转炉炼钢时，采用电磁搅拌。轧制前，铸坯加热时间140min，轧制时，开轧温度为900℃，终轧温度为840～860℃，开冷温度为780℃，终冷温度为650～680℃。

实施例2

与实施例1相比，区别在于产品由以下重量份成分组成：C 0.06％，Si 0.3％，Mn1.0％，P≤0.018％，S≤0.005％，Nb 0.03％，V 0.025％，Al

实施例3

与实施例1相比，区别在于产品由以下重量份成分组成：C 0.08％，Si 0.35％，Mn1.1％，P≤0.018％，S≤0.005％，Nb 0.035％，V 0.035％，Al

对比例1

一种避免分层缺陷的微合金化高强钢板，产品由以下重量份成分组成：C 0.09％，Si 0.35％，Mn 1.45％，P≤0.018％，S≤0.015％，Nb 0.025％，V 0.015％，Al

按照以上微合金化高强钢板的组分和配比为目标熔炼钢水，转炉炼钢，连铸连轧得到钢板。轧制前，铸坯加热时间120min，轧制时，开轧温度为920℃，终轧温度为860～880℃，开冷温度为800℃，终冷温度为740～760℃。每道次的压下量控制在13mm以下。

按照实施例1成分及配比为产品目标，进行微合金化高强中厚钢板小批量试验，生产54批次产品，其中8炉次37批钢板性能数据如下表：

表1 8炉次37批性能数据

其中3炉次17批钢板性能数据如下表：

表2 3炉次17批性能数据

按照对比例1成分及配比，进行小批量试验，生产1炉次5批性能数据如下表：

表3 1炉次5批性能数据

通过以上12炉次的微合金化高强中厚钢板试验，钢板新成分的设计和轧制工艺基本满足要求，在解决拉伸试样分层上有明显的效果，并且产品参数得到很好的提升。降低钢板分层缺陷的小批量试验取得成功后，随即进行了大批量试验推广。本钢厂2018年～2019年微合金化高强中厚钢板量产分层率数据如下：

表4本钢厂2018年～2019年微合金化高强中厚钢板量产数据

从上述数据可以看出，经过课题研究组成员的共同努力以及现场工作人员的配合，高强中厚钢板分层率由2018年的4.68％，通过攻坚克难，2019年降低到0.84％，从根本上控制了钢板分层缺陷问题。因此，大批量试验结果表明，拉伸断口分层率明显降低，采取的工艺改进措施是切实可行的。

适当延长均热时间，调整轧制温度，减轻成分偏析带来的组织不均匀性的分析。

其中，实施例1～3适当延长了均热时间为140min，并且开轧温度为900℃，终轧温度为840～860℃，开冷温度为780℃，终冷温度为650～680℃，减轻了成分偏析带来的组织不均匀性，适当延长连铸坯加热时间，轧制采用更加严格的控制轧制温度和冷却控制要求，也是降低分层率的其中一个原因。

初轧前几道次大压下，破碎粗大柱状晶，使压力渗透到铸坯中心的分析。

如下表为对比例1中轧机限负荷期间道次压下率。工艺改进前(实施例1)铸坯内质合格率相对较低，主要是原因是初轧机限负荷，规定每道次的压下量控制在13mm以下。270mm铸坯经12道次初轧到130mm中间坯过程中的每道次压下率，由于初轧阶段的道次变形率都在10％以内，造成轧制过程中中心变形渗透效果差，坯料中心缺陷在高温再结晶轧制阶段不能有效的减轻和消除。

表5对比例1中轧机限负荷期间道次压下率

为提高探伤合格率，必须保障轧制过程，特别是初轧阶段基本的压下率，为此，实施例1强制要求3500轧机的单道次最大压下量设定为不低于25mm，通过加大压下率，使得坯料中心能得到充分的延伸，减薄中心偏析的厚度，避免钢板中心异常组织的宽度过宽。如下表为实施例1中轧机限负荷期间道次压下率。

表6实施例1中轧机限负荷期间道次压下率

钢质的进一步纯净化，进一步减轻分层缺陷的分析。

如下为改进前(实施例1)及改进后(对比例1)的金相检验及杂物对比。

表7金相检验及杂物对比

实施例1中，降低了Mn和S含量，以最大限度的减轻偏析和组织的不均匀性。适当提高Nb、V含量，最大限度地利用控制轧制，实现组织的均匀化。根据提出的改进措施，产品成分按低碳低锰进行了设计，其中与对比例1相比，主要的变动为Mn由原来1.45％下降到1.05％，适当添加合金元素,进一步减轻偏析。降低了S控制要求，要求≤0.005％，通过精炼进行钙处理工艺，进一步使硫化物达到理想的改性程度。

对比例2

与实施例1相比，区别仅在于转炉炼钢时，未采用电磁搅拌。如下表5为实施例1与对比例2的铸机低倍检测统计。

表8铸机低倍检测统计

从上表可以看出，铸坯低倍质量是造成钢板性能不和的主因，那只要控制好铸坯低倍质量就能有效提高铸坯内部质量。随着电磁搅拌的投用，生产的铸坯质量出现了明显的改善，铸坯内质合格率从89.5％提高到了91.3％。

分析1：KCl的存在对分层缺陷的影响分析

选择5个钢板试样，编号为1#、2#、3#、4#、5#，对其进行能谱分析、金相组织分析。

1#试样、2#试样第一个特征点、2#试样第二个特征点、3#试样、4#试样、5#试样的能谱分析图如图2～图7所示。

由图4可以发现2#试样第二个特征点处存在KCl，在其余试样的观察部位中均没有发现KCl，这里的KCl可能是由结晶器保护渣混入铸坯内，造成了铸坯内大型夹杂物的存在，这可能是造成钢板分层的原因之一。

分析2：铸坯组织对分层缺陷的影响分析(试验同分析1)

1#试样、2#试样、3#试样、4#试样、5#试样的能谱分析图如图8～图12所示，由此些金相组织图可以发现，1#～5#试样的铸坯组织均为珠光体(P)+铁素体(F)，且晶粒大小没有明显的区别。

分析3：偏析及C、Mn偏析对分层缺陷的影响分析

由于铸钢件尺寸较大，浇铸温度高，因而铸件心部在凝固过程中冷却速度慢，温度梯度小，导致结晶过程中产生较大程度的成分过冷，形成等轴树枝晶，一些偏析系数较高的元素如C、S、P等富集在最后凝固的晶界区域，尽管这些元素的平均含量不高，但由于冷却速度慢，偏析系数高，因而在形成偏析的区域仍将具有相对较高的浓度。最终导致形成一次枝晶区域溶质原子浓度较高、晶格畸变程度较大，晶粒内部溶质原子浓度较低、晶格畸变程度较小的不均匀的成分和微观结构特征。如图13所示，为C、Si、Mn、S元素的偏析对贝氏体、马氏体转变温度的影响。

图14和图15是用JMatPro 4.1软件模拟A32-Y D32-Y牌号和Q355B-L-Y D36-Y牌号的铸坯中C、Mn成分偏析对不同组织转变温度的影响，可以看到，C、Mn的偏析对A

对所取试样做的微区成分、金相组织检验表明，中心偏析包括了碳和合金元素的偏析，为正偏析状态。所检测的中心偏析区域，由于C、Mn含量极高，在钢板空冷的状态下自淬火而出现了马氏体组织。带状组织的出现是铸坯的凝固过程中由于选分结晶的结果，先结晶出来的枝晶含高熔点的元素多，后结晶出来的枝间含低熔点的元素多，由于枝晶和枝间的C和合金元素浓度不同而导致A

结论：当降低C、Mn含量时可以有效降低偏析，改善带状组织的形成。降低C、Mn含量不仅可以减轻中心偏析、减轻带状组织，还可有效地减少因偏析所造成的贝氏体和/或者马氏体的形成，从而减少拉伸断口分层的发生。

分析4：带状组织、珠光体、铁素体、晶粒直径、贝氏体对分层缺陷的影响分析

选取批号10469、10477、11412、10424、10435、11470、10433、10540、11459产品进行分析。

通过电子显微镜上分别以200、500、1000倍拍照，金相图片显微组织照片如图16～图24所示。

其中，批号10469、10477、11412没有分层式样，珠光体含量较少，面积比大约为5％，珠光体分布比较均匀，无带状组织；铁素体为多边形铁素体，晶粒细小，均匀，尺寸约为15μm。

其中，批号10424、10435、11470轻微分层式样，珠光体含量增多，面积比大约为10％，珠光体分布不均匀，出现少量带状组织；珠光体形成带状组织，铁素体组织主要为多边形铁素体，大小不均匀，尺寸约为20μm。

其中，批号10433、10540、11459严重分层式样，珠光体含量最多，面积比大约为20％，珠光体分布不均匀，形成大量带状组织；出现少量贝氏体组织；铁素体组织主要为多边形铁素体，大小非常不均匀，尺寸约为20μm。

上述微观组织的观察与分析可知，拉伸试样的断口分层的可能原因之一为钢板中严重的带状组织以及组织不均匀性引起。

(1)带状组织的影响

钢板中的C含量为0.082％，但是因为C的偏析使得大量的珠光体得以形成。另外由于S和其它合金元素的偏析在连铸坯加热过程中不易消除，轧制时硫化物沿轧制方向呈条带状分布,冷却时成了铁素体形核的核心,使得先共析铁素体沿着带状的硫化物形成，导致多余的碳排到两侧形成了C的富集带，从而形成了带状的珠光体。因为珠光体组织和铁素体组织的塑性差异，使得轧制时容易沿着珠光体带产生裂纹，从而产生分层，故珠光体带状组织越严重则分层现象越严重。

(2)贝氏体异常组织的影响

Mn等合金元素的偏析，增加了奥氏体的稳定性，导致奥氏体直接发生中温转变,使得心部出现贝氏体组织。而贝氏体组织塑性差，变形时将阻碍铁素体区变形，使得贝氏体中产生应力集中，因而在贝氏体处形成沿轧向的沟槽，和周围沿轧制方向分布的未轧合的疏松孔洞以及由于硫化物夹杂引起的微裂纹会产生缺口效应，易在平行于轧制面的板厚中心面上形成裂纹。随着应力的增加,新的微裂纹不断增加,且裂纹逐渐扩大、聚合，从而形成宏观可见的断口开裂分层现象。故随着钢中出现贝氏体，分层现象加重。

(3)晶粒尺寸的影响

晶粒越细小，在一定体积内的晶粒数目就越多，在同样的变形量下，变形分散在更多的晶粒内进行，晶粒内部的晶界附近的应变度相差较小，变形较均匀，引起的应力集中小；另外由于晶粒越细小，晶界越曲折，越不利于裂纹的传播。所以晶粒越细小，分层现象越不明显。

在连铸过程中,连铸坯的柱状晶均匀向中央发展，由于铸坯中的温度梯度，使枝晶间的钢液向内流动；由于溶质的成分梯度，使钢液向枝晶流动。但温度梯度起主要作用，从而使富含溶质的钢液向中心发生流动，最后在铸坯中心形成偏析带，使连铸坯中心最后凝固的钢水富含溶质元素C、Mn、P、S等。分层实际是一种断口的分离裂纹，主要来源于板坯的中心裂纹和中心偏析，如C、Mn、S的偏聚等。

(1)C、Mn、S的偏聚的偏析隔断了金属基体的连续性，其往往存在于铸坯中断断续续的中心疏松中。在小变形量的轧制中钢板中心易出现不连贯的分层，含有严重偏析的中心疏松在轧制过程中尤其在小变形量的轧制中极易出现纵贯钢板断面中的分层。

(2)中心疏松在轧制过程中可能发生的焊合因轧制变形量的不同而存在很大的差别。对于有较轻偏析的中心疏松在大变形量的轧制过程中容易焊合，而小变形量的轧制过程不容易使中心疏松焊合而形成不连贯的分层。同样，对于有严重偏析的中心疏松在大变形量的轧制过程中虽不能完全焊合，但仅形成不连贯的分层，程度相对较轻。而此类中心疏松在小变形量的轧制过程中完全不能焊合，且形成的分层横贯中心，分层程度严重。轧制中厚板时，由于变形量相对较小，分层产生的机率较大。

(3)严格控制钢水中氧含量，有效减少氧化物夹杂，降低氧化物夹杂的危害程度。内生夹杂对轧制过程中分层产生机率的影响较小，而在中包炉役后期进行浇注，钢水对中包耐材侵蚀加剧，必然产生较多的外生夹杂。此部分夹杂是导致分层的重要因素。

结论：(1)随着钢中带状珠光体组织的增多，分层越严重；(2)贝氏体异常组织也是导致钢板分层的主要原因之一；(3)随着晶粒尺寸的增大，分层越严重；(4)分层实际是一种断口的分离裂纹，主要来源于板坯的中心裂纹和中心偏析。

分析5：拉伸试样断口分析

通过对钢板钢拉伸试样断口形貌、断口组织及断口夹杂物的分析，对钢板钢拉伸断口分层原因进行研究。从现场成品板上取样加工成拉伸试样进行拉伸试验，然后制作金相试样，再在电子显微镜上分别以200、500、1000倍拍照，并进行夹杂物的能谱分析。取样部位1、2、3、4、5、6见图25。

钢种：Q355B-L，其化验成分：见如下表4。

选取A、B两块钢板，按照国标加工成拉伸试样，A钢板原始厚度为19mm，1、3、6位置的试样标记为A1、A3、A6；B钢板原始厚度为21mm，1、3、6位置的试样标记为试样标记为B1、B3、B6。

表4拉伸试样成分化验

拉伸试样断口分析取样部位如图26所示，A1号试样不同位置晶粒尺寸如图27所示，拉伸A1号样、A3号样、A6号样不同部位带状组织如图28～图30所示。

将拉伸试样在拉伸试验机上进行拉伸，记录拉伸力和位移数据，处理得到各个试样的拉伸性能，见下表。

表5拉伸试样拉伸性能

如图26所示，从断口形貌可以看出，A3号和B1号出现了严重分层，B3号没有分层，其它试样出现轻微分层。

如图27所示，由A1号样的边部、中部和心部组织对比可知，试样不同位置，晶粒尺寸相差不大。

如图28～图30所示，A1、A3和A6号样相比，所有试样的心部和中间都出现了带状组织，其中分层最为严重的A3号试样带状组织最为严重，A1号样次之，A6号样较轻微；此外，所有试样的心部都比中间带状组织严重，而边部都几乎没有带状组织。同上面的断口照片相比，对应的有严重的带状组织的试样A3出现了严重分层，有较轻微的带状组织的A1和A6号试样出现了轻微分层。

由以上比较分析得出，轧制过程所形成的带状组织对钢板钢的分层有较大影响，带状组织越严重，越容易引起钢板钢拉伸时的分层现象。

分析6：夹杂物检验分析

拉伸试样夹杂物能谱见图31～图33。从夹杂物能谱分析可以看出，夹杂物主要化学成分为Mg、Al、O，少数出现S、Mn。夹杂物形态主要为点状，属于不可变形夹杂物。根据夹杂物能谱，夹杂物主要是MgO·Al2O3(纯尖晶石)，少数为含Mn、S等元素的复合夹杂物。

拉伸试样断口夹杂物能谱见图34～图36。断口正常的B3试样夹杂物能谱元素为Fe、Mn、O，应为氧化物FeO·MnO；出现轻微裂纹的A1号试样、A6号试样夹杂物能谱元素为O、Mg、Al、Ca、Mn和S，夹杂物形态为点状，根据该成分夹杂物应为铝酸盐夹杂物MgO·CaO·Al

一般认为，钢板钢的分层是由于延性夹杂物MnS引起的，但是从夹杂物检验中发现，单纯的MnS(变形后呈长条状、或链条状分布)夹杂很少，因此可认为，实验钢板钢试样分层是由于钢板的带状组织引起。

因此，断口正常的试样主要是FeO夹杂，少量的为氧化物FeO·MnO夹杂，而断口出现分层的试样夹杂物则为铝酸盐等的复合夹杂物，故夹杂物也是影响试样断口分层的因素之一。

结论：(1)带状组织对钢板钢的分层有较大影响，带状组织越严重，钢板钢拉伸时的分层现象越严重。(2)夹杂物也是影响钢板分层的可能原因之一，当夹杂物仅为氧化物时，断口正常；当夹杂物为铝酸盐等的复合夹杂物时，断口容易出现分层。(3)带状组织的出现与化学成分的偏析有关，生产中控制钢板分层主要应控制Mn和S的偏析，特别是降低硫的含量。

分析7：钢板堆垛缓冷效果分析

图37～图40为A、B钢板有无采取堆垛缓冷的情况对比。未采取堆垛缓冷的情况时，钢板中心出现大量的贝氏体和马氏体组织。采取堆垛缓冷的情况后，由于转变缓慢，大大降低了钢板中心贝氏体和马氏体的相变应力，大大降低了裂纹的发生率，从而降低了高强钢板的分层率。

以上仅为本发明的较佳实施例而已，并不用以限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。