一种低合金高强钢Q460C及其生产方法技术

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℃。本发明专利技术采用低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。

【技术实现步骤摘要】

本专利技术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。
技术介绍
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、O、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0.01wt%，则生产成本将增加28～30元/吨钢； V含量每增加0.01wt%，生产成本将增加9～11元/吨钢；而钢中的Ti含量每增加0.01wt%，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。（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γ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。
技术实现思路
本专利技术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
技术介绍
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。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。一种低合金高强钢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。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、控制轧制、ACC冷却工艺步骤，其中：板坯在加热炉内的加热时间≥3.5h，加热终了时刻的表面温度控制在1100～1190℃范围内；控制轧制工艺中采用CR方式轧制，开轧温度为930～1020℃；一阶段终轧温度＞980℃；二阶段开轧温度≤920℃，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%，终轧温度控制在810～850℃范围内；采用ACC冷却方式控制冷却，钢板的终冷温度为630±20℃。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O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℃范围内，拉速全程控制在0.8~1.0m/min范围内；铸坯下线堆垛缓冷处理。本专利技术采用低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、长大便会被晶界迁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Ti4C2S2化合物逐渐增多并取代了MnS夹本文档来自技高网...

【技术保护点】
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。

【技术特征摘要】
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。2.一种低合金高强钢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、控制轧制、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≥3.5h，加热终了时刻的表面温度控制在110...

【专利技术属性】
技术研发人员：贾国生，杨雄，范佳，成慧梅，郝宾宾，马有辉，姚宙，李朝辉，
申请(专利权)人：河北钢铁股份有限公司邯郸分公司，
类型：发明
国别省市：河北;13