本發(fā)明屬于低合金熱軋鋼板制造領(lǐng)域，特別涉及一種搪后高強度雙面搪瓷用熱軋鋼板及其制造方法。

背景技術(shù)：

在大型的水處理設(shè)施、化工設(shè)施、環(huán)保設(shè)施、生物質(zhì)能源工程中，采用搪瓷拼裝結(jié)構(gòu)，具有投資成本低、施工周期短、設(shè)備使用壽命長等明顯的優(yōu)勢。

搪瓷拼裝結(jié)構(gòu)的主體材料是具有良好雙面搪瓷性能的熱軋鋼板。為滿足結(jié)構(gòu)設(shè)計要求，鋼板的厚度一般在3.0～16mm，搪后屈服強度水平一般要在200MPa以上。

冷軋?zhí)麓射摪咫m然能滿足搪瓷性能要求，但由于厚度規(guī)格大多在3mm以下，并且C含量低，在0.008％以下，搪燒后屈服強度不足，規(guī)格和強度兩方面都不能夠滿足大型搪瓷拼裝構(gòu)件的裝配要求。生產(chǎn)成本也高(如日本特公昭58-1170號)。

熱軋鋼板中，日本專利技術(shù)“特開昭55-152127”、“特開平8-269540”等，不是Ti含量高而生產(chǎn)成本高、難度大不適應(yīng)連鑄生產(chǎn)，就是C含量低于0.01％而不足以保障搪后屈服強度?！捌?-305926”“昭58-1013”等提出加入B、N、Cu合金化，但生產(chǎn)不易控制，且不足以保障雙面搪瓷性能要求。

國內(nèi)公開的專利文獻中，公開號為CN200780035777.X、CN200680050708.1、CN03813445.4、CN02821685.7、CN00801729.8、CN90102120.2的各專利文獻，其鋼板均存在C含量低、搪燒后強度 低，達不到大型拼裝結(jié)構(gòu)用材強度要求等問題。

公開號為CN200710093979.1的專利文獻，雖然也提出鋼板滿足雙面搪瓷要求，但鋼板中C含量高，搪瓷層易產(chǎn)生氣孔缺陷，而且，所使用的主要合金元素是昂貴金屬V，成本高。公開號為CN200810047087.2、CN200610030831.9、CN200610026267.3的文獻，所提出的鋼板，是用于單面搪瓷的，不適合于雙面搪瓷。

針對雙面搪瓷用途，鞍鋼在授權(quán)專利號為ZL200510047758.1的發(fā)明專利中，提出了一種搪燒后屈服強度在280MPa以上的雙面搪瓷用熱軋鋼板。在控制鋼板中2.2≤Ti/C≤5的前提下，匹配加入一定量的發(fā)泡劑的瓷釉時，能夠獲得雙面搪瓷不鱗爆的搪瓷效果。但隨著搪瓷拼裝結(jié)構(gòu)件容積的不斷加大，對鋼板的搪后強度提出了更高的要求，這時ZL200510047758.1專利中的鋼板搪燒后屈服強度不能滿足大型搪瓷拼裝結(jié)構(gòu)工程的需求。

針對上述不足，本發(fā)明提供了一種搪后高強度雙面搪瓷用熱軋鋼板及其制造方法。由于搪燒過程會使晶粒粗化，細晶強化的作用在搪燒后會喪失，所以固溶強化和沉淀硬化是保障鋼板搪燒后仍保持高強度的主要強化方式。通過合理的成分設(shè)計和工藝控制，鋼中析出細小彌散的TiC、NbC和V(CN)粒子，形成了足夠的儲氫陷阱，有利于提高鋼板的抗鱗爆性能。同時析出相對基體的沉淀析出強化效果，使鋼板搪燒后仍保持高強度。

技術(shù)實現(xiàn)要素：

針對現(xiàn)有技術(shù)中存在的不足，本發(fā)明提供了一種搪后高強度雙面搪瓷用熱軋鋼板及其制造方法，該鋼板具有良好的抗鱗爆性能的同時，搪燒后仍具有345MPa以上的屈服強度，為大型搪瓷拼裝結(jié)構(gòu)的制造提供了一種安全可靠的鋼板材料。

為達到上述目的，本發(fā)明的技術(shù)方案是：

鋼中化學(xué)成分質(zhì)量百分比為：C：0.030％～0.070％、Si≤0.10％、Mn：0.60％～1.5％、P：0.05％～0.11％、S≤0.006％、N≤0.008％、Ti：0.09％～0.21％、Nb：0.03％～0.07％、V：0.015％～0.060％、Als：0.005％～0.055％。Ti/C：3.0～6.0，對應(yīng)不同的用途可選擇加入B，選擇加入的元素含量范圍B：0.0005％～0.005％，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。

在本發(fā)明的成分中：

(1)C是提高強度最經(jīng)濟有效的元素，但C含量過高會惡化鋼的焊接性能及冷成型性能。而且C含量控制在0.070％以下，可以避免搪瓷后氣孔缺陷的發(fā)生。因此選擇在0.030％～0.070％之間。

(2)Si含量超過0.10％，影響搪瓷密著性能。因此限制Si≤0.10％。

(3)Mn是強化元素，當(dāng)C≤0.070％時，Mn含量提高到0.60％以上，同時P含量提高到0.05％以上，才能使鋼板搪燒后的屈服強度達到345MPa以上。當(dāng)Mn含量超過1.5％以上時，鋼的Ac3溫度降低幅度大，搪燒時因鋼板奧氏體化而導(dǎo)致零件變形過大，所以控制Mn含量范圍為0.60％～1.5％。

(4)P有很好的固溶強化作用，且對搪瓷性能沒有不利影響。本發(fā)明中利用P來補償因C降低而導(dǎo)致的固溶強化不足，在Mn含量達到0.60％以上時，其含量達到0.05％時就可以使本發(fā)明的鋼板搪燒后的屈服強度達到345MPa以上。但P含量超過0.11％，易發(fā)生中心偏析，導(dǎo)致連鑄坯分層，對鋼板厚度方向的力學(xué)性能造成不利影響，因此控制其含量上限為0.11％。其加入范圍為0.05％～0.11％。

(5)S高于0.006％時，會導(dǎo)致Ti的析出粒子粗大化，降低作為 有效氫陷阱的Ti析出粒子的總表面積，所以控制其含量不超過0.006％。

(6)N高于0.008％時，易于導(dǎo)致直徑1μm以上的TiN粒子析出過量，一方面影響到鑄坯的質(zhì)量，另一方面也影響到鋼板的力學(xué)性能，因此控制其上限為0.008％。

(7)Ti/C比是保證搪瓷性能的重要指標(biāo)。Ti/C≥3.0，使鋼板的微觀結(jié)構(gòu)中出現(xiàn)大量具有化學(xué)活性的Ti的碳化物、Ti的碳氮化物等析出粒子，可以提供足夠的捕氫陷阱，抑制搪燒后發(fā)生鱗爆。Ti含量過高會導(dǎo)致連鑄時鑄坯質(zhì)量問題。因此Ti/C比的控制范圍限定在3.0～6.0。

(8)Ti具有細化晶粒和沉淀強化的作用，能有效提高鋼的強度。Ti也是作為氫陷阱的析出粒子的重要形成元素。如前所述，其含量應(yīng)為C的3～6倍。在這個前提下，為保證形成的氫陷阱的必要表面積，Ti含量應(yīng)高于0.09％。但高于0.21％時會給板坯連鑄帶來不良的影響。因此在保證Ti/C比在3.0～6.0之間的前提下，確定其含量在0.09％～0.21％。

(9)Als是脫氧產(chǎn)物，為使鋼潔凈，應(yīng)進行Al脫氧，Als在0.005％～0.055％時，可足以保證鋼的潔凈度。Als超過0.055％使鋼的成本增加。因此確定Als含量在0.005％～0.055％。

(10)Nb是重要的微合金化元素，可提高鋼的未再結(jié)晶區(qū)溫度，保障控制軋制的效果，使鋼材軋制后晶粒細化，同時Nb與Ti復(fù)合析出的粒子具有沉淀強化作用，保證鋼板搪燒后具有較高的強度。低于0.03％效果不足，高于0.07％作用達到飽和。因此確定其范圍為0.03％～0.07％。

(11)V有很好的析出強化作用。在本發(fā)明中，依靠其起到補充 強化作用。在900℃左右的搪燒過程中，釩的碳氮化物可完全溶于γ-Fe中，因此V的主要作用是在γ→α轉(zhuǎn)變過程中的相間析出和在鐵素體中的析出強化。與Nb、Ti復(fù)合添加強化效果更好。在添加如前所述的Nb、Ti的前提下，其含量達到0.015％，就已明顯提高了搪燒后強度，超出0.060％，在本發(fā)明中的作用已達到飽和。且增加更多，造成成本上的增加。因此確定其范圍為0.015％～0.060％。

(12)B元素是選擇加入的元素，其作用是抑制鋼板搪燒后的強度降低。當(dāng)鋼板厚度規(guī)格不超過8mm時，不添加B，鋼板搪后屈服強度仍可以達到345MPa以上。當(dāng)鋼板厚度超過8mm而不添加B時，由于軋后冷卻速度不足，熱軋狀態(tài)的屈服強度將降低，搪燒后屈服強度會不足。加入B時，將其范圍規(guī)定在0.0005％～0.005％。

添加0.0005％以上的B，已經(jīng)具有使厚度超過8mm的鋼板搪后屈服強度穩(wěn)定達到345MPa以上的作用。B含量達到0.005％時，這種作用將達到飽和。所以選擇加入B時，控制其含量范圍為0.0005％～0.005％。

鋼板的生產(chǎn)工藝為：鋼水脫硫-轉(zhuǎn)爐冶煉-爐外精煉-鑄坯加熱-粗軋-精軋-層流冷卻-卷取。將上述成分配比冶煉的連鑄坯加熱至1180～1250℃，均熱后經(jīng)高壓水除鱗、粗軋開坯，精軋開軋溫度為880～1100℃，終軋溫度為880～930℃，軋后以≥30℃/S冷速快冷至卷取溫度，卷取溫度控制在630～700℃，獲得的鋼板組織為鐵素體，晶粒度12級。

在本發(fā)明生產(chǎn)工藝中：

(1)鑄坯加熱溫度為1180～1250℃。為使作為氫陷阱的析出相的表面積最大化，要盡量使鑄坯中的Ti析出粒子回溶到鋼中。在1180℃以上時，鑄坯中Ti析出粒子已經(jīng)大部分回溶。在1250℃時，鋼中 的Ti析出粒子回溶程度已經(jīng)接近飽和，且加熱溫度超過1250℃后，對加熱設(shè)備的損害增大，鋼的燒損也增加，因此確定鑄坯加熱溫度為1180～1250℃。

(2)精軋開軋溫度高于1100℃，成品晶粒不易細化，細晶強化效果不好。低于880℃，則增加精軋機架的負荷，容易導(dǎo)致事故；規(guī)定終軋溫度在880℃以上，可以避免在雙相區(qū)軋制使軋機負荷過大，并避開板型難于控制的變形溫度區(qū)間，且能減少鋼板縱橫向性能差異。但終軋溫度高于930℃，晶粒細化不足，影響強化效果。因此，將精軋開軋溫度規(guī)定在880～1100℃，終軋溫度規(guī)定在880～930℃。

(3)由于Ti粒子析出的范圍很寬，在緩慢冷卻的條件下，其析出粒子易于粗大化，使析出相的總表面積減小，永久氫陷阱的總量不足，而且導(dǎo)致鋼板強度降低，使搪瓷后的鋼板屈服強度不足。尤其在相轉(zhuǎn)變過程中，相間析出的Ti粒子更易粗大化，且對塑性不利。因此提出采用高的冷卻速度，盡量抑制相間析出產(chǎn)生的大的周期分布的Ti粒子。在C含量不高于0.07％、冷速不低于30℃/S時，可足以抑制粗大的Ti的析出粒子形成，因此確定軋后冷速應(yīng)不低于30℃/S。

(4)對于本發(fā)明鋼來說，卷取溫度低于630℃，作為氫陷阱的TiC等析出粒子的析出被抑制，儲氫陷阱總量不足，不足以抑制鱗爆的發(fā)生。卷取溫度高于700℃，晶粒會出現(xiàn)粗大化，使鋼板強度降低，搪燒后屈服強度會不足，所以控制卷取溫度的范圍為630～700℃。

有益效果：

(1)本發(fā)明鋼通過控制Ti/C比為3.0～6.0、Ti含量在0.09％～0.21％，保證了鋼板在搪燒后具有良好的抗鱗爆性能。

(2)本發(fā)明通過控制Mn含量在0.60％～1.5％，并添加P元素進行補充強化，保障了鋼板在搪燒后的屈服強度仍達到345Pa以上，滿 足了大型拼裝結(jié)構(gòu)件的設(shè)計要求。

(3)本發(fā)明通過選擇加入B元素，使鋼板在厚度大于8mm時，搪燒后仍具有345MPa以上的屈服強度。

(4)本發(fā)明在控制Ti/C比為3.0～6.0的前提下，通過控制Ti含量不超過0.21％，使鋼板能夠通過連鑄-連軋的方法穩(wěn)定生產(chǎn)。

(5)本發(fā)明獲得的熱軋態(tài)金相組織為鐵素體，晶粒度12級；搪后金相組織晶粒度為10級。

附圖說明

圖1為實施例1的熱軋態(tài)金相組織照片；

圖2為實施例1的搪后金相組織照片。

具體實施方式

本發(fā)明涉及的技術(shù)問題采用下述技術(shù)方案解決：一種搪后高強度雙面搪瓷用熱軋鋼板及其制造方法，其化學(xué)成分質(zhì)量百分比為：C：0.030％～0.070％、Si≤0.10％、Mn：0.60％～1.5％、P：0.05％～0.11％、S≤0.006％、N≤0.008％、Ti：0.09％～0.21％、Nb：0.03％～0.07％、V：0.015％～0.060％、Als：0.005％～0.055％。Ti/C：3.0～6.0，對應(yīng)不同的板厚可選擇加入B，選擇加入的元素含量范圍B：0.0005％～0.005％，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。將上述成分的連鑄坯加熱至1180～1250℃，均熱后經(jīng)高壓水除鱗、粗軋開坯，精軋開軋溫度880～1100℃，終軋溫度為880～930℃，軋后以≥30℃/S冷速快冷至卷取溫度，卷取溫度控制在630～700℃。

以下實施例用于具體說明本發(fā)明內(nèi)容，這些實施例僅為本發(fā)明內(nèi)容的一般描述，并不對本發(fā)明內(nèi)容進行限制。表1為本發(fā)明實施例鋼和對比例鋼的冶煉成分，表2為本發(fā)明實施例鋼和對比例鋼的生產(chǎn)工藝，表3為本發(fā)明實施例鋼和對比例鋼的性能。

表1本發(fā)明實施例鋼和對比例鋼的冶煉成分 wt％

表2本發(fā)明實施例鋼和對比例鋼的生產(chǎn)工藝

表3本發(fā)明實施例鋼和對比例鋼實物性能

注：各例搪瓷工藝溫度為850-890℃，燒燒時間為6-11min。瓷層厚度100～200μm。搪瓷后的力學(xué)性能是經(jīng)兩次搪燒處理并去掉表面瓷料后測得的。鱗爆情況是對樣品雙面搪瓷后放置6個月的考察結(jié)果。

根據(jù)以上結(jié)果可以得出，本發(fā)明提供的高強度雙面搪瓷用熱軋鋼板，鋼板屈服強度達到390MPa以上，具有良好的抗鱗爆性能。