專利名稱：高強度鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及高強度鋼板及其制造方法，特別是涉及具有良好低溫韌性的屈服強度為1300MI^級的高強度鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
高強度鋼板廣泛應(yīng)用于工程機械結(jié)構(gòu)件的制造，如大型工程起重機和船用大噸位浮吊。工程機械日益大型化對鋼板提出了增強減重的需求。通常高強度鋼板的屈服強度均在 960MPa 及以下，如歐標(biāo) EN10025-6 :2004(Hot rolled products of structural steels-Part 6 !Technical delivery conditions for flat products of high yield strength structural steels in the quenched and tempered condition)禾口國標(biāo) 16270-2009 (高強度結(jié)構(gòu)用調(diào)質(zhì)鋼板)規(guī)定了屈服強度460_960MPa調(diào)質(zhì)鋼板的成分范圍、 力學(xué)性能和碳當(dāng)量。機械結(jié)構(gòu)行業(yè)提出了對屈服強度大于960MI^級鋼板的需求。目前采用 TMCP(thermal-mechanical controlling process)禾口調(diào)質(zhì)(萍火 + 回火)熱處理工藝生產(chǎn)高強度鋼板。TMCP工藝生產(chǎn)高強度鋼板，通過控制軋制和控制冷卻技術(shù)形成貝氏體或貝氏體+馬氏體的混合組織提高鋼板的強韌性匹配，采用此工藝生產(chǎn)的高強鋼板，工藝流程短，焊接性能較好，但是對裝備能力和控制能力要求高，在生產(chǎn)過程中鋼板性能均勻性和板型不易控制。采用調(diào)質(zhì)工藝生產(chǎn)的高強度鋼板，力學(xué)性能均勻性較好。目前強度級別較高的鋼板，通常采用調(diào)質(zhì)工藝生產(chǎn)。CN100350065C涉及一種高抗拉強度低碳貝氏體厚鋼板及其生產(chǎn)方法，該專利采用 C 0. 052-0. 08%,Mn :1. 65-1. 90%的低碳高Mn成分體系和TMCP+RPC+T工藝獲得抗拉強度 900ΜΙ^ 鋼板。WO 1999005335Α公開了一種高強鋼板，該專利采用C :0. 05-0. 10 %和Mn 1.7-2. 的低碳高Mn成分體系和控軋控冷工藝獲得了抗拉強度大于930MI^鋼板。CNlO 149797IA公開了一種高強度調(diào)質(zhì)鋼及其生產(chǎn)方法，采用了 TMCP加調(diào)質(zhì)工藝生產(chǎn)高強度鋼板，鋼板的屈服強度彡670MPa，抗拉強度彡770MPa，其成分中C: 0. 07-0. 11%，Mn :1. 48-1. 60%。以上高強度鋼板均未達到屈服強度大于等于1300MPa，抗拉強度大于等于 1400MPa的要求。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于提供一種具有良好低溫韌性的屈服強度為1300MPa級的超高強度鋼板，特別是屈服強度大于等于1300MPa，抗拉強度大于等于1400MPa的具有良好低溫韌性的鋼板。為實現(xiàn)上述目的，本發(fā)明的屈服強度1300MI^級高強度鋼板的化學(xué)成分(重量百分比)為C 0. 26-0. 35%, Si 0. 15-0. 50 %, Mn 0. 60-0. 90 %, Cr 0. 60-1. 00 %, Mo 0. 55-0. 90%, Ni 0. 80-2. 00%, Nb :0. 01-0. 10%, V :0-0. 10%, B :0. 0006-0. 0025%, Al CN 102534423 A0. 01-0. 08%, Ti :0. 003-0. 06%，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明的另一個目的在于提供上述鋼板的制造方法，該方法包括經(jīng)冶煉、澆鑄、加熱軋制的鋼板在850-950°C溫度進行奧氏體化淬火熱處理，奧氏體化后采用水淬處理；然后在180-300°c溫度進行回火熱處理，回火后空冷。本發(fā)明鋼在采用淬火加回火調(diào)質(zhì)熱處理后，獲得回火馬氏體組織，其屈服強度大于等于1300MPa、抗拉強度大于等于1400MPa、夏氏沖擊功Akv(-20°C )大于等于30J。


圖1和圖2為本發(fā)明實施例2鋼板的微觀組織形貌，其中圖1為200倍，圖2為 500 倍。
具體實施例方式以下結(jié)合實施例詳細說明本發(fā)明的特點和優(yōu)點。本發(fā)明中，除非另有指明，含量均指重量百分比含量。為實現(xiàn)本發(fā)明的實現(xiàn)提供屈服強度1300MI^級高強度鋼板的目的，各主要元素控制如下C:擴散型相變時，C擴散到未轉(zhuǎn)變的奧氏體中，形成具有不同過飽和度的鐵素體組織，如接近平衡態(tài)的等軸狀鐵素體、有一定過飽和度的貝氏體鐵素體等。切變相變時，C 固溶在鐵素體的晶格中，形成了 C軸延長的馬氏體組織。碳含量的改變會導(dǎo)致鋼板在淬火熱處理后的微觀組織發(fā)生劇烈變化。馬氏體組織的強度較高。但是C含量高的馬氏體組織較脆，低溫沖擊韌性差，影響鋼板的使用。因此，為了獲得高強度和較好的低溫韌性，本發(fā)明中，碳含量控制在0. 26-0. 35%，優(yōu)選為C 0. 27-0. 34%。Si :Si不形成碳化物，以固溶形式存在于鋼中，阻礙鋼中位錯的運動，提高鋼材的強度。Si在鋼中以置換方式替代狗原子，Si對強度的影響比C對強度的影響小。Si提高鋼的強度和冷加工的變形硬化率，同時在一定程度上降低鋼的韌性和塑性。Si在滲碳體中的溶解度很小，并提高鋼板的Ac3溫度。Si會降低碳在鐵素體中的擴散速度，使馬氏體在回火時不易形成較粗大的碳化物，保證鋼板在回火后的強韌性。因此，本發(fā)明中，Si含量控制在 0. 15-0. 50 %，優(yōu)選為 Si 0. 16-0. 49 %。Mn :Mn擴大鐵碳平衡相圖中的奧氏體區(qū)。Mn和!^e可形成固溶體，擴散型相變時固溶在奧氏體中的Mn通過溶質(zhì)拖曳效應(yīng)，降低擴散相變的相變驅(qū)動力。鋼板在淬火時，Mn對界面擴散能力影響體現(xiàn)為鋼板淬透性的提高。Mn可以使CCT曲線中擴散型相變的C曲線向右移動，在淬火熱處理時形成馬氏體組織。Mn含量較高時，容易在鋼坯中心形成偏析，導(dǎo)致鋼板內(nèi)部質(zhì)量缺陷發(fā)生。隨著Mn含量的增加，除了導(dǎo)致Ms點降低，同時導(dǎo)致殘余奧氏體量增加，降低了鋼板的屈強比。Mn增加鋼板的回火脆性傾向，因此在設(shè)計Mn含量時應(yīng)同時考慮其對回火工藝設(shè)定的影響。本發(fā)明中控制Mn含量為0. 60-0. 90%，有利于提高鋼板的淬透性，并減小中心偏析對鋼板的影響，優(yōu)選為Mn 0. 61-0. 89%。Nb =Nb添加在鋼板中，通常是利用其對奧氏體單相運動界面的抑制作用，從而提高了鋼的再結(jié)晶溫度。本發(fā)明中根據(jù)其它成分加入一定量的Nb，利用其形成的碳氮化物，在奧氏體化時部分溶解，未溶解的碳氮化物釘軋奧氏體的晶界，避免加熱時奧氏體晶粒反常長大。反常長大會形成較大的奧氏體晶粒，在淬火過程中不能得到均勻而細化的馬氏體組織，降低鋼板的沖擊韌性。加入一定量的Nb，形成的碳氮化物會抑制奧氏體晶粒反常長大現(xiàn)象，保證鋼板的低溫沖擊韌性。本發(fā)明中加入0. 01-0. 10% Nb以控制鋼板微觀組織和力學(xué)性能，優(yōu)選為 Nb 0. 015-0. 095% οV =V是縮小奧氏體相區(qū)的元素。V在鋼中起到固溶強化和V的碳氮化物析出強化的效果。V在高溫奧氏體化時，溶入奧氏體中，降低C的擴散速度，增加鋼的淬透性。V(CN) 在回火過程中形成的彌散細小析出可增加鋼板回火穩(wěn)定性，提高鋼板的屈服強度，且對韌性的影響不明顯。本發(fā)明中加入0 0. 10%的V以保證鋼板在回火后有較高的屈服強度， 優(yōu)選為 V 0. 015-0. 095%。Cr =Cr和Fe形成連續(xù)固溶體，并與C形成多種碳化物。Cr可取代滲碳體中的Fe 形成M3C,并可形成M7C3和M23C6。Cr縮小奧氏體相區(qū)，降低C在奧氏體中的擴散速度，使得鋼的臨界冷卻速度降低，使擴散型相變的C曲線向右移動。Cr固溶在鋼中，提高鋼板的淬透性并提高鋼板的回火穩(wěn)定性。Cr的碳化物會提高鋼板的強度。Cr含量增加到一定程度時， 其含量繼續(xù)增加對鋼板的強度提高效果不明顯。本發(fā)明中加入0. 60-1. 00%的Cr，保證鋼板的強度和沖擊功，優(yōu)選為Cr 0. 61-0. 95%。Mo =Mo縮小奧氏體相區(qū)，在淬火熱處理時，提高鋼板的淬透性。Mo以碳化物和固溶在基體中的形式存在。Mo的碳化物通常包括MC、M2C, M23C6和M6C等。Mo會增加鋼板的回火穩(wěn)定性，減弱回火軟化現(xiàn)象。Mo作為單一元素添加到鋼中，會增加鋼的回火脆性，但和其它元素如Cr和Mn并存時，Mo會降低其它元素導(dǎo)致的回火脆性，改善鋼板的低溫沖擊韌性。本發(fā)明專利中加入0. 55-0. 90%的Mo，以獲得淬透性和低溫沖擊韌性的匹配，優(yōu)選為 Mo 0. 56-0. 89%。Ni =Ni在固溶在鋼中，不形成碳化物，Ni通過細化晶粒和降低層錯能改善鋼板的低溫沖擊性能。M在鋼中通過對擴散界面運動的抑制作用，提高鋼板的淬透性。M對擴散界面的抑制作用與Mn相近，但低于Mo。M對淬透性和回火穩(wěn)定性的影響作用并不非常明顯，但其對低溫沖擊性能的改善作用明顯。但Ni屬于貴重合金元素，本發(fā)明中加入 0. 80-2. 00%的Ni以保證鋼板的力學(xué)性能和具有較低成本，優(yōu)選為Ni 0. 81-1. 95%。Ti :Ti是強鐵素體形成元素，縮小奧氏體相區(qū)。Ti與鋼中的C和N形成化合物。TiN 的形成溫度為1400°C以上，通常在液相或δ鐵素體中析出，114(^2在12601開始析出，TiC 在1050°C左右析出，細小的析出物會釘扎晶界，細化奧氏體尺寸。Ti降低鋼在250-400°C 的回火脆性，采用Ti+B的體系可使回火脆性明顯降低。微量的Ti可避免TiC在淬火奧氏體化時大量溶解，提高鋼板的強度并不影響其塑性和韌性。本發(fā)明中的Ti含量控制在 0. 003-0. 06 %，優(yōu)選為 Ti 0. 0035-0. 055 %。Al =Al是縮小奧氏體相區(qū)的元素，在高溫時可形成氧化物和氮化物。Al在煉鋼時作為脫氧劑和N的固定劑，形成細小的AlN析出，抑制晶粒長大，達到細化晶粒、提高鋼在低溫下的韌性的目的。Al和C雖然可以形成Al4C3，但其與C形成化合物的自由能小于氧化物和氮化物的自由能，因此鋼中一般不存在Al的碳化物。Al含量較高，會形成塑性較差的氧化物，降低鋼板的沖擊功和延伸率。本發(fā)明中加入0. 01-0. 08wt. %的Al細化晶粒，提高鋼板的韌性，優(yōu)選為，Al :0.015-0. 075%。
B =B在鋼中的位錯和缺陷處富集，降低晶界能量，抑制了鐵素體轉(zhuǎn)變，提高鋼板的淬透性。因此B在鋼中的主要用途是增加鋼的淬透性，節(jié)約其它貴重金屬如Mo和Ni等。 含B鋼可改善鋼板在較低溫度回火后的低溫沖擊韌性，降低韌脆轉(zhuǎn)變溫度。B增加回火脆性的傾向較Mn低。低溫回火后，含B鋼的強度較不含B鋼強度高。含B鋼在500°C以上回火，其沖擊韌性低于不含B鋼，300°C左右回火，沖擊韌性高于不含B鋼。鋼中的B含量超過 0.007%，將導(dǎo)致熱脆現(xiàn)象，影響鋼的熱加工性能。B含量較低，則會受到奧氏體中刃型位錯靜水壓力場的作用向刃型位錯的半原子面富集，降低了其對晶界的影響。因此，B含量較低時，其對淬透性的影響并不明顯。B元素過高，會導(dǎo)致晶界強度大幅降低，晶界在受力時會發(fā)生沿晶斷裂而解理，導(dǎo)致“硼脆”現(xiàn)象。因此，本發(fā)明中B的加入量為0. 0006-0. 0025%，優(yōu)選為 B 0. 00065-0. 0020% ο鋼板的強化機制通常有固溶強化、細晶強化、析出強化和位錯強化。固溶強化是間隙原子固溶在鐵素體晶格中，造成鐵素體晶格沿c軸方向變形導(dǎo)致的強化效果和置換原子固溶在鐵素體點陣中，影響位錯運動的應(yīng)力場導(dǎo)致的強化效果的疊加效應(yīng)。細晶強化是晶粒細化后導(dǎo)致的強度升高。析出強化是碳氮化物析出，釘扎可動位錯，降低位錯的運動能力導(dǎo)致的強化效果。位錯強化是增加鋼板的位錯密度，在晶粒內(nèi)部形成大量的位錯墻和位錯帶，阻礙位錯在受力時的運動導(dǎo)致的強化效果。間隙固溶強化時，晶格常數(shù)發(fā)生改變，鋼板在受力時位錯運動受到的阻力增加明顯，因此對鋼板強度影響明顯。本發(fā)明通過設(shè)計優(yōu)化的成分體系，合理利用的合金元素的作用，采用碳在馬氏體中固溶的固溶強化和細化的馬氏體片層的細晶強化實現(xiàn)超高強度和韌性的匹配，獲得了具有較好低溫韌型的屈服強度 1300MPa級高強韌鋼板。本發(fā)明的上述高強韌鋼板通過包含冶煉、澆鑄、加熱、軋制、淬火和回火步驟的方法制造，其中，在所述澆鑄過程中，可采用模鑄或連鑄；在所述加熱過程中，加熱溫度為 1080-1280°C，在所述軋制過程中，鋼坯出加熱爐后開始軋制，開軋溫度為1030-1250°C，終軋溫度為940-1050°C，軋制到指定厚度后進入緩冷箱或緩冷坑冷卻；淬火熱處理的奧氏體化溫度為850-950°C，奧氏體化后采用水淬處理；回火熱處理溫度為180-300°C，回火后空冷。本發(fā)明所涉及的鋼板在1080°C-1280°C加熱奧氏體化。在該加熱過程中，鋼中的 Nb、V和Ti的碳氮化物部分或全部溶入奧氏體中，在軋制和冷卻過程中析出的碳氮化物，通過細化晶粒和析出強化提高產(chǎn)品強度。鋼坯出爐后直接軋制，軋后空冷，工藝簡單，大生產(chǎn)中具有良好的現(xiàn)實性和可行性。鋼板軋制冷卻后加熱到850-950°C保溫后淬火。在該加熱過程中，碳化物形成元素Nb、V、Ti、Cr和Mo的碳氮化物部分溶解。固溶在鋼種的合金元素對提高鋼板的淬透性。 淬火時奧氏體發(fā)生馬氏體相變。馬氏體以切變方式相變，相變前沿是一列滑動位錯，碳原子無法擴散，形成了過飽和的鐵素體。晶格從fee向bcc轉(zhuǎn)變時，鐵原子晶體點陣之間存在碳原子造成點陣畸變，形成正方hep結(jié)構(gòu)。細化的馬氏體板條和晶格畸變的共同作用，提高了鋼板的強度。但是馬氏體相變屬于不變平面應(yīng)變，切邊后的hep鐵素體造成表面浮凸，鋼板內(nèi)部有較大應(yīng)力，因此，本發(fā)明中結(jié)合適當(dāng)?shù)幕鼗鸸に囅龖?yīng)力。淬火后的鋼板放入180_300°C加熱爐內(nèi)回火處理。本發(fā)明在180_300°C左右回火， 在細化的馬氏體板條邊緣形成細化的碳化物析出。在此溫度范圍回火，一方面降低鋼板在淬火時由切邊形成的應(yīng)力，另一方面避免了粗大的滲碳體顆粒形成，保證了鋼板具有良好的低溫沖擊韌性。本發(fā)明采用淬火加回火調(diào)質(zhì)熱處理后獲得回火馬氏體組織的鋼板，其屈服強度大于等于1300MPa、抗拉強度大于等于1400MPa、夏氏沖擊功Akv(-20°C )大于等于30J。實施例這些實施例僅僅是對本發(fā)明最佳實施方式的描述，并不對本發(fā)明的范圍有任何限制。實施例1按表1所示的化學(xué)成分電爐或轉(zhuǎn)爐冶煉，并澆鑄成連鑄坯或鋼錠，將連鑄坯或鋼錠加熱至1080°C，開軋溫度為1030°C，道次變形率為5-30%，終軋溫度為940°C，成品鋼板厚度為8mm。軋制后空冷。淬火加熱溫度為850°C。回火溫度為300°C。實施例2實施方式同實施例1，其中加熱溫度為1100°C，開軋溫度為1050°C，道次變形率為 5-30%，終軋溫度為950°C，成品鋼板厚度為10mm。軋制后空冷。淬火加熱溫度為870°C。 回火溫度為280°C。實施例3實施方式同實施例1，其中加熱溫度為1190°C，開軋溫度為1140°C，道次變形率為 5-30%，終軋溫度為1000°C，成品鋼板厚度為12mm。軋制后空冷。淬火加熱溫度為900°C。 回火溫度為260°C。實施例4實施方式同實施例1，其中加熱溫度為1280°C，開軋溫度為1250°C，道次變形率為 5-30%，終軋溫度為1050°C，成品鋼板厚度為15mm。軋制后空冷。淬火加熱溫度為920°C。 回火溫度為240°C。實施例5實施方式同實施例1，其中加熱溫度為1150°C，開軋溫度為1100°C，道次變形率為 5-30%，終軋溫度為1000°C，成品鋼板厚度為20mm。軋制后空冷。淬火加熱溫度為930°C。 回火溫度為220°C。實施例6實施方式同實施例1，其中加熱溫度為1200°C，開軋溫度為1150°C，道次變形率為 5-30%，終軋溫度為1020°C，成品鋼板厚度為30mm。軋制后空冷。淬火加熱溫度為950°C。 回火溫度為180°C。表1本發(fā)明實施例鋼的化學(xué)成分(wt. % )
權(quán)利要求
1.高強度鋼板，其按重量百分比計的化學(xué)成分為=C0. 26-0. 35%, Si 0. 15-0. 50%, Mn 0. 60-0. 90%, Cr :0. 60-1. 00%, Mo :0. 55-0. 90%, Ni :0. 80-2. 00%, Nb :0. 01-0. 10%, V 0-0. 10%, B 0. 0006-0. 0025%, Al :0. 01-0. 08%, Ti :0. 003-0. 06%，余量為 Fe 和不可避免的雜質(zhì)。
2.如權(quán)利要求1所述的高強度鋼板，其特征在于，C0. 27-0. 34%。
3.如權(quán)利要求1或2所述的高強度鋼板，其特征在于，Si0. 16-0. 49%。
4.如權(quán)利要求1-3任一所述的高強度鋼板，其特征在于，Mn0. 61-0. 89%。
5.如權(quán)利要求1-4任一所述的高強度鋼板，其特征在于，Cr0. 61-0. 95%。
6.如權(quán)利要求1-4任一所述的高強度鋼板，其特征在于，Mo0. 56-0. 89%。
7.如權(quán)利要求1-6任一所述的高強度鋼板，其特征在于，Ni0. 81-1. 95%。
8.如權(quán)利要求1-7任一所述的高強度鋼板，其特征在于，Nb0. 015-0. 095%。
9.如權(quán)利要求1-8任一所述的高強度鋼板，其特征在于，V0. 015-0. 095%。
10.如權(quán)利要求1-9任一所述的高強度鋼板，其特征在于，B0. 00065-0. 0020%。
11.如權(quán)利要求1-10任一所述的高強度鋼板，其特征在于，Al0. 015-0. 075%。
12.如權(quán)利要求1-11任一所述的高強度鋼板，其特征在于，Ti0. 0035-0. 055%。
13.如權(quán)利要求1-12任一所述的高強度鋼板，其組織為回火馬氏體。
14.如權(quán)利要求1-13任一所述的高強度鋼板，其屈服強度大于等于1300MPa、抗拉強度大于等于1400MPa、夏氏沖擊功Akv(-20°C )大于等于30J。
15.如權(quán)利要求1-14任一所述的高強度鋼板的制造方法，包括如下步驟經(jīng)冶煉、澆鑄、加熱軋制的鋼板在850-950°C溫度進行奧氏體化淬火熱處理，奧氏體化后采用水淬處理；然后在180-300°C溫度進行回火熱處理，回火后空冷。
16.如權(quán)利要求15所述的方法，其特征在于，在加熱軋制中，加熱溫度為1080-U80°C。
17.如權(quán)利要求15或16所述的方法，其特征在于，在加熱軋制中，軋制變形量為 5-30%。
18.如權(quán)利要求15-17任一所述的方法，其特征在于，在加熱軋制中，開軋溫度為 1030-1250°C。
19.如權(quán)利要求15-18任一所述的方法，其特征在于，在加熱軋制中，終軋溫度為 940-1050°C。
20.如權(quán)利要求15-19任一所述的方法，其特征在于，軋制后的鋼板在熱處理前，進入緩冷箱或緩冷坑冷卻。
21.如權(quán)利要求15-20任一所述的方法，其特征在于，淬火熱處理時間為鋼板心部到溫后保持時間>8分鐘。
22.如權(quán)利要求15-21任一所述的方法，其特征在于，回火熱處理時間為鋼板心部到溫后保持時間> 12分鐘。
全文摘要
本發(fā)明涉及高強度鋼板，其按重量百分比計的化學(xué)成分為C0.26-0.35％、Si0.15-0.50％、Mn0.60-0.90％、Cr0.60-1.00％、Mo0.55-0.90％、Ni0.80-2.00％、Nb0.01-0.10％、V0-0.10％、B0.0006-0.0025％、Al0.01-0.08％、Ti0.003-0.06％，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。所述高強度鋼板的制造包括經(jīng)冶煉、澆鑄、加熱軋制的鋼板在850-950℃溫度進行奧氏體化淬火熱處理，奧氏體化后采用水淬處理；然后在180-300℃溫度進行回火熱處理，回火后空冷。得到的鋼板的組織為回火馬氏體，其屈服強度大于等于1300MPa、抗拉強度大于等于1400MPa、夏氏沖擊功Akv(-20℃)大于等于30J。
文檔編號C22C38/54GK102534423SQ201210050408
公開日2012年7月4日 申請日期2012年2月29日 優(yōu)先權(quán)日2012年2月29日
發(fā)明者姚連登, 姜洪生, 柏明卓, 趙四新 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司