CN100350065C

CN100350065C - 高抗拉强度低碳贝氏体厚钢板及其生产方法

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Publication number: CN100350065C
Application number: CNB2004100967942A
Authority: CN
Inventors: 侯华兴; 贺信莱; 于功利; 张万山; 赵素华; 杨善武; 郝森; 鲁强; 刘明; 丛津功; 王学敏; 张涛
Original assignee: Angang Steel Co Ltd; University of Science and Technology Beijing USTB
Current assignee: NEW STEEL ROLLING CO Ltd ANSHAN IRON AND STEEL CO; University of Science and Technology Beijing USTB
Priority date: 2004-12-08
Filing date: 2004-12-08
Publication date: 2007-11-21
Anticipated expiration: 2024-12-08
Also published as: CN1786245A

Abstract

本发明提供了一种高抗拉强度低碳贝氏体厚钢板及其生产方法，其化学成分含量(Wt%)为：C 0.052%～0.08%、Si 0.1%～0.5%、Mn 1.65%～1.90%、Nb 0.015%～0.060%、Ti 0.005%～0.03%、B 0.0005%～0.003%、Mo 0.33%～0.50%、Cu 0.62%～0.85%、Ni 0.42%～0.80%、Al 0.015%～0.05%，其余为Fe及不可避免的杂质。本发明以成本低廉的Mn元素作为主要添加元素，将Cu、Mo、Ni、Nb、B等元素对贝氏体转变的作用充分联合应用。该钢种碳含量低，低温韧性好，焊接性能优良，具有优良的冷弯成型性能；Nb、Ti元素含量低，适合于大工业化连铸生产。本发明采用TMCP+RPC+T工艺可获得抗拉强度900N/mm²级别以上的高强度、高韧性钢种。采用较低的钢坯加热温度，既节能又提高了钢的低温韧性。产品适用于工程机械、采挖机械、重型汽车及海洋设施等领域。

Description

高抗拉强度低碳贝氏体厚钢板及其生产方法

技术领域

本发明属于金属材料领域，尤其涉及一种高抗拉强度低碳贝氏体厚钢板及其生产方法。

背景技术

以前，生产高抗拉强度级别的钢种大都采用调质的方法，其化学元素含量高，生产周期长，碳当量高，焊接性能差，生产成本高。

早期开发的低碳贝氏体钢中Mn含量低，Cr、Ni元素含量较高，钢的成本高，且对促进全部组织的贝氏体转变效果不理想，因而钢的强度级别不高，生产比较困难。

北京科技大学申请的“一种用于高强度低合金钢生产的弛豫-析出-控制相变技术”中国专利，其申请号为01115650.3，利用该技术，可以获得超细复合组织，采用少量元素，能够获得高强度、高韧性和低成本，该技术适用于屈服强度800N/mm²级别钢板的生产。但由于其Nb、Ti元素含量较高，重量百分比分别为0.091、0.08，给连铸生产带来很大的技术难度，不利于大工业化连铸生产，且与N结合后过剩的Ti必然会引起冲击韧性的降低。此外，该技术的钢坯加热温度较高，在1200℃以上，这会影响产品的低温韧性。

本公司申请的一项专利号为03110973.X，名为“一种超低碳贝氏体钢及其生产方法”的中国专利，其特点是该钢种以成本低廉的Mn元素作为主要添加元素，以Cr、Ni作为辅助添加元素，钢中C含量低，在0.05％以下。该技术在生产工艺中只采用了控轧控冷+回火工艺，钢的强度级别相对较低，其抗拉强度都在900N/mm²级别以下，而且钢板的厚度一般都在10mm以下。

发明内容

本发明的目的在于克服现有技术的不足，从市场需求的角度出发，提供一种成分设计合理，工艺先进，用少量元素，获得抗拉强度在900N/mm²级别以上的高韧性、低成本的低碳贝氏体厚钢板。

本发明高抗拉强度低碳贝氏体厚钢板的化学成分含量(Wt％)为：C 0.052％～0.08％、Si 0.1％～0.5％、Mn 1.65％～1.90％、Nb 0.015％～0.060％、Ti 0.005％～0.03％、B 0.0005％～0.003％、Mo 0.33％～0.50％、Cu 0.62％～0.85％、Ni 0.42％～0.80％、Al 0.015％～0.05％，其余为Fe及不可避免的杂质。

本发明之所以选择以上合金元素的种类及含量主要在于：

(1)C：碳对钢的强度、韧性、焊接性能冶炼成本影响很大。碳低于0.052％钢的强度达不到目标要求；碳高于0.08％，则生成组织中贝氏体组织减少，使延伸率和韧性下降，因此本发明确定碳含量的范围为0.052％～0.08％。

(2)Mn：锰是提高强度和韧性的有效元素，对贝氏体转变有较大的促进作用，而且成本十分低廉，因此在本发明中把Mn元素作为主要添加元素。本发明将锰含量限定在1.65％～1.90％。

(3)B：硼元素是本发明中重要的成分，它能够提高钢的淬透性，加入极微量的硼就会有明显的效果，显著推迟奥氏体向铁素体、珠光体的转变，当有Nb同时存在时，B的作用更加突出。当硼含量低于0.0005％时，提高淬透性的效果不大；当硼的含量为0.001％时，就会使钢的组织全部转变为贝氏体；高达0.003％时，淬透性达到饱和，此时可观察到Fe₂₃(CB)₆的析出；高于0.003％，淬透性下降，钢的韧性恶化，且会形成低熔点共晶体，集中于晶粒的边界，这将引起热脆性，增加热压力加工困难。故在本发明中将硼限定在0.0005％～0.003％之间。

(4)Nb：铌是本发明的重要添加元素，它能够有效地延迟变形奥氏体的再结晶，阻止奥氏体晶粒长大，提高奥氏体再结晶温度，细化晶粒，同时改善强度和韧性；它与微量的硼元素复合作用，可以显著地提高淬透性，促进贝氏体转变。这是因为在仅添加B的情况下，轧制后常常在奥氏体晶界析出Fe₂₃(CB)₆，从而大大降低了B的作用，不能有效地延迟γ-α的转变，Nb易与C结合，防止形成Fe₂₃(CB)₆，随着Nb在钢中的溶解度增大，形成贝氏体的趋势增大。在本发明中将Nb含量限定在0.015％～0.06％范围内。

(5)Ti：加入微量的钛，是为了固定钢中的氮元素，从而确保硼元素的提高淬透性效果。硼与氧、氮的亲合力较大，如果加入的微量硼与钢中的氧、氮起作用，硼的促进贝氏体转变的作用将消失。因此，必须将钢中气体尽量降低，加入足够量的铝、钛进行完全脱氧和固氮，才能充分发挥硼的有效作用。在最佳状态下，钛、氮形成氮化钛，阻止钢坯在加热、轧制、焊接过程中晶粒的长大，改善母材和焊接热影响区的韧性。钛低于0.005％时，固氮效果差，超过0.03％时，固氮效果达到饱和，过剩的钛将会使钢的韧性恶化。当钢中的Ti、N原子之比为1∶1时，TiN粒子最为细小且分布弥散，对高温奥氏体晶粒的细化作用最强，不仅可获得优良的韧性，而且能够实现30KJ/cm以上的大线能量焊接。此时相应于Ti、N重量之比为3.42，故在本发明中，结合钢中N的含量，将钛成分控制在0.005％～0.03％之间，其优化范围在0.01％～0.019％之间。

(6)Si：硅是炼钢脱氧的必要元素，也具有一定的固溶强化作用，当低于0.1％时，难于获得充分的脱氧效果；超过0.5％时，钢的清洁度下降，韧性降低，可焊性差。故在本发明中将硅限定在0.1％～0.5％的范围内。

(7)Al：铝是脱氧元素，可作为AlN形成元素，有效地细化晶粒，其含量不足0.01％时，效果较小；超过0.07％时，脱氧作用达到饱和；再高则对母材及焊接热影响区韧性有害。所以，应将铝含量限定在0.010％～0.07％的范围内。本发明将铝含量限定在0.015％～0.050％。

(8)Mo：钼有助于轧制时奥氏体晶粒的细化和微细贝氏体的生成，提高钢的强度，但添加超过0.5％时，成本提高，可焊性明显降低。因而，在本发明中，根据钢板强度和厚度的不同将钼的含量限定在0.33％～0.50％之间。

(9)Cu：铜不仅对焊接热影响区硬化性及韧性没有不良影响，又可使母材的强度提高，并使低温韧性大大提高，还可提高耐蚀性。在超低碳贝氏钢中加入铜，可利用Cu-B的综合作用，来进一步提高钢的淬透性，促进贝氏体的形成。在合适的条件下，Cu能够沉淀析出生成ε-Cu，进一步使基体强化；但Cu含量高时钢坯加热或热轧时易产生裂纹，恶化钢板表面性能，必须添加适量的Ni以阻止这种裂纹的产生。在本发明中，根据钢板强度和厚度的不同，将铜含量控制在0.62％～0.85％之间。

(10)Ni：镍对焊接热影响区硬化性及韧性没有不良影响，又可使母材的强度提高，并使低温韧性大大提高。其为贵重元素，导致钢的成本大幅度上升，经济性差。在本发明中添加Ni元素的目的主要是阻止含Cu量高的钢坯在加热或热轧时产生裂纹的倾向。故在本发明中根据钢板强度和厚度的不同，将Ni含量控制在0.42％～0.80％之间。

(11)钢中的杂质元素的上限控制在P≤0.02％，S≤0.01％，以提高钢的韧性。最好N≤0.006％，以避免形成硼的氮化物，使硼的淬透性失效，钢质越纯净效果更佳。

本发明所述低碳贝氏体厚钢板的生产方法如下：

冶炼工艺：采用转炉冶炼，通过顶吹或顶底复合吹炼，深脱碳；采用RH或VD真空处理和LF炉处理，以降低O、H、N等有害气体以及S的含量；添加合金元素，进行微合金化；结合钢中S含量，通过喂Si-Ca线2～7m/吨钢，进行Ca处理，以控制硫化物形态，提高延性和韧性，减小钢板横向和纵向性能差；连铸采用电磁搅拌。

轧制工艺：采用控轧控冷技术(TMCP)+弛豫-析出-控制相变技术(RPC)+回火(T)。轧前加热温度为1050℃～1190℃，以保证获得细小的奥氏体晶粒，能有相当量的Nb溶入奥氏体，有利于轧后冷却过程中贝氏体的形成；采用两阶段控轧，再结晶区轧制温度≥1000℃，未再结晶区轧制温度为950℃～(Ar3+0℃～80℃)，积累变形量大于50％，轧后弛豫时间10～120s，随后加速冷却，最佳的冷却速度范围在10～40℃/S，加速冷却的终冷温度控制在Bs点以下0～150℃，最佳终冷温度为500℃～300℃；之后空冷；最后再进行不同时间的回火处理，以使Cu沉淀析出生成ε-Cu，进一步提高产品强度和韧性，回火温度控制在480℃～680℃。

本发明以成本低廉的Mn元素作为主要添加元素，将Cu、Mo、Ni、Nb、B等元素对贝氏体转变的作用充分联合应用。该钢种碳含量低，低温韧性好，韧脆转折温度分别在-40℃以下，焊接性能优良，焊接前不需预热，焊接后不需热处理，可以实现30KJ/cm以上的大线能量焊接，而且具有优良的冷弯成型性能；Nb、Ti元素含量低，适合于大工业化连铸生产；较高的Cu含量，有利于提高产品的综合性能。本发明采用TMCP+RPC+T工艺可获得抗拉强度900N/mm²级别以上的高强度、高韧性和低成本钢种。本发明采用较低的钢坯加热温度，既节约能源，又提高了钢的低温韧性。用该工艺生产出的钢板厚度可达到12mm～60mm，产品可广泛应用于工程机械、采挖机械、重型汽车及海洋设施等领域。

具体实施方式

按照本发明设计的化学成分进行了冶炼连铸，抗拉强度为900N/mm²级别的低碳贝氏体厚钢板的实际化学成分如表1所示。本发明实施例所用的连铸板坯厚度为230mm；在厚板厂进行了板坯加热，加热温度为1180℃，在4300厚板轧机进行两阶段控制轧制，中间坯厚度保证了未再结晶区积累变形量在60％～70％。根据成品板厚不同，第二阶段开轧温度在930～830℃。按照本发明的生产工艺制造出的不同厚度钢板的实物性能检验结果见表2。

从表2数据中可以看出，该钢种的抗拉强度在900N/mm²以上，具有高强度、高韧性、冷弯性能优良等特点。该产品含Ti量低，适合于大工业化连铸生产，冲击韧性高，加之化学成分设计采用了低的含碳量，焊接性能非常良好，从而使其成为综合性能十分优良、用途十分广泛的高强度钢种。

表1、本发明厚钢板的冶炼成分实例(Wt％)

	强度级别N/mm²	C	Si	Mn	P	S	Cu	Ni	Nb	Mo	Ti	B	Als	N
	强度级别N/mm²	C	Si	Mn	P	S	Cu	Ni	Nb	Mo	Ti	B	Als	N	实施例	900	0.057	0.31	1.73	0.015	0.005	0.73	0.43	0.05	0.33	0.018	0.0015	0.027	0.0029

表2、本发明厚钢板的实物性能

	强度级别N/mm²	厚度mm	屈服强度N/mm²	抗拉强度N/mm²	伸长率A％	-20℃纵向冲击功Akv(J)			180°冷弯试验
	强度级别N/mm²	厚度mm	屈服强度N/mm²	抗拉强度N/mm²	伸长率A％	-20℃纵向冲击功Akv(J)			180°冷弯试验	实施例	900	20	875	940	14.5	143	134	138	合格
900	25	900	950	15	128	192	130	合格			900	20	875	940	14.5	143	134	138	合格

Claims

1.一种高抗拉强度低碳贝氏体厚钢板，其特征在于其化学成分含量(Wt％)为：C0.052％～0.08％、Si0.1％～0.5％、Mn1.65％～1.90％、Nb0.015％～0.060％、Ti0.005％～0.03％、B0.0005％～0.003％、Mo0.33％～0.50％、Cu0.62％～0.85％、Ni0.42％～0.80％、Al0.015％～0.05％，其余为Fe及不可避免的杂质。

2.一种根据权利要求1所述低碳贝氏体厚钢板的生产方法，其特征在于钢经转炉冶炼后，采用真空处理和LF处理，再进行微合金化和Ca处理，连铸时采用电磁搅拌，轧制时采用控轧控冷技术和弛豫-析出-控制相变技术，轧前加热温度为1050℃～1190℃，采用两阶段控轧，再结晶区轧制温度≥1000℃，未再结晶区轧制温度控制在950℃～(Ar3+0℃～80℃)，积累变形量大于50％；轧后弛豫时间10～120s，随后加速冷却，加速冷却速度范围在10～40℃/S，加速冷却的终冷温度控制在Bs点以下0～150℃，之后空冷，最后进行回火处理。

3.根据权利要求2所述的低碳贝氏体厚钢板的生产方法，其特征在于所述加速冷却的终冷温度为500℃～300℃。

4.根据权利要求2所述的低碳贝氏体厚钢板的生产方法，其特征在于所述Ca处理是根据钢中S含量，喂Si-Ca线2～7m/吨钢。

5.根据权利要求2所述低碳贝氏体厚钢板的生产方法，其特征在于所述回火温度控制在480℃～680℃之间。