CN100372962C - 屈服强度1100Mpa以上超高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

屈服强度1100MPa以上超高强度钢板，其成分为(重量百分比)：C0.10～0.20%；Si≤0.6%；Mn0.5～2.5%；Al≤0.03%；N0.001～0.006%；B0～0.0025%；Ca0～0.006%；P≤0.015%；S≤0.005%；Ni0.2～1.2%、Cr0～0.8%、Cu0～0.5%和Mo0～0.6%中的一种或几种；Ti0.01～0.03%、V0～0.1%和Nb0.01～0.1%中的一种或几种；余铁和不可避免杂质。其方法为将钢坯加热至1100～1250℃；在奥氏体可发生再结晶区将钢坯轧制成钢板；在奥氏体未发生再结晶区将钢板轧制，终轧温度介于860～920℃之间；以不低于20℃/s的冷却速率在线淬火，至低于200～400℃的淬火终止温度；对淬火后的钢板进行回火。

Description

屈服强度1100MPa以上超高强度钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及钢铁材料的制造方法，特别涉及屈服强度1100MPa以上超高强度钢板及其制造方法。

背景技术

国际上有关屈服强度在700MPa以上的超高强度钢板的制造方法已经形成多项专利，如住友金属的专利JP 60121219和JP 89025371中，采用回火工艺生产高强钢且钢中硅含量为≤0.015％，镍含量为1.00％～3.50％，铬含量0.40％～1.20％；

Exxonmobil Upstream Res公司申请的专利WO 200039352是一种低温用钢，用较低含碳量(0.03％～0.12％)和高镍含量(不小于1.0％)的方法生产低温韧性好的高强度钢，其采用较低的冷却速率(10℃/s)，其抗拉强度只能达到830MPa以上。

在Exxonmobil Upstream Res和新日铁合作申请的低合金超高强度钢板专利WO 9905335中，虽然采用在热轧后只淬火不回火，但其成分中碳含量较低为0.05～0.10％。

在住友金属的高强度钢板专利中(JP 59159932)，采用在热轧后直接淬火加回火的方法，而且在其成分设计中，采用的钛的范围较低为0.003～0.010％。

NIPPON KOKAN KK的“高强度厚钢板的生产”专利(GB 2132225)中，通过控制水流量来控制热轧后直接淬火的速率，生产的厚度大于25mm，其成分要求锰(0.40～1.20％)、铬(0.20～1.50％)，并需控制酸溶铝。

在埃克森美孚的“具有优异低温韧性的超高强度奥氏体时效钢”的专利(98812446.7)中，其需要在奥氏体未再结晶区控轧，热轧后冷却至Ms～Ms+100℃，不采用回火，抗拉强度只有830MPa以上，其常温组织由2～10％(体积比)残余奥氏体薄膜层以及约90～98％(体积比)的以细晶粒马氏体和细晶粒下贝氏体为主的板条的显微层状组织组成。

在埃克森美孚和住友金属联合申请的“高抗拉强度钢及其生产方法”的中国专利98802878.6中，钢板的碳含量为0.02～0.10％，锰为0.2～2.5％，抗拉强度900MPa以上。

在瑞典SSAB公司生产的Weldox1100系列和德国迪林根生产的Dillimax系列高强钢中，采用高铝(总铝范围≥0.020％，实物铝在0.055％左右)依靠铝细化晶粒的方法提高钢的强韧性。

在埃克森美孚的“具有优异的低温韧性的超高强度钢”的专利(98812439.4)中，热轧后淬火至低于约Ms+200℃，淬火速率为10～40℃/s，不仅其淬火速率较低，而且未采用热轧后在线淬火。

由以上对比专利可知，这些专利存在以下一个或多个不足：①加入了较高含量的昂贵合金元素，钢材成本高。如JP 60121219和JP 89025371中加入的镍为1.00％～3.50％，铬含量0.40％～1.20％；WO 200039352中镍含量不小于1.0％；②工艺复杂，工序成本高。如专利WO 9905335中碳含量较低为0.05～0.10％，专利GB 2132225中碳0.04％～0.16％，专利98802878.6中碳含量为0.02～0.10％，过低的碳含量造成炼钢时脱碳时间长，冶炼生产效率低；专利98812439.4、98812446.7中，不仅其淬火速率较低，而且未采用热轧后在线淬火，降低了生产效率。瑞典SSAB公司生产的Weldox1100系列和德国迪林根生产的Dillimax系列高强钢中，采用高铝含量(不小于0.02％)，有以下若干缺点：高铝钢钢水在浇注时水口容易结瘤，容易将钢包水口耐材带入钢水；过多的铝会造成钢中氧化铝夹杂显著增多，需要较长的真空脱气时间促使夹杂物上浮；铝细化晶粒的氮化铝细小析出物在钢板焊接时完全溶解，从而使焊接热影响区晶粒粗大。③钢板强度级别低。如专利WO 200039352和专利98812446.7，抗拉强度只能达到830MPa以上，专利98802878.6抗拉强度只能达到900MPa以上。

由于重载卡车、工程机械等产业的发展，对车辆的载重和机械强度的要求不断提高，同时也要求减轻自重，因此要求采用成本更低、强度级别更高、低温冲击韧性好的超高强度钢板。

发明内容

本发明的目的在于提供一种具有良好低温韧性的超高强度钢板的制造方法，通过合理的合金成分设计和工艺控制，采用热轧后直接淬火和回火工艺达到钢板的屈服强度在1100MPa以上，其低温冲击韧性达到E级以上(即满足～40℃的冲击功不小于27J)，并具有良好的塑性和焊接性。

为达到上述目的，本发明提供一种屈服强度1100MPa以上超高强度钢板，其成分为(重量百分比)：

C 0.10％～0.20％：

Si≤0.6％；

Mn 0.5％～2.5％：

Al≤0.03％；

N 0.001％～0.006％：

B 0％～0.0025％：

Ca 0％～0.006％；

P≤0.015％；

S≤0.005％；

Ni 0.2％～1.2％、Cr 0％～0.8％、Cu 0％～0.5％和Mo 0％～0.6％中的一种或几种；

Ti 0.01％～0.03％、V 0％～0.1％和Nb 0.01％～0.1％中的一种或几种；

余铁和不可避免杂质。

为了达到上述目的，本发明还提供一种制造屈服强度1100MPa以上超高强度钢板的方法，其中所述钢板具有权利要求1中钢的化学组成，所述方法包括如下步骤：

1)将钢坯加热至1100～1250℃；

2)在奥氏体可发生再结晶的温度范围内，采用一个或多个道次，将所述钢坯轧制成钢板，总压下率不低于50％；

3)在奥氏体未发生再结晶即低于Tnr温度但高于Ar₃转变点的温度范围内，采用一个或多个道次，将上述钢板轧制成最终厚度的钢板，总压下率不低于50％，终轧温度介于860～920℃之间；

4)以不低于20℃/s的冷却速率将所述钢板在线淬火，至低于200～400℃的淬火终止温度；

5)对淬火后的钢板进行回火以提高韧性，回火温度为350～750℃。

进一步，在全部的热轧过程中，不采用转钢轧制。

再进一步，在全部的热轧过程中，使用一次或多次转钢轧制。

更进一步，在热轧终了时，先进行空冷然后进行水冷，空冷的终止温度范围为：700～950℃。

碳(C)：0.10％至0.20％

碳含量的高低很大程度地决定了钢板的强度级别，因为碳是奥氏体转变成马氏体、贝氏体等钢中的强化相所必不可少的元素。碳是决定碳当量大小的最主要的元素，而碳当量是影响钢的强度和焊接性等的重要指标。本专利碳的控制范围为0.10％至0.20％，是基于钢的强韧性的匹配，碳低于0.10％则钢中没有足够的碳化物和固溶碳，在奥氏体转变过程中不利于形成足够的强化相从而获得钢板的强度；反之，碳含量高于0.20％时，则钢的塑性和韧性降低，焊接性也变差。

硅(Si)：不大于0.6％

硅对过冷奥氏体的稳定性影响不大。硅在钢中起固溶强化作用，并且含量较多时能抑制碳化物的析出，提高韧性。钢中加硅能提高钢质纯净度和脱氧。

锰(Mn)：0.5％至2.5％

锰是提高贝氏体钢淬透性的主要元素，降低贝氏体钢的相变温度，细化组织亚结构，增大贝氏体铁素体中碳的过饱和度，有利于强度的提高。

铝(Al)：不大于0.03％

通常铝在高强钢中的作用包括：和硅锰一样起脱氧作用；铝细化晶粒的作用。本发明钢中只含少量的铝或不含铝(≤0.03％)，主要是因为：一方面钢中硅和锰的含量较高完全能够替代铝的脱氧作用；在钢中加入微量的钛，这样钛和铜、铌等合金元素并配合工艺控制等措施共同起到细化晶粒的作用，而且微钛处理对提高钢的焊接性十分有利；另一方面，如果铝含量太高则有诸多缺陷(上文已述)。

氮(N)：0.001％至0.006％

在加钛的钢中，适量的氮与钛形成氮化钛，这种易在高温析出的第二相有利于强化基体，并提高钢板的焊接性能。但如果氮高于0.0060％，氮与钛的溶度积较高，在高温时钢中就形成氮化钛，这样的氮化钛颗粒粗大与钛的溶度积较高，在高温时钢中就形成氮化钛，这样的氮化钛颗粒粗大且呈方形或长方形，严重地损害钢的塑性和韧性。

硼(B)：0％至0.0025％

硼的优选范围为0.0010％至0.0020％。硼在钢中能够提高钢的淬透性和焊接性。

钙(Ca)：0％至0.006％

适量的钙能够改变硫化物的形状，减轻硫的不利影响。当钢中存在过量的钛时，钛可以和硫化合形成硫化钛或碳硫化钛，因此钙的加入与否可以根据钛的加入量和硫的含量而定。

镍(Ni)：0.2％至1.2％

镍可提高钢的韧性，尤其是有低温韧性要求的钢。加入镍可增加贝氏体或马氏体边界残余奥氏体薄膜，提高塑韧性。且有利于回火后的组织细化。

铜(Cu)：0％至0.5％

铜的作用是固溶强化，量较多时可在适当温度回火后二次硬化，提高强度。对于非淬火钢一般含量不高。

铬(Cr)：0％至0.8％

铬可使珠光体和贝氏体转变曲线分离，中、低碳的条件下，能明显右移先共析铁素体和珠光体开始析出线，可代替部分锰和钼。细化组织，降低韧脆转变温度。铬降低Bs/Ms值比锰大，有利于减少焊接裂纹倾向。铬和锰元素配合，可获得更高的淬硬性和淬透深度，提高钢的力学性能。铬比锰的偏析倾向小，用铬代锰有利于减少钢的芯部偏析，提高力学性能均匀性。

钼(Mo)：0％至0.6％

加入钼主要是为了提高强度。

钛(Ti)：0.01％至0.03％

钛可以与氮、碳和硫形成钛的化合物。控制钢中钛的含量，使得钛主要与氮化合形成细小弥散的氮化钛，剩余的钛与硫、碳形成化合物。因此，适量的钛不仅固定了钢中的氮、而且还固定了钢中的硫和部分碳。但钛含量过高，不仅氮化钛粗大，而且钢中固溶的碳减少，不利于获得良好的强韧性匹配。化基体，而且显著地提高钢板的焊接性。

铌(Nb)：0.01％至0.1％；钒(V)：0％至0.1％

铌和钒是强碳和氮的化合物形成元素。由于钢中加入适量的钛，钛与氮的形成温度较高，因此通过控制钛、氮的含量，使得铌和钒主要与碳化合。碳化钒和碳化铌的析出温度较氮化钛和碳化钛低，在热轧时与热轧工艺匹配，通过控制碳化铌和碳化钒的析出来细化组织和提高强度和韧性。

磷(P)和硫(S)：不高于0.015％和0.005％

硫在钢中与锰等化合形成塑性夹杂物硫化锰，尤其对钢的横向塑性和韧性不利，因此硫的含量应尽可能地低。磷也是钢中的有害元素，严重损害钢板的塑性和韧性。

本发明采用相对其它专利更为适中的碳含量(0.10％至0.20％)，此碳含量既不是很低也不是很高，即可满足炼钢工序的要求，也可保证钢板后续对焊接性能的要求。其中碳含量与钢板中加入的Nb含量尽可能保证按相关公式，例如按溶度积公式Lg[Nb][C]＝2.96-7510/T，计算出的T小于1523K(1250℃)；如果加入V，则V和Nb的总含量也要保证按类似公式计算的T小于1523K，这是要保证钢坯再加热时所有碳氮化物完全溶解，以便在后续的轧制和冷却过程中析出强化，充分发挥各元素的作用。加入的元素Ti与N含量尽可能保证Ti/N≥3.42，让Ti完全固定N，使Nb能形成足够的NbC强化；钢中允许钙处理，也允许不用钙处理。如果进行钙处理，则加入的Ca与S含量尽可能保证Ca/S≥0.5～2.0，使硫化物完全球化或近似纺锤形，提高钢板横向冲击性能。钢中的Cu、Ni、Cr、Mo如果同时加入时，不可同时接近上限或者下限，这样做的目的是保证强度和碳当量。对以上所述元素的适当控制，目的在于用较低的合金成本，精确的成分配比，简单的炼钢、轧制与热处理工艺获得较好的力学、焊接等综合性能。

钢坯加热到足够高的温度(1100～1250℃)使奥氏体组织均匀化，并使钢中的铌、钒和钛等的碳化物充分溶解，而铌、钒和钛等的氮化物也有部分溶解以阻止原始奥氏体晶粒的长大。

在奥氏体可发生再结晶的温度范围内，采用一个或多个道次轧制成钢坯，总压下率不得低于50％。随着轧制的进行和温度的降低，固溶于钢中再结晶达到细化的目的。在轧制过程中，采用一次或多次转钢以提高成品钢板的横向塑性和韧性。

在低于奥氏体发生再结晶但高于Ar3转变点的温度范围内，采用一个或多个道次并采用一次或多次转钢，将上述钢板轧制成最终厚度的钢板，总压下率不低于50％，终轧温度介于860～920℃之间。在轧制过程中，奥氏体不发生再结晶，而形成拉长的奥氏体。在拉长的奥氏体形变带内存在大量的位错，铌、钒和钛等固溶原子由于形变诱导而析出为碳化物和碳氮化物。

经未再结晶区终轧后，钢的组织由变形的奥氏体组成。终轧后的钢板以不低于20℃/s的冷却速率直接淬火以获得贝氏体、马氏体或贝氏体与马氏体的(可能会残留部分奥氏体)混合组织。再经350～750℃回火处理以改善钢的韧性。

本发明具有成分设计易于实施和控制，工艺控制简便易行的特点，由于采用直接淬火，因而轧制周期短。经回火后实现钢板既具有超高的强度，又具有良好的低温韧性。

具体实施方式

本发明的具体实施例参见表1、表2、表3。

表1实施例的化学成分(％)

实例	C	Si	Mn	P	S	Ni	Cr	Mo	Nb	V	Ti	B	Al	N	Cu	Ca
																	1	0.10	0.30	1.20	0.015	0.004	0.7	0.4	0.3	0.10	0.03	0.015	0	0.004	0.002	0	0
2	0.14	0.25	0.98	0.006	0.005	0.9	0.5	0.2	0.01	0.05	0.025	0.0018	0.015	0.002	0.2	0
																	3	0.15	0.60	0.80	0.008	0.0025	0.5	0.8	0.6	0.05	0	0.025	0.0016	0.009	0.002	0.4	0
4	0.13	0.03	2.50	0.010	0.003	0.2	0	0.5	0.08	0.02	0.010	0.0025	0.030	0.001	0.5	0.002
																	5	0.20	0.20	0.50	0.006	0.0015	1.2	0.4	0	0.04	0.10	0.03	0.0015	0.020	0.006	0.3	0

表2实施例的工艺参数

实例	再加热温度℃	终轧温度℃	淬火速率℃/s	回火温度℃
					1	1250	900	50	600
2	1150	900	45	650
					3	1250	950	45	350
4	1100	850	20	450
					5	1200	900	40	750

表3实施例的力学性能

实例	厚度mm	屈服强度MPa	抗拉强度MPa	延伸率％	AkvJ
							-20℃	-40℃
					1	16			1127	1210	13	36	32
2	25	1120	1283	13			42	36
					3	16			1147	1177	14	40	32
4	16	1198	1276	15			47	38
					5	16			1167	1250	14	45	36

由表可见，五个实施例的屈服强度均大于1100MPa，延伸率大于等于13％，-40℃的冲击功均大于32J，达到了1100E级的要求。

Claims (7)

1.屈服强度1100MPa以上超高强度钢板，其成分为重量百分比：

C0.10％～0.20％；

Si≤0.6％；

Mn0.5％～2.5％；

Al≤0.03％；

N0.001％～0.006％；

B0％～0.0025％；

Ca0％～0.006％；

P≤0.015％；

S≤0.005％；

Ni0.2％～1.2％、Cr0％～0.8％、Cu0％～0.5％和Mo0％～0.6％中的一种或几种；

Ti 0.01％～0.03％、V 0％～0.1％和Nb 0.01％～0.1％中的一种或几种；

余铁和不可避免杂质。

2.如权利要求1所述的钢板，其特征在于，Ti与N的含量为Ti/N≥3.42。

3.如权利要求1所述的钢板，其特征在于，Ca与S的含量为Ca/S≥0.5～2.0。

4.制造屈服强度1100MPa以上超高强度钢板的方法，其中所述钢板具有权利要求1中钢的化学组成，所述方法包括如下步骤：

1)将钢坏加热至1100～1250℃；

2)在奥氏体可发生再结晶的温度范围内，采用一个或多个道次，将所述钢坏轧制成钢板，总压下率不低于50％；

3)在奥氏体未发生再结晶即低于Tnr温度但高于Ar₃转变点的温度范围内，采用一个或多个道次，将上述钢板轧制成最终厚度的钢板，总压下率不低于50％，终轧温度介于860～920℃之间；

4)以不低于20℃/s的冷却速率将所述钢板在线淬火，至低于200～400℃的淬火终止温度；

5)对淬火后的钢板进行回火以提高韧性，回火温度为350～750℃。

5.如权利要求4所述的方法，其特征在于，在全部的热轧过程中，不采用转钢轧制。

6.如权利要求4所述的方法，其特征在于，在全部的热轧过程中，采用一次或多次转钢轧制。

7.如权利要求4所述的方法，其特征是，热轧过程热轧终了时，先进行空冷然后进行水冷，空冷的终止温度范围为：700～950℃。