CN100430507C - 700MPa级高韧性低屈服比厚钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

700MPa级高韧性低屈服比厚钢板，其成分质量百分比为：C 0.03～0.06，Si 0.35～0.55，Mn 1.00～1.55，Ni 0.50～0.70，Nb 0.02～0.06，Al0.02～0.04，Ti 0.01～0.04，V 0.04～0.07，Cu 0.50～0.70、余Fe和不可避免杂质。其制造方法包括：a.冶炼并浇铸成坯；b.加热至1180～1220℃；c.轧制，开轧温度为1050～1100℃，轧件厚度到达成品钢板厚度的2～3倍时，在辊道上待温至920～960℃，随后进行第二阶段轧制，道次变形量5～15mm，道次变形率10～25%；终轧温度820～880℃；d.轧制结束，空冷60～120秒钟，然后加速冷却，以10～20℃/秒速度冷却至460～600℃，钢板出水后空冷。

Description

700MPa级高韧性低屈服比厚钢板及其制造方法

技术领域

本发明属于高强度结构钢，特别涉及700MPa级高韧性低屈服比厚钢板及其制造方法，将双相钢的这一组织及性能特点引入厚板中，即设计一种主要由铁素体和马氏体两相组成的高强度低屈服比钢，并且给出适宜的生产工艺。

背景技术

在建筑结构等领域应用的厚钢板的性能要求中，出于抗震或其他特殊目的，对钢板的屈服比提出了限制性的规定。例如，在我国颁布的高层建筑用钢标准中，及对高强钢的屈服比限制为≤0.80，而在日本等国，对建筑结构用钢也有此类规定。此外，我国对用于水电站压力管道和煤矿井下液压支架中的高强钢也有同类规定。双相钢是以铁素体马氏体为主的一类钢种，其产品一般特指用于汽车等的冲压成形件的薄板，双相钢的力学性能具备一个显著特点：较低的屈服比。

在低合金高强度钢领域，双相钢被认为是一类具有重要意义的突破性的产品。它运用了复合材料的强韧化机制，在塑性和韧性优良的铁素体基体上引入高强度(硬度)的马氏体，并且通过准确控制两相的比例，获得理想的、个性化的性能，例如低屈服比，高抗拉强度，良好的韧性、成形性和极高的加工硬化率。

目前，双相钢的薄板已经在汽车制造行业得到推广应用，一些长材产品也已经得到开发。然而，与薄规格的卷板不同，厚板的使用领域和汽车及其他的冲压成形件有明显区别，在厚板使用中，焊接方法被普遍采用。另外，对厚板的性能要求也不同于薄板--薄板的成形性至关重要，厚板则更多地关注钢的强度、塑性和韧性的匹配、厚度截面的均匀性以及焊接的难易程度。所以，开发铁素体马氏体钢厚板必须使其性能特点符合应用领域的个性化要求。而在建筑、桥梁等大型钢结构中以及煤矿综采设备和水电站压力管道等地下重型设备上，类似于双相组织的这种钢由于其优良的综合性能，可望得到广泛的使用。例如，在高层建筑的钢结构中，由于双相钢的低屈服比和高加工硬化速率，在地震等灾害发生时，钢结构能够在承受强大的外力作用时吸收更多的破坏能量，延缓建筑物损毁的时间，保护人员安全。又如在水电站的压力管道或煤矿地下开采液压支架中，双相钢的使用，可以在发生洪水、山体滑坡或井下塌方等地质灾害时，吸收更多的能量，同时由于其很高的加工硬化速率，可以比同样屈服强度的其他钢种推迟破坏时间，避免对人员和装备的损害。而这些设施或设备中要使用的绝大多数都是厚钢板，因此，开发具有双相组织的厚钢板就具有很重要的价值和意义。

对已公开的文献和专利进行分析发现，目前双相钢的开发还主要集中在采用连轧机生产的卷板方面。而以单机架轧机生产的厚板则缺乏足够的研究。原因是在厚板生产线上生产铁素体马氏体组织的钢板，难度较大。因为必须像连轧机生产那样获得尽可能宽的冷却速度窗口，才能在厚钢板生产中形成以铁素体马氏体为主的组织，并且掌握恰当的组织比例(适宜的马氏体体积百分数)，从而获得良好的强度、塑性和韧性的匹配。同时，要使厚板的表面与中心保持基本一致的组织状态和相对比例。为了解决这些问题，就必须设计出恰当的化学成分，在兼顾生产工艺、力学性能和焊接性能的同时，尽可能地降低制造成本。

按照生产工艺的不同，双相钢可以分为两类：一类是采用连续退火工艺生产的热处理双相钢(IDP钢)，另一类是不需要进行热处理的热轧双相钢(ARDP或ADP)。

在连续退火生产线上生产的双相钢，需要添加较高的Si元素，同时Mn或Al元素的含量也要比一般的低合金高强度钢要高，如专利JP5311323 A涉及的IDP双相钢，其化学成分为：C 0.10-0.20，Si 0.80-1.60，Mn 3.00-6.00％，Al≤0.50。较高的合金含量必然会损害钢的焊接性，从而给产品的实际使用带来困难。

热轧双相钢的合金成分是Mn--Cr-Mo-V-Nb-B系和Mn-Si-Cr-Al-B系。如专利US 20040118489 A1涉及的双相钢，化学成分为：C 0.02～0.15％，Mn 0.30～2.50％，Cr 0.10～2.00％，Al 0.01～0.20％，Mo≤0.50％，Ni≤0.50％，Cu≤0.50％，Nb≤0.20％，Ti≤0.20％，V≤0.20％，P≤0.10％，S≤0.03％，Ca 0.001-0.01％。又如德国专利(公开/告号：1367846)，化学成分为：C 0.05～0.20％，Si 0～1.00％，Mn 0.80～2.00％，P 0～0.100％，S 0～0.015％，Al 0.02～0.40％，N 0～0.005％，Cr 0.25～1.00％，0.002-0.010％B。这两项专利涉及的钢种，合金元素的设计思想为：利用Mo、Cr、B等元素显著提高钢的淬透性，推迟珠光体转变，同时扩大冷却速度窗口，避免发生贝氏体转变，同时利用较高的Si促进冷却期间多边形铁素体的形成。对C的控制一方面利用其强化作用，C太低则强度不够，另一方面为了得到较多的铁素体，C的含量又要加以限制(≤0.124％)。从加入的总量来分析，以上专利均属于较高合金含量的钢种。

发明内容

本发明目的在于提供一种700MPa级高韧性低屈服比厚钢板及其制造方法，具有合金含量低，生产工艺简便，制造成本较低的特点，与其他方法相比，更适合于厚钢板的工业化生产。

为达到上述目的，本发明的技术方案是，700MPa级高韧性低屈服比厚钢板，其成分质量百分比为：

C   0.03～0.06，

Si  0.35～0.55，

Mn  1.00～1.55，

Ni  0.50～0.70，

Nb  0.02～0.06，

Al  0.02～0.04，

Ti  0.01～0.04，

V   0.04～0.07，

Cu  0.50～0.70

余Fe和不可避免杂质。

本发明的制造方法，包括如下步骤：

a.在电炉或转炉中上述成分冶炼，并浇铸成连铸坯或钢锭，铸坯或钢锭的厚度不小于成品钢板厚度的5倍；

b.对连铸坯或钢锭加热至1180～1220℃；

c.在厚板轧机上进行轧制，开轧温度为1050～1100℃，轧件厚度到达成品钢板厚度的2～3倍时，在辊道上待温至920～960℃，随后进行第二阶段轧制，第二阶段轧制道次变形量控制在5～15mm，道次变形率：10～25％；终轧温度：820～880℃；

d.轧制结束后，钢板在辊道上空冷60～120秒钟，然后加速冷却，按照10～20℃/秒的速度冷却至460～600℃，钢板出水后空冷，具体终冷温度根据对钢板的组织比例或力学性能要求而决定；钢板出水后可以任何方式空冷(堆垛或在冷床冷却均可)。

进一步，铸坯或钢锭在轧制前加热至最高温度之后进行保温，保温时间为90～120分钟。

本发明和现有专利对比，在化学成分上具有以下不同和优点：

碳当量CET：

碳当量是从整体上反映钢的焊接性优劣的判定指标，换言之：碳当量是对钢中所有元素进行综合计算得出的钢的焊接性参数。碳当量越低，焊接性越好，反之，则焊接性越差。焊接性好是指焊接时不易产生焊接裂纹，而焊接性差的钢容易产生裂纹，为了避免裂纹的产生，必须在焊接前对钢进行预热。焊接性越好，则所需的预热温度越低，反之则需要较高的预热温度。按照碳当量与焊接预热温度的经验公式可以计算出钢不产生焊接冷裂纹的最低预热温度。如果按元素的上限含量来计算，美国专利(公开号US 20040118489 A1)涉及的双相钢的焊接碳当量CET＝C+(Mn+Mo)/10+(Cr+Cu)/20+Ni/40＝0.5 88％，德国专利(公开/告号：1367846)涉及的钢种，CET＝0.45％。按照冷裂纹试验常用的最低焊接预热温度计算公式Tp＝750×CET-150计算，两种钢的预热温度最低应为291℃和188℃。

而本发明钢最突出的优点是合金元素含量少，焊接裂纹敏感性低，焊前无需预热。本发明涉及的钢种，按成分上限计算，CET＝0.27％，计算得出的最低预热温度为52.5℃。焊接性明显优于对比钢种，从使用角度来说，本发明钢种比较适合于通常需要焊接的厚板生产。

生产成本

合金元素含量越高，则生产成本越高，尤其像Mn、Cr、Ni、Mo等贵重元素，其合金价格十分昂贵。对照专利Mn+Cr+Ni+Mo+Cu+V的上限加入量为6.2％和3.0％，而本发明钢种的上限加入量为2.92％。显然，从化学成分来看，本发明钢的生产成本更低。

本发明成分设计的优越性：

I.Mn：Mn在钢中的作用是固溶强化和提高淬透性，但是Mn的偏析倾向较高，因此，过高的Mn不利于厚板成分和组织的均匀性。本发明Mn含量为1.00～1.55％，而美国专利US 20040118489A1的Mn含量上限为2.50％，国专利WO01/09396(公开/告告号：1367846)的Mn含量为2.0％。

II.本发明不需要加入Cr或Mo，而美国专利US 20040118489A1的Cr上限为2.00％，Mo上限0.50％，国专利WO01/09396(公开/告告号：1367846)的Cr上限为1.00％。

III.不需加入B(硼)：对照专利均需加入B(硼)，其目的是提高钢的淬透性。但是，B的冶炼收得率极不稳定，在生产中难以控制；并且B易引起B(硼)脆，给钢的韧性带来极大损害。本发明无需加入B，有利于获得优良的韧性，也不会给冶炼增加难度。

IV.Nb和Ni：本发明通过加入一定量的Nb和Ni来保证钢的淬透性，采用特殊的工艺，在厚板生产线上能够获得马氏体和铁素体双相组织。Nb的含量为0.02～0.06％，Ni的含量为0.50～0.70％。加入Nb的另一个主要目的是通过提高钢的未再结晶温度来细化晶粒，从而改善钢的韧性。Ni的作用主要是改善钢的低温韧性，同时Ni具有稳定奥氏体的作用，有利于获得马氏体和铁素体双相组织。

V.V和Cu：这两种元素均可以起到强化作用。V通过与C和N形成VN或V(CN)微细析出粒子，对钢的强化做出贡献。Cu是通过形成ε-Cu微细沉淀物起到对钢的强化作用。在本发明中，只需加入0.04～0.07％的V和0.50～0.70％的Cu即可达到强化目的。此外，Cu的加入能够促使Nb(CN))的应变诱导析出加快进行，其原因与Cu在钢中的固溶强化效果及Cu提高C的活度有关。

VI.Si：作为对照的专利，WO01/09396(公开/告告号：1367846)，需要加入最高达1.00％的Si。Si在钢中的作用主要是固溶强化，另外，较高的Si能够提高钢的淬透性，一般钢中加入0.50～0.70％的Si有利于钢的强度和韧性。但是，当Si含量高于0.70％时，则强度增加、韧性显著下降。这对于使用要求较高的厚板来说是十分不利的。因此，本发明将Si含量限制为0.35～0.55％。

在生产工艺上，轧件厚度到达成品钢板厚度的2～3倍时，在辊道上待温至920～960℃。对于含Nb钢来说，其未再结晶温度约为1000℃左右，将轧制钢坯温度降至920～960℃，目的是为了保证其在未再结晶区有足够的变形量，在变形的奥氏体内有更高密度的位错累计，为铁素体相变提供更有利的形核条件；较大的变形也有利于Nb的碳氮化合物的析出。由于变形诱导析出的作用，较大的道次变形率将有利于析出物的形成并且使其更加细小和弥散。同时，细小和弥散的析出物及其钉扎作用为铁素体提供高密度的形核地点并且阻止其长大和粗化。这些都对钢的强度与韧性起到有利作用。

终轧温度：820～880℃，将终轧温度控制在未再结晶区的低温段，同时该温度区接近相变点Ar3。在这个温度范围终轧，既为相变提供更高的能量累积，也不至于给轧机带来过高的负荷，比较适合于厚板生产。

轧制结束后，钢板在辊道上空冷60～120秒钟，然后进入加速冷却装置，实际相当于一个驰豫过程——这是本发明的工艺关键点。由于钢板在轧制过程中积累了密度很高的位错和以及极高的应变能，高密度的位错将与Nb的析出物Nb(CN)粒子相互作用。在轧后空冷(驰豫)过程中，这种相互作用促使在奥氏体晶粒内部形成大量细小的多边形位错胞结构，Nb原子在位错墙上的偏聚以及大量微细Nb(CN)在位错胞壁上的析出，稳定了这种具有一定取向差的多边形胞状结构。同时，一个道次的较大变形，具有诱导铁素体相变的作用，在这种诱导作用下，相变温度会Ar3点有所提高，即出现所谓“应变诱导相变”现象。在经过一定时间的驰豫同时随着钢板温度的下降，在相变温度附近，铁素体开始形成，C和其他合金元素由铁素体晶粒边界向奥氏体中扩散。随着这一过程的进行，奥氏体中的C及Mn等合金元素的浓度逐渐增加，其稳定性也提高，在一定的热力学条件下形成马氏体。这是铁素体马氏体双相组织形成的必要阶段。钢板在入水加速冷却前的空冷(驰豫)时间对铁素体和马氏体的组织比例和相尺寸有很大影响，所以它在很大程度上决定了钢板的力学性能尤其是强度和屈服比。

钢板进入加速冷却装置，按照10～20℃/秒的速度冷却至460～600℃，之后空冷至室温。在双相钢的CCT曲线上，贝氏体转变曲线是右封口的，20℃/秒的冷却速度避开了贝氏体转变区，而10℃/秒的冷速要求则是为了使铁素体的长大得到抑制，从而得到细化的组织。冷却速度和快冷终止温度对马氏体的形貌和尺寸有很大影响，所以，这些参数直接决定双相组织的力学性能。

本发明不需要进行热处理，其生产工艺比较简单，并且无需添加过多的合金元素，因此焊接性良好，易于实际使用。

本发明的有益效果

本发明成分采用Mn-Nb-Ni-V-Cu系，合金含量少，生产成本较低，焊接裂纹敏感性较小，焊前一般不需要预热。

通过成分设计与轧制工艺的配合，使钢中铁素体组织得到细化，马氏体多数呈现孤岛状分布，从而有利于钢板强度、塑性和韧性的匹配。

由于成分和工艺设计合理，钢板厚度截面上组织一致性较好。从实施效果来看，工艺制度比较宽松，可以在厚钢板生产线上稳定生产。

附图说明

图1本发明的钢铁素体马氏体SEM照片。

图2本发明的钢铁素体马氏体SEM照片。

图3本发明的钢铁素体马氏体SEM照片。

具体实施方式

化学成分实施例(见表2)

表2

单位：质量百分比

实施例	C	Si	Mn	Ni	Nb	Al	Ti	V	Cu	Fe
											1	0.03	0.55	1.00	0.64	0.055	0.02	0.01	0.070	0.70	余量
2	0.05	0.35	1.15	0.50	0.025	0.03	0.03	0.040	0.50	余量
											3	0.06	0.45	1.30	0.70	0.060	0.04	0.04	0.065	0.55	余量
4	0.02	0.40	1.40	0.55	0.045	0.03	0.01	0.070	0.60	余量
											5	0.04	0.35	1.55	0.65	0.020	0.03	0.02	0.040	0.65	余量
6	0.06	0.50	1.50	0.60	0.035	0.02	0.03	0.045	0.55	余量
											7	0.04	0.45	1.35	0.50	0.040	0.04	0.04	0.070	0.70	余量

生产工艺重要参数举例见表3。

表3

工艺序号	加热温度℃	第一阶段终轧厚度mm	第二阶段开轧温度℃	第二阶段道次变形率，％	终轧温度℃	入水快冷前空冷时间秒	水冷温度℃	水冷速度℃/秒	水冷终止温度℃	钢板厚度mm
											1	1210	50	950	15～20	830	60	740	18	550	20
2	1180	72	920	10～12	860	90	775	12	580	36
											3	1190	60	930	10～15	850	70	756	15	570	30
4	1180	55	940	10～15	840	70	745	18	495	25
											5	1190	65	920	10～15	860	75	740	15	540	32

6	1220	50	960	15～25	820	60	735	20	460	18
											7	1180	80	920	10～12	880	120	794	10	600	40

力学性能与组织照片(参见图1～图3)实施举例，力学性能见表4。

表4

Claims (3)

1.700MPa级高韧性低屈服比厚钢板，其成分质量百分比为：

C   0.03～0.06，

Si  0.35～0.55，

Mn  1.00～1.55，

Ni  0.50～0.70，

Nb  0.02～0.06，

Al  0.02～0.04，

Ti  0.01～0.04，

V   0.04～0.07，

Cu  0.50～0.70

余Fe和不可避免杂质。

2.一种如权利要求1所述的700MPa级高韧性低屈服比厚钢板的制造方法，包括如下步骤：

a.在电炉或转炉中上述成分冶炼，并浇铸成连铸坯或钢锭；铸坯或钢锭的厚度不小于成品钢板厚度的5倍；

b.对连铸坯或钢锭加热至1180～1220℃；

c.在厚板轧机上进行轧制，开轧温度为1050～1100℃，轧件厚度到达成品钢板厚度的2～3倍时，在辊道上待温至920～960℃，随后进行第二阶段轧制，第二阶段轧制道次变形量控制在5～15mm，道次变形率：10～25％；终轧温度：820～880℃；

d.轧制结束后，钢板在辊道上空冷60～120秒钟，然后加速冷却，按照10～20℃/秒的速度冷却至460～600℃，钢板出水后空冷。

3.如权利要求2所述的700MPa级高韧性低屈服比厚钢板的制造方法，其特征是，铸坯或钢锭在轧制前加热至最高温度之后进行保温，保温时间为90～120分钟。

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