CN101812642A - 一种超细晶贝氏体高强钢及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
一种超细晶贝氏体高强钢及其制造方法，其成分质量百分比为：C 0.03～0.06％、Si 0.05～0.90％、Mn 1.00～2.00％、Cr 0.05～0.25％、Nb 0.03～0.08％、Al 0.02～0.04％、Ti 0.004～0.020％、B 0.0010～0.0020％，Zr 0.01～0.03％，Fe余量和不可避免杂质，Pcm≤0.20％。13.14C+14.21Nb+6.32Cr+680B-1.98Mn＜[Si]＜12.22C+9.87Nb+8.11Cr+1210B-1.25Mn。本发明采用控制热机械轧制和加速冷却技术，获得了超细化的贝氏体铁素体板条和沿板条界面分布的马奥组元的组织，屈服强度大于690MPa、抗拉强度大于780MPa、夏氏冲击功Akv(-20℃)≥120J。钢板焊接性能良好，室温焊接并置放48小时后无焊接冷裂纹。
Description
技术领域
本发明涉及高强度结构钢，具体地说，本发明涉及一种超细晶贝氏体高强钢及其制造方法。
背景技术
控制轧制技术的近年来快速发展并在世界范围普及。这一时期具有诸多技术特点。①轧制技术应用，开发了所有轧机均能应用的系统；②有意识地应用两相区轧制改善性能；③利用奥氏体中温区细晶粒再结晶，提出再结晶控制轧制理论(Recrystallization Controlled Rolling RCR)；④Ti和Nb、V的复合的利用，Ti可抑制奥氏体再结晶，形成TiN抑制晶粒长大和控制硫化系夹杂物形状；⑤相变强化的应用，利用相变控制的组织细化和铁素体中的位错和亚晶界强化。美国Climax Molybdenum Co.的Smith等提出通过添加0.2％～0.4％的Mo，抑制铁素体、珠光体相变，形成微细且晶界呈针状的非等轴铁素体组织，即所谓的“针状铁素体钢”。1972年在克力夫兰召开的“低碳钢的处理特点”研讨会上，英、美、日、法等国发表了研究低碳贝氏体钢和针状贝氏体钢的论文；⑥大内千秋在控制轧制后，快速冷却钢板，然后再进行空冷(Interrupted Accelerated Cooling IAC)。对于添加Nb、V、Ti的钢，IAC冷却速度为10℃/s时，强度比相同条件下空冷钢材提高50～100MPa，微观组织为针状铁素体和贝氏体。组织细化和析出强化提高了钢的强度。采用适当的加热温度和控制轧制条件，细化铁素体晶粒可增加韧性；⑦NKK的OLAC(On-line Accelerated)装备应用。工厂生产发现，精轧温度降低的同时强度也降低，可能因为低温下，变形奥氏体的淬火性降低；⑧冷却设备开发。
1985年，日本NSC公司开发了CLC，NKK公司开发了OLAC，KSC公司开发了MACS，SMI公司开发了DAC-1，KSL公司开发了KCL。冷却方式有通过型(progressive)、同步型(Simultaneous)、约束型(Closed)和非约束型(Open)；⑨向TMCP技术发展。通过将板坯在较低温度奥氏体化、在相变点附近或者两相区轧制、低碳化和Nb、V、Ti等微合金化、超低S含量或进行Ca处理提高延展性、加速冷却形成细化的组织等。
发明内容
本发明的目的在于提供一种超细晶贝氏体高强钢及其制造方法，采用低碳微合金成分体系，通过控轧控冷，充分利用轧制过程中的位错强化和细晶强化，超细晶贝氏体高强钢板屈服强度超过690MPa，抗拉强度超过780MPa，夏氏冲击功Akv(-20℃)≥120J。
为达到上述目的，本发明的技术方案是，
一种超细晶贝氏体高强钢板，其成分质量百分比为：C：0.03～0.06％、Si：0.05～0.90％、Mn：1.30～2.00％、Cr：0.05～0.25％、Nb：0.03～0.08％、Al：0.02～0.04％、Ti：0.004～0.020％、B：0.0010～0.0020％、Zr：0.01～0.03％、余量为Fe和不可避免杂质；
Si含量符合下面的公式：
13.14C+14.21Nb+6.32Cr+680B-1.98Mn＜[Si]＜12.22C+9.87Nb+8.11Cr+1210B-1.25Mn；焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.20％。
钢板的屈服强度大于690MPa、抗拉强度大于780MPa、夏氏冲击功Akv(-20℃)≥120J。
低裂纹敏感性钢板的焊接裂纹敏感性指数Pcm可按下式确定：
Pcm＝C+Si/30+Ni/60+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+V/10+5B
焊接裂纹敏感性指数Pcm是反映钢的焊接冷裂纹倾向的判定指标，Pcm越低，焊接性越好，反之，则焊接性越差。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。一般认为，当Pcm≤0.25％时，80公斤级(屈服强度690MPa)钢可以实现不预热焊接。
本发明超细晶贝氏体钢高强钢板的制造方法，其包括如下步骤：
1)按上述成分冶炼、浇铸成连铸坯或钢锭；
2)加热，加热温度为1080～1180℃，保温时间为120～180分钟；
3)轧制，分为第一阶段和第二阶段轧制；
在第一阶段轧制过程中，开轧温度为1050～1150℃，当轧件厚度到达成品钢板厚度的2～3倍，在辊道上待温至820～860℃时开始第二阶段轧制；
在第二阶段轧制过程中，道次变形率为10～25％，终轧温度为770～830℃；
4)冷却，以15～30℃/S的速度冷却至400～480℃，出水后空冷。进一步，浇铸后的连铸坯或钢锭的厚度不小于成品钢板厚度的4倍。另外，空冷采用堆垛或冷床冷却。
本发明的优点在于：
1、本发明成分设计的优越性
经专利检索可获得国内外相近专利与本发明化学成分对照参见表1。
表1 (单位：重量百分比，wt.％)
| 专利公开号 | C | Si | Mn | Cr | B | Nb | Ni | V | Cu | Mo | Al | Ti | Zr | Pcm |
| WO99/05335 | 0.05～0.10 | --- | 1.7～2.1 | --- | --- | 0.01～0.1 | 0.2～1.2 | --- | --- | 0.25～0.6 | --- | 0.005～0.03 | --- | 0.27 |
| WO98/38345 | 0.02～0.1 | ≤0.6 | 0.2～2.5 | 0～0.8 | 0～0.0025 | 0.01～0.1 | 0.2～1.2 | 0～0.1 | 0～0.6 | 0～0.6 | ≤0.1 | 0.005～0.03 | --- | 0.36 |
| 专利公开号 | C | Si | Mn | Cr | B | Nb | Ni | V | Cu | Mo | Al | Ti | Zr | Pcm |
| WO99/05334 | 0.03～0.10 | --- | 1.6～2.1 | --- | --- | 0.01～0.1 | --- | 0.01～0.10 | --- | 0.3～0.6 | --- | 0.005～0.03 | --- | 0.35 |
| 1521285 | 0.01～0.05 | --- | 1.0～2.2 | 0.0～0.7 | 0.0005～0.005 | 0.015～0.070 | 0.0～1.0 | --- | 0.0～1.8 | 0.0～0.5 | 0.015～0.07 | --- | --- | 0.31 |
| CN1396294 | 0.02～0.13 | 0.10～0.60 | 0.60～1.80 | --- | 0.0005～0.002 | 0.008～0.04 | ≤0.55 | ≤0.10 | ≤0.65 | ≤0.50 | ≤0.01 | 0.005～0.025 | --- | 0.33 |
| CN1932063A | 0.06～0.09 | 0.15～0.55 | 0.85～1.10 | ≤0.30 | --- | 0.005～0.05 | 0.15～0.40 | 0.02～0.06 | ≤0.30 | ≤0.30 | 0.01～0.40 | -- | --- | 0.25 |
| 本发明 | 0.03～0.06 | 0.05～0.90 | 1.30～2.00 | 0.05～0.25 | 0.001～0.002 | 0.03～0.08 | --- | --- | --- | --- | 0.02～0.04 | 0.004～0.02 | 0.01～0.03 | ≤0.20 |
| 0 |
从表1中可看出，除WO99/05334专利外，其它专利公布的钢种均含Ni。添加Ni会使钢成分增加，降低其市场竞争力，而且Ni会在钢板表面形成氧化皮，影响钢板表面质量。除WO99/05334和WO99/05335专利外，其它专利公布的化学成分中都添加了Cu，利用Cu的析出增加钢板强度。但是Cu元素会使钢板脆化，需添加Ni来增加韧性，进一步增加了钢板的制造成本。虽然WO99/05334和WO99/05335成分相对较为简单，但是其采用了淬火处理，增加了钢板的生产工序，造成了钢板生产成本的增加。表1中除所述已有专利的Pcm值都较高，其成分设计对焊接性能有不利影响。
为了解决以上问题，本发明采用Mn-Nb-Cr-Ti-B系钢种，通过控制热机械轧制和冷却技术，且无需热处理，制备了一种屈服强度达690MPa级的超细晶贝氏体高强钢板，该钢板具有良好的低温韧性和焊接性。下面分别叙述本发明不同合金元素所起的作用及设计原理：
C：在钢中的作用是固溶强化，但是C对焊接性能不利。C含量越高，焊接性能越差，对于采用TMCP工艺生产的贝氏体钢来说，C含量越低则韧性越好，较低的碳含量可以生产更大厚度的高韧性钢板，因此本发明C含量控制为0.03～0.06％。
Nb：本发明通过加入较多的Nb，一方面以达到细化晶粒和增加钢板厚度的目的，另一方面是提高钢的未再结晶温度，便于在轧制过程中采用相对较高的终轧温度，从而加快轧制速度，提高生产效率。此外，由于强化了晶粒细化作用，使得可生产钢板的厚度增大。本发明钢种中添加0.08wt.％的Nb，可生产厚度达60mm的钢板。
Si：Si在钢中不形成碳化物，而是以固溶形态存在于贝氏体铁素体或奥氏体中。它提高钢中贝氏体奥氏体或铁素体的强度。Si的固溶强化作用较Mn、Nb、Cr、W、Mo和V强。Si降低奥氏体中碳的扩散速度，使CCT曲线铁素体和珠光体C曲线向右移动，有利于连续冷却过程中形成贝氏体组织。本发明钢中加入不超过0.90％的Si有利于提高钢的强度和韧性匹配关系。
B：能够显著增加钢的淬透性，本发明加入0.001～0.002wt.％的B，可以使钢在一定冷却条件下，比较容易地获得高强度贝氏体组织。
Zr：Zr在钢中形成固溶的ZrC和ZrN在高温时较为稳定，其分布在奥氏体的晶界上，对晶界的运动起到钉轧作用，抑制了奥氏体晶粒长大，细化了奥氏体晶粒。加入适量的Zr，对钢的低温韧性有好的作用。焊接过程中，难溶的Zr的碳氮化物改善焊缝和热影响区的微观组织，提高钢板的焊接性能。结合Zr的有益性能和钢的成本考虑，本发明中加入0.01～0.03％的Zr以提高钢板的力学性能和焊接性能。
2、本发明生产工艺的优越性
在本发明的超细晶贝氏体高强钢的制造方法中，对主要步骤的工艺控制原理分析如下：
①轧制工艺
轧件厚度到达成品钢板厚度的2～3倍时，在辊道上待温至820～860℃。对于含Nb钢来说，其未再结晶温度约为950～1050℃，将轧制钢坯温度降至820～860℃，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。较大的位错密度提供了缺陷能，促进再结晶，细化奥氏体晶粒。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形成更加细小和弥散析出物。同时，细小和弥散的析出物为铁素体提供高密度的形核地点并通过其对长大界面地钉扎作用阻止铁素体晶粒地长大和粗化，这对于钢的强度与韧性都起到有利的作用。
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，即终轧温度为770～830℃，在这个温度范围内终轧，奥氏体中存在大量的位错、位错亚结构及亚晶界，可促进贝氏体形核。
②冷却工艺
轧制结束后，钢板进入加速冷却装置，按15～30℃/秒的速度冷却至400～480℃。
采用较快的冷速是为了为贝氏体转变提供更高的过冷度，增加相变驱动力，获得更高密度的形核率。较快的冷却速度抑制了贝氏体的长大速度，从而得到以细化的贝氏体为主的基体组织，使本发明钢板具有较高的强度和良好的韧性。
本发明的有益效果
1、本发明通过合理设计化学成分，大幅度降低C含量，并且以Mn和Cr等廉价合金元素替代Mo，无需添加Ni等贵重元素，且合金元素含量少，原料成本较低。
2、本发明钢板不需进行任何额外的热处理，从而简化了制造工序，降低了钢的制造成本。
3、由于成分和工艺设计合理，从实施效果来看，工艺制度比较宽松，可以在中、厚钢板产线上稳定生产。
4、本发明的低裂纹敏感性钢板屈服强度大于690MPa、抗拉强度大于780MPa、夏氏冲击功Akv(-20℃)≥120J、板厚可达60mm板。焊接性能较好，室温焊接不需要预热。
附图说明
图1为本发明实施例1的钢板的扫描电镜照片；
图2为本发明实施例1的钢板的透射电镜照片。
具体实施方式
以下用实施例结合附图对本发明作更详细的描述。这些实施例仅仅是对本发明最佳实施方式的描述，并不对本发明的范围有任何限制。
浇铸后的连铸坯或钢锭的厚度不小于成品钢板厚度的4倍；加热过程中加热温度为1080～1180℃，保温时间为120～180分钟；
轧制分为第一阶段和第二阶段轧制。
第一阶段轧制过程中，开轧温度为1050～1150℃，当轧件厚度到达成品钢板厚度的2～3倍时，在辊道上待温至820～860℃。
所述第二阶段轧制过程中，道次变形率为10～25％，终轧温度为770～830℃。
冷却过程中钢板进入加速冷却装置，以15～30℃/S的速度冷却至400～480℃，出水后空冷。
空冷采用堆垛或冷床冷却。
实施例1
按表2所示的化学成分电炉或转炉冶炼，并浇铸成连铸坯或钢锭，将连铸坯或钢锭加热至1100℃，保温150分钟，第一阶段轧制的开轧温度为1070℃，当轧件厚度为60mm时，在辊道上待温至840℃，随后进行第二阶段轧制，第二阶段轧制道次变形率为15～20％，终轧温度为800℃，成品钢板厚度为20mm。轧制结束后，钢板进入加速冷却(ACC)装置，以30℃/S的速度冷却至450℃，出水后堆垛或冷床冷却。
实施例2
实施方式同实施例1，其中加热温度为1080℃，保温150分钟；第一阶段轧制的开轧温度为1050℃，轧件厚度为90mm；第二阶段轧制的开轧温度为850℃，道次变形率为10～12％，终轧温度为810℃，成品钢板厚度为30mm；钢板冷却速度为20℃/S，终止温度为480℃。
实施例3
实施方式同实施例1，其中加热温度为1180℃，保温120分钟；第一阶段轧制的开轧温度为1150℃，轧件厚度为120mm；第二阶段轧制的开轧温度为820℃，道次变形率为10～25％，终轧温度为780℃，成品钢板厚度为40mm；钢板冷却速度为15℃/S，终止温度为470℃。
实施例4
实施方式同实施例1，其中加热温度为1130℃，保温180分钟；第一阶段轧制的开轧温度为1070℃，轧件厚度为150mm；第二阶段轧制的开轧温度为820℃，道次变形率为10～15％，终轧温度为770℃，成品钢板厚度为50mm；钢板冷却速度为25℃/S，终止温度为425℃。
实施例5
实施方式同实施例1，其中加热温度为1100℃，保温150分钟；第一阶段轧制的开轧温度为1130℃，轧件厚度为120mm；第二阶段轧制的开轧温度为840℃，道次变形率为10～15％，终轧温度为810℃，成品钢板厚度为60mm；钢板冷却速度为15℃/S，终止温度为440℃。
实施例6
实施方式同实施例1，其中加热温度为1120℃，保温180分钟；第一阶段轧制的开轧温度为1070℃，轧件厚度为120mm；第二阶段轧制的开轧温度为840℃，道次变形率为10～15％，终轧温度为790℃，成品钢板厚度为40mm；钢板冷却速度为20℃/S，终止温度为400℃。
表2本发明实施例1-6的化学成分(wt.％)及其Pcm
| 实施例 | C | Si | Mn | Nb | Al | Ti | Cr | B | Zr | Fe | Pcm |
| 1 | 0.04 | 0.55 | 1.80 | 0.080 | 0.03 | 0.01 | 0.05 | 0.0018 | 0.010 | 余量 | 0.161 |
| 2 | 0.03 | 0.70 | 2.00 | 0.060 | 0.04 | 0.01 | 0.25 | 0.0013 | 0.017 | 余量 | 0.172 |
| 3 | 0.06 | 0.90 | 1.40 | 0.055 | 0.02 | 0.004 | 0.15 | 0.001 | 0.030 | 余量 | 0.173 |
| 4 | 0.05 | 0.05 | 1.90 | 0.040 | 0.03 | 0.01 | 0.25 | 0.0012 | 0.025 | 余量 | 0.184 |
| 5 | 0.06 | 0.86 | 1.00 | 0.060 | 0.03 | 0.02 | 0.05 | 0.0010 | 0.020 | 余量 | 0.146 |
| 6 | 0.06 | 0.68 | 1.30 | 0.030 | 0.03 | 0.01 | 0.17 | 0.0014 | 0.026 | 余量 | 0.163 |
试验例1
对本发明实施例1-6的超细晶贝氏体高强钢板分别进行力学性能测试，测试结果见表3。从表2和表3可以看出，本发明超细晶钢板的Pcm≤0.20％，屈服强度均大于690MPa，抗拉强度大于780MPa，夏氏冲击功Akv(-20℃)≥120J，板厚可达60mm，具有良好的低温韧性和焊接性。
试验例2
按标准GB/T 4340-1999对本发明实施例1的组织超细晶贝氏体高强钢板进行微观组织观察，扫描电镜照片见图1，贝氏体铁素体板条宽度约1μm左右。透射电镜观察发现，铁素体板条内部存在亚板条，亚板条的宽度小于1μm。亚板条内部有较高密度的位错。采用本发明的成分体系和工艺，可生产具有超细化贝氏体铁素体板条的钢板。
表3本发明实施例1-6的低裂纹敏感性钢板的力学性能
| 实施例 | 屈服强度(MPa) | 抗拉强度(MPa) | 延伸率(％) | -20℃纵向冲击功/韧性断口比例(J/％) |
| 1 | 755/745 | 830/835 | 17.0/16.5 | 193/100 183/100 193/100 |
| 2 | 745/740 | 840/835 | 16.0/16.5 | 202/100 211/100 192/100 |
| 3 | 740/750 | 825/825 | 16.0/16.0 | 199/100 195/100 212/100 |
| 4 | 730/740 | 825/835 | 17.5/18.0 | 209/100 210/100 198/100 |
| 5 | 710/715 | 820/825 | 17.5/18.5 | 240/100 244/100 220/100 |
| 6 | 710/705 | 805/795 | 20.0/20.0 | 249/100 207/100 254/100 |
试验例3
对本发明实施例1的低裂纹敏感性钢板进行焊接性能试验(小铁研试验)，在0℃、室温和50℃条件下，均未发现裂纹(见表4)，说明本发明钢种的焊接性能良好，焊接时一般不需要预热。
表4本发明实施例1钢板焊接性能试验(小铁研试验)结果
Claims (4)
1.一种超细晶贝氏体高强钢板，其成分质量百分比为：C：0.03～0.06％、Si：0.05～0.90％、Mn：1.30～2.00％、Cr：0.05～0.25％、Nb：0.03～0.08％、Al：0.02～0.04％、Ti：0.004～0.020％、B：0.0010～0.0020％、Zr：0.01～0.03％、余量为Fe和不可避免杂质；
Si含量符合下面的公式：
13.14C+14.21Nb+6.32Cr+680B-1.98Mn＜[Si]＜12.22C+9.87Nb+8.11Cr+1210B-1.25Mn，焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.20％。
2.如权利要求1所述的超细晶贝氏体钢高强钢板的制造方法，其包括如下步骤：
1)按上述成分冶炼、浇铸成连铸坯或钢锭；
2)加热，加热温度为1080～1180℃，保温时间为120～180分钟；
3)轧制，分为第一阶段和第二阶段轧制；
在第一阶段轧制过程中，开轧温度为1050～1150℃，当轧件厚度到达成品钢板厚度的2～3倍，在辊道上待温至820～860℃时开始第二阶段轧制；
在第二阶段轧制过程中，道次变形率为10～25％，终轧温度为770～830℃；
4)冷却，以15～30℃/S的速度冷却至400～480℃，出水后空冷。
3.如权利要求2所述的超细晶贝氏体钢高强钢板的制造方法，其特征是，浇铸后的连铸坯或钢锭的厚度不小于成品钢板厚度的4倍。
4.如权利要求2所述的超细晶贝氏体钢高强钢板的制造方法，其特征是，空冷采用堆垛或冷床冷却。
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2009
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