CN102534423A

CN102534423A - 高强度钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN102534423A
Application number: CN2012100504080A
Authority: CN
Inventors: 赵四新; 姜洪生; 姚连登; 柏明卓
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2012-02-29
Filing date: 2012-02-29
Publication date: 2012-07-04
Anticipated expiration: 2032-02-29
Also published as: CN102534423B

Abstract

本发明涉及高强度钢板，其按重量百分比计的化学成分为：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：0.01-0.08％、Ti：0.003-0.06％，余量为Fe和不可避免的杂质。所述高强度钢板的制造包括：经冶炼、浇铸、加热轧制的钢板在850-950℃温度进行奥氏体化淬火热处理，奥氏体化后采用水淬处理；然后在180-300℃温度进行回火热处理，回火后空冷。得到的钢板的组织为回火马氏体，其屈服强度大于等于1300MPa、抗拉强度大于等于1400MPa、夏氏冲击功Akv(-20℃)大于等于30J。

Description

高强度钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及高强度钢板及其制造方法，特别是涉及具有良好低温韧性的屈服强度为1300MPa级的高强度钢板及其制造方法。

背景技术

高强度钢板广泛应用于工程机械结构件的制造，如大型工程起重机和船用大吨位浮吊。工程机械日益大型化对钢板提出了增强减重的需求。通常高强度钢板的屈服强度均在960MPa及以下，如欧标EN10025-6：2004(Hot rolled products of structural steels-Part 6：Technical delivery conditionsfor flat products of high yield strength structural steels in the quenched andtempered condition)和国标16270-2009(高强度结构用调质钢板)规定了屈服强度460-960MPa调质钢板的成分范围、力学性能和碳当量。机械结构行业提出了对屈服强度大于960MPa级钢板的需求。目前采用TMCP(thermal-mechanical controlling process)和调质(淬火+回火)热处理工艺生产高强度钢板。TMCP工艺生产高强度钢板，通过控制轧制和控制冷却技术形成贝氏体或贝氏体+马氏体的混合组织提高钢板的强韧性匹配，采用此工艺生产的高强钢板，工艺流程短，焊接性能较好，但是对装备能力和控制能力要求高，在生产过程中钢板性能均匀性和板型不易控制。采用调质工艺生产的高强度钢板，力学性能均匀性较好。目前强度级别较高的钢板，通常采用调质工艺生产。

CN100350065C涉及一种高抗拉强度低碳贝氏体厚钢板及其生产方法，该专利采用C：0.052-0.08％、Mn：1.65-1.90％的低碳高Mn成分体系和TMCP+RPC+T工艺获得抗拉强度900MPa钢板。

WO 1999005335A公开了一种高强钢板，该专利采用C：0.05-0.10％和Mn：1.7-2.1％的低碳高Mn成分体系和控轧控冷工艺获得了抗拉强度大于930MPa钢板。

CN101497971A公开了一种高强度调质钢及其生产方法，采用了TMCP加调质工艺生产高强度钢板，钢板的屈服强度≥670MPa，抗拉强度≥770MPa，其成分中C：0.07-0.11％，Mn：1.48-1.60％。

以上高强度钢板均未达到屈服强度大于等于1300MPa，抗拉强度大于等于1400MPa的要求。

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屈服强度为1300MPa级的超高强度钢板，特别是屈服强度大于等于1300MPa，抗拉强度大于等于1400MPa的具有良好低温韧性的钢板。

为实现上述目的，本发明的屈服强度1300MPa级高强度钢板的化学成分(重量百分比)为：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：0.01-0.08％、Ti：0.003-0.06％，余量为Fe和不可避免的杂质。

本发明的另一个目的在于提供上述钢板的制造方法，该方法包括：

经冶炼、浇铸、加热轧制的钢板在850-950℃温度进行奥氏体化淬火热处理，奥氏体化后采用水淬处理；

然后在180-300℃温度进行回火热处理，回火后空冷。

本发明钢在采用淬火加回火调质热处理后，获得回火马氏体组织，其屈服强度大于等于1300MPa、抗拉强度大于等于1400MPa、夏氏冲击功Akv(-20℃)大于等于30J。

附图说明

图1和图2为本发明实施例2钢板的微观组织形貌，其中图1为200倍，图2为500倍。

具体实施方式

以下结合实施例详细说明本发明的特点和优点。

本发明中，除非另有指明，含量均指重量百分比含量。

为实现本发明的实现提供屈服强度1300MPa级高强度钢板的目的，各主要元素控制如下：

C：扩散型相变时，C扩散到未转变的奥氏体中，形成具有不同过饱和度的铁素体组织，如接近平衡态的等轴状铁素体、有一定过饱和度的贝氏体铁素体等。切变相变时，C固溶在铁素体的晶格中，形成了c轴延长的马氏体组织。碳含量的改变会导致钢板在淬火热处理后的微观组织发生剧烈变化。马氏体组织的强度较高。但是C含量高的马氏体组织较脆，低温冲击韧性差，影响钢板的使用。因此，为了获得高强度和较好的低温韧性，本发明中，碳含量控制在0.26-0.35％，优选为C：0.27-0.34％。

Si：Si不形成碳化物，以固溶形式存在于钢中，阻碍钢中位错的运动，提高钢材的强度。Si在钢中以置换方式替代Fe原子，Si对强度的影响比C对强度的影响小。Si提高钢的强度和冷加工的变形硬化率，同时在一定程度上降低钢的韧性和塑性。Si在渗碳体中的溶解度很小，并提高钢板的Ac3温度。Si会降低碳在铁素体中的扩散速度，使马氏体在回火时不易形成较粗大的碳化物，保证钢板在回火后的强韧性。因此，本发明中，Si含量控制在0.15-0.50％，优选为Si：0.16-0.49％。

Mn：Mn扩大铁碳平衡相图中的奥氏体区。Mn和Fe可形成固溶体，扩散型相变时固溶在奥氏体中的Mn通过溶质拖曳效应，降低扩散相变的相变驱动力。钢板在淬火时，Mn对界面扩散能力影响体现为钢板淬透性的提高。Mn可以使CCT曲线中扩散型相变的C曲线向右移动，在淬火热处理时形成马氏体组织。Mn含量较高时，容易在钢坯中心形成偏析，导致钢板内部质量缺陷发生。随着Mn含量的增加，除了导致Ms点降低，同时导致残余奥氏体量增加，降低了钢板的屈强比。Mn增加钢板的回火脆性倾向，因此在设计Mn含量时应同时考虑其对回火工艺设定的影响。本发明中控制Mn含量为0.60-0.90％，有利于提高钢板的淬透性，并减小中心偏析对钢板的影响，优选为Mn：0.61-0.89％。

Nb：Nb添加在钢板中，通常是利用其对奥氏体单相运动界面的抑制作用，从而提高了钢的再结晶温度。本发明中根据其它成分加入一定量的Nb，利用其形成的碳氮化物，在奥氏体化时部分溶解，未溶解的碳氮化物钉轧奥氏体的晶界，避免加热时奥氏体晶粒反常长大。反常长大会形成较大的奥氏体晶粒，在淬火过程中不能得到均匀而细化的马氏体组织，降低钢板的冲击韧性。加入一定量的Nb，形成的碳氮化物会抑制奥氏体晶粒反常长大现象，保证钢板的低温冲击韧性。本发明中加入0.01-0.10％Nb以控制钢板微观组织和力学性能，优选为Nb：0.015-0.095％。

V：V是缩小奥氏体相区的元素。V在钢中起到固溶强化和V的碳氮化物析出强化的效果。V在高温奥氏体化时，溶入奥氏体中，降低C的扩散速度，增加钢的淬透性。V(CN)在回火过程中形成的弥散细小析出可增加钢板回火稳定性，提高钢板的屈服强度，且对韧性的影响不明显。本发明中加入0～0.10％的V以保证钢板在回火后有较高的屈服强度，优选为V：0.015-0.095％。

Cr：Cr和Fe形成连续固溶体，并与C形成多种碳化物。Cr可取代渗碳体中的Fe形成M₃C，并可形成M₇C₃和M₂₃C₆。Cr缩小奥氏体相区，降低C在奥氏体中的扩散速度，使得钢的临界冷却速度降低，使扩散型相变的C曲线向右移动。Cr固溶在钢中，提高钢板的淬透性并提高钢板的回火稳定性。Cr的碳化物会提高钢板的强度。Cr含量增加到一定程度时，其含量继续增加对钢板的强度提高效果不明显。本发明中加入0.60-1.00％的Cr，保证钢板的强度和冲击功，优选为Cr：0.61-0.95％。

Mo：Mo缩小奥氏体相区，在淬火热处理时，提高钢板的淬透性。Mo以碳化物和固溶在基体中的形式存在。Mo的碳化物通常包括MC、M₂C、M₂₃C₆和M₆C等。Mo会增加钢板的回火稳定性，减弱回火软化现象。Mo作为单一元素添加到钢中，会增加钢的回火脆性，但和其它元素如Cr和Mn并存时，Mo会降低其它元素导致的回火脆性，改善钢板的低温冲击韧性。本发明专利中加入0.55-0.90％的Mo，以获得淬透性和低温冲击韧性的匹配，优选为Mo：0.56-0.89％。

Ni：Ni在固溶在钢中，不形成碳化物，Ni通过细化晶粒和降低层错能改善钢板的低温冲击性能。Ni在钢中通过对扩散界面运动的抑制作用，提高钢板的淬透性。Ni对扩散界面的抑制作用与Mn相近，但低于Mo。Ni对淬透性和回火稳定性的影响作用并不非常明显，但其对低温冲击性能的改善作用明显。但Ni属于贵重合金元素，本发明中加入0.80-2.00％的Ni以保证钢板的力学性能和具有较低成本，优选为Ni：0.81-1.95％。

Ti：Ti是强铁素体形成元素，缩小奥氏体相区。Ti与钢中的C和N形成化合物。TiN的形成温度为1400℃以上，通常在液相或δ铁素体中析出，Ti₄C₂S₂在1260℃开始析出，TiC在1050℃左右析出，细小的析出物会钉扎晶界，细化奥氏体尺寸。Ti降低钢在250-400℃的回火脆性，采用Ti+B的体系可使回火脆性明显降低。微量的Ti可避免TiC在淬火奥氏体化时大量溶解，提高钢板的强度并不影响其塑性和韧性。本发明中的Ti含量控制在0.003-0.06％，优选为Ti：0.0035-0.055％。

Al：Al是缩小奥氏体相区的元素，在高温时可形成氧化物和氮化物。Al在炼钢时作为脱氧剂和N的固定剂，形成细小的AlN析出，抑制晶粒长大，达到细化晶粒、提高钢在低温下的韧性的目的。Al和C虽然可以形成Al₄C₃，但其与C形成化合物的自由能小于氧化物和氮化物的自由能，因此钢中一般不存在Al的碳化物。Al含量较高，会形成塑性较差的氧化物，降低钢板的冲击功和延伸率。本发明中加入0.01-0.08wt.％的Al细化晶粒，提高钢板的韧性，优选为，Al：0.015-0.075％。

B：B在钢中的位错和缺陷处富集，降低晶界能量，抑制了铁素体转变，提高钢板的淬透性。因此B在钢中的主要用途是增加钢的淬透性，节约其它贵重金属如Mo和Ni等。含B钢可改善钢板在较低温度回火后的低温冲击韧性，降低韧脆转变温度。B增加回火脆性的倾向较Mn低。低温回火后，含B钢的强度较不含B钢强度高。含B钢在500℃以上回火，其冲击韧性低于不含B钢，300℃左右回火，冲击韧性高于不含B钢。钢中的B含量超过0.007％，将导致热脆现象，影响钢的热加工性能。B含量较低，则会受到奥氏体中刃型位错静水压力场的作用向刃型位错的半原子面富集，降低了其对晶界的影响。因此，B含量较低时，其对淬透性的影响并不明显。B元素过高，会导致晶界强度大幅降低，晶界在受力时会发生沿晶断裂而解理，导致“硼脆”现象。因此，本发明中B的加入量为0.0006-0.0025％，优选为B：0.00065-0.0020％。

钢板的强化机制通常有固溶强化、细晶强化、析出强化和位错强化。固溶强化是间隙原子固溶在铁素体晶格中，造成铁素体晶格沿c轴方向变形导致的强化效果和置换原子固溶在铁素体点阵中，影响位错运动的应力场导致的强化效果的叠加效应。细晶强化是晶粒细化后导致的强度升高。析出强化是碳氮化物析出，钉扎可动位错，降低位错的运动能力导致的强化效果。位错强化是增加钢板的位错密度，在晶粒内部形成大量的位错墙和位错带，阻碍位错在受力时的运动导致的强化效果。间隙固溶强化时，晶格常数发生改变，钢板在受力时位错运动受到的阻力增加明显，因此对钢板强度影响明显。本发明通过设计优化的成分体系，合理利用的合金元素的作用，采用碳在马氏体中固溶的固溶强化和细化的马氏体片层的细晶强化实现超高强度和韧性的匹配，获得了具有较好低温韧型的屈服强度1300MPa级高强韧钢板。

本发明的上述高强韧钢板通过包含冶炼、浇铸、加热、轧制、淬火和回火步骤的方法制造，其中，在所述浇铸过程中，可采用模铸或连铸；在所述加热过程中，加热温度为1080-1280℃，在所述轧制过程中，钢坯出加热炉后开始轧制，开轧温度为1030-1250℃，终轧温度为940-1050℃，轧制到指定厚度后进入缓冷箱或缓冷坑冷却；淬火热处理的奥氏体化温度为850-950℃，奥氏体化后采用水淬处理；回火热处理温度为180-300℃，回火后空冷。

本发明所涉及的钢板在1080℃-1280℃加热奥氏体化。在该加热过程中，钢中的Nb、V和Ti的碳氮化物部分或全部溶入奥氏体中，在轧制和冷却过程中析出的碳氮化物，通过细化晶粒和析出强化提高产品强度。钢坯出炉后直接轧制，轧后空冷，工艺简单，大生产中具有良好的现实性和可行性。

钢板轧制冷却后加热到850-950℃保温后淬火。在该加热过程中，碳化物形成元素Nb、V、Ti、Cr和Mo的碳氮化物部分溶解。固溶在钢种的合金元素对提高钢板的淬透性。淬火时奥氏体发生马氏体相变。马氏体以切变方式相变，相变前沿是一列滑动位错，碳原子无法扩散，形成了过饱和的铁素体。晶格从fcc向bcc转变时，铁原子晶体点阵之间存在碳原子造成点阵畸变，形成正方hcp结构。细化的马氏体板条和晶格畸变的共同作用，提高了钢板的强度。但是马氏体相变属于不变平面应变，切边后的hcp铁素体造成表面浮凸，钢板内部有较大应力，因此，本发明中结合适当的回火工艺消除应力。

淬火后的钢板放入180-300℃加热炉内回火处理。本发明在180-300℃左右回火，在细化的马氏体板条边缘形成细化的碳化物析出。在此温度范围回火，一方面降低钢板在淬火时由切边形成的应力，另一方面避免了粗大的渗碳体颗粒形成，保证了钢板具有良好的低温冲击韧性。

本发明采用淬火加回火调质热处理后获得回火马氏体组织的钢板，其屈服强度大于等于1300MPa、抗拉强度大于等于1400MPa、夏氏冲击功Akv(-20℃)大于等于30J。

实施例

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。

实施例1

按表1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1080℃，开轧温度为1030℃，道次变形率为5-30％，终轧温度为940℃，成品钢板厚度为8mm。轧制后空冷。淬火加热温度为850℃。回火温度为300℃。

实施例2

实施方式同实施例1，其中加热温度为1100℃，开轧温度为1050℃，道次变形率为5-30％，终轧温度为950℃，成品钢板厚度为10mm。轧制后空冷。淬火加热温度为870℃。回火温度为280℃。

实施例3

实施方式同实施例1，其中加热温度为1190℃，开轧温度为1140℃，道次变形率为5-30％，终轧温度为1000℃，成品钢板厚度为12mm。轧制后空冷。淬火加热温度为900℃。回火温度为260℃。

实施例4

实施方式同实施例1，其中加热温度为1280℃，开轧温度为1250℃，道次变形率为5-30％，终轧温度为1050℃，成品钢板厚度为15mm。轧制后空冷。淬火加热温度为920℃。回火温度为240℃。

实施例5

实施方式同实施例1，其中加热温度为1150℃，开轧温度为1100℃，道次变形率为5-30％，终轧温度为1000℃，成品钢板厚度为20mm。轧制后空冷。淬火加热温度为930℃。回火温度为220℃。

实施例6

实施方式同实施例1，其中加热温度为1200℃，开轧温度为1150℃，道次变形率为5-30％，终轧温度为1020℃，成品钢板厚度为30mm。轧制后空冷。淬火加热温度为950℃。回火温度为180℃。

表1本发明实施例钢的化学成分(wt.％)

实施例	C	Si	Mn	Cr	Mo	Nb	Ni	V	B	Al	Ti	Fe
													1	0.26	0.50	0.90	1.00	0.90	0.10	0.80	0.10	0.0006	0.01	0.06	余量
2	0.27	0.40	0.85	0.95	0.85	0.08	1.00	0.08	0.0008	0.03	0.04	余量
													3	0.29	0.30	0.80	0.90	0.80	0.06	1.20	0.06	0.0010	0.04	0.03	余量
4	0.31	0.25	0.70	0.80	0.70	0.04	1.40	0.04	0.0015	0.05	0.02	余量
													5	0.33	0.20	0.65	0.70	0.60	0.02	1.60	0.02	0.0018	0.07	0.01	余量
6	0.35	0.15	0.60	0.60	0.55	0.01	2.00	0.01	0.0020	0.08	0.003	余量

试验例1：力学性能

按照GB/T2975取样，并按照GB/T228、GB/T229、GB/T232测定本发明实施例1-6的力学性能，测试结果见表2。

表2本发明实施例1-6的钢板的力学性能

从表1和表2可以看出，本发明涉及的屈服强度1300MPa级超高度韧钢板的屈服强度均≥1300MPa，抗拉强度≥1400MPa，夏氏冲击功Akv(-20℃)≥30J。

试验例2：金相组织

对实施例2进行微观组织研究，光学显微镜照片如说明书附图1和2所示。从图中可以看出，钢板的微观组织以细化的马氏体板条为基体，在回火热处理后的马氏体板条间析出了碳化物。

本发明通过合理设计化学成分并结合工艺，开发出具有屈服强度1300MPa级超高强度钢板，此钢板具有良好的低温韧性。本发明将钢板淬火后采用低温回火工艺，消除了钢板的内应力并保证钢板的低温冲击性能。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。本发明生产的钢板屈服强度大于等于1300MPa、抗拉强度大于等于1400MPa、夏氏冲击功Akv(-20℃)大于等于30J，此类超高强度钢板良好的强韧性。

Claims

1.高强度钢板，其按重量百分比计的化学成分为：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：0.01-0.08％、Ti：0.003-0.06％，余量为Fe和不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，C：0.27-0.34％。

3.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，Si：0.16-0.49％。

4.如权利要求1-3任一所述的高强度钢板，其特征在于，Mn：0.61-0.89％。

5.如权利要求1-4任一所述的高强度钢板，其特征在于，Cr：0.61-0.95％。

6.如权利要求1-4任一所述的高强度钢板，其特征在于，Mo：0.56-0.89％。

7.如权利要求1-6任一所述的高强度钢板，其特征在于，Ni：0.81-1.95％。

8.如权利要求1-7任一所述的高强度钢板，其特征在于，Nb：0.015-0.095％。

9.如权利要求1-8任一所述的高强度钢板，其特征在于，V：0.015-0.095％。

10.如权利要求1-9任一所述的高强度钢板，其特征在于，B：0.00065-0.0020％。

11.如权利要求1-10任一所述的高强度钢板，其特征在于，Al：0.015-0.075％。

12.如权利要求1-11任一所述的高强度钢板，其特征在于，Ti：0.0035-0.055％。

13.如权利要求1-12任一所述的高强度钢板，其组织为回火马氏体。

14.如权利要求1-13任一所述的高强度钢板，其屈服强度大于等于1300MPa、抗拉强度大于等于1400MPa、夏氏冲击功Akv(-20℃)大于等于30J。

15.如权利要求1-14任一所述的高强度钢板的制造方法，包括如下步骤：

然后在180-300℃温度进行回火热处理，回火后空冷。

16.如权利要求15所述的方法，其特征在于，在加热轧制中，加热温度为1080-1280℃。

17.如权利要求15或16所述的方法，其特征在于，在加热轧制中，轧制变形量为5-30％。

18.如权利要求15-17任一所述的方法，其特征在于，在加热轧制中，开轧温度为1030-1250℃。

19.如权利要求15-18任一所述的方法，其特征在于，在加热轧制中，终轧温度为940-1050℃。

20.如权利要求15-19任一所述的方法，其特征在于，轧制后的钢板在热处理前，进入缓冷箱或缓冷坑冷却。

21.如权利要求15-20任一所述的方法，其特征在于，淬火热处理时间为钢板心部到温后保持时间≥8分钟。

22.如权利要求15-21任一所述的方法，其特征在于，回火热处理时间为钢板心部到温后保持时间≥12分钟。