CN102994874A - 屈服强度500MPa级高止裂韧性钢板及其生产方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种屈服强度500MPa级高止裂韧性钢板及其生产方法，钢的化学成分的重量百分比为：C：0.04%～0.08%，Si：0.10%～0.5%，Mn：0.8%～1.6%，P≤0.02%，S≤0.01%，Al：0.03%～0.065%，N≤0.005%，Nb：0.005%～0.05%，Ti：0.005%～0.03%，B：0.0005%～0.003%，Ca≤0.004%，其余为Fe和不可避免的杂质。第一阶段粗轧在奥氏体再结晶区进行，开轧温度1000～1130℃，再结晶区总压下率≥50％，轧后钢板以大于10℃/s快速冷却至580～530℃，当钢板表面回温至720～770℃时，进行第二阶段未再结晶区轧制，累积变形量≥50％，终轧温度700～740℃，轧后水冷，冷却速率5～15℃/s，终冷温度460℃～560℃。本发明钢兼具高强度、高韧性和抑制裂纹形成、扩展等特性，满足超大型集装箱船体特殊部位构件性能要求。

Description

屈服强度500MPa级高止裂韧性钢板及其生产方法

技术领域

本发明涉及一种采用微合金+控轧、控冷工艺生产的超高强度、优良低温韧性钢板，特别是其高止裂韧性可用于制造低温环境下使用集装箱船体结构用钢。

背景技术

随着船舶的大型化，造船用钢板也向厚板化的方向发展。特别是集装箱船，由于其船体结构的要求，在舱口围板、上甲板等部位已经使用厚度达到40～80mm的厚板作为高强度部件。另一方面，从保证船舶安全性，防止脆性断裂的角度，要求船舶用钢具有某种级别以上的断裂韧性值。在预计会产生裂纹的部位和有可能发生大规模断裂的重要部位，都采用E级钢这类韧性优良的钢材，并且在造船时，严格管理加工和焊接作业。因此，可以说产生脆性裂纹的可能性是非常小的。但是一旦发生脆性裂纹，也要有能力使裂纹的传播停止。另外，由于焊接残留应力的作用，从焊接区产生的裂纹会向母材一侧扩展。因此，须通过提高母材的断裂韧性来保证船舶的安全性。为了从根本上防止船体的大型断裂，可以从船体结构设计和船用材料两个方面着手来进行研究。在大型集装箱船的船体结构方面，有人提出改变舱口尾板和上甲板接合部的位置，并将这两个部件的T 型接头采用非焊接结构。通过模拟结构件试验，证实该方案效果良好。但是，为了进一步提高船舶的安全性，在某些情况下，也需要高止裂性能的材料。但是，这些研究主要针对屈服强度低于47kg级的船板，对47kg级以上的超高强度集装箱船用钢板的研制开发尚属空白。

由显微组织结构分析得知，晶粒尺寸与材料的强度、塑性和断裂韧性有密切关系。晶粒越细小，晶粒内的空位数目和位错均减少，塞积位错数目下降，只能产生轻度的应力场，从而将推迟微孔和微裂纹的萌发，致使断裂应变增加，材料断裂所需的能量加大，即提高了断裂韧性。因此，细化晶粒成为提高钢铁材料韧性的最主要和最有效的方法。提高钢板断裂韧性的有效方法是通过微观组织微细化使韧性提高。用试验方法证明了夏氏冲击韧性和Kca值及NDT温度有着良好的线性相关关系。

目前，制备超细晶粒钢板的主要方法包括形变强化相变、形变诱导铁素体相变和双相区温轧等工艺。形变强化相变强调的是过冷奥氏体在形变过程中发生相变，相变温度在Ae3和Ar3之间。形变强化以形核过程为主导，长大过程并不明显。形变强化相变与相变诱导相变的不同之处在于，其相变是在过冷和形变双重条件下进行，相组成在热力学上是稳定的，不会出现形变诱导相变时可能发生的逆相变，从而有利于工艺的控制和优化。而形变诱导铁素体相变发生于奥氏体未再结晶区的较低温度范围内（Ar3＜T_DIFT＜Ad3），其中Ad3为形变诱导铁素体相变的上限温度。对于传统的控制轧制（再结晶控轧和未再结晶控轧），形变的作用是促使奥氏体的状态发生改变，使其发生再结晶或形成扁平状奥氏体。γ→α相变发生在形变后的冷却过程中，即形变和相变分别发生在不同的温度和时间阶段。两相区温轧使铁素体在轧制过程中发生动态回复和再结晶，从而细化铁素体晶粒。

CN200710011724.6公开了一种在室温或低温条件下，通过高速塑性变形的机械处理方法，使金属材料表层微米级粗大晶粒结构细化成近于等轴的亚微米晶粒或纳米晶粒结构，其应变速率＞100s^-1、总剪切变形量＞2.9等高速加工方法难以在工业生产中实现。

CN200910075647.X、CN200910038833.6和CN200710046298.X等专利分别公开了几种超细晶低碳钢板材的制备方法，其韧性难以满足低温环境下结构用钢的使用要求。

CN200910063768.2、CN200810012977.X和CN200810038047.1等低焊接裂纹敏感性高强钢板申请专利，在成分上采用低Pcm（≤0.26％）体系设计，结合控轧或轧后正火、调质处理，获得B＋F或回火屈氏体及回火索氏体组织，正火及调质处理无法保证在线生产的连续性，不仅增加了生产工艺环节和成本，而且获得的表层和基体组织相对粗大，不具有优良的止裂性。

WO2009/072753、CN200810033765.X和CN200810119506.9等低温韧性优良的船用钢采用传统TMCP工艺或结合轧后正火处理，以消除带状组织、粗大魏氏组织并细化晶粒，虽然在一定程度上提高了低温韧性，但钢板强度低，基体组织为F+P，而且表层组织未能深度细化，对提高止裂性作用不显著，故不适合用作超大型集装箱船体对舱口围板、上甲板等部位构件制造。

发明内容

本发明目的在于提供一种屈服强度500MPa级高止裂韧性钢板及其生产方法，通过采用洁净钢冶炼，添加Ca等实现夹杂物变性，Ti-B处理抑制焊接过程中魏氏铁素体形成，TMCP控制轧制+控制冷却工艺相结合，控制精细组织构成与形态，提高钢板断裂韧性。发明钢兼具高强度、高韧性和抑制裂纹形成、扩展等特性，满足超大型集装箱船体特殊部位构件性能要求。

为保证超高强度、低温韧性，特别是适合于大线能量焊接要求，本发明采用复合微合金化、TMCP控轧工艺，在Ar3相变点以上的未再结晶区进行低温轧制，此温度可通过有效地对奥氏体施加应变来细化晶粒，进而增加高角晶界晶粒，阻止裂纹扩展。

本发明钢化学成分的重量百分比为：

C：0.04%～0.08%，Si：0.10%～0.5%，Mn：0.8%～1.6%，P≤0.02%，S≤0.01%，Al：0.03%～0.065%，N≤0.005%，Nb：0.005%～0.05%，Ti：0.005%～0.03%，B：0.0005%～0.003%，Ca≤0.004%，作为化学成分还有Cu≤0.35%，Ni≤0.45%，其余为Fe和不可避免的杂质。

对本发明钢所包含组分作用做如下说明：

C：较强的固溶强化元素，但显著降低钢板的塑性、低温韧性和焊接性，为防止形成马氏体岛使韧性变差，C含量被限定在0.10%以内。

Si：在炼钢过程中可以作为脱氧剂和还原剂，有利于钢板强度的提高，当含量超过0.5%时将促进马奥岛的形成，损害焊接性和低温韧性。

Mn：适量的锰可以改善钢的强度和韧性，但过高则在铸坯中产生偏析，进而造成轧制后难以消除的组织带状，降低钢板横向性能和抗层状撕裂性。

Al：作为钢中常用的脱氧剂，适量的铝可以细化晶粒、提高冲击韧性，当铝与N结合时，防止N在钢中固溶而产生应变时效；铝过高则使夹杂物含量增多，降低焊接性。

Cu：为奥氏体稳定化元素，适量的铜可以提高钢板的强度和耐蚀性，改善低温韧性，加入过多则易造成热脆而破坏钢板表面质量。

Ni：是有效改善低温韧性的元素（大于0.2%），在含铜钢中加入适量的镍，可以抑制热轧过程中产生的热脆。

Ti：微量钛与钢中C、N结合，形成细小稳定的C、N化物颗粒，在板坯加热过程中可以有效阻止奥氏体晶粒粗化，钛的氮化物在焊接时可以抑制焊接热影响晶粒粗化，改善基体组织和焊缝热影响区的低温韧性。

Nb：产生细晶强化的关键元素之一，细化作用表现在两方面，其一对奥氏体再结晶具有显著地延迟作用，提高再结晶温度，防止再结晶奥氏体长大；其二是随着轧制温度的降低，Nb的C、N化物在奥氏体向铁素体转变前弥散析出，成为铁素体形核质点，使铁素体在小过冷度下形成，不易长大，细化铁素体晶粒尺寸。作为非再结晶温度区间扩大的Nb元素，可通过晶粒细化增加高角晶界，进而改善止裂韧性。

B： 在B与Nb复合加入时，降低贝氏体的转变温度并细化组织，而B与Cu同时存在，则会抑制先共析铁素体的形成，有利于在非再结晶区控轧时细化相变产物。

Ca：通过钙处理实现对Al₂O₃夹杂物变性，CaO与Al₂O₃夹杂物结合形成铝酸钙上浮进入渣中，同时Ca与S结合形成的球状夹杂物，可以提高钢板横向性能。

一种屈服强度500MPa级高止裂性钢板的制备工艺包括以下步骤：

1）冶炼：采用低P、S原料，经冶炼，中间包钢水浇注温度1480～1540℃，保护浇铸成连铸板坯，铸坯厚度200mm～300mm。

2）铸坯加热：加热温度1050℃～1150℃，保温时间0.5～2h。

3）轧制：第一阶段粗轧在奥氏体再结晶区进行，开轧温度1000℃～1130℃，采用10％以上的大压下率多道次连续轧制，再结晶区总压下率≥50％，粗轧后中间坯厚度为≥2.0H，H为成品厚度。轧后钢板以大于10℃/s快速冷却至580～530℃。当钢板表面回温至720～770℃时，进行第二阶段未再结晶区轧制，道次压下率≥10％，累积变形量≥50％，终轧温度700～740℃，成品钢板厚度10～50mm。

4）冷却：轧后钢板水冷，冷却速率5～15℃/s，终冷温度460℃～560℃。

本发明采用低成本合金设计，配以改进的TMCP控制轧制工艺，首先在奥氏体区形变，随后以极高的冷却速率快速冷却，将钢板表层快冷至Ar3温度以下，使钢板上下表层奥氏体发生铁素体相变；在随后的轧制过程中，表层在钢板自身蓄积热量的作用下受热升温，从而引起表面变形组织的再结晶并形成超细铁素体晶粒。所获得的高强度高韧性结构用钢，其表层的超细化晶粒可抑制裂纹传播，可焊性、高强度和低淬透性可用于制造低温环境下使用的船舶或海洋平台结构用钢。本发明的钢板，由于在低温区引入应变，可以促进奥氏体晶粒中铁素体形核质点的大量产生，其相变后的显微组织由低碳贝氏体铁素体晶粒、超细铁素体或少量珠光体或MA等构成并得到明显细化。这种细化的晶粒具有大角度晶界，增大了裂纹扩展路径的长度，提高了材料断裂阻力和消耗能，因而增强了材料的止裂能力。

1.采用低碳并添加少量Nb、Ti、B或Cu、Ni等合金化元素，通过TMCP控轧和加速冷却实现组织细化与超高强度、高止裂韧性、低碳当量下的优良焊接性等综合性能控制。

2.在低温区间施加大变形，促进奥氏体晶粒中铁素体形核质点的大量产生，使其相变后的显微组织由低碳贝氏体、细晶铁素体、或少量MA、珠光体等构成，细化的多边形晶粒所具有的大角度晶界增加裂纹开裂与延展阻力，实现高止裂性。

3.在连续生产过程中获得成品钢板，摒弃了离线热处理所造成的能耗、成本增加与生产周期延长。

附图说明

图1为实施例1金相组织图片，其中（a）表层以下2mm显微组织，（b）心部显微组织；

图2为实施例2金相组织图片，其中（a）表层以下2mm显微组织，（b）心部显微组织；

图3为实施例1晶粒取向分布；

图4为实施例2晶粒取向分布。

具体实施方式

实施例1

本实施例是一种屈服强度500MPa级高止裂性钢板及其生产方法，化学成分按重量百分比记为：C：0.042%，Si：0.20%，Mn：1.55%，P：0.001%，S：0.0070%，Al：0.046%，N：0.003%，Nb：0.025%，Ti：0.013%，B：0.0015%， Ca：0.0024%，其余为Fe和不可避免的杂质。

中间包浇注温度1534℃，连铸板坯厚度230mm。将铸坯加热至1150℃，保温0.5h。

轧制：第一阶段粗轧在奥氏体再结晶区进行，开轧温度1100℃，道次压下率15％，再结晶区总压下率62％，粗轧后中间坯厚度为3.0H，H为成品厚度。轧后钢板以15℃/s快速冷却至约560℃。当钢板表面回温至约750℃时，进行第二阶段轧制，道次压下率≥10％，累积变形量66.7％，终轧温度735℃，成品钢板厚度20mm。轧后钢板水冷，冷却速率8℃/s，终冷温度530℃。钢板力学性能如表1所示。

实施例2

本实施例是一种屈服强度500MPa级高止裂性钢板及其生产方法，化学成分按重量百分比记为：C：0.065%，Si：0.42%，Mn：1.15%，P：0.0013%，S：0.008%，Al：0.053%，N：0.0035%，Nb：0.032%，Ti：0.02%，B：0.0009%，Ca：0.0016%，作为化学成分还有Cu：0.34%，Ni：0.40 %，其余为Fe和不可避免的杂质。

中间包浇注温度1526℃，连铸板坯厚度300mm。将铸坯加热至1150℃，保温1.5h。

轧制：第一阶段粗轧在奥氏体再结晶区进行，开轧温度1096℃，道次压下率12％，再结晶区总压下率50％，粗轧后中间坯厚度为2.0H，H为成品厚度。轧后钢板以12℃/s快速冷却至约535℃。当钢板表面回温至约720℃时，进行第二阶段轧制，道次压下率≥10％，累积变形量50％，终轧温度723℃，成品钢板厚度40mm。轧后钢板水冷，冷却速率6℃/s，终冷温度550℃。钢板力学性能如表1所示。

实施例3

本实施例是一种屈服强度500MPa级高止裂性钢板及其生产方法，化学成分按重量百分比记为：C：0.076%，Si：0.18%，Mn：0.96%，P：0.0011%，S：0.0075%，Al：0.055%，N：0.0034%，Nb：0.03%，Ti：0.016%，B：0.001%，Ca：0.0016%，作为化学成分还有Cu：0.26%，Ni：0.35 %，其余为Fe和不可避免的杂质。

中间包浇注温度1530℃，连铸板坯厚度230mm。将铸坯加热至1092℃，保温1h。

轧制：第一阶段粗轧在奥氏体再结晶区进行，开轧温度1030℃，道次压下率10％，再结晶区总压下率57％，粗轧后中间坯厚度为2.5H，H为成品厚度。轧后钢板以12℃/s快速冷却至约538℃。当钢板表面回温至约735℃时，进行第二阶段轧制，道次压下率≥10％，累积变形量60％，终轧温度722℃，成品钢板厚度30mm。轧后钢板水冷，冷却速率6.5℃/s，终冷温度520℃。钢板力学性能如表1所示。

实施例4

本实施例是一种屈服强度500MPa级高止裂性钢板及其生产方法，化学成分按重量百分比记为：C：0.058%，Si：0.47%，Mn：1.24%，P：0.0009%，S：0.008%，Al：0.055%，N：0.004%，Nb：0.027%，Ti：0.010%，B：0.0013%，Ca：0.002%，作为化学成分还有Cu：0.30%，Ni：0.38 %，其余为Fe和不可避免的杂质。

中间包浇注温度1496℃，连铸板坯厚度230mm。铸坯加热至1140℃，保温2h。

轧制：第一阶段粗轧在奥氏体再结晶区进行，开轧温度1109℃，道次压下率10％，再结晶区总压下率55％，粗轧后中间坯厚度为2.0H，H为成品厚度。轧后钢板以11℃/s快速冷却至约546℃。当钢板表面回温至约740℃时，进行第二阶段轧制，道次压下率≥10％，累积变形量50％，终轧温度716℃，成品钢板厚度45mm。轧后钢板水冷，冷却速率5.8℃/s，终冷温度540℃。钢板力学性能如表1所示。

表1 发明钢力学性能

由表1所示力学性能测试结果可见，发明钢达到500MPa级超高强度，低温韧性测试结果显示，表层和心部vE_-60达到270J以上，断口纤维率100%；在P3试样的NDT测定中，零塑性温度低于-75℃，其低温止裂韧性优异。针对实施例进行了发明钢近表层和心部金相组织分析，如图1、图2。采用EBSD进行了发明钢晶粒取向统计分析，实施例1、2中大角度晶界晶粒所占体积百分比分别达到72.3%和83.4%，如图3、图4所示。

结果表明，在设定成分体系和TMCP工艺下，所形成的细晶、多相强化组织及其所具有的大角度晶界，保证了发明钢在－60℃的低温环境中仍具有很高的冲击功，未发生脆性转变，增加了裂纹扩展路径、提高了扩展阻力，因而具有良好的止裂性能。

实施例1近表层组织由低碳贝氏体+细晶铁素体+少量MA组成，晶粒均匀细小，平均晶粒尺寸约5~10μm，少量MA分散于细晶铁素体晶粒边界，碳化物呈短棒状，如图1（a）所示。心部显微组织由低碳贝氏体+细晶铁素体+少量MA构成，平均晶粒尺寸20μm，如图1（b）所示。

实施例2近表层组织由低碳贝氏体+细晶铁素体+少量MA组成，平均晶粒尺寸约10μm，少量MA分散于细晶铁素体晶粒边界，碳化物呈短棒状，如图2（a）所示。心部显微组织由低碳贝氏体铁素体+细晶铁素体+少量珠光体构成，平均晶粒尺寸20μm，如图2（b）所示。

Claims (3)

1.一种屈服强度500MPa级高止裂韧性钢板，其特征在于：钢的化学成分的重量百分比为：C：0.04%～0.08%，Si：0.10%～0.5%，Mn：0.8%～1.6%，P≤0.02%，S≤0.01%，Al：0.03%～0.065%，N≤0.005%，Nb：0.005%～0.05%，Ti：0.005%～0.03%，B：0.0005%～0.003%，Ca≤0.004%，其余为Fe和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的屈服强度500MPa级高止裂韧性钢板，其特征在于还有Cu≤0.35%，Ni≤0.45%。

3.一种用于权利要求1或2所述的屈服强度500MPa级高止裂性钢板的生产方法，其特征在于包括以下步骤：

1）冶炼：采用低P、S原料，经冶炼，中间包钢水浇注温度1480～1540℃，保护浇铸成连铸板坯，铸坯厚度200mm～300mm；

2）铸坯加热：加热温度1050℃～1150℃，保温时间0.5～2h；

3）轧制：第一阶段粗轧在奥氏体再结晶区进行，开轧温度1000℃～1130℃，采用10％以上的大压下率多道次连续轧制，再结晶区总压下率≥50％，粗轧后中间坯厚度为≥2.0H，H为成品厚度，轧后钢板以大于10℃/s快速冷却至580～530℃，当钢板表面回温至720～770℃时，进行第二阶段未再结晶区轧制，道次压下率≥10％，累积变形量≥50％，终轧温度700～740℃，成品钢板厚度10～50mm；

4）冷却：轧后钢板水冷，冷却速率5～15℃/s，终冷温度460℃～560℃。

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