CN107338393B - 一种屈服强度大于1400MPa超高强钢板及其生产方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及屈服强度大于1400MPa超高强钢板，该钢板的化学成分包括C：0.22～0.30%，Si：0.10～0.50%，Mn：0.8～1.40%，Nb：0.010～0.040%，V：0.020～0.050%，Ti:≤0.008%，Al：0.05～0.09%，Ni：0.8～2.0%，Cr：0.30～0.70%，Mo：0.30～0.70%，B：0.001～0.005%，Ca：0.001～0.005%，P≤0.010%，S≤0.003%，O≤0.002%，N≤0.004%，H≤0.00015%，余量为Fe及不可避免的杂质元素。生产工艺流程为：转炉或电炉炼钢—LF精炼—VD或RH真空脱气—Ca处理—连铸—缓冷—加热—轧制—淬火—低温回火。钢板具有良好低温韧性的同时，屈服强度大于1400MPa。

Description

一种屈服强度大于1400MPa超高强钢板及其生产方法

技术领域

本发明属于钢铁冶金领域，具体涉及一种具有良好低温韧性的屈服强度大于1400MPa超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、矿山采运行业结构件，如大型工程起重机吊臂、矿山采煤机液压支架等。为了延长寿命、减轻自重、降低能源消耗，工程机械设备进一步向大型化发展，工程机械用钢板的强度级别也不断攀升。目前屈服强度960MPa级钢板已实现国产化；屈服强度1100MPa级钢板正逐步取代进口；屈服强度1300MPa钢板，国外已实现工程应用，国内尚处于研发阶段。而屈服强度1400MPa及以上钢板，世界范围内的研发及报道较少。

中国专利CN105039886A介绍了一种1400MPa级超高强合金钢及其制造方法。该钢种抗拉强度＞1400MPa，屈服强度在1200MPa左右。中国专利CN103667884B研发了一种1400MPa级低屈服强比高延伸率冷轧超高强汽车用钢。该钢种屈服强度仅为500～900MPa，不能用于大型工程机械设备。中国专利CN104532156A报道了一种屈服强度1300MPa级调制高强钢，屈服强度1300～1400MPa，抗拉强度≥1500MPa。该专利采用单机架或热连轧后快速冷却到BS以下，并在贝氏体转变区域450℃～BS进行卷曲，通过得到细小的贝氏体组织，改善钢的韧性。但该工艺需要额外添加特殊卷曲设备及后续的开平设备，普通平轧钢厂无法进行生产；同时卷曲及后续的开平处理导致成本大幅上升，并且卷曲后再开平，影响钢板不平度，这对超高强度钢板的实际应用推广造成了一定的困难。该专利背景技术中同时描述了一种采用Q+P生产的屈服强度1400MPa级的超高强度钢板，其组织为超细板条马氏体+纳米级板条残余奥氏体及沉淀析出的碳化物。由于复相组织在实际工业化生产中各相比例难以精确和稳定控制，因此批量生产难度很大。

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大于1400MPa的超高强度钢板及其制造方法。

本发明解决上述问题所采用的技术方案为：一种屈服强度大于1400MPa超高强钢板，该钢板的化学成分包括C：0.22～0.30%，Si：0.10～0.50%，Mn：0.8～1.40%， Nb：0.010～0.040%，V：0.020～0.050%，Ti: ≤0.008%，Al：0.05～0.09%，Ni：0.8～2.0%，Cr：0.30～0.70%，Mo：0.30～0.70%，B：0.001～0.005%，Ca：0.001～0.005%，P：≤0.010%，S：≤0.003%，O：≤0.002%，N：≤0.004%，H：≤0.00015%，余量为Fe 及不可避免的杂质元素。

本申请钢板的厚度为4～20mm。成品钢板的微观组织为均一的回火马氏体组织，晶粒细小，尺寸≤30um。的主要力学性能：屈服强度＞1400MPa，抗拉强度＞1600MPa，延伸率≥8%；-40℃夏比冲击功≥30J；板型良好，钢板不平度≤4mm/m。

钢板化学成分的设计原理是：

C：碳的高低很大程度决定了钢板的强度级别和低温韧性。碳含量低，钢板韧性好，但固溶碳少，淬透性低，不利于形成足够的马氏体强化相从而获得超高强度；碳含量高，淬火马氏体转变完全，强度高，但钢板韧性、塑性降低。基于钢板强韧性匹配，本发明中碳含量控制为0.22～0.30%。

Si：本发明中主要起固溶强化作用。含量过高会恶化马氏体高强钢的韧性，同时表面质量下降，控制在0.10～0.50%之间。

Mn：在所述钢中具有推迟奥氏体向铁素体转变的作用，促进马氏体转变，提高淬透性。当锰的含量较低，上述作用不显著，钢板强度和韧性偏低等。过高则又会引起连铸坯偏析形成MnS、韧性差和可焊性降低，故本发明中考虑到合金的综合加入，规定锰含量加入量介于0.8～1.40%的范围内。

Nb和V：微合金元素，与C、N等元素形成纳米级析出物，在加热时抑制奥氏体晶粒的长大。Nb可以提高未再结晶温度，扩大控制轧制窗口；V再回火中可以提高钢的强度。本发明规定铌含量为0.010～0.040%；V含量范围为0.020～0.050%。

Ti：Ti与N具有极强的亲和力。在调制高强钢中通常添加一定量的Ti元素，通过控制Ti/N比，来保护钢种的B原子，使得B充分固溶，提高淬透性（比如在专利CN104532156A中控制3.7≤Ti/N≤7.0）。但TiN在凝固过程中的析出物尺寸较大，坚硬多带有尖角，不易变形，对钢板低温冲击韧性有害；本发明对抗拉强度1400MPa级含Ti0.02%和不含Ti两种调制高强钢的低温冲击韧性进行了研究。结果见图1，图2。研究表明去除Ti后，钢板冲击最小值从20J以上提高到了38J以上，冲击平均值提高了38%。效果明显。因此本发明中不允许加入Ti元素，并明确控制Ti含量≤0.008%。

Al：具有细化奥氏体晶粒的作用。较低的Al元素含量对于细化晶粒的作用不明显。通常调制高强钢Al含量控制在0.03%左右。由于本发明不允许添加Ti，因此Al元素需要起到固定钢中N元素的作用，来保护固溶B元素的淬透性。因此本发明规定Al含量不得低于0.05%。同时由于Al含量过高，会导致过多的Al2O3夹杂物的形成，使得钢板超声波探伤不合，因此本发明规定Al含量不高于0.09%。

Ni：是提高钢淬透性的元素，也是有效提高钢的低温韧性的最常用元素。但由于价格较高，经济性较差，本发明Ni含量为0.8～2.0%。

Cr：是提高钢淬透性的元素，能够抑制多边形铁素体和珠光体的形成，促进低温组织贝氏体或马氏体的转变，提高钢的强度。但Cr含量过高将影响钢的韧性，降低钢板的焊接性能。故本发明中铬含量控制在0.30～0.70%。

Mo：是提高钢淬透性的元素，有利于淬火时全马氏体的形成。钢种添加一定含量的Mo会提高钢板的强度，而不会影响钢板的低温冲击性能。Mo高温下会与C形成碳化物颗粒，具有抗焊接接头软化的作用。但Mo含量太高会导致碳当量增加，恶化焊接性能。本发明中铬含量控制在0.30～0.70%。

B：本发明加入0.001～0.005%的微量B，其主要目的是提高钢板的淬透性，从而减少其他贵重金属的添加量，降低成本。超过0.005%的B很容易产生偏析，形成硼化物，严重恶化钢板韧性和降低淬透性。

Ca：微量Ca处理是本发明钢种的必要处理环节。0.001～0.005%的Ca不仅可以降低硫化物带来的性能危害，还可以是尖锐的Al₂O₃夹杂变性为球性低熔点夹杂，从而减少钢板轧制过程中硬质夹杂物尖角处微裂纹的产生，提高钢板冲击韧性。

P、S：硫和磷是钢种有害元素，对材料塑性和韧性有不利影响，并影响焊接性能。本发明规定P：≤0.010%，S：≤0.003%。

O、N：有害气体元素，含量高，夹杂物多，降低钢板塑性、韧性和折弯性能。本发明严格控制O含量不高于0.002%；N含量不高于0.004%。

H：有害气体元素。H含量高，易产生白点，降低钢板塑韧性，严重危害钢板使用性能。H致延迟裂纹是高强钢切割、冷弯等应用过程产生失效的主要原因之一。本发明为提高整板低温冲击韧性，严格控制H含量在0.00015%以内。

本发明的另一目的是提供屈服强度大于1400MPa超高强钢板的制备方法，包括如下步骤：

冶炼工艺：采用电炉或转炉冶炼，然后送入LF精炼炉进行精炼，精炼后进行第一阶段Ca处理（加入50%Ca丝），并经过VD或RH高真空处理，真空处理过程中钢水循环，大幅度提高Ca与夹杂物接触的几率，提高钢水洁净度，真空度要求不高于67Pa，处理时间不低于20min；破空后，进行第二阶段Ca处理，喂入剩余Ca丝线，Ca处理后，钢水必须采用底吹氩软搅拌10min钟以上，确保夹杂物充分变形及上浮；

连铸工艺：为了控制钢板内部疏松、偏析，进行低过热度浇注，全程氩气保护浇注，以及动态轻压下控制，浇铸过热度控制在5～25℃；轻压下区间控制在0.35≤fs≤0.95，其中fs为铸坯中固相份数，总压下量不得低于4mm，保证铸坯中心偏析不高于C1.0级；

板坯缓冷工艺：铸坯下线后，必须进行缓冷处理。铸坯要求堆垛入坑或加罩，缓冷开始温度要求不低于600℃，控制为600～700℃，时间≥48小时，控制板坯冷却速度≤2.5℃/小时，保证板坯高温区停留时间，提高扩氢速率，同时降低中心偏析。

加热轧制工艺：采用双机架两阶段控制轧制，将铸坯送入步进式加热炉，加热至1180～1250℃，待心部温度到达表面温度时开始保温，保温时间不低于1小时，使钢中的合金元素充分固溶以保证最终产品的成份及性能的均匀性；钢坯出炉后经高压水除鳞处理后进行粗轧+精轧两阶段控制轧制：细化晶粒，提高强度和韧性，粗轧的开轧温度介于1050-1100℃，粗轧后三道道次压下率≥15%，待温厚度≥2.5H，其中H为成品厚度；精轧开轧温度介于850～950℃，轧至成品厚度，轧制完成后钢板过ACC机组进行加速冷却，控制冷却终冷温度在600～750℃。本申请将粗轧终冷温度控制在600℃以上，大大降低了钢板的残余应力，避免钢板发生瓢曲，有效改善钢板的板型及平直度，为后续淬火板型控制及性能均匀性控制提供了良好的基础。

淬火热处理工艺：轧制后钢板进行离线淬火处理，淬火温度880～930℃，炉温到温后保温30～60min。为保证钢板的均匀性，温度控制精度为±10℃，确保获得均匀的淬火马氏体组织。

回火热处理工艺：钢板淬火后，需要在150～250℃进行低温回火，待钢板心部到温后，回火保温30～150min，去除钢板内应力，保证钢板强韧性最佳匹配。

强力冷矫：钢板回火后采用强力冷矫，控制钢板不平度≤4mm/m。该工序进一步去除钢板淬火应力，确保用户切割后不会产生钢板变形。

本发明与现有技术相比：

本发明采用无Ti成分设计，大大降低了合金成本，同时提高了钢板冲击韧性；

本发明采用两阶段Ca处理，精炼后，真空处理前添加50%Ca丝，进行一阶段Ca处理，利用真空处理时的钢水循环充分变性夹杂物；真空处理后添加剩余Ca丝，进行二阶段Ca处理和底吹氩气软搅拌，进一步促进夹杂物上浮，提高钢水洁净度，增加钢板低温韧性。

本发明采用低过热度及动态轻压下工艺，着重控制轻压下量不低于4mm，充分降低钢板中心疏松及偏析，提高钢板低温韧性及厚度方向成分、性能稳定。

本发明采用高真空及板坯扩氢处理，重点控制板坯冷却速度≤2.5℃/小时，保证板坯在高温区间的停留时间，在提高钢板低温韧性的同时，大大降低钢板切割裂纹的发生风险。

本发明采用双机架平轧工艺，工序简单。通过两阶段控制轧制，粗轧后三道次压下率≥15%，充分细化原始奥氏体晶粒尺寸，严格控制钢板终冷温度在600℃以上，大大减少钢板残余应力导致的瓢曲，提高钢板不平度。

本发明采用适宜的淬火及150～250℃低温回火工艺，可生产屈服强度＞1400MPa，抗拉强度＞1600MPa，延伸率≥8%的超高强度钢板，-40℃冲击功≥30J。

本发明调制后采用强力冷矫，控制钢板不平度≤4mm/m。该工序进一步去除钢板淬火应力，确保用户切割后不会产生钢板变形。

本发明方法，可以推广应用至其它高强度钢板，如高强海工船板用钢、高层建筑用钢、桥梁用钢、工程机械用钢、压力容器用钢等。

附图说明

图1是含Ti 0.02%抗拉强度1400MPa级超高强度钢冲击功；

图2是不含Ti抗拉强度1400MPa级超高强度钢冲击功；

图3是本发明实施例1的试验钢典型组织金相图片（500X）；

图4是本发明实施例2的试验钢典型组织SEM电镜扫描图片（1000X）。

具体实施方式

以下结合实施例对本发明作进一步详细描述。

本发明的超高强度钢的生产工艺流程为：转炉或电炉炼钢->LF精炼->VD或RH高真空脱气->Ca处理->连铸->铸坯缓冷处理->加热->轧制->淬火->低温回火。

本发明实施例1-2的屈服强度大于1400MPa超高强度钢板的生产方法，包括如下步骤：

（1）冶炼：采用150吨转炉冶炼，然后送入LF炉进行精炼，精炼后喂入50%Ca丝进行一阶段Ca处理；经过RH高真空脱气处理，破空加入剩余50%Ca丝进行二阶段Ca处理并采用底吹氩软搅拌12min。化学成分控制见表1；

（2）连铸：将冶炼的钢水浇铸成150mm厚的连铸坯。浇铸温度控制在液相线以上5-25℃。浇铸过程中实施动态轻压下。连铸工艺参数见表2；

（3）铸坯缓冷处理：连铸板坯入坑进行缓冷扩氢，入坑温度，缓冷速度及时间见表2。

（4）轧制：将步骤（3）所得连铸坯放入步进式加热炉，加热至1180～1250℃，加热时间240min。钢坯出炉后经高压水除鳞处理后进行粗轧+精轧两阶段控制轧制。粗轧的开轧温度介于1050-1100℃，采用大压下量轧制，粗轧后三道道次压下率≥15%。待温厚度≥2.5H。精轧开轧温度介于850～950℃。轧制完成之后过ACC机组进行加速冷却，冷却终冷温度为600-750℃。相关工艺参数见表3。

（5）淬火：钢板淬火温度为900±10℃，保温时间为30～60min，淬火介质为水。

（6）回火：钢板回火温度为220±10℃，保温时间为30～150min。

（7）强力冷矫：回火后钢板进入4000吨强力冷矫机进行矫直。控制冷矫后不平度≤4mm/m。

（8）冷矫后钢板进行横向拉伸、纵向冲击试验。

具体成分、工艺参数见表1～3。各实例样板对应的性能见表4。

图3、4给出了实施例1、2试验钢的微观组织照片。成品钢板的微观组织为均一的回火马氏体组织，晶粒细小，尺寸≤30um。可见，通过两阶段控轧控冷和合适的淬火工艺参数选择，使得原始奥氏体晶粒充分细化，淬火后得到细小的马氏体组织，在满足钢板超高强度的同时，充分保证了钢板的低温冲击韧性。

本发明采用高洁净度炼钢连铸工艺，控轧控冷，离线淬火+回火，及强力冷矫工艺，从化学成分设计、母材组织、夹杂物、中心偏析、淬回火温度及时间等角度进行控制，保证在实现超高强度的同时，钢的延伸率、-40℃低温冲击韧性良好，同时钢板板型良好，切割后不变形，为工程设备进一步大型化、轻量化提供了可行性，具有批量生产及应用的优势和前景。

表1 实施例超强钢板的化学成分（wt%）

表2 连铸工艺控制

表3 轧制工艺控制

实施例	产品厚度规格，mm	铸坯加热温度，℃	粗轧后三道次压下率	待温厚度，mm	精轧开轧温度，℃	终冷温度，℃
							1	10	1220	29%+30%+31%	35	920	690
2	20	1220	26%+28%+30%	60	860	625

表4 本发明实施例拉伸、冲击及不平度

除上述实施例外，本发明还包括有其他实施方式，凡采用等同变换或者等效替换方式形成的技术方案，均应落入本发明权利要求的保护范围之内。

Claims (4)

1.一种屈服强度大于1400MPa超高强钢板的制备方法，其特征在于：包括如下步骤：

冶炼工艺：采用电炉或转炉冶炼，然后送入LF精炼炉进行精炼，精炼后进行第一阶段Ca处理，并经过VD或RH高真空处理，真空处理过程中钢水循环，大幅度提高Ca与夹杂物接触的几率，提高钢水洁净度，真空度要求不高于67Pa，处理时间不低于20min；破空后，进行第二阶段Ca处理，喂入剩余Ca丝线，Ca处理后，钢水必须采用底吹氩软搅拌10min钟以上，确保夹杂物充分变形及上浮；

连铸工艺：为了控制钢板内部疏松、偏析，进行低过热度浇注，全程氩气保护浇注，以及动态轻压下控制，浇铸过热度控制在5～25℃；轻压下区间控制在0.35≤fs≤0.95，其中fs为铸坯中固相份数，总压下量不得低于4mm，保证铸坯中心偏析不高于C1.0级；

板坯缓冷工艺：铸坯下线后，必须进行缓冷处理，铸坯要求堆垛入坑或加罩，缓冷开始温度要求不低于600℃，控制为600～700℃，时间≥48小时，控制板坯冷却速度≤2.5℃/小时；

加热轧制工艺：采用双机架两阶段控制轧制，将铸坯送入步进式加热炉，加热至1180～1250℃，待心部温度到达表面温度时开始保温，保温时间不低于1小时，使钢中的合金元素充分固溶以保证最终产品的成份及性能的均匀性；钢坯出炉后经高压水除鳞处理后进行粗轧+精轧两阶段控制轧制：细化晶粒，提高强度和韧性，粗轧的开轧温度介于1050-1100℃，粗轧后三道道次压下率≥15%，待温厚度≥2.5H，其中H为成品厚度；精轧开轧温度介于850～950℃，轧至成品厚度，轧制完成后钢板过ACC机组进行加速冷却，控制冷却终冷温度在600～750℃；

淬火热处理工艺：轧制后钢板进行离线淬火处理，淬火温度880～930℃，炉温到温后保温30～60min；

回火热处理工艺：钢板淬火后，需要在150～250℃进行低温回火，待钢板心部到温后，回火保温30～150min，去除钢板内应力，保证钢板强韧性最佳匹配；

强力冷矫：钢板回火后采用强力冷矫，控制钢板不平度≤4mm/m；

钢板的化学成分包括C：0.22～0.30%，Si：0.10～0.50%，Mn：0.8～1.40%， Nb：0.010～0.040%，V：0.020～0.050%，Ti: ≤0.008%，Al：0.05～0.09%，Ni：0.8～2.0%，Cr：0.30～0.70%，Mo：0.30～0.70%，B：0.001～0.005%，Ca：0.001～0.005%，P：≤0.010%，S：≤0.003%，O：≤0.002%，N：≤0.004%，H：≤0.00015%，余量为Fe 及不可避免的杂质元素。

2.根据权利要求1所述的屈服强度大于1400MPa超高强钢板的制备方法，其特征在于：钢板成品的厚度为4～20mm。

3.根据权利要求1所述的屈服强度大于1400MPa超高强钢板的制备方法，其特征在于：钢板成品的微观组织为均一的回火马氏体组织，晶粒细小，尺寸≤30um。

4.根据权利要求1所述的屈服强度大于1400MPa超高强钢板的制备方法，其特征在于：钢板成品的主要力学性能：屈服强度＞1400MPa，抗拉强度＞1600MPa，延伸率≥8%；-40℃夏比冲击功≥30J；板型良好，钢板不平度≤4mm/m。