CN109983146A - 低屈强比超高强度钢材及其制造方法 - Google Patents

低屈强比超高强度钢材及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明的一个方面涉及一种低屈强比超高强度钢材，其包含碳(C)：0.05重量％～0.09重量％、硅(Si)：0.1重量％～0.4重量％、锰(Mn)：1.8重量％～2.5重量％、铝(Al)：0.01重量％～0.06重量％、镍(Ni)：0.1重量％～0.5重量％、铜(Cu)：0.1重量％～0.5重量％、钛(Ti)：0.01重量％～0.05重量％、铌(Nb)：0.01重量％～0.07重量％、铬(Cr)：0.1重量％～0.5重量％、钼(Mo)：0.1重量％～0.6重量％、钒(V)：0.01重量％～0.05重量％、磷(P)：小于等于0.01重量％(0重量％除外)、硫(S)：小于等于0.01重量％(0重量％除外)、硼(B)：5重量ppm～30重量ppm、氮(N)：20重量ppm～60重量ppm、钙(Ca)：小于等于50重量ppm(0重量ppm除外)、钴(Co)：10重量ppm～500重量ppm、余量的铁(Fe)及其他不可避免的杂质。

Description

低屈强比超高强度钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种具有低屈强比和高拉伸强度适合用作建设用钢材的低屈强比超高强度钢材及其制造方法。
背景技术
近来，国内外高楼大厦、桥梁等建筑物呈现出超高层化、大跨度化趋势，因此需要开发出超厚、高强度钢材。当使用高强度钢时，由于具有较高的许用应力，可以实现建筑及桥梁结构的合理化、轻量化使得建设经济划算，而且可以使板材厚度变薄，因而剪切或穿孔等机械加工和焊接操作变得容易。
另外，当提高钢材的强度时，在很多情况下拉伸强度和屈服强度之比即屈强比(屈服强度/拉伸强度)上升，如果屈强比上升，则从发生塑性变形的时刻(屈服点)至发生破坏的时刻的应力差不大，因此建筑物可通过变形吸收能量防止破坏的时间不多，当地震等巨大外力作用于建筑物时，难以确保安全。因此，结构用钢材需要同时满足高强度和低屈强比。
另外，普遍认为，通过使钢材的金属组织以铁素体(ferrite)等软相(soft phase)作为主要组织并适当分散有贝氏体(bainite)或马氏体(martensite)等硬相(hardphase)，可以降低钢材的屈强比。
为了得到如上所述的基于软相的微细组织中适当分散有硬相的组织，专利文献1中公开了在铁素体和奥氏体(austenite)的两相区(dual phase region)通过适当的淬火(quenching)和回火(tempering)可以降低屈强比的方法。然而，所述方法除了轧制工艺之外，热处理工艺次数增加，因此生产性显然会下降，而且制造单价会增加，这些是不可避免的问题。
因此，需要开发出一种能解决生产性下降及制造单价上升的问题并确保超高强度及低屈强比的低屈强比超高强度钢材及其制造方法。
在先技术文献
专利文献1：日本专利公开特开昭55-97425号
发明内容
技术问题
本发明的一个方面旨在提供低屈强比超高强度钢材及其制造方法。更具体地，本发明旨在提供一种低屈强比超高强度钢材及其制造方法，可确保超高强度及低屈强比，并且生产性不会下降以及制造单价不会上升。
另外，本发明所要解决的技术问题不限于上述内容，通过本说明书的整体内容可以了解本发明所要解决的技术问题，对于本发明所属技术领域的技术人员了解本发明的附加技术问题不会有任何困难。
技术方案
本发明的一个方面涉及一种低屈强比超高强度钢材，其包含以下成分：碳(C)：0.05重量％～0.09重量％、硅(Si)：0.1重量％～0.4重量％、锰(Mn)：1.8重量％～2.5重量％、铝(Al)：0.01重量％～0.06重量％、镍(Ni)：0.1重量％～0.5重量％、铜(Cu)：0.1重量％～0.5重量％、钛(Ti)：0.01重量％～0.05重量％、铌(Nb)：0.01重量％～0.07重量％、铬(Cr)：0.1重量％～0.5重量％、钼(Mo)：0.1重量％～0.6重量％、钒(V)：0.01重量％～0.05重量％、磷(P)：小于等于0.01重量％(0重量％除外)、硫(S)：小于等于0.01重量％(0重量％除外)、硼(B)：5重量ppm～30重量ppm、氮(N)：20重量ppm～60重量ppm、钙(Ca)：小于等于50重量ppm(0重量ppm除外)、钴(Co)：10重量ppm～500重量ppm、余量的铁(Fe)及其他不可避免的杂质。
此外，本发明的另一个方面涉及一种低屈强比超高强度钢材的制造方法，其包含以下步骤：
将钢坯加热至1050℃～1200℃，所述钢坯包含碳(C)：0.05重量％～0.09重量％、硅(Si)：0.1重量％～0.4重量％、锰(Mn)：1.8重量％～2.5重量％、铝(Al)：0.01重量％～0.06重量％、镍(Ni)：0.1重量％～0.5重量％、铜(Cu)：0.1重量％～0.5重量％、钛(Ti)：0.01重量％～0.05重量％、铌(Nb)：0.01重量％～0.07重量％、铬(Cr)：0.1重量％～0.5重量％、钼(Mo)：0.1重量％～0.6重量％、钒(V)：0.01重量％～0.05重量％、磷(P)：小于等于0.01重量％(0重量％除外)、硫(S)：小于等于0.01重量％(0重量％除外)、硼(B)：5重量ppm～30重量ppm、氮(N)：20重量ppm～60重量ppm、钙(Ca)：小于等于50重量ppm(0重量ppm除外)、钴(Co)：10重量ppm～500重量ppm、余量的铁(Fe)及其他不可避免的杂质；
对所述加热后的钢坯进行粗轧得到钢条(Bar)；
对所述钢条(Bar)以700℃～950℃的终轧温度进行热轧得到热轧钢板；
对所述热轧钢板进行初次冷却，以10℃/s～30℃/s的冷却速度冷却至Ar3温度以下；以及
对所述初次冷却后的热轧钢板进行二次冷却，以30℃/s～70℃/s的冷却速度冷却至Bs温度以下。
附带说明，上述的技术问题解决方案没有列举本发明的所有特征。对本发明的诸多特征及基于这些特征的优点和效果参照下述具体实施方式进一步详细描述。
发明效果
根据本发明，可以提供一种低屈强比超高强度钢材及其制造方法，可确保超高强度及低屈强比，并且生产性不会下降以及制造单价不会上升。
附图说明
图1是示出CSL晶界和常规晶界的照片。
图2是用电子背散射衍射(Electron Back Scattering Diffraction，EBSD)装置拍摄发明例试验编号7的微细组织的照片。
图3是用电子背散射衍射(Electron Back Scattering Diffraction，EBSD)装置拍摄对比例试验编号4的微细组织的照片。
具体实施方式
下面阐述本发明的优选实施方式。然而，本发明能够以各种不同方式变形实施，本发明的范围不限于下述实施方式。另外，本发明的实施方式是为了向所属领域的普通技术人员更完整地阐述本发明而提供的。
下面详细说明根据本发明的一个方面的低屈强比超高强度钢材。
根据本发明的一个方面的低屈强比超高强度钢材，其包含以下成分：碳(C)：0.05重量％～0.09重量％、硅(Si)：0.1重量％～0.4重量％、锰(Mn)：1.8重量％～2.5重量％、铝(Al)：0.01重量％～0.06重量％、镍(Ni)：0.1重量％～0.5重量％、铜(Cu)：0.1重量％～0.5重量％、钛(Ti)：0.01重量％～0.05重量％、铌(Nb)：0.01重量％～0.07重量％、铬(Cr)：0.1重量％～0.5重量％、钼(Mo)：0.1重量％～0.6重量％、钒(V)：0.01重量％～0.05重量％、磷(P)：小于等于0.01重量％(0重量％除外)、硫(S)：小于等于0.01重量％(0重量％除外)、硼(B)：5重量ppm～30重量ppm、氮(N)：20重量ppm～60重量ppm、钙(Ca)：小于等于50重量ppm(0重量ppm除外)、钴(Co)：10重量ppm～500重量ppm、余量的铁(Fe)及其他不可避免的杂质。
碳(C)：0.05重量％～0.09重量％
C是形成贝氏体或马氏体并决定所形成的贝氏体或马氏体的尺寸及分数的重要元素。
如果C含量大于0.09重量％，就会导致低温韧性下降，如果C含量小于0.05重量％，就会妨碍贝氏体或马氏体的形成，从而造成强度下降。因此，C含量优选为0.05重量％～0.09重量％。
另外，C含量的上限更优选可为0.085重量％，对于作为焊接用钢结构所使用的板材，为了更好的焊接性，C含量的上限更优选限制为0.08重量％。
硅(Si)：0.1重量％～0.4重量％
Si是用作脱氧剂并提高强度和韧性的元素。
如果Si含量大于0.4重量％，则不仅低温韧性和焊接性下降，而且板材表面上会形成厚厚的氧化皮(scale)，可能会导致气割性不良及其他表面裂纹等。如果Si含量小于0.1重量％，就有可能造成脱氧效果不充分。因此，Si含量为0.1重量％～0.4重量％。
另外，Si含量的上限更优选可为0.35重量％，Si含量的下限更优选可为0.15重量％。
锰(Mn)：1.8重量％～2.5重量％
Mn是通过固溶强化提高强度的有用元素，因此需要加入大于等于1.8重量％。然而，如果Mn含量大于2.5重量％，则由于可硬化性过于增加，可能会造成焊接部的韧性大幅下降。因此，Mn的含量优选为1.8重量％～2.5重量％。
铝(Al)：0.01重量％～0.06重量％
Al是可以实现钢水低价脱氧以及使铁素体稳定化的元素。如果Al含量小于0.01重量％，则上述效果不充分。如果Al含量大于0.06重量％，则连铸时可能会发生喷嘴堵塞。因此，Al含量优选为0.01重量％～0.06重量％。
另外，Al含量的上限更优选可为0.05重量％，Al含量的下限更优选可为0.015重量％。
镍(Ni)：0.1重量％～0.5重量％
Ni是可同时提高母材的强度和韧性的元素。在本发明中，为了充分显示出上述的效果，优选加入大于等于0.1重量％。但是，由于Ni是高价元素，如果加入量大于0.5重量％，就会导致经济性下降，而且焊接性可能会下降。因此，Ni含量优选为0.1重量％～0.5重量％。
铜(Cu)：0.1重量％～0.5重量％
Cu是使母材的韧性下降最小化且可以同时提高强度的元素。为了充分获得上述的效果，优选加入大于等于0.1重量％。但是，如果Cu含量大于0.5重量％，就有可能大大损害产品表面品质。因此，Cu含量优选为0.1重量％～0.5重量％。
钛(Ti)：0.01重量％～0.05重量％
Ti在再加热时抑制晶粒的生长大大提高低温韧性，因此优选加入大于等于0.01重量％。但是，如果加入量大于0.05重量％，就有可能造成连铸喷嘴堵塞或者中心部结晶导致低温韧性下降等问题。因此，Ti含量的上限优选为0.05重量％。
铌(Nb)：0.01重量％～0.07重量％
Nb是制造TMCP钢的重要元素，以NbC或NbCN形式析出，从而大大提高母材及焊接部的强度。此外，当高温再加热时，固溶的Nb抑制奥氏体的再结晶及铁素体或贝氏体的转变，从而显示出使组织细化的效果。进一步地，在本发明中，粗轧后对钢坯进行冷却时，在低冷却速度下也能促使贝氏体形成，而且最终轧制后冷却时，也会提高奥氏体的稳定性，从而在低速度冷却时，也会促进马氏体生成。
为了充分获得上述的效果，Nb含量优选大于等于0.01重量％。但是，如果Nb含量大于0.07重量％，就有可能造成钢材边缘上出现脆性裂纹。因此，Nb含量优选为0.01重量％～0.07重量％。
铬(Cr)：0.1重量％～0.5重量％
Cr是为了确保强度而加入的元素，还会起到增加淬透性的作用。为了充分获得上述的效果，需要加入大于等于0.1％。但是，如果Cr含量大于0.5％，就会使焊接部的硬度过于增加，可能会损害韧性。因此，Cr含量优选为0.1％～0.5％。
钼(Mo)：0.1重量％～0.6重量％
Mo具有少量加入也会大大提高可硬化性的效果，可以大大提高强度，因此需要加入大于等于0.1重量％，但是如果加入量大于0.6重量％，就会使焊接部的硬度过于增加，可能会损害韧性。因此，Mo含量优选为0.1重量％～0.6重量％。
钒(V)：0.01重量％～0.05重量％
V比其他微细合金固溶温度低，并且在焊接热影响区析出，具有防止强度下降的效果。为了充分获得上述的效果，优选加入大于等于0.01重量％。但是，如果V含量大于0.05重量％，反而会降低韧性。因此，V含量优选为0.01重量％～0.05重量％。
磷(P)：小于等于0.01重量％(0重量％除外)
P是有利于强度提升及耐腐蚀性的元素，但是会大大损害冲击韧性，最好保持尽可能低，因此P含量的上限优选为0.01重量％。
硫(S)：小于等于0.01重量％(0重量％除外)
S会形成MnS等大大损害冲击韧性，最好保持尽可能低，因此S含量的上限优选为0.01重量％。
硼(B)：5重量ppm～30重量ppm
B是非常低廉的添加元素显示出强大的可硬化性，当粗轧后冷却时，在低速冷却的情况下对贝氏体的形成也有很大贡献。
少量加入B也会大大提高强度，因此可以加入大于等于5重量ppm。但是，如果B含量大于30重量ppm，就会形成Fe23(CB)6，反而造成可硬化性下降，还有可能造成低温韧性也大幅下降。因此，B含量优选为5重量ppm～30重量ppm。
氮(N)：20重量ppm～60重量ppm
N会增加强度，却大大降低韧性，因此优选控制在小于等于60重量ppm。但是，如果将N含量控制成小于20重量ppm，就会增加炼钢负荷，因此所述N含量的下限优选为20重量ppm。
钙(Ca)：小于等于50重量ppm(0重量ppm除外)
Ca主要用作抑制MnS非金属夹杂物并提高低温韧性的元素。但是，如果过量加入Ca，就会与钢中所含的氧进行反应而生成非金属夹杂物CaO，因此其上限值优选为50重量ppm。
钴(Co)：10重量ppm～500重量ppm
Co是可以形成钝化膜确保耐腐蚀性以及可以提高高温强度的元素。如果Co含量小于10重量ppm，则上述效果不充分。但是，由于Co是高价元素，如果过量加入，就会导致经济性下降。因此，Co含量的上限值优选为500重量ppm。
本发明的余量成分是铁(Fe)。但是，常规制造过程中会不可避免地混入来自原料或周围环境的意想不到的杂质，因此无法排除混入杂质。这些杂质是任何常规制造过程的技术人员都知道的杂质，因此相关的所有内容本说明书中不再赘述。
具有上述对本发明有利的钢组分的钢材仅包含上述含量范围的合金元素也能获得充分的效果，但是可进一步包含Sn：5重量ppm～50重量ppm、W：0.01重量％～0.5重量％及Sb：0.01重量％～0.05重量％中的至少一种元素，以进一步提高钢材的强度、韧性以及焊接热影响区的韧性、焊接性等特性。
锡(Sn)：5重量ppm～50重量ppm
Sn是对确保耐腐蚀性有用的元素。从确保耐腐蚀性方面考虑，优选加入大于等于5ppm。但是，如果Sn含量大于50ppm重量，则比起对耐腐蚀性提升的贡献，更有可能导致钢材表面上大量出现氧化皮像水泡一样鼓起或破裂的形状的缺陷。此外，Sn虽然增加钢的强度，但是降低延伸率和低温冲击韧性，因此Sn含量的上限优选为50重量ppm。
钨(W)：0.01重量％～0.5重量％
W是对提高钢的可硬化性以及确保耐腐蚀性有用的元素。从确保耐腐蚀性方面考虑，优选加入大于等于0.01重量％。然而，W是非常昂贵的元素且比重大，所以容易出现分布偏重，因此W含量的上限优选为0.5重量％。
锑(Sb)：0.01重量％～0.05重量％
锑是有利于提高产生在钢表面上的氧化皮和母材之间的附着性以确保切割性和耐腐蚀性的元素。从切割性方面考虑，优选加入大于等于0.01重量％。然而，如果Sb的加入量大于0.05重量％，则产生在钢材表面上的氧化皮不易剥离，涂装等后续作业会变得困难。因此，锑含量的上限优选为0.05重量％。
此外，本发明的钢材的微细组织作为主相可包含贝氏体铁素体和粒状贝氏体，作为二次相可包含M-A(岛状马氏体)。
贝氏体铁素体保持初始奥氏体晶界，并且晶内包含很多大角晶界，因此有利于提高基于晶粒细化效果的强度和冲击韧性。
粒状贝氏体和贝氏体铁素体一样保持初始奥氏体晶粒，但是晶内或晶界存在二次相如M-A。由于晶内不存在大角晶界，对冲击韧性多少有些不利，但是晶内大量存在小角晶界如位错，因而强度多少有些增加。
作为主相包含贝氏体铁素体和粒状贝氏体，可以确保低屈强比和高强度。
此时，以面积分数计，所述贝氏体铁素体(bainitic ferrite)可为60％～90％，所述粒状贝氏体(granular bainite)可为10％～30％，所述M-A(马氏体-奥氏体(Martensite-Austenite))可小于等于5％(包含0％)。
如果贝氏体铁素体的面积分数小于60％，则难以确保高拉伸强度，而且CSL(重位点阵(Coincidence Site Lattice))晶界的分数降低，因此冲击吸收能量值会下降，腐蚀特性和强度会变差，可能会很难抑制裂纹扩展。相反地，如果贝氏体铁素体的面积分数大于90％，则屈强比会增加。
如果粒状贝氏体的面积分数小于10％，则不仅拉伸强度增加，而且屈服强度也增加，无法确保低屈强比。如果粒状贝氏体的面积分数大于30％，则无法有效地使粗大的初始奥氏体晶粒细化，可能会造成拉伸强度变差，而且CSL(重位点阵(Coincidence SiteLattice))晶界的分数降低，因此冲击吸收能量值会下降，腐蚀特性和强度会变差，可能会很难抑制裂纹扩展。
M-A等二次相是有利于实现低屈强比的微细组织，优选具有小于等于5％的面积分数。如果M-A的面积分数大于5％，虽然屈强比可能会减小，但是也有可能相对成为外应力导致的裂纹(crack)起始点，因此不利于确保高拉伸强度。
另外，对于根据本发明的钢材，通过满足上述的微细组织分数，可以确保晶界取向差角大于等于15°以及能量低的晶界CSL(重位点阵(Coincidence Site Lattice))晶界的分数大于等于20％。
CSL晶界是指金属原子的排列如图1的细实线根据某一面和角度具有反复性的晶界，也被称为特殊晶界(special grain boundary)。例如，存在具有特定取向关系的晶界如孪晶界(twin)。相比之下，图1的虚线和粗实线表示一般的晶界。
即使具有相同的成分体系，根据制造条件CSL晶界的分数也会不同，与最终微细组织密切相关。可以利用电子背散射衍射(Electron Back Scattering Diffraction，EBSD)装置测出CSL晶界的分数。
由于CSL晶界具有规则的取向关系，因此与随机晶界(一般称为大角晶界)相比，能量值本身较低，腐蚀特性明显优于普通晶界。CSL晶界和普通晶界一样，晶界取向差角大于等于15°。因此，除了基于晶粒细化的强度增加效果之外，还起到妨碍裂纹扩展的作用，从而提高韧性。
这种CSL晶界与一般的大角晶界相比，在腐蚀和强度方面更加有利，因为晶界的能量低。也就是说，当具有随机取向关系的大角晶界的能量为100时，CSL晶界的能量为20～80，在孪晶界的情况下，CSL晶界中能量也特别低。
如果CSL晶界的分数小于20％，则冲击吸收能量值会降低，腐蚀特性和强度会变差，可能会很难抑制裂纹扩展。
此外，根据本发明的钢材可以确保屈强比小于等于0.85，而拉伸强度大于等于800MPa，因此可以用作建设用钢材等。
此外，根据本发明的钢材在-5℃下冲击吸收能量可大于等于150J。
另外，根据本发明的钢材的厚度可小于等于100mm。
根据本发明的钢材可确保高强度及低屈强比，因而剪切或穿孔等机械加工和焊接操作变得容易。因此，钢材的厚度优选小于等于100mm，更优选小于等于80mm，进一步优选小于等于60mm。对钢材厚度的下限不需要特别限制，但是可大于等于15mm，以用作建筑结构用钢材。
下面详细说明本发明的另一个方面的低屈强比超高强度钢材的制造方法。
本发明的另一个方面的低屈强比超高强度钢材的制造方法，其包含以下步骤：将具有所述合金组分的钢坯加热至1050℃～1200℃；对所述加热后的钢坯进行粗轧得到钢条(Bar)；对所述钢条(Bar)以700℃～950℃的终轧温度进行热轧得到热轧钢板；对所述热轧钢板进行初次冷却，以10℃/s～30℃/s的冷却速度冷却至Ar3温度以下；以及对所述初次冷却后的热轧钢板进行二次冷却，以30℃/s～70℃/s的冷却速度冷却至Bs温度以下。
钢坯加热步骤
将具有所述合金组分的钢坯加热至1050℃～1200℃。
粗轧步骤
对所述加热后的钢坯进行粗轧得到钢条(Bar)。
此时，可在950℃～1050℃的温度范围下进行所述粗轧。如果所述粗轧温度低于950℃，则钢坯表面温度相对较低，轧制负荷会增加，其结果是有效变形不会到达钢坯厚度方向中心，存在气孔等缺陷不会消除或者晶粒细化效果降低的疑虑，如果所述粗轧温度高于1050℃，则发生再结晶的同时晶粒会生长，也有可能导致奥氏体晶粒粗大化。
热轧步骤
对所述钢条(Bar)以700℃～950℃的终轧温度进行热轧得到热轧钢板。
如果所述终轧温度低于700℃，则由于板材的温度低，可能会导致轧机产生负荷无法轧制到最终厚度，如果高于950℃，则在轧制过程中可能会发生再结晶。
此时，所述热轧的压下率可为50％～80％。
如果所述终轧压下率小于50％，则轧制过程中作用于材料的每道次轧制负荷会增加，可能会造成设备故障，如果大于80％，则轧制道次数会增加，可能会造成轧制结束温度为止无法确保最终厚度。
冷却步骤
分两个步骤对所述热轧钢板进行多级冷却，这是为了确保贝氏体铁素体和粒状贝氏体，并确保CSL晶粒分数较高。
初次冷却步骤
对所述热轧钢板进行初次冷却，以10℃/s～30℃/s的冷却速度冷却至Ar3温度以下。
如果初次冷却速度小于10℃/s，就会生成软质的铁素体，因此难以确保拉伸强度大于等于800MPa，如果初次冷却速度大于30℃/s，则由奥氏体相变为粒状贝氏体的晶粒量减少，因此无法确保低屈强比。
因此，初次冷却步骤的冷却速度优选为10℃/s～30℃/s，更优选为15℃/s～25℃/s。
如果冷却结束温度高于Ar3，则微细组织只存在奥氏体单相(single phase)，因此不会相变成粒状贝氏体。也就是说，当只存在奥氏体单相的组织通过二次冷却立即发生相变时，最终组织中的粒状贝氏体分数小于10％，由于粒状贝氏体过少，无法满足低屈强比。另外，考虑到下述二次冷却步骤，冷却结束温度的下限可为Ar3-50℃。
二次冷却步骤
对所述初次冷却后的热轧钢板进行二次冷却，以30℃/s～70℃/s的冷却速度冷却至Bs温度以下。
如果二次冷却速度小于30℃/s，则主要组织贝氏体铁素体在冷却过程中不会充分相变，因此不能满足拉伸强度大于等于800MPa，如果二次冷却速度大于70℃/s，则生成低温转变组织马氏体的概率变高，因此不仅拉伸强度增加，而且屈服强度也会增加，从而难以满足屈强比小于等于0.85。
如果二次冷却结束温度高于Bs，则贝氏体铁素体和粒状贝氏体无法充分相变，因此不能确保强度。
下面通过实施例更详细地描述本发明。不过需要注意，下述实施例只是出于描述本发明的具体示例的目的，而不意在限制本发明的权利范围。本发明的权利范围取决于权利要求书的内容及由此合理导出的内容。
将满足下表1所示成分体系的钢坯加热至1160℃，在1000℃下粗轧后，以符合下表2所示的制造条件的方式进行热轧及冷却，从而得到钢材。对所述钢材的微细组织、CSL分数及机械性能进行测定后示于下表3中。
利用万能拉伸试验机测出屈服强度及拉伸强度，并在-5℃下进行夏比冲击试验而测出冲击吸收能量值。
对于微细组织，将钢材进行镜面研磨后化学腐蚀，然后用光学显微镜进行观察。
利用电子背散射衍射(E1ectron Back Scattering Diffraction，EBSD)装置测出晶界取向差角大于等于15°以及能量低的晶界CSL(重位点阵(Coincidence SiteLattice))晶界的分数。
【表1】
分类 钢种 C si Mn Al Ni Cu Ti Nb Cr Mo V P S B* N* Ca* Co*
发明钢 A 0.051 0.17 2.12 0.022 0.21 0.22 0.018 0.04 0.32 0.31 0.02 0.007 0.002 16 37 10 100
发明钢 B 0.055 0.15 2.48 0.024 0.35 0.15 0.016 0.03 0.30 0.25 0.04 0.008 0.001 15 35 7 100
发明钢 C 0.065 0.16 1.85 0.031 0.29 0.41 0.019 0.04 0.29 0.12 0.03 0.011 0.001 14 29 12 200
发明钢 D 0.082 0.25 1.96 0.035 0.15 0.20 0.012 0.02 0.12 0.15 0.02 0.007 0.002 25 52 5 50
对比钢 E <u>0.04</u>5 0.11 1.91 <u>0.006</u> <u>0.81</u> 0.25 <u>0.008</u> 0.01 <u>0.04</u> <u>0.04</u> 0.05 0.005 0.003 <u>2</u> 40 11 10
对比钢 F <u>0.097</u> 0.15 <u>0.65</u> 0.029 0.41 0.17 0.018 0.03 0.28 0.54 0.04 0.009 0.002 15 40 14 30
在上表1中，标有*的B、N、Ca、Co的含量单位是重量ppm，其余元素的含量单位是重量％。
【表2】
【表3】
在上表3中，BF表示贝氏体铁素体，GB表示粒状贝氏体，MA表示岛状马氏体，AF：针状铁素体，M表示马氏体，单位是面积％。
满足本发明的合金组分及制造条件的发明例的微细组织满足贝氏体铁素体为60％～90％，所述粒状贝氏体为10％～30％，M-A小于等于5％(包含0％)。
因此，可以确保CSL晶界的分数大于等于20％，还可以确保屈强比小于等于0.85以及拉伸强度大于等于800MPa。此外，在-5℃下的冲击吸收能量值大于等于150J。
相比之下，虽然满足本发明的合金组分，但是没有满足制造条件的对比例试验编号4、5、6、9、13、14、18、19没有满足本发明中提出微细组织。
因此，CSL晶界分数小于20％，在-5℃下的冲击吸收能量值小于150J，屈强比大于0.85或者拉伸强度小于800MPa。
将用电子背散射衍射(Electron Back Scattering Diffraction，EBSD)装置拍摄发明例试验编号7和对比例试验编号4的微细组织的照片即图2和图3进行对比时，金属原子的排列根据某一面和角度具有反复性的晶界CSL晶界的分数明显不同。
此外，对于没有满足本发明的合金组分的对比钢，即使满足本发明的制造条件，屈强比也大于0.85或者拉伸强度也小于800MPa。
上面参照实施例描述了本发明，但是在不超出权利要求书中记载的本发明的技术思想和领域的范围内，所属领域的普通技术人员可以作出各种修改及变更。

Claims (12)

1.一种低屈强比超高强度钢材，其包含以下成分：
碳(C)：0.05重量％～0.09重量％、硅(Si)：0.1重量％～0.4重量％、锰(Mn)：1.8重量％～2.5重量％、铝(A1)：0.01重量％～0.06重量％、镍(Ni)：0.1重量％～0.5重量％、铜(Cu)：0.1重量％～0.5重量％、钛(Ti)：0.01重量％～0.05重量％、铌(Nb)：0.01重量％～0.07重量％、铬(Cr)：0.1重量％～0.5重量％、钼(Mo)：0.1重量％～0.6重量％、钒(V)：0.01重量％～0.05重量％、磷(P)：小于等于0.01重量％(0重量％除外)、硫(S)：小于等于0.01重量％(0重量％除外)、硼(B)：5重量ppm～30重量ppm、氮(N)：20重量ppm～60重量ppm、钙(Ca)：小于等于50重量ppm(0重量ppm除外)、钴(Co)：10重量ppm～500重量ppm、余量的铁(Fe)及其他不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的低屈强比超高强度钢材，其特征在于：
所述钢材进一步包含Sn：5～50重量ppm、W：0.01～0.5重量％及Sb：0.01重量％～0.05重量％中的至少一种元素。
3.根据权利要求1所述的低屈强比超高强度钢材，其特征在于：
所述钢材的微细组织作为主相包含贝氏体铁素体和粒状贝氏体，作为二次相包含M-A。
4.根据权利要求3所述的低屈强比超高强度钢材，其特征在于：
以面积分数计，所述贝氏体铁素体为60％～90％，所述粒状贝氏体为10％～30％，所述M-A小于等于5％(包含0％)。
5.根据权利要求1所述的低屈强比超高强度钢材，其特征在于：
所述钢材的晶界取向差角大于等于15度以及能量低的晶界CSL晶界的分数大于等于20面积％。
6.根据权利要求1所述的低屈强比超高强度钢材，其特征在于：
所述钢材的屈强比小于等于0.85，拉伸强度大于等于800MPa。
7.根据权利要求1所述的低屈强比超高强度钢材，其特征在于：
所述钢材在-5℃下的冲击吸收能量值大于等于150J。
8.根据权利要求1所述的低屈强比超高强度钢材，其特征在于：
所述钢材的厚度小于等于100mm。
9.一种低屈强比超高强度钢材的制造方法，其包含以下步骤：
将钢坯加热至1050℃～1250℃，所述钢坯包含碳(C)：0.05重量％～0.09重量％、硅(Si)：0.1重量％～0.4重量％、锰(Mn)：1.8重量％～2.5重量％、铝(A1)：0.01重量％～0.06重量％、镍(Ni)：0.1重量％～0.5重量％、铜(Cu)：0.1重量％～0.5重量％、钛(Ti)：0.01重量％～0.05重量％、铌(Nb)：0.01重量％～0.07重量％、铬(Cr)：0.1重量％～0.5重量％、钼(Mo)：0.1重量％～0.6重量％、钒(V)：0.01重量％～0.05重量％、磷(P)：小于等于0.01重量％(0重量％除外)、硫(S)：小于等于0.01重量％(0重量％除外)、硼(B)：5重量ppm～30重量ppm、氮(N)：20重量ppm～60重量ppm、钙(Ca)：小于等于50重量ppm(0重量ppm除外)、钴(Co)：10重量ppm～500重量ppm、余量的铁(Fe)及其他不可避免的杂质；
对所述加热后的钢坯进行粗轧得到钢条；
对所述钢条以700℃～950℃的终轧温度进行热轧得到热轧钢板；
对所述热轧钢板进行初次冷却，以10℃/s～30℃/s的冷却速度冷却至Ar3温度以下；以及
对所述初次冷却后的热轧钢板进行二次冷却，以30℃/s～70℃/s的冷却速度冷却至Bs温度以下。
10.根据权利要求9所述的低屈强比超高强度钢材的制造方法，其特征在于：
所述钢坯进一步包含Sn：5重量ppm～50重量ppm、W：0.01重量％～0.5重量％及Sb：0.01重量％～0.05重量％中的至少一种元素。
11.根据权利要求9所述的低屈强比超高强度钢材的制造方法，其特征在于：
以50％～80％的压下率进行所述热轧。
12.根据权利要求9所述的低屈强比超高强度钢材的制造方法，其特征在于：
在950℃～1050℃的温度范围下进行所述粗轧。
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Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111206185A (zh) * 2020-02-12 2020-05-29 首钢集团有限公司 一种高强度低屈强比钢及其制备方法、应用
CN112725703A (zh) * 2020-12-23 2021-04-30 安阳钢铁股份有限公司 一种低屈强比q550d高强度钢板及其制造方法
CN113637922A (zh) * 2020-04-27 2021-11-12 宝山钢铁股份有限公司 一种经济型低屈强比高强度钢及其制造方法
CN114364819A (zh) * 2020-08-12 2022-04-15 现代制铁株式会社 超高强度加强筋及其制造方法
CN114875309A (zh) * 2022-04-08 2022-08-09 鞍钢股份有限公司 一种厚规格高强度核反应堆安全壳用钢及其制造方法

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101899686B1 (ko) 2016-12-22 2018-10-04 주식회사 포스코 고경도 내마모강 및 이의 제조방법
KR102109277B1 (ko) * 2018-10-26 2020-05-11 주식회사 포스코 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재 및 그 제조방법
KR102307903B1 (ko) * 2019-11-04 2021-09-30 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1247871A2 (de) * 2001-04-06 2002-10-09 ThyssenKrupp Stahl AG Verfahren zur Herstellung von gut umformfähigem Feinstblech und Verwendung eines Stahls
US20040118490A1 (en) * 2002-12-18 2004-06-24 Klueh Ronald L. Cr-W-V bainitic / ferritic steel compositions
CN101622369A (zh) * 2007-03-01 2010-01-06 新日本制铁株式会社 低温韧性优异的管线管用高强度热轧钢板及其制造方法
CN101772583A (zh) * 2007-07-27 2010-07-07 杰富意钢铁株式会社 船舶用热轧型钢及其制造方法
CN101928886A (zh) * 2010-07-15 2010-12-29 南京钢铁股份有限公司 一种货油舱用耐腐蚀钢及其应用
CN102264937A (zh) * 2008-12-24 2011-11-30 杰富意钢铁株式会社 原油轮用耐腐蚀钢材
CN105239023A (zh) * 2015-11-18 2016-01-13 钢铁研究总院 一种耐高温酸性氯离子腐蚀钢板及其制造方法
CN110536973A (zh) * 2018-03-16 2019-12-03 日本制铁株式会社 煤/矿石运输船货舱用钢板

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5597425A (en) 1979-01-19 1980-07-24 Nippon Kokan Kk <Nkk> Preparation of high-tensile steel with low yield ratio, low carbon and low alloy
JP4279231B2 (ja) * 2004-10-22 2009-06-17 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼材
JP4555694B2 (ja) * 2005-01-18 2010-10-06 新日本製鐵株式会社 加工性に優れる焼付け硬化型熱延鋼板およびその製造方法
JP5045074B2 (ja) * 2005-11-30 2012-10-10 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比を有する高張力薄肉鋼板およびその製造方法
CN101265553B (zh) * 2007-03-15 2011-01-19 株式会社神户制钢所 挤压加工性优异的高强度热轧钢板及其制造方法
KR101465088B1 (ko) * 2012-08-17 2014-11-26 포항공과대학교 산학협력단 저온 인성이 우수한 저탄소 고강도 강판 및 그 제조방법
JP6135577B2 (ja) * 2014-03-28 2017-05-31 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR102348539B1 (ko) * 2015-12-24 2022-01-07 주식회사 포스코 저항복비형 고강도 강재 및 그 제조방법

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1247871A2 (de) * 2001-04-06 2002-10-09 ThyssenKrupp Stahl AG Verfahren zur Herstellung von gut umformfähigem Feinstblech und Verwendung eines Stahls
US20040118490A1 (en) * 2002-12-18 2004-06-24 Klueh Ronald L. Cr-W-V bainitic / ferritic steel compositions
CN101622369A (zh) * 2007-03-01 2010-01-06 新日本制铁株式会社 低温韧性优异的管线管用高强度热轧钢板及其制造方法
CN101772583A (zh) * 2007-07-27 2010-07-07 杰富意钢铁株式会社 船舶用热轧型钢及其制造方法
CN102264937A (zh) * 2008-12-24 2011-11-30 杰富意钢铁株式会社 原油轮用耐腐蚀钢材
CN101928886A (zh) * 2010-07-15 2010-12-29 南京钢铁股份有限公司 一种货油舱用耐腐蚀钢及其应用
CN105239023A (zh) * 2015-11-18 2016-01-13 钢铁研究总院 一种耐高温酸性氯离子腐蚀钢板及其制造方法
CN110536973A (zh) * 2018-03-16 2019-12-03 日本制铁株式会社 煤/矿石运输船货舱用钢板

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111206185A (zh) * 2020-02-12 2020-05-29 首钢集团有限公司 一种高强度低屈强比钢及其制备方法、应用
CN113637922A (zh) * 2020-04-27 2021-11-12 宝山钢铁股份有限公司 一种经济型低屈强比高强度钢及其制造方法
CN114364819A (zh) * 2020-08-12 2022-04-15 现代制铁株式会社 超高强度加强筋及其制造方法
CN114364819B (zh) * 2020-08-12 2023-03-10 现代制铁株式会社 超高强度加强筋及其制造方法
CN112725703A (zh) * 2020-12-23 2021-04-30 安阳钢铁股份有限公司 一种低屈强比q550d高强度钢板及其制造方法
CN112725703B (zh) * 2020-12-23 2022-04-22 安阳钢铁股份有限公司 一种低屈强比q550d高强度钢板及其制造方法
CN114875309A (zh) * 2022-04-08 2022-08-09 鞍钢股份有限公司 一种厚规格高强度核反应堆安全壳用钢及其制造方法

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