CN110863143B - 具有优异低温韧性的960MPa级超高强度钢的制造方法 - Google Patents

具有优异低温韧性的960MPa级超高强度钢的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种具有优异低温韧性的960MPa级超高强度钢的制造方法。其钢板的化学成分按重量百分比计包括以下成分C：0.07～0.12％，Si：0.10～0.60％，Mn：1.80～3.00％，P：≤0.01％，S：≤0.01％，Cu：0.30％～1.50％，Ni:0.60～1.80％，Mo：0.10～0.50％，Nb：0.02～0.10％；其余为Fe和不可避免的杂质。本发明提供的制造方法实现同时具有超高强度和低温韧性能的钢板生产，得到成材率高、强度和低温韧性稳定的钢板。本发明钢板具有超高强度(屈服强度≥960MPa)，断后延伸率≥15％，低温韧性优异(‑60℃冲击功≥230J)的特点。

Description

具有优异低温韧性的960MPa级超高强度钢的制造方法
技术领域
本发明涉及一种具有优异低温韧性的960MPa级超高强度钢的制造方法，属于钢铁材料制备领域。
背景技术
近几十年来，汽车、工程机械、海洋工程等领域发展较快，不仅要求材料具有超高强度，实现轻量化，而且需要材料具有良好的冲击韧性，以保证安全服役期间的可靠性。另外，资源开采的难度增加，对超高强度结构材料的需求也日益增加。因此，超高强度，优异低温韧性结构钢材在汽车、工程机械、海洋工程等领域都有着重要的应用前景。
新一代超高强度钢的发展趋势主要体现在：(1)单位载重用钢量减少，需求高强度、高韧性的钢板。(2)注重超高强度结构钢的成分设计，并完善相应的制备应用技术理论和方法。(3)在追求高强韧性的同时，更加注重服役性能和焊接性能的均衡发展。
公开号为CN105950971B的发明专利提出一种屈服强度≥960MPa级工程机械用钢及生产方法。该专利成分添加了N:0.01～0.08％，Cr:0.05～3％，Ti:0.01～0.05％，生产的方法采用热轧+冷轧，产品钢板屈服强度达到960MPa，但是-20℃条件下的冲击韧性并不能满足大型先进装备结构对低温韧性能的需求。
公开号为CN102618793B的发明专利提出一种屈服强度960MPa级钢板及其制造方法。该专利成分添加了Cr:0.1～3％，V:0.02～0.06％，Ti:0.003～0.04％，B:0.0006～0.0025％，生产的方法采用轧制+冷却+在线回火后空冷，产品钢板屈服强度达到960MPa，但是-40℃条件下的冲击韧性并不能满足大型先进装备结构对低温韧性能的需求。
公开号为CN105543666B的发明专利提出一种屈服强度960MPa汽车大梁钢及其生产方法。该专利成分添加了Cr:0.4～0.6％，V:0.08～0.15％，Ti:0.01～0.04％，B:0.0015～0.0025％。生产的方法采用轧制+调质热处理，产品钢板屈服强度达到960MPa，但是并无低温冲击韧性能，也无法满足厚规格先进装备结构件的需求。
目前屈服强度超过800MPa的低合金超高强度钢的显微组织大多数是回火马氏体组织，该类钢在使用过程中存在韧性不足，塑性下降等问题，这是由于单一马氏体组织具有高强度、低韧性的特性所决定。要满足同时具有超高强度和优异低温韧性，是目前高端工程应用钢铁材料急需解决的难题。
发明内容
(一)要解决的技术问题
为了解决现有技术的上述问题，本发明提供一种具有优异低温韧性的960MPa级超高强度钢的制造方法，本发明的钢具有超高强度(屈服强度≥960MPa)，断后延伸率≥15％，低温韧性优异(-60℃冲击功≥230J)的特点。
(二)技术方案
为了达到上述目的，采用的主要技术方案包括：
一种具有优异低温韧性的960MPa级超高强度钢，其化学成分按重量百分比计包括以下成分C：0.07～0.12％，Si：0.10～0.60％，Mn：1.80～3.00％，P：≤0.01％，S：≤0.01％，Cu：0.30％～1.50％，Ni:0.60～1.80％，Mo：0.10～0.50％，Nb：0.02～0.10％；其余为Fe和不可避免的杂质。
一种具有优异低温韧性的960MPa级超高强度钢的制造方法，其包括如下步骤：
S1、按上述化学成分准备进行冶炼、连铸后得到连铸坯，LF和RH精炼炉处理，中包钢水过热度≤25℃，全程保护浇铸；
S2、将连铸坯加热；
S3、对连铸坯采用两阶段轧制，使奥氏体晶粒充分细化，提高相变形核率，达到细化晶粒的目的；
S4、对步骤S3处理后的钢板采用平均冷却速度大于5℃/s的快速层流冷却系统，终冷温度控制在200℃以下，进行缓冷；
S5、采用调质热处理工艺对钢板进行处理。
在一个优选的实施方案中，在步骤S1中，所述LF(钢包精炼炉)和RH(真空循环脱气)精炼炉处理的时间各为20～30min；所述中包钢水过热度的温度为10～20℃。
在一个优选的实施方案中，在步骤S1中，所述连铸坯在全程保护浇铸的钢中A即硫化物类、B即氧化铝类、C即硅酸盐类、D即球状氧化物类的非金属夹杂物满足：A≤0.5、B≤0.5、C≤0.5、D≤1.0的要求。
在一个优选的实施方案中，在步骤S2中，所述加热的温度控制在1150～1200℃。
在一个优选的实施方案中，在步骤S3中，第一阶段轧制温度为900～990℃的奥氏体再结晶温度区，平均单道次压下率在10％以上，目的是使奥氏体充分再结晶，并细化奥氏体晶粒尺寸；第二阶段轧制温度为800～880℃的奥氏体未再结晶温度区，平均单道次压下率在10％以上。
在一个优选的实施方案中，在步骤S3中，所述第一阶段轧制，平均单道次压下率在10～15％；所述第二阶段轧制，平均单道次压下率在11～14％之间。
在一个优选的实施方案中，在步骤S4中，所述平均冷却速度为5～10℃/s；所述终冷温度为100～150℃。
在一个优选的实施方案中，在步骤S4中，所述缓冷的时间为24h～30h。
在一个优选的实施方案中，在步骤S5中，所述调质热处理工艺包括：淬火温度为800～870℃，保温时间系数：1.0～1.2min/mm，冷却方式采用水冷；回火温度为500～600℃，保温时间系数：2.0～2.5min/mm，冷却方式采用空冷。
本发明从合金元素含量、钢质洁净度控制、工艺优化与参数选择、微观组织控制等几个方面进行了大量且系统的试验研究，最终确定了可满足本发明目的合金元素配比及制备工艺。在轧制工艺阶段对连铸坯采用两阶段轧制，第一阶段的轧制温度目的是使奥氏体充分再结晶，并细化奥氏体晶粒尺寸；第二阶段轧制温度的目的是使奥氏体充分变形，增加相变驱动力和形核位置。通过两阶段轧制，使奥氏体晶粒充分细化，提高相变形核率，最终达到细化晶粒的目的；终冷温度控制在200℃以下，其目的是控制相变组织构成和第二相析出。本发明制备的超高强度钢板中各合金成分作用机理如下，其中百分符号％代表重量百分比：
C：是保证强度的必要元素，通过固溶强化和析出强化对提高钢的强度有明显作用，但是过高的C含量对钢的延性、韧性，特别是焊接性有负面影响。从经济性和产品性能角度考虑，优选C含量控制在0.07～0.12％。
Si：是提高强度的主要元素之一，同时Si的加入可以抑制贝氏体渗碳体的析出和粗化，提高韧性，因此优选Si含量为0.10～0.60％。
Mn：是保证钢的强度和韧性的必要元素，添加Mn可以增加亚稳奥氏体含量，形成复相组织，为了提高本发明材料的强韧性，因此Mn含量范围为1.80～3.00％。
P：是对低温韧性、延展性带来不利影响的元素，可以在板坯中心部位偏析以及在晶界聚集等损害低温韧性，本发明材料控制P在不高于0.01％。
S：是对低温韧性、延展性带来不利影响的元素，可以形成硫化物夹杂，成为裂纹源，本发明材料控制S的范围在不高于0.01％。
Cu：在钢中加入Cu，形成体心立方(BCC)结构ε-Cu纳米析出相，另外可以促进M2C碳化物的析出，阻碍位错运动，提高钢的强度作用明显。与Ni同时使用，有效避免热脆性。Cu含量为0.30％～1.50％。
Ni：具有固溶强化作用，稳定奥氏体的主要合金元素，具备使Ar3点降低，CCT曲线右移，能够形成尺寸细小的马氏体和贝氏体组织，提高钢的强韧性，特别是低温韧性；又因为Ni会影响位错的横向滑移，降低钢的韧脆转变温度，同时改善Cu在钢中引起的热脆性，因此本发明Ni含量控制在0.6～1.8％。
Mo：提高淬透性的元素，扩大γ相区，对控制相变组织起重要作用，能有效提高材料强度；降低相变温度，降低贝氏体转变的临界冷速，能有效改善钢板厚度方向上强韧性能的稳定性，Mo含量控制在0.10～0.50％。
Nb：有效细化钢的晶粒尺寸，作为提高钢的强度和韧性而添加的元素。本发明经大量实验验证Nb含量0.02～0.10％能有效提高钢的强度和韧性。
上述化学成分中，C、Si、Mn和Mo含量过高会形成大量马氏体组织，影响贝氏体组织析出，最终影响钢板韧性性能；含量过低，又会影响钢板的强度不足。Ni、Cr和Cu的适量组合添加会提高钢板强度和低温韧性。
(三)有益效果
本发明的有益效果是：
(1)本发明提供的具有优异低温韧性的960MPa级超高强度钢通过添加适当Cu、Ni和微合金元素，有利于提高低温韧性，控制硫磷含量，采用控制轧制和控制冷却方法，以及调质热处理工艺，特别是临界区淬火+回火工艺可以大幅度提高钢板低温韧性，通过化学成分及制备工艺相结合可以提高钢板的低温冲击功和强度。
(2)本发明钢的屈服强度≥960MPa，抗拉强度990～1100MPa，断后延伸率≥15％，-60℃夏比冲击功≥230J。
(3)本发明产品的制造工艺易于实现，产品性能稳定，成材率高。
本发明设计的化学成分结合控制轧制+调质热处理工艺，实现同时具有超高强度和低温韧性能的钢板生产，得到成材率高、强度和低温韧性稳定的钢板。本发明钢板具有超高强度(屈服强度≥960MPa)，断后延伸率≥15％，低温韧性优异(-60℃冲击功≥230J)的特点。
附图说明
图1为实施例1制备的钢板的微观组织图片。
具体实施方式
为了更好的解释本发明，以便于理解，下面结合附图，通过具体实施方式，对本发明作详细描述。
实施例1
具有优异低温韧性的960MPa级超高强度钢板的制造方法，包括如下步骤：
(1)冶炼工艺：按照钢化学成分：C为0.07％、Si为0.58％、Mn为3.00％、P为0.007％、S为0.008％、Cu为1.45％、Ni为0.65％、Mo为0.30％、Nb为0.08％的成分进行冶炼、连铸后得到连铸坯，LF(钢包精炼炉)处理需要26min和RH(真空循环脱气精炼炉)处理需要28min，中包钢水过热度18℃，全程保护浇铸；钢中A硫化物类、B氧化铝类、C硅酸盐类、D球状氧化物类的夹杂物满足：A＝0.5、B＝0.5、C＝0.5、D＝1.0的要求。
(2)加热工艺：为防止加热过程中钢坯过热、原始奥氏体晶粒粗大，加热温度控制在1150℃。
(3)轧制工艺：对连铸坯采用两阶段轧制，第一阶段轧制温度为985℃的奥氏体再结晶温度区，平均单道次压下率在12％，目的是使奥氏体充分再结晶，并细化奥氏体晶粒尺寸；第二阶段轧制温度为855℃的奥氏体未再结晶温度区，平均单道次压下率为12％；以上两阶段轧制的目的是使奥氏体晶粒充分细化，提高相变形核率，最终达到细化晶粒的目的。
(4)冷却工艺：采用平均冷速6℃/s的快速层流冷却系统，终冷温度控制在102℃，其目的是控制相变组织构成和第二相析出，钢板要进行缓冷，缓冷时间26h。
(5)热处理工艺：采用调质热处理工艺，包括：淬火温度为853℃，保温时间系数：1.2min/mm，冷却方式采用水冷；回火温度为600℃，保温时间系数：2.5min/mm，冷却方式采用空冷。
本实施例制备的成品钢的厚度在10mm，采用GB/T 228.1-2010标准室温试验方法，测得屈服强度(ReH)为991MPa，抗拉强度(Rm)为1180MPa，延伸率(％)测得为17％；采用GB/T19748-2005标准，夏比V型缺口摆锤冲击试验方法，测得冲击功为302Akv/J。
对于制备的钢进行电镜扫描获得如图1所示的微观组织。组织为马氏体和贝氏体的双相组织，既保证了超高强度又兼具良好的低温韧性能。
实施例2-实施例8
在实施例1的基础上，将实施例2-实施例8的钢化学成分按表1中进行，冶炼工艺LF和RH精炼炉处理、中包钢水过热度及夹杂物的要求按表2中进行；轧制工艺和冷却工艺按表3中参数进行，热处理工艺采用表4中的参数处理。对各实施例制备的钢，进行力学性能的测定结果见表5。
表1本发明各实施例钢化学成分
实施例 C Si Mn P S Cu Ni Mo Nb
1 0.07 0.58 3.00 0.007 0.008 1.45 0.65 0.30 0.08
2 0.09 0.40 2.60 0.006 0.007 1.00 0.90 0.15 0.05
3 0.12 0.15 1.80 0.010 0.008 0.32 1.75 0.50 0.10
4 0.08 0.45 2.20 0.008 0.01 1.25 1.50 0.26 0.02
5 0.11 0.52 2.40 0.006 0.007 1.30 1.20 0.44 0.04
6 0.10 0.33 2.30 0.007 0.008 0.88 1.00 0.31 0.06
7 0.10 0.20 2.40 0.008 0.007 0.40 0.85 0.47 0.08
8 0.08 0.40 2.70 0.009 0.008 1.20 0.95 0.36 0.06
表2本发明各实施例钢冶炼工艺
Figure GDA0002983013180000071
Figure GDA0002983013180000081
表3本发明各实施例钢轧制工艺
Figure GDA0002983013180000082
表4本发明各实施例钢调质热处理工艺
Figure GDA0002983013180000083
表5本发明实施例钢力学性能
Figure GDA0002983013180000084
Figure GDA0002983013180000091
上述结果说明，本发明提供钢板的化学成分，结合控制轧制+调质热处理工艺，操作方法简单，工艺参数窗口较宽，实现同时具有超高强度和低温韧性能的钢板生产，得到成材率高、强度和低温韧性稳定的钢板。
以上所述，仅是本发明的较佳实施例而已，并非是对本发明做其它形式的限制，任何本领域技术人员可以利用上述公开的技术内容加以变更或改型为等同变化的等效实施例。但是凡是未脱离本发明技术方案内容，依据本发明的技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、等同变化与改型，仍属于本发明技术方案的保护范围。

Claims (7)

1.一种具有优异低温韧性的960MPa级超高强度钢的制造方法，其特征在于，所述960MPa级超高强度钢由按重量百分比计的以下成分所组成：
C：0.07～0.12％，Si：0.10～0.60％，Mn：1.80～3.00％，P：≤0.01％，S：≤0.01％，Cu：0.30％～1.50％，Ni:0.60～1.80％，Mo：0.10～0.50％，Nb：0.02～0.10％；其余为Fe和不可避免的杂质；
所述制造方法包括如下步骤：
S1、按所述960MPa级超高强度钢的化学成分准备进行冶炼、连铸后得到连铸坯，LF和RH精炼炉处理，中包钢水过热度≤25℃，全程保护浇铸；
S2、将连铸坯加热；
S3、对连铸坯采用两阶段轧制，第一阶段轧制温度为900～990℃的奥氏体再结晶温度区，平均单道次压下率在10％以上；第二阶段轧制温度为800～880℃的奥氏体未再结晶温度区，平均单道次压下率在10％以上；
S4、对步骤S3处理后的钢板采用平均冷却速度5℃/s以上的快速层流冷却系统，终冷温度控制在200℃以下，进行缓冷；
S5、采用调质热处理工艺对钢板进行处理；在步骤S5中，所述调质热处理工艺包括：淬火温度为800～870℃，保温时间系数：1.0～1.2min/mm，冷却方式采用水冷；回火温度为500～600℃，保温时间系数：2.0～2.5min/mm，冷却方式采用空冷。
2.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于，在步骤S1中，所述LF和RH精炼炉处理的时间各为20～30min；所述中包钢水过热度的温度为10～20℃。
3.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于，在步骤S1中，所述连铸坯在全程保护浇铸的钢中A即硫化物类、B即氧化铝类、C即硅酸盐类、D类即球状氧化物类的非金属夹杂物满足：A≤0.5、B≤0.5、C≤0.5、D≤1.0的要求。
4.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于，在步骤S2中，所述加热的温度控制在1150～1200℃。
5.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于，在步骤S3中，所述第一阶段轧制，平均单道次压下率在10～15％；所述第二阶段轧制，平均单道次压下率在11～14％之间。
6.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于，在步骤S4中，所述平均冷却速度为5～10℃/s；所述终冷温度为100～150℃。
7.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于，在步骤S4中，所述缓冷的时间为24h～30h。
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CN114164374A (zh) * 2021-11-12 2022-03-11 哈尔滨工程大学 一种5～60mm厚850MPa级高强度高韧性易焊接纳米钢及其制备方法

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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4120354B2 (ja) * 2002-11-05 2008-07-16 大同特殊鋼株式会社 非磁性ステンレス鋼およびその部品の製造方法
CN100494451C (zh) * 2005-03-30 2009-06-03 宝山钢铁股份有限公司 屈服强度960MPa以上超高强度钢板及其制造方法
CN103233183B (zh) * 2013-04-18 2016-03-30 南京钢铁股份有限公司 一种屈服强度960MPa级超高强度钢板及其制造方法
CN103320717B (zh) * 2013-06-04 2015-07-22 南京钢铁股份有限公司 屈服强度960MPa级超高强度高钛钢板及其制造方法
JP6578728B2 (ja) * 2015-04-28 2019-09-25 日本製鉄株式会社 高強度熱延鋼板及びその製造方法
CN109402508B (zh) * 2018-11-12 2020-09-29 东北大学 一种低碳微合金化q690级高强耐候钢及其制备方法

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