CN111448331B - 耐冲击特性优异的高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

耐冲击特性优异的高强度钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种用于重型建筑设备、商用车车架、加强件等的材料，更详细地，涉及一种耐冲击特性优异的高强度钢板及其制造方法。

Description

耐冲击特性优异的高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种用于重型建筑设备、商用车车架、加强件等的材料，更详细地，涉及一种耐冲击特性优异的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
重型建筑设备动臂(Boom Arm)和商用车车架等中主要使用高强度热轧钢板，所述热轧钢板需要同时具有高屈服强度、弯曲成型性和耐冲击特性，以适于对应部件的制造工艺和使用环境。因此，存在许多用于同时提高热轧钢板的强度和成型性的技术。例如，曾提出了制成铁素体-贝氏体或铁素体-马氏体的两相复合组织钢，或者制造以铁素体相或贝氏体相作为基体组织的高强度高冲缘加工性钢的技术。此外，还提出了利用高冷却速度进行冷却至常温以制造基体组织为马氏体相的高强度钢的技术。
另外，用于重型建筑设备和商用车车架等的所述热轧钢板除了需要高屈服强度之外，还需要优异的冲击特性。特别是，考虑常温以及各种操作环境和使用环境，在低温下也需要优异的冲击特性。
专利文献1中通过分散并析出包含Ti和Mo的析出物可以确保950MPa以上的拉伸强度和0.9以上的屈强比，但是添加大量高价的合金成分，因此制造成本增加，而且存在不能确保厚热轧钢板所需的耐冲击特性的问题。
另外，专利文献2公开了利用铁素体和马氏体的双相(Dual Phase，DP)钢提供高强度热轧钢板的技术。但是，利用分段冷却(step cooling)技术时，难以应用于制成厚板的热轧钢材，并且存在随着添加大量高价的合金成分会增加制造成本的问题。此外，由于复合组织钢的特性，获得低屈强比，因此为了满足所需的屈服强度，需要过高的拉伸强度和大量的合金元素。
专利文献3公开了在完成热轧后将冷却速度控制为超过150℃/秒的高速以制造高强度热轧钢板的技术。但是，以过快的冷却速度进行冷却而制造马氏体时，屈强比降低，因此难以确保高屈服强度，并且为了满足屈服强度标准，需要高拉伸强度，因此导致冲击特性和成型性降低。
专利文献4公开了将收卷温度控制在300-550℃的技术。如专利文献4所述，在300℃以上进行收卷时，形成贝氏体组织，使得微细组织接近于纵横比低的等轴晶体，从而有利于成型性，但是耐冲击特性会降低。此外，难以控制精确的收卷温度，并且根据材质依赖于收卷温度的倾向，材质偏差可能会变得严重，当为了控制材质偏差而升高收卷温度时，存在需要添加大量的合金元素以确保强度的问题。
(专利文献1)日本公开专利公报第2003-089848号
(专利文献2)日本公开专利公报第2003-321737号
(专利文献3)日本公开专利公报第2003-105446号
(专利文献4)日本公开专利公报第2000-109951号
发明内容
要解决的技术问题
本发明的目的在于提供一种钢板及其制造方法，所述钢板具有优异的强度，并且在常温及低温下均具有优异的冲击特性。
本发明要解决的技术问题并不限定于上述内容。本发明进一步要解决的技术问题记载于说明书的整体内容中，本发明所属技术领域中的技术人员可以根据本发明的说明书中记载的内容容易地理解本发明进一步要解决的技术问题。
技术方案
本发明的一个方面涉及一种耐冲击特性优异的高强度钢板，以重量％计，所述钢板包含：C：0.05-0.12％、Si：0.01-0.5％、Mn：0.8-2.0％、Al：0.01-0.1％、Cr：0.005-1.2％、Mo：0.005-0.5％、P：0.001-0.01％、S：0.001-0.01％、N：0.001-0.01％、Nb：0.001-0.03％、Ti：0.005-0.03％、V：0.001-0.2％、B：0.0003-0.003％、余量的Fe和不可避免的杂质，微细组织包含作为主要组织的回火马氏体以及余量的残余奥氏体、贝氏体、回火贝氏体和铁素体中的一种以上，在1cm2的单位面积内观察到的当量圆直径为0.1μm以上的碳化物和氮化物中的一种以上的数量为1×103个以下，在1cm2的单位面积内观察到的包含Ti、Nb、V和Mo中的一种以上的直径为50nm以上的析出物的数量为1×107个以下。
本发明的另一个方面涉及一种制造耐冲击特性优异的高强度钢板的方法，所述方法包括以下步骤：将钢坯进行再加热，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.05-0.12％、Si：0.01-0.5％、Mn：0.8-2.0％、Al：0.01-0.1％、Cr：0.005-1.2％、Mo：0.005-0.5％、P：0.001-0.01％、S：0.001-0.01％、N：0.001-0.01％、Nb：0.001-0.03％、Ti：0.005-0.03％、V：0.001-0.2％、B：0.0003-0.003％、余量的Fe和不可避免的杂质；将再加热的所述钢坯进行热轧；在所述热轧后，进行冷却并收卷；在所述收卷后，以850-1000℃的温度对钢板进行二次再加热，并保持10-60分钟；将加热并保持的所述钢板以30-100℃/秒的冷却速度进行冷却至0-100℃的温度；将冷却的所述钢板加热至100-500℃的温度范围，并进行回火热处理10-60分钟；以及将回火热处理的所述钢板以0.001-100℃/秒进行冷却至0-100℃的温度范围。
有益效果
根据本发明，可以提供一种确保优异的强度特性且在常温及低温下均具有优异的耐冲击特性的钢板。因此，可以适用于重型设备、商用车车架、加强件等。
附图说明
图1是示出实施例中的发明钢和比较钢的屈服强度和夏比冲击吸收能量的图表。
最佳实施方式
本发明人对根据可用于钢的各种合金成分和微细组织的特征而变化的钢板的强度和冲击特性进行了深入研究。结果，发现通过适当地控制热轧钢板的合金组成范围，并优化微细组织的基体组织、碳氮化物和析出物的形成，可以获得具有优异的耐冲击特性和强度的钢板，从而完成了本发明。
以下，对本发明的一个方面的钢板进行详细的说明。首先，对本发明的钢板所具有的合金组成范围进行详细的说明。
优选地，以重量％计，本发明的钢板包含：C：0.05-0.12％、Si：0.01-0.5％、Mn：0.8-2.0％、Al：0.01-0.1％、Cr：0.005-1.2％、Mo：0.005-0.5％、P：0.001-0.01％、S：0.001-0.01％、N：0.001-0.01％、Nb：0.001-0.03％、Ti：0.005-0.03％、V：0.001-0.2％、B：0.0003-0.003％。下面，除非特别提及，对于合金的成分范围，各元素的含量是重量％。
碳(C)：0.05-0.12％
所述C是强化钢的最经济且有效的元素，当C的添加量增加时，马氏体相或贝氏体相的分率增加，从而拉伸强度增加。当所述C的含量小于0.05％时，难以获得充分的强度强化效果，当所述C的含量超过0.12％时，在热处理过程中过度形成粗大的碳化物和析出物，因此存在成型性和低温耐冲击特性降低的问题，并且焊接性也会变差。因此，所述C的含量优选为0.05-0.12％。
硅(Si)：0.01-0.5％
所述Si具有使钢水脱氧和固溶强化的效果，并且延迟粗大的碳化物的形成，从而有利于提高成型性和耐冲击特性。但是，当Si的含量小于0.01％时，延迟碳化物的形成的效果小，因此难以提高成型性和耐冲击特性。另一方面，当Si的含量超过0.5％时，在热轧时钢板表面上形成由Si引起的红色氧化皮，因此钢板表面质量变得非常差，而且存在焊接性降低的问题。因此，所述Si的含量优选为0.01-0.5％。
锰(Mn)：0.8-2.0％
与Si一样，所述Mn是对钢的固溶强化有效的元素，并且所述Mn增加钢的淬透性，使得在热处理后的冷却过程中易于形成马氏体相或贝氏体相。但是，当Mn的含量小于0.8％时，不能充分获得添加所带来的上述效果，当Mn的含量超过2.0％时，在连铸工艺中铸造板坯时，在厚度中心部中偏析部大幅发达，并且在热轧后冷却时厚度方向上的微细组织不均匀地形成，因此低温下的耐冲击特性变差。因此，所述Mn的含量优选为0.8-2.0％。
铝(Al)：0.01-0.1％
所述Al是指酸溶铝(Sol.Al)，所述Al主要是为了脱氧而添加的成分。当Al的含量小于0.01％时，添加效果甚微，当Al的含量超过0.1％时，与氮结合而主要形成AlN，因此在连铸时板坯易于发生角裂，并且易于发生由于形成夹杂物而导致的缺陷。因此，所述Al的含量优选为0.01-0.1％。
铬(Cr)：0.005-1.2％
所述Cr起到使钢固溶强化并且在冷却时延迟铁素体相变而有助于形成马氏体相或贝氏体相的作用。但是，当Cr的含量小于0.005％时，不能获得添加效果，当Cr的含量超过1.2％时，与Mn相似，在厚度中心部中偏析部大幅发达，使得厚度方向上的微细组织不均匀，因此低温下的耐冲击特性变差。因此，所述Cr的含量优选为0.005-1.2％。
钼(Mo)：0.005-0.5％
所述Mo增加钢的淬透性，从而易于形成马氏体相或贝氏体相。但是，当Mo的含量小于0.005％时，不能获得添加所带来的效果，当Mo的含量超过0.5％时，在热轧后立即进行的收卷过程中形成的析出物在热处理过程中生长得粗大，因此使低温下的耐冲击特性变差。此外，在经济上也不利，并且有害于焊接性。因此，所述Mo的含量优选为0.005-0.5％。
磷(P)：0.001-0.01％
所述P具有高的固溶强化效果，但是所述P是因发生由晶界偏析引起的脆性而导致耐冲击特性变差的元素。为了制成所述P的含量小于0.001％，所需的制造成本高，因此在经济上不利。另一方面，当P的含量超过0.01％时，如上所述发生由晶界偏析引起的脆性。因此，所述P的含量优选为0.001-0.01％。
硫(S)：0.001-0.01％
所述S是存在于钢中的杂质，当S的含量超过0.01％时，与Mn等结合形成非金属夹杂物，由此在钢的切割加工时易于产生微细的裂纹，并且存在使耐冲击特性大幅降低的问题。另一方面，为了制成S的含量小于0.001％，炼钢操作时需要大量时间，因此生产性降低。因此，所述S的含量优选为0.001-0.01％。
氮(N)：0.001-0.01％
所述N与C是代表性的固溶强化元素，并且与Ti和Al等一起形成粗大的析出物。通常，N的固溶强化效果比碳优异，但是随着钢中的N的量增加，存在韧性大幅降低的问题，因此N的含量优选不超过0.01％。为了制成所述N的含量小于0.001％，炼钢操作时需要大量时间，因此生产性降低。因此，所述N的含量优选为0.001-0.01％。
铌(Nb)：0.001-0.03％
所述Nb与Ti和V是代表性的析出强化元素，所述Nb在热轧过程中析出，通过再结晶延迟所带来的晶粒微细化效果，对于提高钢的强度和冲击韧性是有效的。但是，当所述Nb的含量小于0.001％时，无法获得上述效果，当所述Nb的含量超过0.03％时，在热处理过程中生长成粗大的复合析出物，因此存在低温耐冲击特性变差的问题。因此，所述Nb的含量优选为0.001-0.03％。
钛(Ti)：0.005-0.03％
如上所述，所述Ti与Nb和V是代表性的析出强化元素，并且由于与N的亲和力，在钢中形成粗大的TiN。TiN具有在用于热轧的加热过程中抑制晶粒生长的效果，并且使固溶N稳定化，从而有利于利用为了提高淬透性而添加的B。此外，与氮反应后剩下的Ti固溶于钢中，并与碳结合形成TiC析出物，因此是提高钢的强度的有效的元素。当所述Ti的含量小于0.005％时，无法获得上述效果，当所述Ti的含量超过0.03％时，由于粗大的TiN的生成和热处理过程中析出物的粗大化，存在使低温耐冲击特性变差的问题。因此，所述Ti的含量优选为0.005-0.03％。
钒(V)：0.001-0.2％
所述V与Nb和Ti是代表性的析出强化元素，所述V在收卷后形成析出物，因此对提高钢的强度是有效的。当所述V的含量小于0.001％时，无法获得上述效果，当所述V的含量超过0.2％时，由于形成粗大的复合析出物，低温耐冲击特性变差，并且在经济上也不利。因此，所述V的含量优选为0.001-0.2％。
硼(B)：0.0003-0.003％
所述B以固溶状态存在于钢中时具有提高淬透性的效果，并且稳定晶界，从而具有改善低温域下的钢的脆性的效果。当所述B的含量小于0.0003％时，难以获得上述效果，当所述B的含量超过0.003％时，在热轧过程中延迟再结晶行为，并大幅增加淬透性，因此成型性变差。因此，所述B的含量优选为0.0003-0.003％。
除了上述成分之外，余量包含Fe和不可避免的杂质。但是，在不脱离本发明的技术思想的范围内，不排除添加其它合金元素。
在上述成分中，Mn具有以下特性，即在中心部形成偏析带或析出MnS等，因此在厚度方向上不均匀地形成微细组织，从而显著降低耐冲击特性。因此，同具有相似的淬透性的合金元素Cr和Mo一起，以适当的含量进行制造时，可以提高微细组织的均匀性和冲击特性。为此，在本发明中，所述Mn、Cr和Mo的含量优选满足下述关系式1。所述关系式1中的各元素符号表示各合金成分的含量(重量％)。
[关系式1]
T＝Mn/(Cr+Mo)，1.0≤T≤3.0
在钢板的厚度中心部中，由于Mn和Cr等的偏析，可能会发生材质差异。当满足所述关系式1的条件时，钢的厚度方向上的微细组织的不均匀性降低，在钢板的厚度(t)的t/2和t/4位置的硬度差成为30Hv以下，并且可以提高低温下的优异的耐冲击特性。另外，所述T值更优选为1.0以上且2.0以下。
另外，在制造高强度钢时，形成各种碳化物、氮化物、硫化物、复合析出物等。所述碳化物、氮化物、硫化物、复合析出物等的尺寸形成得粗大或形成得过多时，引起脆性断裂而导致耐冲击特性变差。为了解决这种问题，在本发明中，所述Nb、Ti、N、S、V、Mo和C的含量优选满足下述关系式2。所述关系式2中的各元素符号表示各合金成分的含量(重量％)。
[关系式2]
Q＝(Nb/93+Ti*/48+V/51+Mo/96)/(C/12)，0.2≤Q≤0.5
Ti*＝Ti-3.42*N-1.5*S，0≤Ti*≤0.02
所述关系式2的Ti*可以指形成硫化物和氮化物后剩下的剩余Ti。Ti与N的亲和力优异，因此优先形成TiN，当不添加Ti或添加量不足时，固溶N存在于钢中，使得为了提高淬透性和耐冲击特性而添加的B形成BN，因此无法获得其效果。此外，S也与Ti和C一起形成复合析出物，这是可以减少增加钢的脆性的硫化物MnS的有效的方法。因此，需要添加Ti以使固溶N和S均稳定化。
但是，当添加过多的所述Ti时，与Nb、V、Mo等一起析出的析出物的尺寸变大，在热处理过程中生长得更粗大，并且提高耐冲击特性的效果会消失。在所述关系式2中，由于相同的理由，需要调节Nb、Mo、V的含量。如果Ti、Mo、V的添加量过少，则钢中的剩余C在热处理过程中形成粗大的碳化物，导致热处理后的钢的强度降低，并且耐冲击特性也会变差。
另外，即使满足上述关系式，当形成过多的粗大的碳化物、氮化物和析出物时，低温下的耐冲击特性变差，因此，在本发明的钢板中，在1cm2的单位面积内观察到的当量圆直径为0.1μm以上的碳化物和氮化物中的一种以上的数量优选为1×103个以下，在1cm2的单位面积内观察到的包含Ti、Nb、V和Mo中的一种以上的直径为50nm以上的析出物的数量优选为1×107个以下。
所述碳化物在回火热处理时形成，若这时生长成粗大的尺寸，则强度减小，并存在脆性增加的问题，因此优选保持小尺寸。另外，氮化物在制造钢坯时在高温下形成，其尺寸和分布主要依赖于Ti的含量，并且主要形成TiN形式的氮化物。当形成大量的粗大的氮化物时，强度和脆性变差，因此在1cm2的单位面积内观察到的当量圆直径为0.1μm以上的所述碳化物和氮化物优选为1×103个以下。
另外，所述析出物主要在热轧时形成，并且在二次热处理过程中也微量析出。当形成微量的微细尺寸的析出物时，可以有助于组织微细化。为此，在1cm2的单位面积内，尺寸为5-50nm的微细析出物优选形成1×105个以上。但是，当析出物的尺寸变大且形成大量的粗大的析出物时，对组织微细化没有帮助，并且可能会引起物理性能降低，因此1cm2的单位面积内的50nm以上的析出物优选为1×107个以下。
本发明的钢板的微细组织包含回火马氏体作为主要组织，并且优选包含面积分数为80％以上的回火马氏体。除了上述主要组织之外，可以包含残余奥氏体、贝氏体、回火贝氏体、铁素体等。
优选地，本发明的钢板的屈服强度为900MPa以上，并且在-40℃下的夏比冲击吸收能量为30J以上。此外，在本发明的钢板中，在钢板的厚度(t)的t/2和t/4位置的硬度差优选为30Hv以下。
以下，对本发明的另一个方面的制造本发明提供的钢板的方法进行详细的说明。制造本发明的钢板的方法并不限定于下述方法，这仅仅是本发明人提出的一个实例。
制造本发明的钢板的方法包括以下过程：将满足上述合金成分和组成范围的钢坯进行再加热，热轧、冷却并收卷后进行二次再加热，冷却并回火热处理后进行冷却。以下，对各个步骤进行详细的说明。
将所述钢坯优选以1200-1350℃的温度范围进行再加热。当所述再加热温度低于1200℃时，析出物无法充分地再次固溶，因此残留粗大的析出物和TiN。当所述再加热温度超过1350℃时，由于奥氏体晶粒的晶粒异常生长，导致强度降低，因此所述再加热温度优选为1200-1350℃。
将再加热的所述钢坯进行热轧。所述热轧优选在850-1150℃的温度范围进行。当在高于1150℃的温度下开始热轧时，热轧钢板的温度升高，使得晶粒尺寸变得粗大，并且热轧钢板的表面质量会变差。另一方面，当在低于850℃的温度下热轧时，由于过度的再结晶延迟，伸长的晶粒发达，因此各向异性变得严重，并且成型性也降低。因此，所述热轧优选在850-1150℃的温度下进行。
在所述热轧后，优选以10-70℃/秒的平均冷却速度进行冷却至500-700℃的温度范围。当以所述冷却终止温度低于500℃的方式进行冷却时，在之后的空冷过程中形成局部的贝氏体相和马氏体相，因此轧制板的材质变得不均匀，并且形状变差。当冷却终止温度超过700℃时，粗大的铁素体相发达，并且钢中存在大量淬透性元素时，形成马氏体-奥氏体(Martensite Austenite Constituent，MA)相，因此微细组织变得不均匀，并且表层部形成厚的氧化皮层，从而存在以粉末形态剥离的问题。更优选地，冷却至550-650℃的温度。这时，当冷却速度小于10℃/秒时，冷却至目标温度需要大量时间，因此生产性变差，当冷却速度超过70℃/秒时，形成局部的贝氏体相和马氏体相，因此微细组织变得不均匀，并且形状也会变差。
将冷却的所述钢板优选在500-700℃下进行收卷。当在低于500℃下进行冷却并收卷时，钢中不均匀地形成贝氏体相和马氏体相，并且还形成MA相，因此初始微细组织不均匀，并且形状也会变差。如果在高于700℃的温度下进行收卷时，粗大的铁素体相发达，并且钢中存在大量淬透性元素时，形成MA相，因此微细组织变得不均匀，并且在表层部形成厚的氧化皮层，因此存在以粉末形态剥离的问题。更优选地，在550-650℃下进行收卷。
在所述收卷后，优选以850-1000℃的温度范围对钢板进行二次再加热。这时，所述钢板可以通过将收卷的卷材切割成板并提供。所述二次再加热处理是使经热轧的钢板的微细组织转变为奥氏体并在后续的冷却时形成马氏体基体组织的过程，这时，当二次再加热温度低于850℃时，不会转变为奥氏体，存在残留的铁素体相，因此最终产品的强度变差。当所述二次再加热温度超过1000℃时，形成过于粗大的奥氏体相，或者形成粗大的析出物，因此钢板的低温耐冲击特性变差。
所述二次再加热优选在所述温度范围保持10-60分钟。当保持时间小于10分钟时，钢板的厚度中心部中存在未相变的铁素体相，因此强度变差，当保持时间超过60分钟时，形成粗大的奥氏体相，或者形成粗大的析出物，因此钢的低温耐冲击特性降低。
在所述二次再加热时，所述加热温度(H)和保持时间(h)优选满足以下关系式3的条件。
[关系式3]
R＝Exp(-450/(H+273))*h0.48，20≤R≤30。
H是二次再加热温度(℃)，h是二次再加热保持时间(秒)。
在所述二次再加热前，钢板的微细组织通常是具有铁素体、珠光体和微细析出物的组织，在二次再加热时，钢中的铁素体和珠光体组织转变为奥氏体相，微细析出物逐渐粗大化，或者部分合金成分再次固溶，使得部分析出物消失。如上所述的过程主要通过相变和合金成分的扩散来说明，主要影响因素是二次再加热温度和时间。为了在二次再加热热处理后使钢的奥氏体晶粒具有一定的尺寸，优选满足所述关系式3的条件。当所述R值小于20时，可能会存在未相变的铁素体相，当所述R值超过30时，局部的晶粒尺寸超过50μm，形成不均匀的相组织。所述R值更优选为25-30。
将二次再加热的所述钢板优选以30-100℃/秒的平均冷却速度进行冷却至0-100℃的温度。当冷却终止温度为100℃以下时，在钢板的厚度方向上均匀地形成面积分数为80％以上的马氏体相，并且出于经济原因，无需冷却至低于0℃。另外，所述冷却速度小于30℃/秒时，难以在钢板的厚度方向上均匀地形成80％以上的马氏体相，因此难以确保强度，并且由于不均匀的微细组织，钢的耐冲击特性也会变差。另外，当以超过100℃/秒的冷却速度进行冷却时，板的形状质量会降低。
优选地，将冷却的所述钢板加热至100-500℃的温度范围，并进行回火热处理10-60分钟。通过所述回火热处理，钢中的固溶C固着在位错上，因此可以确保适当水平的屈服强度。此外，通过所述冷却冷却至100℃以下的钢板的马氏体相为80％以上，拉伸强度过高且弯曲成型差，因此优选在所述温度范围进行回火热处理。但是，当上述温度超过500℃时，强度急剧降低，并且会产生回火脆性，因此钢的耐冲击特性变差。特别是，当以超过500℃的温度进行热处理或者以超过60分钟的时间进行热处理时，形成0.1μm以上的碳化物和氮化物，因此对钢的耐冲击特性产生不利的影响。当在所述温度范围以小于10分钟的时间进行热处理时，成型性不会提高，并且无法充分确保屈服强度，当以超过60分钟的时间进行热处理时，钢的拉伸强度降低，并且产生回火脆性，因此钢的耐冲击特性变差。
将回火热处理的所述钢板优选以0.001-100℃/秒的平均冷却速度进行冷却至0-100℃的温度。为了避免回火脆性，回火热处理的所述钢板需要冷却至100℃以下，并且0℃以上即可。此外，当这时的冷却速度为100℃/秒以下时，可以获得充分的效果，当以小于0.001℃/秒的冷却速度进行冷却时，钢的耐冲击特性降低。更优选地，以0.01-50℃/秒进行冷却。
具体实施方式
以下，对本发明的实施例进行详细的说明。需要注意的是，下述实施例仅用于例示并有助于理解本发明，并非用于限制本发明的权利范围。本发明的权利范围由权利要求书中记载的内容和由此合理推导出的内容决定。
(实施例)
准备具有下表1和表2的合金组成的钢坯。这时，所述合金组成的含量是重量％，余量包含Fe和不可避免的杂质。根据下表2的制造条件制造钢板。
下表2中，FDT表示热轧时的温度，CT表示收卷温度。另外，钢坯的再加热温度为1250℃，热轧后的热轧钢板的厚度为5mm，热轧后的冷却速度调节为20-30℃/秒，回火热处理温度和时间分别恒定为350℃和10分钟。另外，在二次再加热后的冷却中，冷却至常温，在回火热处理后的冷却中，以0.1℃/秒的冷却速度冷却至常温。
[表1]
Figure BDA0002533438940000131
[表2]
Figure BDA0002533438940000141
所述表2中，关系式1至关系式3分别是通过下式获得。
[关系式1]
T＝Mn/(Cr+Mo)，1.0≤T≤3.0
[关系式2]
Q＝(Nb/93+Ti*/48+V/51+Mo/96)/(C/12)，0.2≤Q≤0.5
Ti*＝Ti-3.42*N-1.5*S，0≤Ti*≤0.02
所述关系式1和关系式2中，各元素符号是对应合金元素的重量％。
[关系式3]
R＝Exp(-450/(H+273))*h0.48，20≤R≤30
H是二次再加热温度(℃)，h是二次再加热保持时间(秒)。
对于如上所述制造的钢板，测量了拉伸强度(TS)、屈服强度(YS)和伸长率(T-El)的机械特性，并测量了在-40℃下的夏比冲击吸收能量(CharpyV-Notched Energy，CVN)，并且观察微细组织，将结果示于下表3中。
具体地，拉伸强度、屈服强度和伸长率是指0.2％偏移(off-set)屈服强度、拉伸强度和断裂伸长率，并且是通过沿垂直于轧制方向的方向取样而获得JIS 5号标准试片并进行试验的结果。冲击试验的结果是进行3次后的平均值。硬度差(△Hv)是在钢板的厚度(t)方向上的t/2和t/4位置处进行显微维氏(Micro-Vickers)硬度试验并测量5次的平均值。
另外，微细组织是以通过硝酸乙醇溶液(Nital)蚀刻法进行蚀刻后的1000倍率的光学显微镜的分析结果和利用1000倍率的扫描电子显微镜分析的结果作为基准，残余奥氏体相是利用EBSD进行测量，这时其为用3000倍率进行分析的结果。下表3中，碳氮化物的数量是指在1cm2的单位面积内观察到的当量圆直径为0.1μm以上的碳化物和氮化物中的一种以上的数量，析出物的数量是指在1cm2的单位面积内观察到的包含Ti、Nb、V和Mo中的一种以上的直径为50nm以上的析出物的数量。另外，在表3中，微细组织的分率表示面积％。
[表3]
Figure BDA0002533438940000161
根据所述表1至表3的结果可知，满足本发明中提出的条件时，具有高强度和高伸长率，并且可以确保优异的耐冲击特性。作为参考，在所述发明钢中未观察到回火马氏体和回火贝氏体之外的组织，这是因为所述发明钢在二次热处理后的冷却速度为60℃/秒以上。如果合金组成略少且冷却速度低至50℃/秒以下，则预计可以形成部分铁素体或残余奥氏体。
与此相比，比较钢1至比较钢3是不满足本发明的关系式1的情况，微细组织中的回火马氏体的量不足，或者由于厚度中心部的偏析，不同的厚度位置的微细组织存在差异，因此导致硬度差变大。
比较钢4和比较钢5是不满足关系式2的条件的结果，在比较钢4中，在热轧过程中形成的微细析出物少，因此在二次再加热时奥氏体晶粒不均匀地生长，导致耐冲击特性相对较差。另一方面，在比较钢5中，残留在钢中的粗大的TiN增加，析出物过多，因此在二次再加热过程中形成粗大的析出物，导致耐冲击特性变差。
比较钢6是由于过度的二次再加热处理而不满足关系式3的条件的情况，由于奥氏体晶粒变得不均匀，耐冲击特性变差。与此相比，比较钢7是与比较钢6相反的情况，在二次再加热时未能全部转变为奥氏体，存在未相变铁素体相，因此最终冷却后的微细组织中的回火马氏体相的分率不足，导致未能确保充分的强度。
在比较钢8中，由于在制造过程中在二次再加热后没有以充足的冷却速度进行冷却而形成铁素体相，最终回火马氏体相的分率不足，因此未能确保目标强度。比较钢9是C的范围脱离本发明的范围的情况，可知通过高C含量和高冷却速度可以确保高强度，但是在热处理过程中形成大量的粗大的碳化物，因此冲击特性变差。
另外，将所述表3的结果中的比较钢和发明钢的屈服强度和冲击吸收能量分布示于图1，图1中示出本实施例中的发明钢的范围。

Claims (13)

1.一种耐冲击特性优异的高强度钢板，以重量％计，所述钢板由C：0.05-0.12％、Si：0.01-0.5％、Mn：0.8-2.0％、Al：0.01-0.1％、Cr：0.005-1.2％、Mo：0.005-0.5％、P：0.001-0.01％、S：0.001-0.01％、N：0.001-0.01％、Nb：0.001-0.03％、Ti：0.005-0.03％、V：0.001-0.2％、B：0.0003-0.003％、余量的Fe和不可避免的杂质组成，
微细组织由作为主要组织的回火马氏体以及余量的贝氏体、回火贝氏体和铁素体中的一种以上组成，
在1cm2的单位面积内观察到的当量圆直径为0.1μm以上的碳化物和氮化物中的一种以上的数量为1×103个以下，
在1cm2的单位面积内观察到的包含Ti、Nb、V和Mo中的一种以上的直径为50nm以上的析出物的数量为1×107个以下。
2.根据权利要求1所述的耐冲击特性优异的高强度钢板，其中，所述Mn、Cr和Mo的含量满足下述关系式1，
[关系式1]
T＝Mn/(Cr+Mo)，1.0≤T≤3.0。
3.根据权利要求1所述的耐冲击特性优异的高强度钢板，其中，所述Nb、Ti、N、S、V、Mo和C的含量满足下述关系式2，
[关系式2]
Q＝(Nb/93+Ti*/48+V/51+Mo/96)/(C/12)，0.2≤Q≤0.5，
Ti*＝Ti-3.42*N-1.5*S，0≤Ti*≤0.02。
4.根据权利要求1所述的耐冲击特性优异的高强度钢板，其中，以厚度t为基准，所述钢板中的t/2位置和t/4位置的硬度差为30Hv以下。
5.根据权利要求1所述的耐冲击特性优异的高强度钢板，其中，所述钢板的回火马氏体的面积分数为80％以上。
6.根据权利要求1所述的耐冲击特性优异的高强度钢板，其中，所述钢板的屈服强度为900MPa以上，并且在-40℃下的夏比冲击吸收能量为30J以上。
7.一种制造耐冲击特性优异的高强度钢板的方法，包括以下步骤：
将钢坯进行再加热，以重量％计，所述钢坯由C：0.05-0.12％、Si：0.01-0.5％、Mn：0.8-2.0％、Al：0.01-0.1％、Cr：0.005-1.2％、Mo：0.005-0.5％、P：0.001-0.01％、S：0.001-0.01％、N：0.001-0.01％、Nb：0.001-0.03％、Ti：0.005-0.03％、V：0.001-0.2％、B：0.0003-0.003％、余量的Fe和不可避免的杂质组成；
将再加热的所述钢坯进行热轧；
在所述热轧后，进行冷却并收卷；
在所述收卷后，以850-1000℃的温度对钢板进行二次再加热，并保持10-60分钟；
将加热并保持的所述钢板以30-100℃/秒的冷却速度进行冷却至0-100℃的温度；
将冷却的所述钢板加热至100-500℃的温度范围，并进行回火热处理10-60分钟；以及
将回火热处理的所述钢板以0.001-100℃/秒进行冷却至0-100℃的温度范围。
8.根据权利要求7所述的制造耐冲击特性优异的高强度钢板的方法，其中，所述二次再加热满足下述关系式3，
[关系式3]
R＝Exp(-450/(H+273))*h0.48，20≤R≤30，
H是二次再加热温度(℃)，h是二次再加热保持时间(秒)。
9.根据权利要求7所述的制造耐冲击特性优异的高强度钢板的方法，其中，所述Mn、Cr和Mo的含量满足下述关系式1，
[关系式1]
T＝Mn/(Cr+Mo)，1.0≤T≤3.0。
10.根据权利要求7所述的制造耐冲击特性优异的高强度钢板的方法，其中，所述Nb、Ti、N、S、V、Mo和C的含量满足下述关系式2，
[关系式2]
Q＝(Nb/93+Ti*/48+V/51+Mo/96)/(C/12)，0.2≤Q≤0.5，
Ti*＝Ti-3.42*N-1.5*S，0≤Ti*≤0.02。
11.根据权利要求7所述的制造耐冲击特性优异的高强度钢板的方法，其中，所述钢坯的再加热在1200-1350℃的温度范围进行。
12.根据权利要求7所述的制造耐冲击特性优异的高强度钢板的方法，其中，所述热轧在850-1150℃的温度范围进行。
13.根据权利要求7所述的制造耐冲击特性优异的高强度钢板的方法，其中，所述热轧后以10-70℃/秒的冷却速度进行冷却至500-700℃的温度范围。
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