CN111910129B - 一种极低屈强比1200MPa级超高强度厚钢板及其生产方法 - Google Patents

一种极低屈强比1200MPa级超高强度厚钢板及其生产方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种极低屈强比1200MPa级超高强度厚钢板及其生产方法，所述钢板包含下述重量百分比含量的元素：C：0.12～0.20；Si：0.10～0.40；Mn：1.10～1.50；P≤0.0010；S≤0.0005；Als：0.015～0.045%；Cr：0.10～0.50；Mo：0.10～0.70；Ni：0.05～0.20；N：≤0.0045；H：≤0.0002，Nb+Ti+V+B≤0.10，且Ti/N≥3.0，其余为Fe和不可避免的杂质；本发明通过低合金成本设计，避免大量使用Ni、Cu贵重合金，通过控制轧制及热处理工艺使30～50mm厚单轧钢板达到抗拉强度为1200～1250MPa，屈强比在0.72～0.75区间，延伸率大于等于13%，生产成本低。

Description

一种极低屈强比1200MPa级超高强度厚钢板及其生产方法
技术领域
本发明属于黑色金属制造领域，主要涉及一种极低屈强比1200MPa级超高强度厚钢板及其生产方法，本发明钢板的屈强比在0.72～0.75区间，抗拉强度为1200～1250MPa，延伸率≥13％，厚度为30～50mm。
背景技术
随着工程机械行业的发展，很多工程构件采用屈强比来衡量材料的变形能力，如：油气管线、飞机起落架、桥梁建筑、工程机械等都对材料屈强比有一定的要求，从而保证了工程构件有一定的变形安全余量。屈强比过高的钢板，载荷超过屈服强度，材料可能快速断裂，因形变硬化引起的安全余量也较低。同时，屈强比过高的材料一般强度也非常高，其韧性较低，抵抗疲劳裂纹扩展的能力较弱，低周疲劳性能差，缺口敏感度较高。
对于使用超高强钢的大型工程机械而言，为保证材料使用的安全性，一些特定的构件要求既具有高的强度，又具有较低的屈强比。目前抗拉强度超过1200MPa的钢板，而屈强比低于0.80的基本没有相关报道。目前采用淬火+高温回火工艺方法制造的低屈强比钢，在成分、工艺、厚度或强度上均不能满足综合需要。
经检索，中国公开专利号为CN103882330B发明提供了一种低屈强比超高强度非调质钢板及其生产方法。其成品厚度最大只有25mm，而且采用大量的贵重合金进行成分设计。高Ni：0.60～1.0％、高Cu：0.40～0.60％成分设计，在合金使用经济性上存在弊端。同时其屈服强度大于900MPa的实施例延伸率没有达到13％。
CN105950849A发明公开了一种低屈强比高强钢板的生产工艺。钢板采用Cu～Ni～Mo～Cr微合金复合成分设计，通过微合金元素进行优化设计，并严格控制轧制及冷却工艺，以获得良好力学性能的高强钢板，实现了结构用高强度钢板的国产化。采用高Cu：0.20～0.35％、Ni：0.70～1.0％贵重合金设计，整体综合性能只能达到屈服强度≥690MPa效果。
张丕军等人在《800MPa级双相组织低屈强比钢厚板研究》(东北大学学报(自然科学版)2006年4月)指出对基本成分为Fe～0.1C～Mo的微合金HSLA钢进行了变化轧制与冷却参数的试验，分析了钢的组织形貌及微观结构；研究了变形和冷却参数与钢的屈强比、缺口冲击功、延伸率等的关系。结果表明：通过对轧制、冷却工艺的组合与变化，实现对钢的强度、塑性、屈强比的控制；抗拉强度800MPa级的厚钢板，其屈强比控制在0.75以下，低温冲击韧性良好。钢的组织主要由针状铁素体和马氏体两相组成，其屈强比控制在0.75以下，而抗拉强度则只有800MPa。
康健等人在《780MPa级低屈强比高层建筑用钢的生产工艺研究》(钢铁2010年7月)提出：对高强度低屈强比建筑用钢进行了实验室研究，通过适当的成分设计，利用两阶段的控制轧制及超快冷技术对试验钢的组织进行控制以达到提高强度、降低屈强比的目的。结果表明：终轧后立即冷却到690℃左右后空冷至室温，可以得到具有贝氏体铁素体软相基体、体积分数为9.2％的M/A组元作硬质第二相的复相组织，其屈服强度与抗拉强度均满足780MPa级相关要求，同时屈强比在0.7左右。其强度级别只能达到780MPa。
因此，综合现有技术，尚无1200MPa级超低屈强比厚钢板的生产方法相关的报道。
发明内容
本发明的目的就是针对现有技术尚无1200MPa级超低屈强比厚钢板的生产方法的问题，提供一种极低屈强比1200MPa级超高强度厚钢板及其生产方法，本发明钢板的屈强比在0.72～0.75区间，抗拉强度为1200～1250MPa，延伸率≥13％，厚度为30～50mm。
本发明的一种极低屈强比1200MPa级超高强度厚钢板，所述钢板包含下述重量百分比含量的元素：C：0.12～0.20；Si：0.10～0.40；Mn：1.10～1.50；P≤0.0010；S≤0.0005；Als：0.015～0.045％；Cr：0.10～0.50；Mo：0.10～0.70；Ni：0.05～0.20；N：≤0.0045；H：≤0.0002，Nb+Ti+V+B≤0.10，且Ti/N≥3.0，其余为Fe和不可避免的杂质。
所述钢板的屈强比在0.72～0.75区间，抗拉强度为1200～1250MPa，延伸率≥13％，厚度为30～50mm。
本发明的一种极低屈强比1200MPa级超高强度厚钢板的生产方法，包括高炉铁水→铁水脱硫→转炉冶炼→吹氩→LF炉→RH处理→连铸，特别是：
(1)炼钢：按照如权利要求1的成分冶炼并连铸成坯，冶炼过程中严格控制C、P、S成分并保证[H]、[N]在控制范围内；连铸过热度控制在5～18℃，铸坯出连铸机就地堆垛缓冷72h；
(2)连铸坯加热：控制出炉温度在1180～1220℃，均热时间60min，加热速率控制在9～11min/cm，保证铸坯充分奥氏体化；
(3)钢板轧制：采用两阶段轧制，钢板总压缩比≥6.0，粗轧阶段开轧温度1080～1150℃，轧制5～8道次，平均道次压下率12％～18％，精轧阶段开轧温度920～950℃，轧制5～8道次，终轧温度830～860℃；
(4)轧后冷却：钢板轧制完成后进入MUPIC区进行冷却，以5～10℃/S冷却速度冷却至620～680℃，然后冷床空冷；
(5)钢板进行两次淬火热处理：
一次淬火热处理：钢板淬火温度920～940℃，淬火冷却速率：20～25℃/s，钢板出淬火机温度≤50℃；
二次淬火热处理：一次淬火热处理钢板在36小时内必须进行二次淬火热处理，钢板淬火温度：800～810℃，淬火冷却速率：10～15℃/s，钢板出淬火机温度≤50℃；
(6)回火热处理：钢板两次淬火结束后36小时内进行回火热处理，回火温度控制：180～220℃区间，保温时间175～200min，回火结束后空冷至室温。
本发明各化学成分取值范围的理由如下：
C：碳对调质钢的强度、韧性、焊接性能和冶炼成本影响很大。碳在钢中主要起固溶强化作用，是用于强化钢材最合适的元素，同时一定的碳含量可以和Nb、V、Ti、Cr、Mo等形成碳化物析出，碳含量过高则析出物粗大，塑性韧性降低焊接性能下降，为了保证钢的焊接性能和成型性能，本发明C的合理范围在0.12～0.20％。
Si：Si是常用脱氧剂，并能够提高钢板淬火强度，但是对钢板焊接性能不利。Si含量过高，造成轧钢过程氧化铁皮难以除尽，影响钢板表面质量，本发明Si：0.10～0.40％。
Mn：主要作用是固溶强化，含量大于0.8％时可以提高空冷时贝氏体淬透性，提高贝氏体铁素体中碳的过饱和度，有利于强度的提高，但含量高于1.5时易形成中心偏析和疏松，会使板坯有易发裂纹的倾向；还会造成轧后空冷钢板及焊接后形成马氏体等异常组织，对后期钢板调质组织产生不利影响，Mn作为超高钢度调质钢主要强化元素之一，本发明中Mn含量控制在1.1％～1.50％。
Cr和Mo：在调质钢中，Cr和Mo都是可以显著增加钢板的淬透性合金元素，其中Mo还能细化淬火后钢的显微组织，改善冲击韧性，改善钢板的高温回火脆性。Cr含量过高，会增加钢板的回火脆性倾向，本发明Cr控制含量0.10～0.50％。Mo作为贵重合金，在保证性能的前提下，本发明Mo控制含量0.10～0.70％。
Ni：能够有效提高钢的淬透性，具有一定的固溶强化作用，还能显著改善钢的低温韧性，镍还可以提高钢的耐腐蚀性能。但是，过高的镍含量易造成钢板氧化铁皮难以除去，导致钢板表面质量问题，且镍属于贵重金属，加入量增加会显著提高钢的制造成本。本发明添加Ni元素的目的，除提高低温韧性外，还能防止钢坯在加热或热轧时产生裂纹的倾向。对于屈服强度在1200MPa以上的超高强度钢板，必须有足够的Ni含量，以保证钢板具有足够的淬透性，而且板厚方向性能均匀。
Ti和N：TiC比较稳定，可以抑制晶粒长大。N是钢中不可避免的杂志元素，Ti具有强烈的固N作用，从而确保B元素的提高淬透性效果，但是过高的TiN将显著影响钢板韧性指标，本发明限定Ti/N≥3.0。
B：是超高强度钢中重要的成分，它能够提高钢的淬透性，加入极微量的B就会有明显的效果，显著推迟奥氏体向铁素体、珠光体的转变，当有Nb同时存在时，B的作用更加突出。当B含量低于0.0005％时，提高淬透性的效果不大；当B的含量为0.001％时，就会使钢的组织较易转变为马氏体。
Nb和V：是强碳和氮化合物形成元素，主要作用是通过在钢中形成细小碳氮化物抑制加热时晶粒长大，空冷时又具有一定的析出强化的作用；Nb加入钢中，通过抑制奥氏体晶粒界面运动，从而提高钢板的再结晶温度。钢板中加入适量的Nb，高温奥氏体化时，未溶解的NbC起到钉轧奥氏体晶界的作用，从而阻碍奥氏体晶界过分粗化。溶解在奥氏体中的Nb，在两阶段轧制过程中抑制奥氏体再结晶，细化奥氏体晶粒。但Nb含量过高，则会形成粗大的NbC，影响钢板的力学性能。V与C会形成VC析出物，在空冷过程中提高钢板的抗拉强度，而不会使钢板的韧性发生明显的恶化。V含量过高，则会形成粗大的VC，降低钢板的低温冲击性能。为保证两种元素既起到细化、强化作用又不过多损害韧性，本发明限定Nb+Ti+V+B≤0.10。
P和S：都属于钢种有害夹杂元素，易形成夹杂、偏析等缺陷，影响钢板的冲击韧性、延伸率、焊接性和Z向性能。对于超高强度钢，尤其要严格控制S含量，防止产生MnS夹杂。本发明控制P≤0.010％，S≤0.005％。
H：是产生钢中“白点”、氢脆、发纹、“鱼眼”及层状断口等缺陷的重要原因。本发明控制H≤2.0ppm。
本发明主要工艺参数的控制理由：
(1)粗轧阶段控制道次的压下率在12～18％，是为了保证奥氏体的晶粒充分破碎；精轧阶段控制开轧温度在920～950℃，是为了充分细化奥氏体晶粒，终轧温度830～860℃，是为了改善钢板强韧性匹配。
(2)钢板进920～940℃一次淬火后组织为板条马氏体+少量针片状铁素体，板条马氏体作为硬向组织，使钢具有高的抗拉强度，针片状铁素体作为软相组织，使钢具有低的屈服强度。
(3)一次淬火后的钢板经过800～810℃二次淬火后，晶粒进一步细化，晶界增多，同时保留未发生变化的铁素体，组织为板条马氏体+少量贝氏体+少量针片状铁素体组织。
(4)两次淬火后的钢板再进行回火热处理，能够降低钢的淬火应力和脆性，最终组织为回火马氏体+少量贝氏体+少量针片状铁素体，钢兼具高强度和低屈强比，屈强比在0.72～0.75区间。
3、有益效果：
本发明采用低合金成本设计，避免大量使用Ni、Cu贵重合金；通过热处理工艺使30～50mm厚单轧钢板达到抗拉强度为1200～1250MPa，屈强比在0.72～0.75区间，延伸率大于等于13％。
附图说明
图1显示本发明实施例1钢板的显微组织，为回火马氏体+少量贝氏体+少量针片状铁素体组织。
具体实施方式
为了更好地解释本发明的技术方案，下面结合具体实施例对本发明的技术方案进行进一步的说明，下述实施例仅仅是示例性的说明本发明的技术方案，并不以任何形式限制本发明。
下表1为本发明各实施例的化学成分取值列表；
下表2为本发明各实施例的主要工艺参数的取值列表；
下表3为本发明各实施例的力学性能试验结果。
本发明各实施例的一种极低屈强比1200MPa级超高强度厚钢板，所述钢板包含下述重量百分比含量的元素：C：0.12～0.20；Si：0.10～0.40；Mn：1.10～1.50；P≤0.0010；S≤0.0005；Als：0.015～0.045％；Cr：0.10～0.50；Mo：0.10～0.70；Ni：0.05～0.20；N：≤0.0045；H：≤0.0002，Nb+Ti+V+B≤0.10，且Ti/N≥3.0，其余为Fe和不可避免的杂质。
所述钢板的屈强比在0.72～0.75区间，抗拉强度为1200～1250MPa，延伸率≥13％，厚度为30～50mm。
本发明各实施例的一种极低屈强比1200MPa级超高强度厚钢板的生产方法，包括高炉铁水→铁水脱硫→转炉冶炼→吹氩→LF炉→RH处理→连铸，特别是：
(1)炼钢：按照如权利要求1的成分冶炼并连铸成坯，冶炼过程中严格控制C、P、S成分并保证[H]、[N]在控制范围内；连铸过热度控制在5～18℃，铸坯出连铸机就地堆垛缓冷72h；
(2)连铸坯加热：控制出炉温度在1180～1220℃，均热时间60min，加热速率控制在9～11min/cm，保证铸坯充分奥氏体化；
(3)钢板轧制：采用两阶段轧制，钢板总压缩比≥6.0，粗轧阶段开轧温度1080～1150℃，轧制5～8道次，平均道次压下率12％～18％，精轧阶段开轧温度920～950℃，轧制5～8道次，终轧温度830～860℃；
(4)轧后冷却：钢板轧制完成后进入MUPIC区进行冷却，以5～10℃/S冷却速度冷却至620～680℃，然后冷床空冷；
(5)钢板进行两次淬火热处理：
一次淬火热处理：钢板淬火温度920～940℃，淬火冷却速率：20～25℃/s，钢板出淬火机温度≤50℃；
二次淬火热处理：一次淬火热处理钢板在36小时内必须进行二次淬火热处理，钢板淬火温度：800～810℃，淬火冷却速率：10～15℃/s，钢板出淬火机温度≤50℃；
(6)回火热处理：钢板两次淬火结束后36小时内进行回火热处理，回火温度控制：180～220℃区间，保温时间175～200min，回火结束后空冷至室温。
表1本发明各实施例化学成分(wt％)
Figure BDA0002628685370000081
表2本发明各实施例的主要工艺参数的取值列表
Figure BDA0002628685370000091
表3本发明各实施例性能列表
Figure BDA0002628685370000092
图1是本发明实施例1钢板的显微组织，为回火马氏体+少量贝氏体+少量针片状铁素体组织。
从表3中可以看出，采用本发明高强度钢，进行常温拉伸试验，其结果：屈服强度在900～936MPa，抗拉强度在1215～1250MPa，延伸率13.5％～16％，屈强比0.72～0.75，-20℃纵向冲击功在56-82J，板厚1/4和板厚1/2强度差值在40MPa以内，延伸差值在2％以内，冲击功差值在15J以内；图1是本发明实施例1钢板的显微组织，为回火马氏体+少量贝氏体+少量针片状铁素体组织；从图1和表3可以看出，在这说明本发明钢兼具高强度和低屈强比的同时，性能均匀性良好，具备安全使用条件，适用于高强度和低屈强比的工程机械领域。
上述实例仅为最佳举例，而并非是对本发明的实施方式的限定，任何人在本发明权利要求的基础上做出的同等变换或等比例放大、缩小，均应认为落入本发明权利要求的保护范围之内。

Claims (2)

1.一种极低屈强比1200MPa级超高强度厚钢板，其特征在于所述钢板包含下述重量百分比含量的元素：C：0.12～0.20；Si：0.10～0.40；Mn：1.10～1.50；P≤0.0010；S≤0.0005；Als：0.015～0.045%；Cr：0.10～0.50；Mo：0.10～0.70；Ni：0.05～0.20；N：≤0.0045；H：≤0.0002，Nb+Ti+V+B≤0.10，且Ti/N≥3.0，其余为Fe和不可避免的杂质；
所述的一种极低屈强比1200MPa级超高强度厚钢板的生产方法，包括高炉铁水→铁水脱硫→转炉冶炼→吹氩→LF炉→RH处理→连铸，特别是：
（1）炼钢：按照如权利要求1的成分冶炼并连铸成坯，冶炼过程中严格控制C、P、S成分并保证[H]、[N]在控制范围内；连铸过热度控制在5～18℃，铸坯出连铸机就地堆垛缓冷72h；
（2）连铸坯加热：控制出炉温度在1180～1220℃，均热时间60min，加热速率控制在9～11min/cm，保证铸坯充分奥氏体化；
（3）钢板轧制：采用两阶段轧制，钢板总压缩比≥6.0，粗轧阶段开轧温度1080~1150℃，轧制5~8道次，平均道次压下率12%~18%，精轧阶段开轧温度920~950℃，轧制5~8道次，终轧温度830~860℃；
（4）轧后冷却：钢板轧制完成后进入MUPIC区进行冷却，以5～10℃/S冷却速度冷却至620～680℃，然后冷床空冷；
（5）钢板进行两次淬火热处理：
一次淬火热处理：钢板淬火温度920～940℃，淬火冷却速率：20～25℃/s，钢板出淬火机温度≤50℃；
二次淬火热处理：一次淬火热处理钢板在36小时内必须进行二次淬火热处理，钢板淬火温度：800～810℃，淬火冷却速率：10～15℃/s，钢板出淬火机温度≤50℃；
（6）回火热处理：钢板两次淬火结束后36小时内进行回火热处理，回火温度控制：180～220℃区间，保温时间175～200min，回火结束后空冷至室温。
2.根据权利要求1所述的一种极低屈强比1200MPa级超高强度厚钢板，其特征在于：所述钢板的屈强比在0.72～0.75区间，抗拉强度为1200～1250MPa，延伸率≥13%，厚度为30～50mm。
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