CN115612939B - 一种1000MPa级高强热轧钢板及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种1000MPa级高强热轧钢板，按质量百分比计包括：C：0.065‑0.085wt%、Si：0.25‑0.40wt%、Mn：1.75‑2.0wt%、P：≤0.015wt%、S：≤0.003wt%、Cr：0.45‑0.65wt%、Mo：0.15‑0.20wt%、Nb：0.020‑0.045wt%、Ti：0.12‑0.18wt%、Al：0.020‑0.050wt%、N：0.002‑0.005wt%、B:0.0008‑0.0018wt%、P+S+N+H≤0.020wt%，余量为铁和不可避免的杂质。本发明提高了热轧钢板焊缝热影响区的低温韧性，使热轧钢板具有良好的焊接性能和力学性能。

Description

一种1000MPa级高强热轧钢板及其制备方法
技术领域
本发明涉及钢板的技术领域，具体涉及一种1000MPa级高强热轧钢板及其制备方法。
背景技术
近年来，工程机械行业作为机械制造业的重要组成部分发展迅速。工程机械用高强钢主要用于制造挖掘机、装载机、起重机和大型自卸车等工程机械的结构件。这些结构件在服役过程中承受复杂多变的周期载荷，要求材料具有高的屈服强度、疲劳强度、良好的冲击韧性、冷成型性和焊机性能。随着节能减排政策的升级，工程机械行业作为内燃机产品中的第二大行业，由于排放密度大、排放指标低，将面临着更大的挑战。工程机械轻量化已经成为必然趋势，工程机械用钢必然要向着高强度、高韧性、易成型、抗疲劳及可焊接的方向发展。
针对上述情况，国内钢厂开展了大量的研究与探索。利用成分、工艺的配合得到合理的组织性能。屈服强度800MPa级以下的钢普遍采用低C成分设计，可以兼顾强度与焊接性能。如专利CN104264052B通过使C含量0.05-0.09%得到屈服强度在748-812MPa之间的钢板。当想要钢板强度进一步提高，往往通过提高碳当量，牺牲焊接性能的方式来获得。如专利CN108486464A分别介绍了一种热轧钢板，利用包晶成分（C含量0.09-0.12wt%）设计和析出强化的技术手段，获得一种屈服强度900MPa级的热轧钢板，但是包晶成分容易导致板坯表面裂纹的产生，增加了炼钢的难度，对钢板的焊接性能有不利影响。当钢板强度进一步提升至1000Mpa以上时，通常需要专用淬火设备进行调质热处理，如专利CN106498296A公开了一种1100MPa级热轧钢板的方法，该专利的碳含量达到了0.15-0.25wt%，虽然提高了钢板的强度但是其焊接性能较差。
发明内容
因此，本发明要解决的技术问题在于克服现有技术中1000MPa级高强度钢板焊接性能差的缺陷。
为此，本发明提供一种1000MPa级高强热轧钢板及其制备方法。
为了解决上述技术问题，本发明采用的技术方案如下：
一种1000MPa级高强热轧钢板，按质量百分比计，包括：C：0.065-0.085wt%、Si：0.25-0.40wt%、Mn：1.75-2.0wt%、P：≤0.015wt%、S：≤0.003wt%、Cr：0.45-0.65wt%、Mo：0.15-0.20wt%、Nb：0.020-0.045wt%、Ti：0.12-0.18wt%、Al：0.020-0.050wt%、N：0.002-0.005wt%、B:0.0008-0.0018wt%、P+S+N+H≤0.020wt%，余量为铁和不可避免的杂质；
所述热轧钢板的碳当量CEV≤0.52、焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.23。
进一步地，碳当量CEV的计算公式为：
CEV=(%C)+(%Mn)/6+(%Cr+%Mo+%V)/5+(%Ni+%Cu)/15，
焊接裂纹敏感指数Pcm的计算公式为：
Pcm=(%C)+(%Si)/30+(%Mn+%Cu+%Cr)/20+(%Ni)/60+(%Mo)/15+(%V)/10+5(%B)；
其中，括号内元素符号为相应元素的质量百分数，%元素符号表示相应元素的质量百分数乘以100。
进一步地，所述热轧钢板的金相组织包括超细贝氏体板条和析出相；
所述超细贝氏体板条的宽度为2-10μm，其中，以面积百分比计，宽度为2-5μm的超细贝氏体板条占比为60-80%；
所述析出相的尺寸≤100nm，其中，以体积百分比计，尺寸为5-30nm的析出相占比为55-65%、尺寸为31-60nm的析出相占比为20-30%。
进一步地，所述热轧钢板的屈服强度≥1000MPa，抗拉强度≥1050MPa，断后伸长率≥17%，-40℃冲击功≥60J；所述热轧钢板在15kJ/cm的热输入条件下焊接时，焊接热影响区-40℃冲击吸收能量≥36J。
进一步地，所述热轧钢板的厚度为3-10mm。
本发明还提供上述的1000MPa级高强热轧钢板的制备方法，包括如下步骤：铁水预处理、转炉冶炼、钢包精炼、真空循环脱气精炼、连铸、加热、轧制、冷却、卷取、开平和回火处理。
进一步地，在所述转炉冶炼步骤和真空循环脱气精炼步骤中，降低氧含量至10ppm以下、氮含量至30ppm以下后，添加Ti、B元素进行微合金化。
进一步地，所述加热步骤中加热温度为1250-1280℃。
进一步地，所述轧制步骤包括第一阶段轧制和第二阶段轧制，第一阶段轧制的终轧温度为1020-1050℃，第二阶段轧制的终轧温度为910-930℃；
所述第一阶段轧制为奥氏体再结晶区轧制，所述第二阶段轧制为奥氏体未再结晶区轧制。
进一步地，所述第一阶段轧制步骤中控制铸坯厚度为35-45mm。
进一步地，所述冷却步骤中控制冷却速度为80-100℃/s，冷却至510-550℃后进行卷取，然后空冷至室温。
进一步地，所述回火步骤中在550-680℃回火30-60min。
优选的，所述回火步骤中在620-680℃回火30-60min。
本发明技术方案，具有如下优点：
1.本发明提供的1000MPa级高强热轧钢板，成分中的C可以有效地保证钢板的强度，对钢板的淬透性有重要的作用，Si、Mn、N可通过固溶强化提高钢板的强度，Cr、Mo、B能够提高钢板的淬透性，Ti、Nb具有细化晶粒的作用。通过本申请合理的成分设计，利用Ti与N高温阶段结合生成TiN，一方面可以有效固定N元素，减少BN的生成，发挥B的淬透性作用，另一方面TiN可以抑制了热轧钢板焊接过程中晶粒的长大，细化了奥氏体晶粒；B元素、Nb元素的合理搭配，促进了晶内铁素体形核的作用，提高了焊缝热影响区的低温韧性，使高强度热轧钢板可在15kJ/cm热输入条件下焊接，焊后热影响区在-40℃下的冲击吸收能量KV2≥36J，使热轧钢板具有良好的焊接性能和力学性能。
2.本发明提供的1000MPa级高强热轧钢板，钢板厚度为3-10mm、屈服强度≥1000MPa、抗拉强度≥1050MPa、断后伸长率≥17%、-40℃下的冲击功≥60J。
3.现有的钢板强度进一步提升至1000Mpa以上时，通常需要专用淬火设备进行调质热处理，但是国内的热轧产线普遍不配备淬火设备，且薄规格淬火板形控制难度大，不适于普通热轧产线的推广，而本发明提供的1000MPa级高强热轧钢板厚度仅为3-10mm，不仅力学性能优异，而且具有良好的焊接性能，制备过程中无需配备淬火设备进行淬火调质，降低了强度1000MPa级热轧钢板的生产难度，缩短了其生产流程。
4.本发明提供的1000MPa级高强热轧钢板的制备方法，一方面可以保证奥氏体的稳定性，在冷却过程中形成稳定的超细贝氏体组织，保证轧后板形；合理的回火工艺在保证超细贝氏体组织不软化，同时析出细小弥散（Nb、Ti、Mo）C颗粒起到了弥散强化的效果，提升了热轧钢板的强度，改善了其焊接性能。
附图说明
为了更清楚地说明本发明具体实施方式或现有技术中的技术方案，下面将对具体实施方式或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施方式，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本发明实施例1制备的热轧钢板的金相组织照片；
图2为本发明实施例1制备的热轧钢板的析出相透射电镜照片。
具体实施方式
提供下述实施例是为了更好地进一步理解本发明，并不局限于所述最佳实施方式，不对本发明的内容和保护范围构成限制，任何人在本发明的启示下或是将本发明与其他现有技术的特征进行组合而得出的任何与本发明相同或相近似的产品，均落在本发明的保护范围之内。
实施例中未注明具体实验步骤或条件者，按照本领域内的文献所描述的常规实验步骤的操作或条件即可进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市购获得的常规试剂产品。
表1
Figure 220418DEST_PATH_IMAGE001
实施例1
本实施例提供一种1000MPa级高强热轧钢板，其成分、碳当量和焊接裂纹敏感指数均见表1；
本实施例还提供上述的高强度热轧钢板的制备方法，包括如下步骤：
1）按照表1的化学成分配比，经铁水预处理、转炉冶炼、LF精炼（钢包精炼）、RH精炼（真空循环脱气精炼）、连铸得到厚度为220mm的铸坯；在转炉冶炼过程中，依次利用Si、Mn、Al及真空脱氧降低铁水中的氧含量，并在真空循环脱气精炼过程中通过真空脱气降低铁水中的氧含量、氮含量，当氧含量低至10ppm以下、氮含量低至30ppm以下后，再添加Ti、B元素进行微合金化；
2）将铸坯冷却至300℃以下后进行加热和轧制；加热步骤中控制加热温度为1250℃、加热时间为300min；轧制步骤包括第一阶段轧制（奥氏体再结晶区轧制）和第二阶段轧制（奥氏体未再结晶区轧制），第一阶段轧制时控制铸坯厚度为35mm、终轧温度为1030℃，第二阶段轧制时控制终轧温度为930℃、轧制总下压率大于60%；
3）将轧制后的铸坯进行冷却、卷取获得板卷；冷却步骤中控制冷却速度为100℃/s，冷却至510℃后进行卷取；
4）将板卷进行开平、分切获得钢板，分切的钢板长度为10-12m，接着将钢板进行回火处理，回火后空冷至室温获得热轧钢板成品；回火步骤中在620℃回火60min。
实施例2
本实施例提供一种1000MPa级高强热轧钢板，其成分、碳当量和焊接裂纹敏感指数均见表1；
本实施例还提供上述的高强度热轧钢板的制备方法，包括如下步骤：
1）按照表1的化学成分配比，经铁水预处理、转炉冶炼、LF精炼（钢包精炼）、RH精炼（真空循环脱气精炼）、连铸得到厚度为220mm的铸坯；在转炉冶炼过程中，依次利用Si、Mn、Al及真空脱氧降低铁水中的氧含量，并在真空循环脱气精炼过程中通过真空脱气降低铁水中的氧含量、氮含量，当氧含量低至10ppm以下、氮含量低至30ppm以下后，再添加Ti、B元素进行微合金化；
2）将铸坯冷却至300℃以下后进行加热和轧制；加热步骤中控制加热温度为1280℃、加热时间为260min；轧制步骤包括第一阶段轧制（奥氏体再结晶区轧制）和第二阶段轧制（奥氏体未再结晶区轧制），第一阶段轧制时控制铸坯厚度为40mm、终轧温度为1050℃，第二阶段轧制时控制终轧温度为915℃、轧制总下压率大于60%；
3）将轧制后的铸坯进行冷却、卷取获得板卷；冷却步骤中控制冷却速度为90℃/s，冷却至530℃后进行卷取；
4）将板卷进行开平、分切获得钢板，分切的钢板长度为10-12m，接着将钢板进行回火处理，回火后空冷至室温获得热轧钢板成品；回火步骤中在650℃回火50min。
实施例3
本实施例提供一种1000MPa级高强热轧钢板，其成分、碳当量和焊接裂纹敏感指数均见表1；
本实施例还提供上述的高强度热轧钢板的制备方法，包括如下步骤：
1）按照表1的化学成分配比，经铁水预处理、转炉冶炼、LF精炼（钢包精炼）、RH精炼（真空循环脱气精炼）、连铸得到厚度为220mm的铸坯；在转炉冶炼过程中，依次利用Si、Mn、Al及真空脱氧降低铁水中的氧含量，并在真空循环脱气精炼过程中通过真空脱气降低铁水中的氧含量、氮含量，当氧含量低至10ppm以下、氮含量低至30ppm以下后，再添加Ti、B元素进行微合金化；
2）将铸坯冷却至300℃以下后进行加热和轧制；加热步骤中控制加热温度为1260℃、加热时间为280min；轧制步骤包括第一阶段轧制（奥氏体再结晶区轧制）和第二阶段轧制（奥氏体未再结晶区轧制），第一阶段轧制时控制铸坯厚度为40mm、终轧温度为1030℃，第二阶段轧制时控制终轧温度为922℃、轧制总下压率大于60%；
3）将轧制后的铸坯进行冷却、卷取获得板卷；冷却步骤中控制冷却速度为80℃/s，冷却至540℃后进行卷取；
4）将板卷进行开平、分切获得钢板，分切的钢板长度为10-12m，接着将钢板进行回火处理，回火后空冷至室温获得热轧钢板成品；回火步骤中在660℃回火40min。
实施例4
本实施例提供一种1000MPa级高强热轧钢板，其成分、碳当量和焊接裂纹敏感指数均见表1；
本实施例还提供上述的高强度热轧钢板的制备方法，包括如下步骤：
1）按照表1的化学成分配比，经铁水预处理、转炉冶炼、LF精炼（钢包精炼）、RH精炼（真空循环脱气精炼）、连铸得到厚度为220mm的铸坯；在转炉冶炼过程中，依次利用Si、Mn、Al及真空脱氧降低铁水中的氧含量，并在真空循环脱气精炼过程中通过真空脱气降低铁水中的氧含量、氮含量，当氧含量低至10ppm以下、氮含量低至30ppm以下后，再添加Ti、B元素进行微合金化；
2）将铸坯冷却至300℃以下后进行加热和轧制；加热步骤中控制加热温度为1260℃、加热时间为280min；轧制步骤包括第一阶段轧制（奥氏体再结晶区轧制）和第二阶段轧制（奥氏体未再结晶区轧制），第一阶段轧制时控制铸坯厚度为45mm、终轧温度为1040℃，第二阶段轧制时控制终轧温度为910℃、轧制总下压率大于60%；
3）将轧制后的铸坯进行冷却、卷取获得板卷；冷却步骤中控制冷却速度为85℃/s，冷却至550℃后进行卷取；
4）将板卷进行开平、分切获得钢板，分切的钢板长度为10-12m，接着将钢板进行回火处理，回火后空冷至室温获得热轧钢板成品；回火步骤中在680℃回火30min。
实施例5
本实施例提供一种1000MPa级高强热轧钢板，其成分、碳当量和焊接裂纹敏感指数均见表1；
本实施例还提供上述的高强度热轧钢板的制备方法，其制备方法与实施例1的区别在于：第一阶段轧制的终轧温度为1020℃，第二阶段轧制的终轧温度为915℃；冷却步骤中冷却至525℃后进行卷取；回火步骤中在630℃回火45min；其余步骤均与实施例1一致。
实施例6
本实施例提供一种1000MPa级高强热轧钢板，其成分、碳当量和焊接裂纹敏感指数均见表1；
本实施例还提供上述的高强度热轧钢板的制备方法，其制备方法与实施例1的区别在于：第一阶段轧制的终轧温度为1040℃，第二阶段轧制的终轧温度为911℃，回火步骤中在650℃回火30min；其余步骤均与实施例1一致。
实施例7
本实施例提供的热轧钢板的成分与实施例1一致，制备方法与实施例1的唯一区别在于：步骤4）中回火温度为550℃。
对比例1-3
对比例1-3分别提供一种1000MPa级高强热轧钢板，其成分、碳当量和焊接裂纹敏感指数均见表2，其制备方法均与实施例1一致。
表2
Figure 881207DEST_PATH_IMAGE002
对比例4
本对比例提供的热轧钢板的成分与实施例1一致，制备方法与实施例1的唯一区别在于：步骤2）中加热步骤控制加热温度为1200℃，第一阶段轧制时控制终轧温度为1150℃，第二阶段轧制时控制终轧温度为850℃。
试验例1
取实施例1制备的热轧钢板利用光学显微镜拍摄其金相组织照片并利用透射电镜拍摄其析出相透射电镜照片，图1为实施例1制备的热轧钢板的金相组织照片，图2为实施例1制备的热轧钢板的析出相透射电镜照片，参照图1和图2可知，实施例1制备的热轧钢板的超细贝氏体板条宽度为2-10μm，其中，以面积百分比计，宽度为2-5μm的超细贝氏体板条占比为70%；实施例1制备的热轧钢板的析出相的尺寸＜100nm。
试验例2
本试验例对各实施例、对比例制备的热轧钢板的厚度进行测量并对其力学性能进行测试，测试结果见表3。
具体的，按照GB228-2010《金属拉伸测试方法》对热轧钢板的屈服强度、抗拉强度进行测试；按照GBT 229-2007《金属材料 夏比摆锤冲击试验方法》对热轧钢板的在-40℃下的冲击功进行测试。
试验例3
本试验例测量各实施例、对比例制备的热轧钢板的厚度，将各实施例、对比例制备的热轧钢板采用15kJ/cm热输入量进行焊接并测试焊接后焊缝热影响区在-40℃下的冲击吸收能量KV2，测试方法见GBT 229-2007《金属材料 夏比摆锤冲击试验方法》；测试结果见表3。
表3
Figure 961158DEST_PATH_IMAGE003
参照表3可知，本申请制备的热轧钢板屈服强度大于1000MPa，抗拉强度大于1050MPa，断后伸长率大于等于17%，-40℃冲击功大于60J；热轧钢板在15kJ/cm的热输入条件下焊接时，焊接热影响区-40℃冲击功大于等于36J；对比例1中，碳当量增加，屈服强度和抗拉强度增加，但是焊接性能较差；对比例2、3、4中，制作的热轧钢板的强度达不到1000MPa级。
试验例4
通过扫描电镜观察热轧钢板金相组织中超细贝氏体板条的宽度范围，并利用image-pro计算宽度为2-5μm的超细贝氏体板条占所有超细贝氏体板条的面积比；通过透射电镜观察热轧钢板金相组织中析出相的尺寸范围，并分别计算热轧钢板析出相中尺寸为5-30nm的析出相的体积比、尺寸为31-60nm的析出相的体积比，计算结果见表4。
表4
Figure 49200DEST_PATH_IMAGE004
显然，上述实施例仅仅是为清楚地说明所作的举例，而并非对实施方式的限定。对于所属领域的普通技术人员来说，在上述说明的基础上还可以做出其它不同形式的变化或变动。这里无需也无法对所有的实施方式予以穷举。而由此所引伸出的显而易见的变化或变动仍处于本发明创造的保护范围之中。

Claims (9)

1.一种1000MPa级高强热轧钢板，其特征在于，按质量百分比计，包括：C：0.065-0.085wt%、Si：0.25-0.40wt%、Mn：1.75-2.0wt%、P：≤0.015wt%、S：≤0.003wt%、Cr：0.45-0.65wt%、Mo：0.15-0.20wt%、Nb：0.020-0.045wt%、Ti：0.12-0.18wt%、Al：0.020-0.050wt%、N：0.002-0.005wt%、B:0.0008-0.0018wt%、P+S+N+H≤0.020wt%，余量为铁和不可避免的杂质；
所述热轧钢板的碳当量CEV≤0.52、焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.23；
所述热轧钢板的金相组织包括超细贝氏体板条和析出相；
所述超细贝氏体板条的宽度为2-10μm，其中，以面积百分比计，宽度为2-5μm的超细贝氏体板条占比为60-80%；
所述析出相的尺寸≤100nm，其中，以体积百分比计，尺寸为5-30nm的析出相占比为55-65%、尺寸为31-60nm的析出相占比为20-30%。
2.根据权利要求1所述的一种1000MPa级高强热轧钢板，其特征在于，所述热轧钢板的屈服强度≥1000MPa，抗拉强度≥1050MPa，断后伸长率≥17%，-40℃冲击功≥60J；所述热轧钢板在15kJ/cm的热输入条件下焊接时，焊接热影响区-40℃冲击吸收能量≥36J。
3.根据权利要求1所述的一种1000MPa级高强热轧钢板，其特征在于，所述热轧钢板的厚度为3-10mm。
4.权利要求1-3任一项所述的1000MPa级高强热轧钢板的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：铁水预处理、转炉冶炼、钢包精炼、真空循环脱气精炼、连铸、加热、轧制、冷却、卷取、开平和回火处理；
所述轧制步骤包括第一阶段轧制和第二阶段轧制，第一阶段轧制的终轧温度为1020-1050℃，第二阶段轧制的终轧温度为910-930℃；
所述冷却步骤中控制冷却速度为80-100℃/s，冷却至510-550℃后进行卷取，然后空冷至室温。
5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，在所述转炉冶炼步骤和真空循环脱气精炼步骤中，降低氧含量至10ppm以下、氮含量至30ppm以下后，添加Ti、B元素进行微合金化。
6.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述加热步骤中加热温度为1250-1280℃。
7.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述第一阶段轧制为奥氏体再结晶区轧制，所述第二阶段轧制为奥氏体未再结晶区轧制。
8.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述第一阶段轧制步骤中控制铸坯厚度为35-45mm。
9.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述回火步骤中在550-680℃回火30-60min。
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