CN117660833A - 一种无磁高强度钢板及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种无磁高强度钢板及其制造方法，该无磁高强度钢板包括Fe基以及分散在所述Fe基中的质量百分比如下的化学元素：C：0.17～0.30％，Si：0.1～0.5％，Mn：17～25％，Al：0.02～0.05％，Ni：3.0～10.0％，Nb：0.01～0.05％，V：0.30～0.50％，Ti：0.01～0.03％。本发明实施例的无磁高强度钢板的屈服强度≥520MPa，抗拉强度≥690MPa，断后伸长率≥25％，‑100℃下的夏比冲击功KV2≥70J，在16kA/m的磁场强度下相对磁导率≤1.005，该无磁高强度钢板具有较高的强度、良好的低温韧性和低温无磁特性。
Description
技术领域
本发明涉及冶金技术领域，具体涉及一种无磁高强度钢板及其制造方法。
背景技术
无磁钢也叫无磁性钢和非磁性钢，实际上指没有铁磁性而不能被磁化的钢。无磁钢的磁导率μ≤1.319×10-6h/m。无磁钢要求室温组织为单相奥氏体，高强度无磁钢从化学成分体系方面，有高锰无磁高强钢和无磁不锈钢两类。现阶段较高强度无磁不锈钢的化学成分一般采用Cr-Ni-Mn-N系，因氮在钢中的极限固溶度极低，一般采用加压电渣重熔方式冶炼，冶炼工艺复杂，且这类钢热塑性较差，在热加工过程中容易开裂；而高锰奥氏体钢不需含有大量的Cr、Ni、N等合金元素，在常规冶炼方式下即可完成冶炼，后续热成型和热处理过程亦均可在现有常规产线完成，但高锰奥氏体钢的强度较低。
现有技术，已经尝试采用一些技术手段来提高高锰无磁高强钢板的强度和低温韧性。高锰无磁高强钢的化学成分体系主要有Fe-Mn、Fe-Mn-Cr和Fe-Mn-Al三类，锰含量一般在17％以上，碳含量一般在1.0％以下。
具体而言，专利一：公开号CN1039268A，公开日为1990年1月31日，名称为“铁-锰-铝-碳奥氏体无磁钢与低温钢”的专利文献，利用Mn、C稳定奥氏体，Al抑制奥氏体向ε型马氏体转变，可以得到屈服强度为300MPa，-196℃冲击韧性为170～190J，相对磁导率≤1.005的钢板。但该专利得到的钢板的强度较差。
专利二：公开号为CN104109800A，公开日为2014年7月3日，名称为“高强度含钒高锰无磁高强钢及其生产方法”的专利文献，该专利化学成分特点为在高锰钢中加入0.5％～1.0％钒，利用时效处理形成VC产生析出强化效果提高钢的屈服强度，其相对磁导率≤1.005。但该专利未提及低温韧性数据。
专利三：公开号为CN108796383A，公开日为2018年11月13日，“一种含钛高强度高韧性无磁钢及其制造方法”的专利文献，公开了一种无磁高强钢，化学成分中添加0.015％～0.045％微合金化元素Ti起细化奥氏体晶粒，及Ti的碳氮化物起析出强化作用，可以得到屈服强度为400～440MPa，抗拉强度为650～690MPa，断后伸长率35％～45％，-196℃冲击韧性≥120J，相对磁导率≤1.005的钢板。该专利得到的无磁钢虽然具有较高的强度和韧性，但其在生产制造的过程中采用低速加热和长时间保温的工艺，生产成本较高。
专利四：公开号为CN108929993A，公开日为2018年12月4日，“一种微合金化高强度高塑性的无磁钢板及其制造方法”的专利文献，公开了一种高塑性高强无磁钢，化学成分中添加Ti和Nb元素，利用微合金化元素在热扎过程中细化晶粒和析出强化的作用，提高钢的屈服强度，最终可以得到屈服强度为450～510MPa，抗拉强度为660～710MPa，断后伸长率为30％～40％，相对磁导率≤1.008的钢板。该专利也未提及低温冲击韧性。
综上所述，现有技术中同时满足优良低温韧性和高强度要求的无磁高强度钢板技术不成熟。
发明内容
有鉴于此，本发明提供一种无磁高强度钢板。
本发明还提供一种无磁高强度钢板的制造方法。
根据本发明第一方面实施例的无磁高强度钢板，所述无磁高强度钢板包括Fe基，以及分散在所述Fe基中的质量百分比如下的化学元素：
C：0.17％～0.30％，Si：0.10％～0.50％，Mn：17％～25％，Al：0.02％～0.05％，Ni：3.0％～10.0％，Nb：0.01％～0.05％，V：0.30％～0.50％，Ti：0.01％～0.03％。
进一步地，所述无磁高强度钢板由Fe基以及分散在所述Fe基中的质量百分比如下的化学元素组成：
C：0.17％～0.30％，Si：0.10％～0.50％，Mn：17％～25％，Al：0.02％～0.05％，Ni：3.0％～10.0％，Nb：0.01％～0.05％，V：0.30％～0.50％，Ti：0.01％～0.03％，余量为不可避免杂质。
进一步地，所述Fe基中的化学元素组成的质量百分比为：
C：0.18％～0.25％；Si：0.10％～0.50％；Mn：17％～25％；Al：0.02％～0.05％；
Ni：5.0％～10.0％；Nb：0.015％～0.035％；V：0.30％～0.50％；Ti：0.01％～0.02％。
进一步地，所述不可避免杂质包括P、S、N、O、H，其中，以质量百分比计，P≤0.015％，S≤0.01％，N≤0.006％，O≤0.003％，H≤0.0002％。
进一步地，所述无磁高强度钢板的微观组织为奥氏体和弥散分布的析出相。
进一步地，所述析出相包括Ti(C，N)、Nb(C，N)、V(C，N)、(Nb，V，Ti)、(C，N)中的任意一种或多种。
进一步地，所述无磁高强度钢板的厚度为8～40mm，在16kA/m的磁场强度下相对磁导率≤1.005。
进一步地，所述无磁高强度钢板的屈服强度≥520MPa，抗拉强度≥690MPa，断后伸长率≥25％，-100℃下的夏比冲击功KV2≥70J。
根据本发明第二方面实施例的无磁高强度钢板的制造方法，包括如下步骤：
S1，将冶炼后的具有上述任一项所述的无磁高强度钢板的化学元素组成的钢水浇铸成铸锭，并精炼、铸造得到铸坯；
S2，对步骤S1中的铸坯加热至1050～1250℃，并保温180～500min；
S3，对步骤S2中的铸坯进行热轧制得到预制钢板；
S4，在0～40℃的环境温度下对步骤S3中的预制钢板进行空冷冷却。
进一步地，所述步骤S3包括：
S31，对步骤S2中的铸坯进行粗轧得到中间坯，所述粗轧步骤中，轧制温度≥950℃；
S32，对步骤S31中的中间坯进行至少一次精轧直至总道次压下率≥60％，所述精轧步骤中，开轧温度≤900℃，终轧温度为750～830℃。
本发明的上述技术方案至少具有如下有益效果之一：根据本发明实施例的无磁高强度钢板通过成分设计并配合优化制造工艺，可以形成具有奥氏体和弥散分布的析出相的微观组织，从而使得本发明实施例的无磁高强度钢板在16kA/m的磁场强度下相对磁导率≤1.005，且屈服强度≥520MPa，抗拉强度≥690MPa，断后伸长率≥25％，-100℃下的夏比冲击功KV2≥70J，由于本发明实施例的无磁高强度钢板具有较高的强度和良好的低温韧性，可以应用于低温无磁并具有轻量化要求的场合。
附图说明
图1为根据本发明实施例1的无磁高强度钢板在500倍光学显微镜下的金相图。
具体实施方式
为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例的附图，对本发明实施例的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例是本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于所描述的本发明的实施例，本领域普通技术人员所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
除非另作定义，本发明中使用的技术术语或者科学术语应当为本发明所属领域内具有一般技能的人士所理解的通常意义。本发明中使用的“第一”、“第二”以及类似的词语并不表示任何顺序、数量或者重要性，而只是用来区分不同的组成部分。同样，“一个”或者“一”等类似词语也不表示数量限制，而是表示存在至少一个。“连接”或者“相连”等类似的词语并非限定于物理的或者机械的连接，而是可以包括电性的连接，不管是直接的还是间接的。“上”、“下”、“左”、“右”等仅用于表示相对位置关系，当被描述对象的绝对位置改变后，则该相对位置关系也相应地改变。
下面首先具体描述本发明实施例的无磁高强度钢板。
本发明一个实施例的无磁高强度钢板包括Fe基以及分散在Fe基中的质量百分比如下的化学元素：C：0.17％～0.30％，Si：0.10％～0.50％，Mn：17％～25％，Al：0.02％～0.05％，Ni：3.0％～10.0％，Nb：0.01％～0.05％，V：0.30％～0.50％，Ti：0.01％～0.03％。也就是说，通过成分设计，可以形成具有奥氏体和弥散分布的析出相的微观组织，从而获得具有较高的强度、良好的低温韧性和低温无磁的无磁高强度钢板。
进一步地，本发明另一实施例的无磁高强度钢板由Fe基以及分散在Fe基中的质量百分比如下的化学元素组成：C：0.17％～0.30％，Si：0.10％～0.50％，Mn：17％～25％，Al：0.02％～0.05％，Ni：3.0％～10.0％，Nb：0.01％～0.05％，V：0.30％～0.50％，Ti：0.01％～0.03％，余量为不可避免杂质。也就是说，通过按比例添加上述的有益元素，并控制不可避免杂质的含量可以形成具有奥氏体和弥散分布的析出相的微观组织，从而获得具有较高的强度、良好的低温韧性和低温无磁的无磁高强度钢板。
作为本发明的一个优选的实施方式，本发明实施例的无磁高强度钢板的分散在Fe基中的质量百分比如下的化学元素组成的质量百分比为：C：0.18％～0.25％；Si：0.10％～0.50％；Mn：17％～25％；Al：0.02％～0.05％；Ni：5.0％～10.0％；Nb：0.015％～0.035％；V：0.30％～0.50％；Ti：0.01％～0.02％。也就是说，通过控制C、Si、Mn、Al的含量以促进形成更多的奥氏体组织，通过加入微合金元素Nb、V、Ti在奥氏体组织中形成弥散分布发析出相，起到固溶强化和细化晶粒的作用，并且通过加入微合金元素Ni保证其具有良好的低温韧性。
进一步地，不可避免杂质包括P、S、N、O、H，其中，以质量百分比计，P≤0.015％，S≤0.01％，N≤0.006％，O≤0.003％，H≤0.0002％。也就是说，通过控制Fe基中P、S、N、O、H的含量，保证Fe基的纯度，提高无磁高强度钢板的强度和低温韧性。
具体的，本发明中，无磁高强度钢板中各化学元素的设计原理如下：
C：C是钢中不可缺少的提高钢材强度的元素之一。C在钢中可以起到固溶强化的作用，提高无磁高强度钢板的强度。在本发明中，Fe-Mn合金在低温下奥氏体组织不稳定，会随着Mn含量的不同发生铁素体或马氏体相变，C以稳定奥氏体元素的作用加入，但是钢中的C元素含量不宜过高，当钢中C含量过高时，会对钢材的焊接性能产生不利影响。此外，C还可以与微合金化元素Ti、Nb、V形成碳化物或碳氮化物，起到细化晶粒或者析出强化的作用。
因此，在本发明中，对于要获得微观组织为奥氏体和弥散分布的析出相，屈服强度≥520MPa，抗拉强度≥690MPa，断后伸长率≥25％，-100℃下的夏比冲击功KV2≥70J且在16kA/m的磁场强度下相对磁导率≤1.005的无磁高强度钢板而言，无磁高强度钢板中C的质量百分比控制在0.17％～0.30％。
在某些优选的实施方式中，考虑到成本因素及获得更优的实施效果，可以进一步地将C的质量百分含量控制在0.18％～0.25％。
Si：在本发明中，Si以脱氧元素作用加入。Si可以与Al的脱氧产物形成硅酸盐，在钢液中上浮去除，此外，Si固溶在奥氏体中起固溶强化作用。但Si的含量过高会与C元素结合形成碳化物，降低C在钢中的固溶度，影响奥氏体组织的稳定性。
因此，在本发明中，对于要获得微观组织为奥氏体和弥散分布的析出相，且在16kA/m的磁场强度下相对磁导率≤1.005的无磁高强度钢板而言，无磁高强度钢板中Si的质量百分含量控制在0.10％～0.50％。
Mn：在本发明中，Mn可以扩大奥氏体相区，增加奥氏体稳定性，Mn与C配合可以获得奥氏体组织。Mn含量高于17％时，有利于获得更多的单相奥氏体组织；但Mn含量高于25％时，会导致钢液在凝固时形成的枝晶组织粗大，导热率降低，易出现穿晶组织和热裂缺陷。
因此，在本发明中，对于要获得微观组织为奥氏体和弥散分布的析出相，且在16kA/m的磁场强度下相对磁导率≤1.005的无磁高强度钢板而言，无磁高强度钢板中Mn的质量百分含量控制在17％～25％。
Al：在本发明中，Al以脱氧元素作用加入，Al可以与Si的脱氧产物形成硅酸盐。Al在钢液中还可以与N形成细小难溶的AlN颗粒，从而细化钢板的显微组织。但过多的Al加入到钢中，若钢中O和N含量高，将形成较大的硅酸盐夹杂和氮化铝夹杂影响钢在低温下的韧性。
因此，在本发明中，对于要获得微观组织为奥氏体和弥散分布的析出相，屈服强度≥520MPa，抗拉强度≥690MPa，断后伸长率≥25％，-100℃下的夏比冲击功KV2≥70J，且在16kA/m的磁场强度下相对磁导率≤1.005的无磁高强度钢板而言，无磁高强度钢板中Al的质量百分含量控制在0.02％～0.05％。
Ni：在本发明中，Ni是奥氏体稳定元素。为了在低温下得到奥氏体组织，加入足够的Ni以保证良好的韧性。但Ni含量超过25％，在极低温度下有产生强磁性的危险。
因此，在本发明中，对于要获得微观组织为奥氏体和弥散分布的析出相，断后伸长率≥25％，-100℃下的夏比冲击功KV2≥70J，且在16kA/m的磁场强度下相对磁导率≤1.005的无磁高强度钢板而言，无磁高强度钢板中Ni的质量百分含量控制在3.0％～10.0％。
在某些优选的实施方式中，考虑到成本因素及获得更优的实施效果，可以进一步地将Ni的质量百分含量控制在5.0％～10.0％。
Nb：在本发明中，Nb作为微合金化元素可以显著提高钢的再结晶温度，Nb还可以与C、N配合形成碳化铌、氮化铌或碳氮化铌，并在控轧过程中析出，起到强化钢板的作用。
因此，在本发明中，对于要获得微观组织为奥氏体和弥散分布的析出相，屈服强度≥520MPa，抗拉强度≥690MPa的无磁高强度钢板而言，无磁高强度钢板中Nb的质量百分含量控制在0.01％～0.05％。
在某些优选的实施方式中，考虑到成本因素及获得更优的实施效果，可以进一步地将Nb的质量百分含量控制在0.015％～0.035％。
V：在本发明中，加入适量的V，使其在轧制和冷却过程中析出细小的碳化钒、氮化钒或碳氮化钒，提高屈服强度和冲击韧性。
因此，在本发明中，对于要获得微观组织为奥氏体和弥散分布的析出相，屈服强度≥520MPa，抗拉强度≥690MPa的无磁高强度钢板而言，无磁高强度钢板中V的质量百分含量控制在0.30％～0.50％。
Ti：在本发明中，Ti会与钢中的C、N形成碳化钛、氮化钛或碳氮化钛，并在钢坯加热轧制阶段，起到细化奥氏体晶粒的作用，从而提高钢板的强度和韧性。但是，钢中Ti含量不宜过高，过多的Ti会与N形成较多量的粗大氮化钛，对钢板强度和韧性均会产生不利影响。
因此，在本发明中，对于要获得微观组织为奥氏体和弥散分布的析出相，屈服强度≥520MPa，抗拉强度≥690MPa的无磁高强度钢板而言，无磁高强度钢板中Ti的质量百分含量控制在0.01％～0.03％。
在某些优选的实施方式中，考虑到成本因素及获得更优的实施效果，可以进一步地将Ti的质量百分含量控制在0.01％～0.02％。
P：P是钢中有害的杂质元素。P极易偏聚到晶界上，钢中P的含量较高时，在晶粒周围析出的Fe2P会降低钢的韧性和磁感性能，故其含量越低越好。
因此，在本发明中，对于要获得微观组织为奥氏体和弥散分布的析出相，屈服强度≥520MPa，抗拉强度≥690MPa，断后伸长率≥25％，-100℃下的夏比冲击功KV2≥70J且在16kA/m的磁场强度下相对磁导率≤1.005的无磁高强度钢板而言，无磁高强度钢板中P的质量分数≤0.015％。
S：S是钢中有害的杂质元素。钢中的S通常与Mn结合形成MnS夹杂，尤其是当S和Mn的质量百分比均较高时，钢中将形成较多的MnS，而MnS本身具有一定的塑性，在后续轧制过程中MnS沿轧向发生变形，降低钢板的横向拉伸性能。因此，钢中S的质量百分比越低越好。
因此，在本发明中，对于要获得微观组织为奥氏体和弥散分布的析出相，屈服强度≥520MPa，抗拉强度≥690MPa，断后伸长率≥25％，-100℃下的夏比冲击功KV2≥70J且在16kA/m的磁场强度下相对磁导率≤1.005的无磁高强度钢板而言，无磁高强度钢板中S的质量分数≤0.01％。
N：N在本发明中属于有害元素杂质元素，其质量百分比含量越低越好。然而，N是钢中不可避免的元素，这些固溶或游离的N在钢轧制的过程中很容易形成全长性的“锯齿裂”缺陷。
因此，在本发明中，对于要获得微观组织为奥氏体和弥散分布的析出相，屈服强度≥520MPa，抗拉强度≥690MPa，断后伸长率≥25％，-100℃下的夏比冲击功KV2≥70J且在16kA/m的磁场强度下相对磁导率≤1.005的无磁高强度钢板而言，无磁高强度钢板中N的质量百分比≤0.006％。
O：O是有害杂质元素，在钢中氧几乎全部以氧化物的形式存在，钢中各种氧化物的总量随着含氧量增加而增加，这些氧化物杂质对钢材力学性能等各方面均有不利影响。因此，钢中O的质量百分比越低越好。
因此，在本发明中，对于要获得微观组织为奥氏体和弥散分布的析出相，屈服强度≥520MPa，抗拉强度≥690MPa，断后伸长率≥25％，-100℃下的夏比冲击功KV2≥70J且在16kA/m的磁场强度下相对磁导率≤1.005的无磁高强度钢板而言，无磁高强度钢板中O的质量百分比≤0.003％。
H：H也是钢中的有害元素。与O、N一样，气体元素在固态钢中溶解度极小，它们在高温时溶入钢液，冷却时来不及逸出而积聚在组织中形成高压细微气孔，使钢的塑性、韧度和疲劳强度急剧降低，严重时会造成裂纹、脆断。因此，H是必须严格控制的有害元素。
因此，在本发明中，对于要获得微观组织为奥氏体和弥散分布的析出相，屈服强度≥520MPa，抗拉强度≥690MPa，断后伸长率≥25％，-100℃下的夏比冲击功KV2≥70J且在16kA/m的磁场强度下相对磁导率≤1.005的无磁高强度钢板而言，无磁高强度钢板中H的质量百分比≤0.0002％。
进一步地，无磁高强度钢板的微观组织为奥氏体和弥散分布的析出相。也就是说，通过上述成分设计，可以形成奥氏体和弥散分布的析出相的微观组织，无磁高强度钢板中的显微组织以奥氏体为主，奥氏体具有面心立方结构，使其在磁场中表现为顺磁性，磁导率很低，从而保证钢板的“无磁”特性以及钢板的低温韧性，同时在奥氏体中还存在弥散分布的析出相，析出相有利于提高无磁高强度钢板的强度和力学性能，保证钢板的强度。
进一步地，析出相包括Ti(C，N)、Nb(C，N)、V(C，N)、(Nb，V，Ti)、(C，N)中的任意一种或多种。也就是说，钢中的C、N可以与微合金元素分别结合碳化物、氮化物或碳氮化物，具体而言，C、N与Nb结合形成碳化铌、氮化铌或碳氮化铌并在轧制过程中析出；C、N与V结合形成碳化钒、氮化钒或碳氮化钒并在轧制和冷却过程中析出；C、N与Ti结合形成碳化钛、氮化钛或碳氮化钛并在轧制过程中析出，各析出相在奥氏体组织中弥散分布，起到固溶强化和细化晶粒的作用，从而进一步提高无磁高强度钢板的强度。
进一步地，无磁高强度钢板的厚度为8～40mm，在16kA/m的磁场强度下相对磁导率≤1.005。也就是说，通过上述成分设计，可以制造厚度为8～40mm以保证该无磁高强度钢板满足力学性能要求，在16kA/m的磁场强度下相对磁导率≤1.005的无磁高强度钢板具有良好的顺磁性，适用于低温无磁的应用场合。
进一步地，无磁高强度钢板的屈服强度≥520MPa，抗拉强度≥690MPa，断后伸长率≥25％，-100℃下的夏比冲击功KV2≥70J。也就是说，通过上述成分设计，可以在奥氏体组织中形成弥散分布的析出相，一方面奥氏体组织可以保证无磁高强度钢板具有良好的低温韧性，另一方面弥散分布的析出相可以保证无磁高强度钢板具有较高的强度。由于该无磁高强度钢板具有较高的强度、良好的低温韧性和低温无磁性能，可以应用于机械、船舶等的无磁环境的结构件上。
根据本发明第二方面实施例的无磁高强度钢板的制造方法，包括以下步骤：S1，将冶炼后的具有上述的无磁高强度钢板的化学元素组成的钢水浇铸成铸锭，并精炼、铸造得到铸坯；S2，对步骤S1中的铸坯加热至1050～1250℃，并保温180～500min；S3，对步骤S2中的铸坯进行热轧制得到预制钢板；S4，在0～40℃的环境温度下对步骤S3中的预制钢板进行空冷冷却。也就是说，在上述成分设计以及调节C、Si、Mn、Al的含量的基础上，控制加热温度为1050～1250℃，保温时间为180～500min，进一步地扩大奥氏体相区，最终形成更多奥氏体组织，进一步降低无磁高强度钢板的相对磁导率；通过热轧制和空冷冷却，促进微合金元素与C、N结合形成的碳化物、氮化物或碳氮化物的析出，起到细化晶粒和固溶强化的作用，提高无磁高强度钢板的强度。
进一步地，步骤S3包括S31，对步骤S2中的铸坯进行粗轧得到中间坯，所述粗轧步骤中，轧制温度≥950℃；S32，对步骤S31中的中间坯进行至少一次精轧直至总道次压下率≥60％，所述精轧步骤中，开轧温度≤900℃，终轧温度为750～830℃。也就是说，由于轧制过程中，不同轧制阶段的温度变化会使得碳化物、氮化物或碳氮化物有不同程度的析出，因此，通过控制轧制过程中粗轧制和精轧制的轧制温度和压下率可以提高无磁高强度钢板的强度。具体而言，在粗轧制阶段，通过控制轧制温度可以使奥氏体再结晶，以获得更小晶粒度的奥氏体组织；在精轧制阶段，采用较低的轧制温度可以使得奥氏体中累计大量位错，接着形成的碳化物、氮化物或碳氮化物在位错处发生应变诱导析出，钉扎位错运动，可以阻止晶粒长大，进一步地提高细化晶粒和固溶强化的效果，该制造方法工艺简单，可以进一步提高无磁高强度钢板的强度。
为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将对本发明的实施方式作进一步地详细描述。
首先，对上述公开专利的研究成果进行简要说明。现有技术中高锰无磁高强度钢板的研究成果如表1-3所示，其中，表1为现有技术的高锰无磁高强钢板化学成分；表2为现有技术的无磁高强度钢板的制备工艺参数；表3为现有技术的钢板的测试结果。
表1现有技术的无磁高强度钢板化学成分(wt，％)
表2现有技术的无磁高强度钢板的制备工艺参数
表3现有技术的钢板的测试结果
| 公开专利 | 屈服强度/MPa | 抗拉强度/MPa | 延伸率/％ | 夏比冲击功KV2/J | 相对磁导率 |
| CN1039268A | 282-297 | 635-655 | 63-66 | 290-300(未涉及试验温度) | 1.005 |
| CN104109800A | ≥500 | ≥700 | ≥40 | 未涉及 | ≤1.05 |
| CN108796383A | 400-440 | 650-690 | 35-45 | ≥120(-196℃) | ≤1.005 |
| CN108929993A | 450-510 | 660-710 | 30-40 | ≥110(-196℃) | ≤1.008 |
下面，就本发明实施例的无磁高强度钢板进行详细说明。
实施例1-6
本发明的实施例1-6的无磁高强度钢板通过如下步骤制得：
(1)按照表4所示的化学元素组成进行配比，再通过冶炼、精炼、铸造，得到铸坯；
(2)依照表5所示的工艺参数对步骤(1)的铸坯进行加热、保温；
(3)依照表5所示的工艺参数对步骤(2)的铸坯进行热轧制；
(4)对步骤(3)的热轧制后的钢板进行空冷冷却至室温得到无磁高强度钢板。
具体的，表4列出了实施例1-6的无磁高强度钢板的组分。
表4实施例1-6的无磁高强度钢板的组分(wt％)
表5列出了制造实施例1-6的无磁高强度钢板的工艺参数以及无磁高强度钢板的板厚。
表5制造实施例1-6的无磁高强度钢板的工艺参数以及无磁高强度钢板的板厚
由上表4和表5可知，通过表4中实施例1-6的成分设计并配合表5中实施例1-6的优化的制造工艺参数，可以得到本发明实施例1-6的无磁高强度钢板，对无磁高强度钢板的微观组织进行观察，本发明实施例1的无磁高强度钢板在500倍光学显微镜下的金相图如图1所示，该实施例的无磁高强度钢板的微观组织以奥氏体为主，且还弥散分布有析出相，奥氏体组织可保证无磁高强度钢板的“无磁”特性和良好的低温韧性，弥散分布的析出相可以提高无磁高强度钢板的强度。
为进一步验证本发明实施例1-6的无磁高强度钢板的强度、低温韧性和“无磁”特性，对本发明实施例1-6的无磁高强度钢板分别进行拉伸试验(参照GB/T 228.1)、冲击试验和相对磁导率测试试验，测试结果如表6所示。
其中，拉伸试验依照GB/T 2975-2018制样，试样采用板状的全厚度截面，依照GB/T228.1-2010进行；
冲击试验依照GB/T 2975-2018制样，8mm的无磁高强度钢板的试样尺寸为7.5×10×55mm，其余厚度的无磁高强度钢板的试样尺寸为10×10×55mm，依照GB/T 229-2020在试验温度为-100℃的条件下进行；
相对磁导率测试试验依照GB/T35690-2017在磁场强度为16kA/m下进行。
表6实施例1-6的无磁高强度钢板的测试结果
| 编号 | 屈服强度/MPa | 抗拉强度/MPa | 延伸率/％ | -100℃夏比冲击功KV2/J | 相对磁导率 |
| 实施例1 | 586 | 785 | 31.0 | 76 | 1.0032 |
| 实施例2 | 573 | 756 | 32.0 | 80 | 1.0045 |
| 实施例3 | 568 | 738 | 32.5 | 89 | 1.0031 |
| 实施例4 | 534 | 736 | 35.0 | 103 | 1.0036 |
| 实施例5 | 523 | 710 | 36.0 | 130 | 1.0043 |
| 实施例6 | 520 | 690 | 33.0 | 110 | 1.0038 |
从表4-6可以看出，本发明通过成分设计和优化的制造工艺参数，具体的，通过控制C、Si、Mn、Al的含量以促进形成更多的奥氏体组织以保证无磁高强度钢板的“无磁”特性和良好的低温韧性；通过加入微合金元素Nb、V、Ti在奥氏体组织中形成弥散分布发析出相，起到固溶强化和细化晶粒的作用，以提高无磁高强度钢板的强度；并且通过加入微合金元素Ni进一步提高无磁高强度钢板的低温韧性，并结合控制加热温度、热轧制的工艺参数的制造方法，最终可以获得屈服强度≥520MPa，抗拉强度≥690MPa，断后伸长率≥25％，-100℃下的夏比冲击功KV2≥70J的无磁高强度钢板。相较于现有技术而言，本发明实施例的无磁高强度钢板同时兼具有高强度、高韧性和“无磁”的优点，可以应用于机械、船舶等的无磁环境的结构件上。
以上所述是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明所述原理的前提下，还可以作出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。
Claims (10)
1.一种无磁高强度钢板，其特征在于，所述无磁高强度钢板包括Fe基以及分散在所述Fe基中的质量百分比如下的化学元素：
C：0.17％～0.30％，Si：0.10％～0.50％，Mn：17％～25％，Al：0.02％～0.05％，Ni：3.0％～10.0％，Nb：0.01％～0.05％，V：0.30％～0.50％，Ti：0.01％～0.03％。
2.根据权利要求1所述的无磁高强度钢板，其特征在于，所述无磁高强度钢板由Fe基以及分散在所述Fe基中的质量百分比如下的化学元素组成：
C：0.17％～0.30％，Si：0.10％～0.50％，Mn：17％～25％，Al：0.02％～0.05％，Ni：3.0％～10.0％，Nb：0.01％～0.05％，V：0.30％～0.50％，Ti：0.01％～0.03％，余量为不可避免杂质。
3.根据权利要求2所述的无磁高强度钢板，其特征在于，所述Fe基中的化学元素组成的质量百分比为：
C：0.18％～0.25％；Si：0.10％～0.50％；Mn：17％～25％；Al：0.02％～0.05％；
Ni：5.0％～10.0％；Nb：0.015％～0.035％；V：0.30％～0.50％；Ti：0.01％～0.02％。
4.根据权利要求2所述的无磁高强度钢板，其特征在于，所述不可避免杂质包括P、S、N、O、H，其中，以质量百分比计，P≤0.015％，S≤0.01％，N≤0.006％，O≤0.003％，H≤0.0002％。
5.根据权利要求1或2所述的无磁高强度钢板，其特征在于，所述无磁高强度钢板的微观组织为奥氏体和弥散分布的析出相。
6.根据权利要求5所述的无磁高强度钢板，其特征在于，所述析出相包括Ti(C，N)、Nb(C，N)、V(C，N)、(Nb，V，Ti)、(C，N)中的任意一种或多种。
7.根据权利要求1或2所述的无磁高强度钢板，其特征在于，所述无磁高强度钢板的厚度为8～40mm，在16kA/m的磁场强度下相对磁导率≤1.005。
8.根据权利要求1或2所述的无磁高强度钢板，其特征在于，所述无磁高强度钢板的屈服强度≥520MPa，抗拉强度≥690MPa，断后伸长率≥25％，-100℃下的夏比冲击功KV2≥70J。
9.根据权利要求1-8任一项所述的无磁高强度钢板的制造方法，其特征在于，包括如下步骤：
S1，将冶炼后的具有权利要求1-3任一项所述的无磁高强度钢板的化学元素组成的钢水浇铸成铸锭，并精炼、铸造得到铸坯；
S2，对步骤S1中的铸坯加热至1050～1250℃，并保温180～500min；
S3，对步骤S2中的铸坯进行热轧制得到预制钢板；
S4，在0～40℃的环境温度下对步骤S3中的预制钢板进行空冷冷却。
10.根据权利要求9所述的制造方法，其特征在于，所述步骤S3包括：
S31，对步骤S2中的铸坯进行粗轧得到中间坯，所述粗轧步骤中，轧制温度≥950℃；
S32，对步骤S31中的中间坯进行至少一次精轧直至总道次压下率≥60％，所述精轧步骤中，开轧温度≤900℃，终轧温度为750～830℃。
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