專利名稱：高抗拉強(qiáng)度高韌性低屈強(qiáng)比貝氏體鋼及其生產(chǎn)方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種貝氏體鋼及其生產(chǎn)方法，尤其是一種焊接性能優(yōu)良的高抗拉強(qiáng)度高韌性低屈強(qiáng)比貝氏體鋼及其生產(chǎn)方法。
現(xiàn)有技術(shù)以往，抗拉強(qiáng)度大于800N/mm2強(qiáng)度級(jí)別的鋼種通常采用調(diào)質(zhì)方法生產(chǎn)，化學(xué)元素含量高，生產(chǎn)周期長(zhǎng)，碳含量和碳當(dāng)量高，焊接性能差，生產(chǎn)成本高。
2001年北京科技大學(xué)申請(qǐng)了“一種用于高強(qiáng)度低合金鋼生產(chǎn)的弛豫-析出-控制相變技術(shù)”，專利申請(qǐng)?zhí)枮?1115650.3，利用該RPC(弛豫-析出-控制相變)技術(shù)，可以獲得超細(xì)復(fù)合組織，采用少量元素，能夠獲得高強(qiáng)度、高韌性和低成本，應(yīng)用于屈服強(qiáng)度800N/mm2級(jí)別鋼板的生產(chǎn)。該發(fā)明鋼板的屈強(qiáng)比特別高，在兩個(gè)實(shí)例中，分別達(dá)到0.95和0.97，如表1所示。如此高的屈強(qiáng)比，限制了其在某些領(lǐng)域的應(yīng)用，如橋梁、建筑結(jié)構(gòu)等，同時(shí)其Nb、Ti元素含量高，重量百分比分別為0.091、0.08，給連鑄帶來(lái)很大的技術(shù)難度，不利于大規(guī)模工業(yè)化生產(chǎn)，況且與N結(jié)合后過(guò)剩的Ti也會(huì)引起沖擊韌性的降低。盡管2003年鞍山鋼鐵集團(tuán)公司申請(qǐng)的“一種超低碳貝氏體鋼及其生產(chǎn)方法”，申請(qǐng)?zhí)枮?3110973.X，其屈服強(qiáng)度為620N/mm2和690N/mm2兩個(gè)級(jí)別所對(duì)應(yīng)實(shí)例的屈強(qiáng)比相對(duì)下降了很多，分別為0.86和0.89，如表2所示，但只能用于生產(chǎn)厚度≤10mm的鋼板。其應(yīng)用還是受到了橋梁、建筑結(jié)構(gòu)等領(lǐng)域的一些限制。
表1申請(qǐng)?zhí)?1115650.3專利中的實(shí)例

表2申請(qǐng)?zhí)?3110973.X專利中的實(shí)例


發(fā)明內(nèi)容
鑒于以上有關(guān)技術(shù)的不足，本發(fā)明的目的在于提供一種低成本的抗拉強(qiáng)度為800N/mm2級(jí)別、屈強(qiáng)比在0.85以下、塑性良好、焊接性能優(yōu)良、而且具有優(yōu)良的冷彎成型性能的高抗拉強(qiáng)度高韌性低屈強(qiáng)比貝氏體鋼及其生產(chǎn)方法。
本發(fā)明的目的是這樣實(shí)現(xiàn)的，以成本低廉的Mn元素作為主要添加元素，將Cu、Mo、Ni、Nb、B等元素對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變的作用充分聯(lián)合應(yīng)用，其主要化學(xué)成分含量(Wt％)為C0.015％～0.08％、Si0.26％～0.46％、Mn1.5％～1.7％、Nb0.015％～0.060％、Ti0.005％～0.03％、B0.0005％～0.003％、Mo0.2％～0.5％、Cu0.4％～0.6％、Ni0.26％～0.40％、Al0.015％～0.05％，余為Fe及不可避免的雜質(zhì)。
本發(fā)明中的主要合金系為Mn-Mo-Cu-Ni-Nb-Ti-B，在生產(chǎn)工藝上具有以下特征冶煉工藝采用轉(zhuǎn)爐冶煉，通過(guò)頂吹或頂?shù)讖?fù)合吹煉，盡可能深脫碳；采用RH或VD真空處理以及LF處理，降低有害氣體O、H、N等以及S的含量；進(jìn)行微合金化；然后鑄坯。
軋制工藝軋制過(guò)程采用TMCP(熱機(jī)械處理工藝)+RPC(弛豫-析出-控制相變)工藝。軋前加熱最高溫度確定在1190℃左右，以保證獲得細(xì)小的奧氏體晶粒；加熱溫度下限為1050℃，以便能有相當(dāng)量的Nb溶入奧氏體，有利于軋后冷卻過(guò)程中貝氏體的形成。采用兩階段控軋，再結(jié)晶區(qū)軋制溫度控制在≥1000℃；未再結(jié)晶區(qū)軋制溫度控制在950℃～(Ar3+0℃～80℃)，積累變形量大于50％。軋后弛豫時(shí)間10～120s，隨后加速冷卻，最佳的冷卻速度范圍在5～40℃/S；加速冷卻的停止溫度控制在Bs點(diǎn)以下0～150℃，最佳終止冷卻溫度為350℃～600℃左右。之后空冷。
淬火工藝為了獲得低的屈強(qiáng)比，本發(fā)明將空冷之后的鋼板再進(jìn)行加熱，加熱溫度保證鋼板組織非完全γ化，進(jìn)行亞溫淬火(SQ)處理，最佳淬火溫度在750℃～850℃，淬火后鋼板屈強(qiáng)比達(dá)到0.85以下。
本發(fā)明通過(guò)微合金化和控軋控冷提高鋼板的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，通過(guò)淬火來(lái)降低鋼板的屈強(qiáng)比，最終實(shí)現(xiàn)抗拉強(qiáng)度為800N/mm2級(jí)別鋼板的屈強(qiáng)比達(dá)到0.85以下，同時(shí)大大提高了鋼板的低溫韌性。具有生產(chǎn)工藝穩(wěn)定，可操作性強(qiáng)，以及低成本、高性能等特點(diǎn)，適合于12mm～60mm厚度貝氏體鋼板的生產(chǎn)。該鋼種韌脆轉(zhuǎn)折溫度在-60℃以下，焊接工藝簡(jiǎn)化，焊接前不需預(yù)熱，焊接后不需熱處理，冷彎性能極好?？梢詮V泛應(yīng)用于橋梁、建筑結(jié)構(gòu)、工程機(jī)械等領(lǐng)域。除此之外，由于Nb、Ti元素含量低給連鑄生產(chǎn)帶來(lái)了方便。


圖1為本發(fā)明生產(chǎn)工藝中的淬火溫度選擇依據(jù)的示意圖。
具體實(shí)施例方式
本發(fā)明的高抗拉強(qiáng)度高韌性低屈強(qiáng)比貝氏體鋼是以成本低廉的Mn元素作為主要添加元素，將Cu、Mo、Ni、Nb、B等元素對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變的作用充分聯(lián)合應(yīng)用，其主要化學(xué)成分含量(Wt％)為C0.015％～0.08％、Si0.26％～0.46％、Mn1.5％～1.7％、Nb0.015％～0.060％、Ti0.005％～0.03％、B0.0005％～0.003％、Mo0.2％～0.5％、Cu0.4％～0.6％、Ni0.26％～0.40％、Al0.015％～0.05％，余為Fe及不可避免的雜質(zhì)。
其中具體的合金元素種類及含量的選擇上分別詳述如下(所有元素含量均按照重量百分比)(1)C碳對(duì)鋼的強(qiáng)度、韌性、焊接性能冶煉成本影響很大。碳低于0.015％則強(qiáng)度低，碳高于0.08％，則生成組織中貝氏體減少，使強(qiáng)度、延伸率和韌性下降，最適宜的區(qū)間在0.015％～0.08％。本發(fā)明確定碳含量的最佳范圍為0.04％～0.06％。
(2)Mn錳是提高強(qiáng)度和韌性的有效元素，對(duì)貝氏體轉(zhuǎn)變有較大的促進(jìn)作用，而且成本十分低廉，因此在本發(fā)明中最佳區(qū)間在1.5％～1.7％。
(3)B硼元素是本發(fā)明中重要的成分，它能夠提高鋼的淬透性，加入極微量的硼就會(huì)有明顯的效果，顯著推遲奧氏體向鐵素體、珠光體的轉(zhuǎn)變，當(dāng)有Nb同時(shí)存在時(shí)，B的作用更加突出。當(dāng)硼含量低于0.0005％時(shí)，提高淬透性的效果不大；當(dāng)硼的含量為0.001％時(shí)，就會(huì)使鋼的組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w；高達(dá)0.003％時(shí)，淬透性達(dá)到飽和，此時(shí)可觀察到Fe23(CB)6的析出；高于0.003％，淬透性下降，鋼的韌性惡化，且會(huì)形成低熔點(diǎn)共晶體，集中于晶粒的邊界，這將引起熱脆性，增加熱壓力加工困難。故在本發(fā)明中將硼限定在0.0005％～0.003％之間。最佳區(qū)間在0.0007％～0.0020％。
(4)Nb鈮是本發(fā)明的重要添加元素，它能夠有效地延遲變形奧氏體的再結(jié)晶，阻止奧氏體晶粒長(zhǎng)大，提高奧氏體再結(jié)晶溫度，細(xì)化晶粒，同時(shí)改善強(qiáng)度和韌性；它與微量的硼元素復(fù)合作用，可以顯著地提高淬透性，促進(jìn)貝氏體轉(zhuǎn)變。這是因?yàn)樵趦H添加B的情況下，軋制后常常在奧氏體晶界析出Fe23(CB)6，從而大大降低了B的作用，不能有效地延遲γ→α的轉(zhuǎn)變，Nb易與C結(jié)合，防止形成Fe23(CB)6，隨著Nb在鋼中的溶解度增大，形成貝氏體的趨勢(shì)增大。在本發(fā)明中將Nb含量限定在0.015％～0.06％范圍內(nèi)。
(5)Ti加入微量的鈦，是為了固定鋼中的氮元素，從而確保硼元素的提高淬透性效果。硼與氧、氮的親合力較大，如果加入的微量硼與鋼中的氧、氮起作用，硼的促進(jìn)貝氏體轉(zhuǎn)變的作用將消失。因此，必須將鋼中氣體盡量降低，加入足夠量的鋁、鈦進(jìn)行完全脫氧和固氮，才能充分發(fā)揮硼的有效作用。在最佳狀態(tài)下，鈦、氮形成氮化鈦，阻止鋼坯在加熱、軋制、焊接過(guò)程中晶粒的長(zhǎng)大，改善母材和焊接熱影響區(qū)的韌性。鈦低于0.005％時(shí)，固氮效果差，超過(guò)0.03％時(shí)，固氮效果達(dá)到飽和，過(guò)剩的鈦將會(huì)使鋼的韌性惡化。當(dāng)鋼中的Ti、N原子之比為1∶1時(shí)，TiN粒子最為細(xì)小且分布彌散，對(duì)高溫奧氏體晶粒的細(xì)化作用最強(qiáng)，不僅可獲得優(yōu)良的韌性，而且能夠?qū)崿F(xiàn)30KJ/cm以上的大線能量焊接。此時(shí)相應(yīng)于Ti、N重量之比為3.42，故在本發(fā)明中，結(jié)合鋼中N的含量以及便于連鑄的需要，將鈦成分控制在0.005％到0.03％。最佳控制為Ti、N重量之比為3.42左右。
(6)Si硅是煉鋼脫氧的必要元素，也具有一定的固溶強(qiáng)化作用，在本發(fā)明中將硅限定在0.26％～0.46％的范圍內(nèi)。
(7)Al鋁是脫氧元素，可作為AlN形成元素，有效地細(xì)化晶粒，其含量不足0.01％時(shí)，效果較?。怀^(guò)0.07％時(shí)，脫氧作用達(dá)到飽和；再高則對(duì)母材及焊接熱影響區(qū)韌性有害。所以，本發(fā)明中鋁含量的最佳區(qū)間在0.015％～0.050％。
(8)Mo鉬有助于軋制時(shí)奧氏體晶粒的細(xì)化和微細(xì)貝氏體的生成，但添加超過(guò)0.5％時(shí)，成本提高，可焊性明顯降低。因而，在本發(fā)明中鉬含量的最佳區(qū)間在0.2％～0.5％。
(9)Cu銅不僅對(duì)焊接熱影響區(qū)硬化性及韌性沒(méi)有不良影響，又可使母材的強(qiáng)度提高，并使低溫韌性大大提高，還可提高耐蝕性。在貝氏體鋼中加入銅，可利用Cu-B的綜合作用，來(lái)進(jìn)一步提高鋼的淬透性，促進(jìn)貝氏體的形成。在合適的條件下，Cu能夠沉淀析出生成ε-Cu，進(jìn)一步使基體強(qiáng)化；但Cu含量高時(shí)鋼坯加熱或熱軋時(shí)易產(chǎn)生裂紋，惡化鋼板表面性能，必須添加適量的Ni以阻止這種裂紋的產(chǎn)生。在本發(fā)明中將銅含量控制在Cu0.4％～0.6％之間。
(10)Ni鎳對(duì)焊接熱影響區(qū)硬化性及韌性沒(méi)有不良影響，又可使母材的強(qiáng)度提高，并使低溫韌性大大提高。其為貴重元素，導(dǎo)致鋼的成本大幅度上升，經(jīng)濟(jì)性差。在本發(fā)明中添加Ni元素的目的主要是阻止含Cu量高的鋼坯在加熱或熱軋時(shí)產(chǎn)生裂紋的傾向。故在本發(fā)明中將Ni含量控制在Ni0.26％～0.40％之間。
(11)鋼中的雜質(zhì)元素的上限控制在P≤0.02％，S≤0.01％，以提高鋼的韌性。最好N≤0.006％，以避免形成硼的氮化物，使硼的淬透性失效，鋼質(zhì)越純凈效果更佳。
本發(fā)明中的主要合金系為Mn-Mo-Cu-Ni-Nb-Ti-B，具體生產(chǎn)工藝如下冶煉工藝采用轉(zhuǎn)爐冶煉，通過(guò)頂吹或頂?shù)讖?fù)合吹煉，盡可能深脫碳；采用RH或VD真空處理以及LF處理，降低有害氣體O、H、N等以及S的含量，并進(jìn)行微合金化；Ca處理，結(jié)合鋼中S含量和出鋼量，喂Si-Ca線2～7m/噸鋼，控制硫化物形態(tài)，提高延性和韌性，減小鋼板橫向和縱向性能差；連鑄采用電磁攪拌；軋制工藝軋制過(guò)程采用TMCP+RPC工藝。軋前加熱最高溫度確定在1190℃左右，以保證獲得細(xì)小的奧氏體晶粒；加熱溫度下限為1050℃，以便能有相當(dāng)量的Nb溶入奧氏體，有利于軋后冷卻過(guò)程中貝氏體的形成。采用兩階段控軋，再結(jié)晶區(qū)軋制溫度控制在≥1000℃；未再結(jié)晶區(qū)軋制溫度控制在950℃～(Ar3+0℃～80℃)，積累變形量大于50％。軋后弛豫時(shí)間10～120s，隨后加速冷卻，最佳的冷卻速度范圍在5～40℃/S；加速冷卻的停止溫度控制在Bs點(diǎn)以下0～150℃，最佳終止冷卻溫度為350℃～600℃左右。之后空冷。
淬火工藝為了獲得低的屈強(qiáng)比，本發(fā)明將空冷之后的鋼板再進(jìn)行加熱，加熱溫度保證鋼板組織非完全γ化，進(jìn)行亞溫淬火處理，最佳淬火溫度在750℃～850℃，淬火后鋼板屈強(qiáng)比達(dá)到0.85以下，同時(shí)低溫韌性明顯改善；最佳淬火溫度的選擇依據(jù)如圖1所示。
根據(jù)本發(fā)明的生產(chǎn)工藝，冶煉軋制本發(fā)明的鋼種實(shí)際化學(xué)成分如表3，本發(fā)明實(shí)物性能檢驗(yàn)結(jié)果及淬火前后效果的對(duì)比如表4。
從表4中數(shù)據(jù)可以看出，該鋼種在淬火前其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均在800N/mm2以上，通過(guò)淬火后屈服強(qiáng)度大幅度下降，屈強(qiáng)比降低到0.85以下，同時(shí)-20℃AKV大大提高，使得該鋼種具有高強(qiáng)度、高韌性、冷彎性能優(yōu)良等特點(diǎn)，加之化學(xué)成分設(shè)計(jì)采用了低的含碳量，焊接性能極其良好，使該鋼種成為綜合性能十分優(yōu)良的、用途十分廣泛的高強(qiáng)度鋼種。
表3、本發(fā)明鋼種的冶煉成分實(shí)例

表4、本發(fā)明的效果及對(duì)比

權(quán)利要求
1.一種高抗拉強(qiáng)度高韌性低屈強(qiáng)比貝氏體鋼，其特征在于主要化學(xué)成分含量(Wt％)為C0.015％～0.08％、Si0.26％～0.46％、Mn1.5％～1.7％、Nb0.015％～0.060％、Ti0.005％～0.03％、B0.0005％～0.003％、Mo0.2％～0.5％、Cu0.4％～0.6％、Ni0.26％～0.40％、Al0.015％～0.05％，余為Fe及不可避免的雜質(zhì)。
2.一種用生產(chǎn)權(quán)利要求1所述的高抗拉強(qiáng)度高韌性低屈強(qiáng)比貝氏體鋼的方法，其特征在于冶煉工藝采用轉(zhuǎn)爐冶煉、真空處理及LF處理，并進(jìn)行微合金化；然后鑄坯；軋制工藝軋制過(guò)程采用TMCP+RPC工藝，軋前加熱最高溫度確定在1190℃左右，加熱溫度下限為1050℃；采用兩階段控軋，再結(jié)晶區(qū)軋制溫度控制在≥1000℃，未再結(jié)晶區(qū)軋制溫度控制在950℃～(Ar3+0℃～80℃)，積累變形量大于50％；軋后弛豫時(shí)間10～120s，隨后加速冷卻，最佳的冷卻速度范圍在5～40℃/S，加速冷卻的停止溫度控制在Bs點(diǎn)以下0～150℃，最佳終止冷卻溫度為350℃～600℃左右；之后空冷；淬火工藝將空冷之后的鋼板再進(jìn)行加熱，加熱溫度保證鋼板組織非完全γ化，進(jìn)行亞溫淬火處理，最佳淬火溫度在750℃～850℃。
3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的高抗拉強(qiáng)度高韌性低屈強(qiáng)比貝氏體鋼的生產(chǎn)方法，其特征在于冶煉工藝中還采用Ca處理，結(jié)合鋼中S含量和出鋼量，喂Si-Ca線2～7m/噸鋼。
4.根據(jù)權(quán)利要求2所述的高抗拉強(qiáng)度高韌性低屈強(qiáng)比貝氏體鋼的生產(chǎn)方法，其特征在于鑄坯選用連鑄并采用電磁攪拌。
全文摘要
本發(fā)明提供了一種高抗拉強(qiáng)度高韌性低屈強(qiáng)比貝氏體鋼及其生產(chǎn)方法，主要化學(xué)成分含量(Wt％)為C 0.015％～0.08％、Si 0.26％～0.46％、Mn 1.5％～1.7％、Nb 0.015％～0.060％、Ti 0.005％～0.03％、B 0.0005％～0.003％、Mo 0.2％～0.5％、Cu 0.4％～0.6％、Ni 0.26％～0.40％、Al 0.015％～0.05％，余為Fe及不可避免的雜質(zhì)。采用TMCP+RPC+SQ方法進(jìn)行生產(chǎn)，可實(shí)現(xiàn)抗拉強(qiáng)度為800N/mm
文檔編號(hào)C22C33/00GK1786246SQ20041009679
公開(kāi)日2006年6月14日 申請(qǐng)日期2004年12月8日 優(yōu)先權(quán)日2004年12月8日
發(fā)明者于功利, 賀信萊, 侯華興, 郝森, 趙素華, 尚成嘉, 張萬(wàn)山, 叢津功, 馬玉璞, 王澤林, 楊善武 申請(qǐng)人:鞍山鋼鐵集團(tuán)公司, 北京科技大學(xué)