專利名稱：屈服強(qiáng)度960MPa以上超高強(qiáng)度鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及鋼鐵材料的制造方法，特別涉及超高強(qiáng)度鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
國際上有關(guān)屈服強(qiáng)度在700MPa以上的超高強(qiáng)度鋼板的制造方法已經(jīng)形成多項(xiàng)專利，如住友金屬的專利JP 60121219和JP 89025371中，采用回火工藝生產(chǎn)高強(qiáng)鋼且鋼中硅含量為≤0.015％，鎳含量為1.00％～3.50％，鉻含量0.40％～1.20％。
Exxonmobil Upstream Res公司申請的專利WO 200039352是一種低溫用鋼，用較低含碳量(0.03％～0.12％)和高鎳含量(不小于1.0％)的方法生產(chǎn)低溫韌性好的高強(qiáng)度鋼，其采用較低的冷卻速率(10℃/s)，其抗拉強(qiáng)度只能達(dá)到830MPa以上。在Exxonmobil Upstream Res和新日鐵合作申請的低合金超高強(qiáng)度鋼板專利WO 9905335中，雖然采用在熱軋后只淬火不回火，但其成分中碳含量較低為0.05-0.10％，本專利碳含量為0.08％～0.18％，軋后直接加速冷卻，可不回火，有明顯差異。
在住友金屬的高強(qiáng)度鋼板專利中(JP 59159932)，采用在熱軋后直接淬火加回火的方法，而且在其成分設(shè)計(jì)中，采用的鈦的范圍較低為0.003-0.010％。
NIPPON KOKAN KK的“高強(qiáng)度厚鋼板的生產(chǎn)”專利(GB 2132225)中，通過控制水流量來控制熱軋后直接淬火的速率，生產(chǎn)的厚度大于25mm，且需要回火。其成分中碳(0.04％～0.16％)、錳(0.40～1.20％)，鉻(0.20～1.50％)、鎳(0.20～5.00％)、鉬(0.20～1.00％)、鋁(0.01～0.10％)。
在?？松梨诘摹熬哂袃?yōu)異低溫韌性的超高強(qiáng)度奧氏體時效鋼”的專利(98812446.7)中，其需要在奧氏體未再結(jié)晶區(qū)控軋，熱軋后冷卻至Ms～Ms+100℃，不采用回火，抗拉強(qiáng)度只有830MPa以上，其常溫組織2-10vol％奧氏體薄膜層以及約90-98vol％的以細(xì)晶粒馬氏體和細(xì)晶粒下貝氏體為主的板條的顯微層狀組織。
在?？松梨诤妥∮呀饘俾?lián)合申請的“高抗拉強(qiáng)度鋼及其生產(chǎn)方法”的中國專利98802878.6中，鋼板的碳含量為0.02-0.10％，錳為0.2-2.5％，抗拉強(qiáng)度900MPa以上。
在瑞典SSAB公司生產(chǎn)的對應(yīng)的Weldox960系列和德國迪林根生產(chǎn)的Dillimax系列高強(qiáng)鋼中，均采用高鋁(不小于0.018％)的方法依靠鋁細(xì)化晶粒提高鋼的強(qiáng)韌性。
由以上對比專利可知，這些專利存在以下一個或多個不足①加入了較高含量的昂貴合金元素，鋼材成本高。如JP 60121219和JP 89025371中加入的鎳為1.00％～3.50％，鉻含量0.40％～1.20％；WO 200039352中鎳含量不小于1.0％；②工藝復(fù)雜，工序成本高。如專利WO 9905335中碳含量較低為0.05-0.10％，專利GB 2132225中碳0.04％～0.16％，專利98802878.6中碳含量為0.02-0.10％，過低的碳含量造成煉鋼時脫碳時間長，煉鋼爐勞動生產(chǎn)率低；專利JP 60121219、JP 89025371、JP 59159932和GB 2132225均采用了回火工藝，增加了一道工序，提高了工序成本。瑞典SSAB公司生產(chǎn)的Weldox960系列和德國迪林根生產(chǎn)的Dillimax系列高強(qiáng)鋼中，均采用高鋁含量(不小于0.018％)，有以下若干缺點(diǎn)高鋁鋼鋼水在澆注時水口容易結(jié)瘤，容易將鋼包水口耐材帶入鋼水；過多的鋁會造成鋼中氧化鋁夾雜顯著增多，需要較長的吹氬時間促使夾雜物上?。讳X細(xì)化晶粒的氮化鋁細(xì)小析出物在鋼板焊接時完全溶解，從而使焊接熱影響區(qū)晶粒粗大。③鋼板強(qiáng)度級別低。如專利WO 200039352和專利98812446.7，抗拉強(qiáng)度只能達(dá)到830MPa以上，專利98802878.6抗拉強(qiáng)度只能達(dá)到900MPa以上。
由于重載卡車、工程機(jī)械等產(chǎn)業(yè)的發(fā)展，對車輛的載重和機(jī)械的強(qiáng)度的要求不斷提高，同時也要求減輕自重，因此要求采用成本更低、強(qiáng)度級別更高、低溫沖擊韌性好的超高強(qiáng)度鋼板。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于提供一種具有良好低溫韌性的超高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，通過合理的合金成分設(shè)計(jì)和工藝控制，采用軋后加速冷卻(ACC)工藝達(dá)到鋼板的屈服強(qiáng)度在960MPa以上，其低溫沖擊韌性達(dá)到E級以上(即滿足-40℃的沖擊功不小于27J)，并具有良好的塑性和焊接性。
為達(dá)到上述目的，本發(fā)明的技術(shù)解決方案屈服強(qiáng)度960MPa以上超高強(qiáng)度鋼板，其成分為(重量百分比)C 0.08％～0.18％；Si≤0.6％；Mn 0.5％～2.0％；Al≤0.018％；N≤0.008％；B≤0.0025％；Ca 0％～0.006％；P≤0.015％；S≤0.005％；Ni≤1.0％、Cr≤0.8％、Cu≤0.5％和Mo≤0.6％中的一種或幾種以上；Ti 0.01％～0.03％、V≤0.1％和Nb 0.01％～0.1％中的一種或幾種以上；余鐵和不可避免雜質(zhì)。
本發(fā)明所述的超高強(qiáng)度鋼板的生產(chǎn)方法，包括如下步驟1)冶煉、鑄造形成鋼坯；2)將鋼坯加熱至1100～1250℃；3)在奧氏體可發(fā)生再結(jié)晶的溫度范圍內(nèi)，采用一個或多個道次，將所述鋼坯軋制成鋼板；4)在奧氏體未發(fā)生再結(jié)晶即低于Tnr溫度但高于Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)的溫度范圍內(nèi)，采用一個或多個道次，將上述鋼板軋制成最終厚度的鋼板，終軋溫度介于860～920℃之間；5)以不低于約5℃/s的冷卻速度將所述鋼板在線冷卻至低于Ms～Ms+100℃的冷卻終止溫度；
進(jìn)一步，步驟3中，在奧氏體可發(fā)生再結(jié)晶的溫度范圍內(nèi)軋制的壓下率不小于60％。
步驟4中，在低于奧氏體發(fā)生再結(jié)晶但高于Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)的溫度范圍內(nèi)軋制的壓下率不小于50％對冷卻后的鋼板可進(jìn)行回火以提高性能，回火溫度為350～550℃。
熱軋過程熱軋終了時，先進(jìn)行空冷然后進(jìn)行水冷，空冷的終止溫度范圍為750～920℃。
碳碳含量的高低很大程度地決定了鋼板的強(qiáng)度級別，因?yàn)樘际菉W氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體、貝氏體等鋼中的強(qiáng)化相所必不可少的元素。碳是決定碳當(dāng)量大小的最主要的元素，而碳當(dāng)量是影響鋼的強(qiáng)度和焊接性等的重要指標(biāo)。本發(fā)明碳的控制范圍為0.08％至0.18％，是基于鋼的強(qiáng)韌性的匹配，碳低于0.08％則鋼中沒有足夠的碳化物和固溶碳，在奧氏體轉(zhuǎn)變過程中不利于形成足夠的強(qiáng)化相從而獲得鋼板的強(qiáng)度；反之，碳含量高于0.18％時，則鋼的塑性和韌性降低，焊接性也變差。
硅對過冷奧氏體的穩(wěn)定性影響不大。硅在鋼中起固溶強(qiáng)化作用，并且含量較多時能抑制碳化物的析出，提高韌性。鋼中加硅能提高鋼質(zhì)純凈度和脫氧。
錳提高貝氏體鋼淬透性的主要元素，降低貝氏體鋼的相變溫度，細(xì)化組織亞結(jié)構(gòu)，增大貝氏體鐵素體中碳的過飽和度，有利于強(qiáng)度的提高。
氮在加鈦的鋼中，適量的氮與鈦形成氮化鈦，這種易在高溫析出的第二相有利于強(qiáng)化基體，并提高鋼板的焊接性能。但如果氮過高，如高于0.0060％，會在鋼中形成粗大的氮化鈦，或者過多的固溶氮，這將會嚴(yán)重地?fù)p害鋼的塑性和韌性。
鈦鈦可以與氮、碳和硫形成鈦的化合物?？刂其撝锈伒暮浚沟免佒饕c氮化合形成細(xì)小彌散的氮化鈦，剩余的鈦與硫、碳形成化合物。因此，適量的鈦不僅固定了鋼中的氮、而且還固定了鋼中的硫和部分碳。但鈦含量過高大于0.03％，會造成氮化鈦粗大夾雜，惡化鋼的性能，而且鋼中固溶的碳減少，不利于獲得良好的強(qiáng)韌性匹配。鈦含量過低小于0.01％則起不到細(xì)化晶粒的作用。因此適量的鈦(0.01％～0.03％)可以顯著細(xì)化晶粒而且顯著地提高鋼板的焊接性。Ti/N一般為3.42，同時還要看鋼中的硫含量，本鋼種希望硫越少越好。
硫和磷硫在鋼中與錳等化合形成塑性夾雜物硫化錳，尤其對鋼的橫向塑性和韌性不利，因此硫的含量應(yīng)盡可能地低。磷也是鋼中的有害元素，嚴(yán)重?fù)p害鋼板的塑性和韌性。
鈮和釩鈮和釩是強(qiáng)碳和氮的化合物形成元素。由于鋼中加入適量的鈦，鈦與氮的形成溫度較高，因此通過控制鈦、氮的含量，使得鈮和釩主要與碳化合。碳化釩和碳化鈮的析出溫度較氮化鈦和碳化鈦低，在熱軋時與熱軋工藝匹配，通過控制碳化鈮和碳化釩的析出來細(xì)化組織和提高強(qiáng)度和韌性。
鉬使珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變曲線分離，有效地右移鐵素體和珠光體開始析出線，對貝氏體的開始析出線影響不大，有利于貝氏體組織的獲得，提高貝氏體淬透性。加入鉬，可以細(xì)化顯微組織，提高韌性。
鎳提高鋼的韌性，尤其是有低溫韌性要求的鋼。加入鎳可增加貝氏體或馬氏體邊界殘余奧氏體薄膜，提高塑韌性。且有利于回火后的組織細(xì)化。
銅固溶強(qiáng)化，量較多時可在適當(dāng)溫度回火后二次硬化，提高強(qiáng)度。對于非淬火鋼一般含量不高。
鉻可使珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變曲線分離，中、低碳的條件下，能明顯右移先共析鐵素體和珠光體開始析出線，可代替部分錳和鉬。細(xì)化組織，降低韌脆轉(zhuǎn)變溫度。鉻降低Bs/Ms值比錳大，有利于減少焊接裂紋傾向。鉻和錳元素配合，可獲得更高的淬硬性和淬透深度，提高鋼的力學(xué)性能。鉻比錳的偏析傾向小，用鉻代錳有利于減少鋼的芯部偏析，提高力學(xué)性能均勻性。
鈣適量的鈣能夠改變硫化物的形狀，減輕硫的不利影響。當(dāng)鋼中存在過量的鈦時，鈦可以和硫化合形成硫化鈦或碳硫化鈦，因此鈣的加入與否可以根據(jù)鈦的加入量和硫的含量而定。
硼微量硼固溶于基體中將使鋼的所有中溫組織轉(zhuǎn)變強(qiáng)烈推遲，它和鉬復(fù)合加入將使鋼在很寬的冷速范圍內(nèi)得到貝氏體，但當(dāng)其含量太高時會形成碳(氮)化物，故其含量一般小于0.0025％。
鋁本發(fā)明鋼只含少量或不含此元素，采用鈦以及其它元素和工藝方法等措施來細(xì)化晶粒和提高焊接性。鋁是鋼中的主要脫氧元素，有利于細(xì)化晶粒，一般的鋼中均含有一定量。瑞典SSAB公司生產(chǎn)的Weldox960系列和德國迪林根生產(chǎn)的Dillimax系列高強(qiáng)鋼中，采用高鋁(不小于0.018％)的方法依靠鋁細(xì)化晶粒提高鋼的強(qiáng)韌性。但鋁細(xì)化晶粒有諸多缺點(diǎn)(上文已述)。本發(fā)明不采用鋁，鋁可小于0.018％，加入其它細(xì)晶元素Ti、V、Nb等和利用生產(chǎn)工藝上的手段來細(xì)化組織，此種細(xì)化晶粒方法有利于后續(xù)的鋼板焊接。
本發(fā)明采用相對其它專利更為適中的碳含量(0.08％至0.18％)，此碳含量既不是很低也不是很高，即可滿足煉鋼工序的要求，也可保證鋼板后續(xù)對焊接性能的要求。其中C含量與鋼板中加入的Nb含量盡可能保證按溶度積公式Lg[Nb][C]＝2.96-7510/T計(jì)算的T小于1523K(1250℃)；如果加入V，也要保證按類似公式計(jì)算的T小于1523K，這是要保證鋼坯再加熱時所有碳氮化物完全溶解，以便在后續(xù)的軋制和冷卻過程中析出強(qiáng)化，充分發(fā)揮各元素的作用。加入的元素Ti與N含量保證Ti/N≥3.42，讓Ti完全固定N，使Nb能形成足夠的NbC強(qiáng)化；加入的Ca與S含量保證Ca/S≥0.5～2.0，使硫化物完全球化或近似紡錘形，提高鋼板橫向沖擊、冷彎性能。鋼中的Cu、Ni、Cr、Mo如果同時加入時，不可同時接近上限或者下限，這樣做的目的是保證強(qiáng)度和碳當(dāng)量。對以上所述元素的適當(dāng)控制，目的在于用較低的合金成本，精確的成分配比，簡單的煉鋼、軋制與冷卻工藝獲得較好的力學(xué)、焊接等綜合性能。
鋼坯加熱到充分高的溫度(1100～1250℃)使奧氏體組織均勻化，以及鋼中的鈮、釩和鈦等的碳化物充分溶解，而氮化鈦也會有部分溶解以阻止原始奧氏體晶粒的長大。在奧氏體可發(fā)生再結(jié)晶的溫度范圍內(nèi)，采用一個或多個道次軋制鋼坯，期間允許采用一次或多次轉(zhuǎn)鋼以提高成品鋼板的橫向塑性和韌性，此溫度區(qū)間的壓下率不小于60％。這樣，固溶于鋼中的微合金元素起著阻滯奧氏體動態(tài)再結(jié)晶的作用，形變的奧氏體發(fā)生再結(jié)晶并達(dá)到細(xì)化的目的。
在低于奧氏體發(fā)生再結(jié)晶但高于Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)的溫度范圍內(nèi)，采用一個或多個道次并允許采用一次或多次轉(zhuǎn)鋼，將上述鋼板軋制成最終厚度的鋼板，此溫度區(qū)間的壓下率不小于50％。終軋溫度介于860～920℃之間。在軋制過程中，奧氏體不發(fā)生再結(jié)晶，而形成拉長的奧氏體。在拉長的奧氏體晶內(nèi)存在大量的形變帶，鈮、釩和鈦等固溶原子由于形變誘導(dǎo)而析出為碳化物和碳氮化物。
經(jīng)未再結(jié)晶區(qū)終軋后，鋼的組織由變形的奧氏體組成。終軋后的鋼板以不低于約5℃/s的冷卻速度在線加速冷卻以獲得貝氏體、馬氏體或貝氏體馬氏體(可能會殘留部分奧氏體)混合組織?？筛郊?50～550℃回火處理以改善鋼的韌性。
本發(fā)明的有益效果所述的成分設(shè)計(jì)易于實(shí)施和控制，工藝控制簡便易行，由于采用軋后加速冷卻，因而軋制周期短，鋼板變形小。鋼板屈服強(qiáng)度高，具有良好的低溫韌性，可附加回火提高鋼板性能。
具體實(shí)施例方式
本發(fā)明的具體實(shí)施例參見表1、2、3。
表1實(shí)施例化學(xué)成分(wt％)

表2

上述實(shí)施例橫向的力學(xué)性能見表3。由表可見，實(shí)施例的屈服強(qiáng)度均大于960MPa，延伸率大于等于12％，-40℃的沖擊功均大于27J，達(dá)到了960E級的要求。
表3實(shí)施例力學(xué)性能(橫向)

權(quán)利要求
1.屈服強(qiáng)度960MPa以上超高強(qiáng)度鋼板，其成分為(重量百分比)C 0.08％～0.18％；Si≤0.6％；Mn 0.5％～2.0％；Al≤0.018％；N≤0.008％；B≤0.0025％；Ca 0％～0.006％；P≤0.015％；S≤0.005％；Ni≤1.0％、Cr≤0.8％、Cu≤0.5％和Mo≤0.6％中的一種或幾種以上；Ti 0.01％～0.03％、V≤0.1％和Nb 0.01％～0.1％中的一種或幾種以上；余鐵和不可避免雜質(zhì)。
2.如權(quán)利要求2所述的屈服強(qiáng)度960MPa以上超高強(qiáng)度鋼板，其特征是，Ti/N≥3.42。
3.如權(quán)利要求2所述的屈服強(qiáng)度960MPa以上超高強(qiáng)度鋼板，其特征是，Ca/S≥0.5～2.0。
4.屈服強(qiáng)度960MPa以上超高強(qiáng)度鋼板的生產(chǎn)方法，包括如下步驟1)按上述成分冶煉、鑄造形成鋼坯；2)將鋼坯加熱至1100～1250℃；3)在奧氏體可發(fā)生再結(jié)晶的溫度范圍內(nèi)，采用一個或多個道次，將所述鋼坯軋制成鋼板；4)在奧氏體未發(fā)生再結(jié)晶區(qū)即低于Tnr溫度但高于Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)的溫度范圍內(nèi)，采用一個或多個道次，將上述鋼板軋制成最終厚度的鋼板，終軋溫度介于860～920℃之間；5)以不低于約5℃/s的冷卻速度將所述鋼板在線冷卻至低于Ms～Ms+100℃的冷卻終止溫度。
5.如權(quán)利要求4所述的超高強(qiáng)度鋼板的生產(chǎn)方法，其特征是，在步驟3中，在奧氏體可發(fā)生再結(jié)晶的溫度范圍內(nèi)軋制的壓下率不小于60％。
6.如權(quán)利要求4所述的超高強(qiáng)度鋼板的生產(chǎn)方法，其特征是，在步驟4中，在低于奧氏體發(fā)生再結(jié)晶但高于Ar3轉(zhuǎn)變點(diǎn)的溫度范圍內(nèi)軋制的壓下率不小于50％。
7.如權(quán)利要求4所述的超高強(qiáng)度鋼板的生產(chǎn)方法，其特征是，對冷卻后的鋼板進(jìn)行回火，回火溫度為350～550℃。
8.如權(quán)利要求4所述的超高強(qiáng)度鋼板的生產(chǎn)方法，其特征是，熱軋過程熱軋終了時，先進(jìn)行空冷然后進(jìn)行水冷，空冷的終止溫度750～920℃。
全文摘要
屈服強(qiáng)度960MPa以上超高強(qiáng)度鋼板，其成分為(重量百分比)C 0.08～0.18％；Si≤0.6％；Mn 0.5～2.0％；Al≤0.018％；N≤0.008％；B≤0.0025％；Ca 0～0.006％；P≤0.015％；S≤0.005％；Ni≤1.0％、Cr≤0.8％、Cu≤0.5％和Mo≤0.6％中的一種或幾種以上；Ti 0.01～0.03％、V≤0.1％和Nb 0.01～0.1％中的一種或幾種以上；余鐵和不可避免雜質(zhì)。其生產(chǎn)方法將鋼坯加熱至1100～1250℃；在奧氏體可發(fā)生再結(jié)晶區(qū)將鋼坯軋制成鋼板；在奧氏體未發(fā)生再結(jié)晶區(qū)將鋼板軋制成最終厚度的鋼板，終軋溫度860～920℃；以不低于約5℃/s的冷卻速度將鋼板冷卻至低于Ms～Ms+100℃的冷卻終止溫度；對冷卻后的鋼板進(jìn)行回火以提高性能。
文檔編號C21D7/00GK1840724SQ20051002477
公開日2006年10月4日 申請日期2005年3月30日 優(yōu)先權(quán)日2005年3月30日
發(fā)明者張愛文, 孫全社, 張永嘉, 呂衛(wèi)東 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司