專利名稱：具有優(yōu)良低溫韌性的高強(qiáng)度且低屈強(qiáng)比的結(jié)構(gòu)用鋼的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種具有優(yōu)良特性如低溫韌性的高強(qiáng)度且低屈強(qiáng)比的結(jié)構(gòu)用鋼及其 制備方法，更具體地說，涉及一種滿足優(yōu)良的主要特性如低溫韌性和低屈強(qiáng)比一這兩種 特性均是結(jié)構(gòu)用鋼所需的一的高強(qiáng)度鋼及其制備方法，所述優(yōu)良的主要特性是通過采用 使用貝氏鐵素體和粒狀貝氏體結(jié)構(gòu)作為鋼的基質(zhì)結(jié)構(gòu)并且使用具有高硬度的雙相的方法 來實(shí)現(xiàn)的。
背景技術(shù)：
諸如建筑物和橋梁的結(jié)構(gòu)主要要求高強(qiáng)度，因?yàn)槠浜奢d高。隨著持續(xù)要求降低用 于建造建筑結(jié)構(gòu)的建筑材料的成本，所用鋼的總重量也傾向于降低。因此，對(duì)增加用于構(gòu)建 這些建筑結(jié)構(gòu)的鋼的強(qiáng)度的需求增加。然而，由于所述鋼的問題在于其性質(zhì)如低溫韌性通常可能會(huì)隨著其強(qiáng)度的不斷增 加而變差，因此許多高強(qiáng)度的結(jié)構(gòu)用鋼具有不良的低溫韌性。低溫韌性是鋼在超低溫下能 夠承受脆性斷裂的時(shí)間長(zhǎng)度的量度，具有不良的低溫韌性的鋼的問題在于當(dāng)將所述鋼用在 溫度很低的區(qū)域如極端區(qū)域中時(shí)，鋼可能會(huì)易于發(fā)生脆性斷裂，這會(huì)導(dǎo)致對(duì)所述鋼的使用 環(huán)境的限制。延性-脆性轉(zhuǎn)變溫度(DBTT曲線)通常用作低溫韌性的量度。鋼強(qiáng)度的增加通常還會(huì)導(dǎo)致屈強(qiáng)比的增加，所述屈強(qiáng)比為屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度的 比。然后，屈強(qiáng)比的增加會(huì)降低鋼發(fā)生塑性形變的時(shí)間點(diǎn)(屈服點(diǎn))與鋼發(fā)生斷裂的時(shí)間點(diǎn) 之間的應(yīng)力差。因此，由于建筑物幾乎沒有通過吸收其形變過程中的能量來防止建筑物毀 壞的準(zhǔn)備時(shí)間，因此當(dāng)建筑結(jié)構(gòu)遭受巨大外力如地震時(shí)難以保證所述建筑結(jié)構(gòu)的安全性。因此，結(jié)構(gòu)用鋼應(yīng)當(dāng)必須具有低溫韌性和低屈強(qiáng)比，這二者均被保持在某些水平 之上。作為用于保證鋼的低屈強(qiáng)比的替代技術(shù)之一，存在一種通過選擇適合的鋼合金 元素并且適當(dāng)?shù)卣{(diào)整軋制條件來增強(qiáng)所述鋼的低屈強(qiáng)比的方法。該技術(shù)通過以下方法 提高了鋼的抗拉強(qiáng)度，因而保證了鋼的低屈強(qiáng)比，所述方法即將合金元素調(diào)整到適合 的范圍，使最終冷卻溫度低于500°C以形成貝氏鐵素體結(jié)構(gòu)，在700至760 V的臨界溫度 (intercritical temperature)下熱處理所述貝氏鐵素體結(jié)構(gòu)以在貝氏體板條之間形成奧 氏體，以及緩慢冷卻奧氏體以形成一種MA (馬氏體或/和殘余奧氏體)結(jié)構(gòu)。然而，為了制備一種貝氏鐵素體結(jié)構(gòu)形式的鋼微結(jié)構(gòu)，最終冷卻溫度應(yīng)當(dāng)被調(diào)整 到低于貝氏體轉(zhuǎn)變終了溫度——Bf溫度。在這種情況下，生產(chǎn)線中可能會(huì)發(fā)生產(chǎn)率低的問 題。通過在軋制過程之后在臨界溫度范圍下熱處理貝氏鐵素體結(jié)構(gòu)獲得MA結(jié)構(gòu)的方法的 問題在于產(chǎn)品供應(yīng)延遲、生產(chǎn)成本增加、產(chǎn)率降低等。因此，需要開發(fā)具有高產(chǎn)率并且滿足以下要求的鋼，所述要求如高強(qiáng)度特性、低溫 韌性特性和低屈強(qiáng)比。

發(fā)明內(nèi)容
技術(shù)問題設(shè)計(jì)本發(fā)明的目的是解決現(xiàn)有技術(shù)的問題，因此本發(fā)明的一個(gè)目的是提供滿足所 有特性如低溫韌性和低屈強(qiáng)比的高強(qiáng)度鋼。本發(fā)明的另一個(gè)目的為提供一種用于制備滿足所有特性如低溫韌性和低屈強(qiáng)比 的高強(qiáng)度鋼的方法。技術(shù)方案 本發(fā)明的一個(gè)方面提供了一種高強(qiáng)度且低屈強(qiáng)比的結(jié)構(gòu)用鋼，其包括以重量百分 數(shù)計(jì)C 0. 02 至 0. 12%，Si 0. 01 至 0. 6%，Mn :0. 3 至 2. 5%，Nb 0. 005 至 0. 10%，Ti 0. 005 至 0. 1%，Al 0. 005 至 0. 5%，P 0. 02%或更低，B :5 至 40ppm，N 15 至 150ppm，Ca 60ppm或更低，S :100ppm或更低，以及余量的Fe和不可避免的雜質(zhì)，其中高強(qiáng)度且低屈強(qiáng)比 的鋼包含以重量百分?jǐn)?shù)計(jì)1至5%的一種平均粒度為5 μ m或更低的MA (馬氏體/奧氏體) 結(jié)構(gòu)，以及余量的一種粒狀貝氏體和貝氏鐵素體的雙相組織。在這種情況下，所述高強(qiáng)度且低屈強(qiáng)比的結(jié)構(gòu)用鋼還可包括至少一種選自以下的 成分，以重量百分?jǐn)?shù)計(jì)Cr 0. 05 至 1. 0%，Mo 0. 01 至 1. 0%，Ni 0. 01 至 2. 0%，Cu 0. 01 至 1. 0%，以及 V :0. 005 至 0. 3%。本發(fā)明的另一個(gè)方面提供了一種用于制備高強(qiáng)度且低屈強(qiáng)比的鋼的方法。本發(fā) 明中，所述方法包括在1050至1250°C下再加熱鋼坯，所述鋼坯包括，以重量百分?jǐn)?shù)計(jì)C 0. 02 至 0. 12%, Si 0. 01 至 0. 8%, Mn 0. 3 至 2. 5%, P 0. 02%或更低，S 0. 01%或更低， Al 0. 005 至 0. 5%,Nb 0. 005 至0. 10%,B :3 至 50ppm，Ti 0. 005 至0. 1%,N :15 至 150ppm， Ca :60ppm或更低，以及余量的Fe和不可避免的雜質(zhì)；在1250°C至Tnr (重結(jié)晶停止溫度)的 溫度下粗軋所述經(jīng)再加熱的鋼坯；并且使所述經(jīng)粗軋的鋼坯以2至10°C /s的冷卻速度冷 卻至500至600°C的最終冷卻溫度。有益效果如上文所述，本發(fā)明的示例性實(shí)施方案可提供一種具有600MPa或更高的高強(qiáng)度 并且滿足以下特性的鋼，所述特性如低溫韌性、止脆裂性和80%或更低的低屈強(qiáng)比。本發(fā)明的示例性實(shí)施方案還可提供一種滿足所有以下特性的高強(qiáng)度鋼，所述特性 如低溫韌性、止脆裂性和80 %或更低的低屈強(qiáng)比。


圖1為示出了本發(fā)明一個(gè)示例性實(shí)施方案的鋼的微結(jié)構(gòu)的照片，所述微結(jié)構(gòu)是用 掃描電子顯微鏡觀察的。圖2為示出了本發(fā)明一個(gè)示例性實(shí)施方案的MA結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)與屈強(qiáng)比之間關(guān)系隨最 終冷卻溫度變化的圖。圖3為示出了本發(fā)明一個(gè)示例性實(shí)施方案的MA結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)與延性-脆性轉(zhuǎn)變溫度 (DBTT)之間關(guān)系隨最終冷卻溫度變化的圖。圖4為圖示了本發(fā)明一個(gè)示例性實(shí)施方案的制備過程中鋼坯內(nèi)部的溫度行為隨 時(shí)間變化的圖。
具體實(shí)施例方式最佳方式
下文中，本發(fā)明的一個(gè)示例性實(shí)施方案提供了這樣一種結(jié)構(gòu)用鋼，所述鋼通過控 制合金元素體系、MA結(jié)構(gòu)的分?jǐn)?shù)和平均大小以及調(diào)整軋制條件而使得抗拉強(qiáng)度為600MPa 或更高并且屈強(qiáng)比為80%或更低。下文中，詳細(xì)描述了本發(fā)明一個(gè)示例性實(shí)施方案的合金體系及其限制范圍。C :0· 02 至 0.12%碳(C)是一種必需的重要元素，它用于形成馬氏體-奧氏體組元(MA)并且決定了 所述馬氏體-奧氏體組元的大小及分?jǐn)?shù)。因此，根據(jù)本發(fā)明，所含的碳(C)在一個(gè)合適的含 量范圍內(nèi)。但是，當(dāng)C的含量超過0. 12%時(shí)，鋼的低溫韌性可能會(huì)變差，并且馬氏體-奧氏 體組元的分?jǐn)?shù)可能超過15%。相反，當(dāng)C的含量低于0. 02%時(shí)，由于馬氏體-奧氏體組元 的分?jǐn)?shù)低(3%或更低)，鋼的強(qiáng)度較低。因此，所用C的含量限制在0.02至0.12%。此外， 對(duì)焊接鋼結(jié)構(gòu)中所用的鋼板來說，所用C的優(yōu)選含量范圍為0. 03至0. 09%，以保證較佳的 可焊性。Si :0· 01 至 0.8%硅(Si)用作脫氧元素以增強(qiáng)馬氏體-奧氏體組元的穩(wěn)定性。因此，Si有助于提 高鋼的強(qiáng)度和韌性，因?yàn)榧词乖谳^低的C含量下也可形成大量的馬氏體-奧氏體組元。本 發(fā)明中，當(dāng)Si的含量超過0. 8%時(shí)，鋼的低溫韌性和可焊性均可能會(huì)變差。相反，當(dāng)Si的含 量低于0.01%時(shí)，Si的脫氧作用不足。因此，所用Si的含量范圍可限制在0.01至0.8%， 并且優(yōu)選0. 1至0.4%。Mn: 0.3 至 2. 5%錳(Mn)為一種可用于通過固溶硬化來提高鋼強(qiáng)度的元素。在這種情況下，必須加 入Mn的含量為0. 3%或更高。然而，當(dāng)Mn的含量超過2. 5%時(shí)，由于淬透性增加過度，焊接 部分的韌性可能會(huì)變差。因此，所用Mn的含量范圍限制在0. 3至2. 5%。P :0· 02%或更低磷(P)是一種有效提高強(qiáng)度并且改善耐蝕性的元素。然而，由于磷可能會(huì)顯著降 低沖擊韌性，希望所用磷的含量盡可能地低。其上限也被限定在0. 02%。S: 0.01% 或更低硫(S)是一種反應(yīng)形成硫化物如MnS的元素，其顯著降低沖擊韌性。因此，希望所 用硫的含量盡可能地低，并且其上限被限定在0.01%。Al :0· 005 至 0. 5%鋁(Al)是一種可將鋼水脫氧的廉價(jià)元素。本發(fā)明中，由于溶膠鋁(sol. Al)有助 于形成馬氏體_奧氏體組元，可使用少量的Al來形成馬氏體-奧氏體組元，這有助于提高 鋼的強(qiáng)度和韌性。因此，所加入Al的含量可為0.005%或更高。然而，當(dāng)所加入Al的含量 超過0.5%時(shí)，鑄口可能會(huì)在連鑄過程中被堵塞。因此，所用Al的含量范圍限制在0.005至 0.5%。優(yōu)選地，所用Al的含量范圍可為0.01至0.05%。Nb :0· 005 至 0.鈮(Nb)是一種重要的元素，其用于制備TMCP鋼并且以NbC或NbCN形式沉淀以顯 著提高母體金屬及其焊接部分的強(qiáng)度。在再加熱過程中固溶處理的Nb也具有通過抑制奧氏體的重結(jié)晶和鐵素體或貝氏體的轉(zhuǎn)變來精煉結(jié)構(gòu)的作用。此外，根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)示例性實(shí)施方案，當(dāng)在粗軋過程后冷卻鋼坯時(shí)，Nb有助于以緩慢的冷卻速度形成貝氏體；并且 當(dāng)在最終軋制過程后冷卻鋼坯時(shí)，還有助于增強(qiáng)奧氏體的穩(wěn)定性，從而即使在緩慢的冷卻 速度下也有助于形成馬氏體-奧氏體組元。因此，應(yīng)加入Nb的含量為0.005%或更高。然 而，當(dāng)所加入的Nb過量超過0. 時(shí)，可能會(huì)在鋼的邊緣發(fā)生脆性斷裂。因此，所用Nb的含 量范圍限制在0. 005至0. 1%。B :3 至 50ppm硼(B)是一種非常廉價(jià)且具有強(qiáng)淬透性的有用元素。特別是，根據(jù)本發(fā)明的一個(gè) 示例性實(shí)施方案，即使在粗軋過程之后的冷卻過程中的緩慢冷卻速度下B也高度有助于形 成貝氏體，并且即使在最終冷卻過程中也具有幫助形成馬氏體_奧氏體組元的作用。由于 加入少量的B即可導(dǎo)致強(qiáng)度顯著增加，因此希望加入B的含量為3ppm或更高。然而，加入 過量的B可通過形成Fe23(CB)6而相當(dāng)程度地降低鋼的淬透性，并且使諸如低溫韌性的特性 變差。因此，所添加B的使用含量范圍限制在3至50ppm。Ti :0· 005 至 0.鈦(Ti)的功能是當(dāng)再加熱鋼時(shí)通過抑制晶粒生長(zhǎng)來顯著提高鋼的低溫韌性。在 這種情況下，希望加入Ti的含量為0. 005%或更高。然而，當(dāng)所加入Ti的量過量0. 1 %或更 高時(shí)，鑄口可能會(huì)被阻塞，或者鋼的低溫韌性可能會(huì)由于所述鋼中央?yún)^(qū)域內(nèi)的結(jié)晶而降低。 因此，所用Ti的含量范圍限制在0. 005至0. 1%。Ν:15 至 150ppm氮(N)用于增加鋼的強(qiáng)度，但是會(huì)降低鋼的韌性。因此，必須將N的含量限定在 150ppm或更低的含量水平。然而，將N控制在15ppm或更低導(dǎo)致難以制備鋼，因此將N含量 的下限設(shè)定在15ppm。根據(jù)本發(fā)明一個(gè)示例性實(shí)施方案，僅當(dāng)具有的有利鋼組分及其含量的上述鋼包括 所述合金元素的上述含量范圍時(shí)，其才可發(fā)揮充分的作用。然而，為了提高諸如鋼的強(qiáng)度和 韌性、焊接熱影響區(qū)的韌性、可焊性等的特性，還可進(jìn)一步加入合適量的下述合金元素。下 述合金元素可以單獨(dú)或以其組合使用。Cr :0· 05 至 1.0%鉻(Cr)具有增強(qiáng)鋼的淬透性從而提高鋼強(qiáng)度的巨大作用。在這種情況下，希望加 入Cr的含量為0.05%或更高。當(dāng)所加入Cr的含量超過1.0%時(shí)，可焊性可能會(huì)變差。因 此，所用Cr的含量限制為1. 0%或更低。更優(yōu)選地，所加入Cr的含量范圍為0. 2至0. 5%， 以便在相對(duì)較慢的冷卻速度下穩(wěn)定地獲得馬氏體-奧氏體(MA)組元。Mo :0· 01 至 1.0%鉬(Mo)具有抑制鐵素體形成的作用，因?yàn)樯倭康你f即可顯著增強(qiáng)鋼的淬透性。特 別是，根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)示例性實(shí)施方案，所加入鉬的含量為0.01%或更高，因?yàn)殂f有助于 形成馬氏體-奧氏體組元，而馬氏體-奧氏體組元又有助于增加抗拉強(qiáng)度。然而，當(dāng)鉬含量 超過1.0%時(shí)，焊接部分的硬度可能會(huì)過分增加，其韌性可能會(huì)變差。因此，希望所加入鉬的 含量可為1.0%或更少。為了增強(qiáng)鋼的淬透性，更優(yōu)選地將所用鉬的含量范圍限制在0.02 至 0. 2%。Ni :0· 01 至 2.0%
鎳(Ni)是一種可同時(shí)提高鋼的強(qiáng)度和韌性的元素。為了達(dá)到足夠的效果，所加入 Ni的含量應(yīng)為0. 01%或更高。然而，Ni較昂貴，因此當(dāng)所加入Ni含量超過2. 0%時(shí)經(jīng)濟(jì)效 率可能很低，并且可焊性可能會(huì)降低。因此，所加入Ni的含量范圍限制在0.01至2.0%。Cu :0· 01 至 1.0%銅(Cu)為一種可使減少鋼韌性的降低并且同時(shí)提高鋼強(qiáng)度的元素。為了達(dá)到足 夠的效果，所加入Cu的含量應(yīng)為0. 01%或更高。然而，Cu的上限被限定在1. 0%，因?yàn)榧?入過量的Cu可相當(dāng)顯著地降低產(chǎn)品的表面品質(zhì)。V :0· 005 至 0.3% 釩(V)的固溶溫度低于其他微合金的固溶溫度，并且由于V在焊接熱影響區(qū)附近 沉淀因而具有防止鋼強(qiáng)度降低的作用。因此，所加入V的含量為0.005%或更高。然而，當(dāng) V的含量超過0.3%時(shí)，鋼的韌性可能反而會(huì)降低。因此，所加入V的含量范圍限制在0.005 至 0. 3%。Ca :0 至 0. 006 重量％鈣(Ca)被廣泛用作控制MnS夾雜物形狀并且提高鋼的低溫韌性的元素。然而，力口 入過量的Ca會(huì)因存在大量CaO-CaS而形成粗夾雜物，這可能會(huì)降低鋼的潔凈水平以及可焊 性。因此，所加入Ca的含量不超過0.006重量％。根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)示例性實(shí)施方案，具有上述組成的鋼具有比常規(guī)鋼更高的淬透 性，并且顯示出可在鋼的內(nèi)部形成所需結(jié)構(gòu)而不必經(jīng)歷突然水冷處理的特性。下文中，更加詳細(xì)地描述了本發(fā)明一個(gè)示例性實(shí)施方案的鋼的微結(jié)構(gòu)。當(dāng)鋼的淬透性得到提高并且鋼中形成有硬結(jié)構(gòu)時(shí)，所述鋼的低溫韌性通常會(huì)變 差。有鑒于此，下文中規(guī)定了本發(fā)明一個(gè)示例性實(shí)施方案的期望的鋼結(jié)構(gòu)。因此，可形成本 發(fā)明一個(gè)示例性實(shí)施方案的鋼以防止其低溫韌性變差，并且甚至當(dāng)所述鋼的淬透性得到提 高時(shí)也可容易地實(shí)現(xiàn)低屈強(qiáng)比。如圖1所示，本發(fā)明一個(gè)示例性實(shí)施方案的鋼的微結(jié)構(gòu)包括1至5%的平均大小為 5μπι(微米)的MA結(jié)構(gòu)(馬氏體/奧氏體雙相組織)，以及余量的粒狀貝氏體和貝氏鐵素 體的雙相組織。本發(fā)明并未具體地限定所述雙相組織情況下的粒狀貝氏體與貝氏鐵素體之間的 分?jǐn)?shù)。這是因?yàn)榱钬愂象w和貝氏鐵素體均為基質(zhì)結(jié)構(gòu)，其物理特性(如屈服強(qiáng)度和屈強(qiáng) 比)不會(huì)特別地根據(jù)粒狀貝氏體和貝氏鐵素體結(jié)構(gòu)兩者的分?jǐn)?shù)而變化。根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)示例性實(shí)施方案，可通過將最終冷卻溫度限定在一個(gè)適合的溫 度范圍而實(shí)現(xiàn)一種能夠提高諸如低屈強(qiáng)比和低溫韌性的特性的結(jié)構(gòu)。參考圖2，最終冷卻溫 度的增加導(dǎo)致MA分?jǐn)?shù)增加而屈強(qiáng)比降低。似乎這是因?yàn)樽鳛橐环N相對(duì)較軟的基質(zhì)結(jié)構(gòu)的 粒狀貝氏體的分?jǐn)?shù)隨著最終冷卻溫度增加而增加，這導(dǎo)致屈服強(qiáng)度降低，并且MA分?jǐn)?shù)的增 加會(huì)導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度增加。當(dāng)將最終冷卻溫度設(shè)定在較高溫度時(shí)，鋼的延性_脆性轉(zhuǎn)變溫度(DBTT)也會(huì)升 高，如圖3所示。這是因?yàn)橛捎贛A結(jié)構(gòu)的分?jǐn)?shù)和平均粒度隨著最終冷卻溫度的升高而增加， 鋼會(huì)很容易因受到外部沖擊而斷裂，這會(huì)導(dǎo)致鋼的韌性變差。因此，圖2和3的結(jié)果顯示當(dāng)將最終冷卻溫度保持在500至600°C的溫度水平時(shí)， 所述MA結(jié)構(gòu)與粒狀貝氏體-貝氏鐵素體雙相組織之間達(dá)到了一種合適的平衡。因此同時(shí)提高了低屈強(qiáng)比和低溫韌性。下文中，更詳細(xì)描述了本發(fā)明一個(gè)示例性實(shí)施方案中的制造鋼的方法。所述本發(fā)明一個(gè)示例性實(shí)施方案中的制造鋼的方法包括再加熱鋼坯，粗軋所述 經(jīng)再加熱的鋼坯，在粗軋過程之后冷卻所述經(jīng)粗軋的鋼板，精軋及冷卻所述經(jīng)精軋的鋼板。 下面更加詳細(xì)地描述所述制備方法的每一步。鋼坯再加熱的溫度1050至1250°C根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)示例性實(shí)施方案，將鋼坯在1050°C或更高的加熱溫度下再加 熱。這是為了在鑄造過程中將沉淀的Ti和/或Nb的碳氮化物充分固溶處理。然而，當(dāng)將 鋼坯在過高的溫度下再加熱時(shí)，奧氏體可能會(huì)變粗。因此，鋼坯再加熱溫度的上限被限定在 1250°C。粗軋溫度1250°C至Tm將所述經(jīng)再加熱的鋼坯在加熱過程后進(jìn)行粗軋，以適當(dāng)?shù)卣{(diào)整鋼坯的形狀。所述 粗軋過程是在比奧氏體不再重新結(jié)晶的溫度(TJ高的溫度下進(jìn)行的。在軋制過程中，可能 會(huì)破壞鑄造過程中形成的鑄造結(jié)構(gòu)如樹枝狀晶體，并且使奧氏體粒徑變小。精軋溫度Tnr至Bs對(duì)所述經(jīng)粗軋鋼坯中的奧氏體結(jié)構(gòu)進(jìn)行精軋，以便將非均勻變形的微結(jié)構(gòu)引入到 鋼板中。軋制溫度范圍為從奧氏體未再重結(jié)晶的溫度(TJ至高于貝氏體轉(zhuǎn)變起始溫度 (Bs)。當(dāng)所述精軋過程是在高于Tm的溫度下開始的，鋼板的屈服強(qiáng)度升高，這使得難以獲 得80%或更低的低屈強(qiáng)比。精軋過程之后的冷卻條件在500至600°C的最終冷卻溫度下，以2至10°C /s的 冷卻速度冷卻。冷卻條件是本發(fā)明的主要特征之一。如圖3中所示，鋼的微結(jié)構(gòu)是通過以下方式 形成的從高于Bs(貝氏體轉(zhuǎn)變起始溫度)的溫度開始以2至10°C /s的冷卻速度水冷鋼 板，并且在高于~(貝氏體轉(zhuǎn)變終止溫度)的500至600°C的溫度下停止冷卻所述鋼板。本 發(fā)明中，所述鋼的微結(jié)構(gòu)包括分?jǐn)?shù)為1-5%的一種MA結(jié)構(gòu)，其中所述MA結(jié)構(gòu)的平均粒徑為
m或更低。如圖4中所示，當(dāng)冷卻速度低于2°C /s時(shí)，鋼的產(chǎn)率低，而冷卻曲線未經(jīng)過粒 狀貝氏體區(qū)；而當(dāng)冷卻速度超過10°C /s時(shí)，形成堅(jiān)硬的貝氏體結(jié)構(gòu)，這會(huì)導(dǎo)致屈服強(qiáng)度和 屈強(qiáng)比升高?？傊?，在本發(fā)明一個(gè)示例性實(shí)施方案的鋼制備方法中，MA結(jié)構(gòu)是通過以下方式形 成的將具有上述組成的鋼坯加熱至1050至1250°C，將所述經(jīng)加熱的鋼坯在1250°C至Tm 的溫度下粗軋，并且將所述經(jīng)粗軋的鋼板在Tm至Bs的溫度下精軋，并且在500至600°C的 溫度下終止對(duì)所述經(jīng)精軋鋼坯進(jìn)行的冷卻，所述冷卻的冷卻速度為2至10°C/s。本發(fā)明中， 所述MA結(jié)構(gòu)在粒狀貝氏體和貝氏鐵素體的雙相組織中所占分?jǐn)?shù)為1至5%，并且其平均粒 徑為5iim或更低。本發(fā)明的實(shí)施方式下文中，現(xiàn)將參照附圖對(duì)本發(fā)明的示例性實(shí)施方案進(jìn)行詳細(xì)描述。然而，應(yīng)該理解 的是本文中所提出的說明只是僅用于舉例說明目的的優(yōu)選實(shí)施例，并非意在限制本發(fā)明的 范圍。這就是為什么本發(fā)明的范圍是由所附權(quán)利要求及其等效方案決定的。實(shí)施例
表1 每個(gè)以表1中所列出的組分及其含量制備的鋼坯均以與表2中所列出的條件相同的條件進(jìn)行軋制和冷卻。對(duì)于這些實(shí)施例，在超過所述冷卻速度的條件下以及在精軋起始 溫度超過Tm且最終冷卻溫度較低的條件下對(duì)鋼坯進(jìn)行測(cè)試。[表 2] 每個(gè)鋼坯均是按照表2中所列的條件制備的，并且鋼坯的測(cè)試結(jié)果在下表3中列
出o[表 3]
10 表3中所列出的測(cè)試結(jié)果揭示了具有本發(fā)明的一個(gè)示例性實(shí)施方案的組分及其 含量的本發(fā)明的鋼確實(shí)滿足了所有加工條件的要求，并且由此所制備的鋼(A-l、B-U C-U D-I、E-I、F-I、G-I和Η-1)令人滿意地具有600MPa或更高的抗拉強(qiáng)度以及80%或更低的 低屈強(qiáng)比。相反，可以看出其組成超出本發(fā)明的組成體系范圍的比較用鋼I至L，以及本發(fā) 明的鋼中不滿足所述加工條件的鋼均未顯示出與滿足所有加工條件要求的本發(fā)明的鋼一 樣的優(yōu)良物理特性。
權(quán)利要求
一種高強(qiáng)度且低屈強(qiáng)比的鋼，包括，以重量百分?jǐn)?shù)計(jì)C0.02至0.12％，Si0.01至0.8％，Mn0.3至2.5％，P0.02％或更低，S0.01％或更低，Al0.005至0.5％，Nb0.005至0.10％，B3至50ppm，Ti0.005至0.1％，N15至150ppm，Ca60ppm或更低，以及余量的鐵和不可避免的雜質(zhì)，所述鋼的抗拉強(qiáng)度為600MPa或更高且屈強(qiáng)比為80％或更低。
2.權(quán)利要求1的高強(qiáng)度且低屈強(qiáng)比的鋼，還包括至少一種選自以下元素的成分，以重 量百分?jǐn)?shù)計(jì):Cr 0. 05 M 1.0%, Mo :0· 01 M 1.0%, Ni :0· 01 M 2.0%, Cu :0· 01 M 1.0%, 以及 V :0. 005 至 0. 3%。
3.權(quán)利要求1的高強(qiáng)度且低屈強(qiáng)比的鋼，包括以重量百分?jǐn)?shù)計(jì)1至5%的ΜΑ(馬氏體 /奧氏體)結(jié)構(gòu)，所述MA結(jié)構(gòu)的平均粒度為5μπι或更低。
4.權(quán)利要求1的高強(qiáng)度且低屈強(qiáng)比的鋼，包括以重量百分?jǐn)?shù)計(jì)至少95%的一種粒狀貝 氏體與貝氏鐵素體的雙相組織。
5.一種用于制備高強(qiáng)度且低屈強(qiáng)比的鋼的方法，所述方法包括在1050至1250°C下再加熱鋼坯，所述鋼坯包括，以重量百分?jǐn)?shù)計(jì)C:0. 02至0. 12%， Si 0. 01 M0. 8%, Mn 0. 3 至 2. 5 %，P 0. 02 % 或更低，S 0. 01 % 或更低，Al 0. 005 至 0. 5%, Nb 0. 005 至 0. 10%，B :3 至 50ppm，Ti 0. 005 至 0. 1 %，N 15 至 150ppm，Ca :60ppm 或更低，以及余量的鐵和不可避免的雜質(zhì)；在1250°C至Tm的溫度下粗軋所述經(jīng)再加熱的鋼坯；在Tnr至Bs的溫度下精軋所述經(jīng)粗軋的鋼板；和使所述經(jīng)精軋的鋼板冷卻至500至600°C的最終冷卻溫度。
6.權(quán)利要求5的方法，其中所述鋼坯還包括至少一種選自以下的組分，以重量百分?jǐn)?shù) 計(jì)Cr 0. 05 至 1. 0%，Mo 0. 01 至 1. 0%，Ni 0. 01 至 2. 0%，Cu 0. 01 至 1. 0%，以及 V 0. 005 至 0. 3%。
7.權(quán)利要求5的方法，其中所述鋼的微結(jié)構(gòu)是由以重量百分?jǐn)?shù)計(jì)1至5%的MA結(jié)構(gòu) (馬氏體/奧氏體)形成的，所述MA結(jié)構(gòu)的平均粒度為5 μ m或更低。
8.權(quán)利要求5的方法，其中所述鋼的微結(jié)構(gòu)是由以重量百分?jǐn)?shù)計(jì)至少95%的一種粒狀 貝氏體與貝氏鐵素體的雙相組織形成的。
9.權(quán)利要求5的方法，其中冷卻所述經(jīng)精軋的鋼板的操作是通過以2至10°C/s的冷 卻速度水冷所述經(jīng)精軋的鋼板來實(shí)施的。
全文摘要
本發(fā)明提供了一種高強(qiáng)度高且低屈強(qiáng)比低的結(jié)構(gòu)用鋼，所述鋼用作建筑物的結(jié)構(gòu)用鋼并且具有優(yōu)良的特性，如低溫韌性、接近600MPa或更高的抗拉強(qiáng)度，以及80％或更低的低屈強(qiáng)比。所述高強(qiáng)度且低屈強(qiáng)比的鋼，包括，以重量百分?jǐn)?shù)計(jì)C0.02至0.12％，Si0.01至0.8％，Mn0.3至2.5％，P0.02％或更低，S0.01％或更低，Al0.005至0.5％，Nb0.005至0.10％，B3至50ppm，Ti0.005至0.1％，N15至150ppm，Ca60ppm或更低，以及余量的鐵和不可避免的雜質(zhì)；并且還包括至少一種選自以下元素的成分，以重量百分?jǐn)?shù)計(jì)Cr0.05至1.0％，Mo0.01至1.0％，Ni0.01至2.0％，Cu0.01至1.0％，以及V0.005至0.3％，其中在所述精軋過程后將最終冷卻溫度限制在500至600℃。本發(fā)明可提供滿足諸如低溫韌性、止脆裂性和低屈強(qiáng)比的特性的高強(qiáng)度且低屈強(qiáng)比的鋼，以及其制備方法。
文檔編號(hào)C22C38/04GK101868560SQ200880117319
公開日2010年10月20日 申請(qǐng)日期2008年9月12日 優(yōu)先權(quán)日2007年11月22日
發(fā)明者嚴(yán)慶根, 崔鐘教, 曹財(cái)榮 申請(qǐng)人:Posco公司