專利名稱：抗環(huán)境脆性及疲勞性能優(yōu)良的超高強(qiáng)度鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及到超高強(qiáng)度鋼板及其制造方法，特別涉及一種抗環(huán)境脆性及疲勞性能優(yōu)良的超高強(qiáng)度鋼板及其制造方法，鋼板抗拉強(qiáng)度> 1350MPa、屈服強(qiáng)度> 1150MPa、延伸率彡8%及0°C夏比沖擊韌性彡34J.
背景技術(shù)：
眾所周知，環(huán)境脆性與低疲勞性能(表現(xiàn)為疲勞極限隨強(qiáng)度的升高發(fā)生離散分布狀態(tài)，并出現(xiàn)低疲勞極限值)是超高強(qiáng)度鋼板使用的兩大世界性技術(shù)難題，為確保超高強(qiáng)度鋼板使用過程中的安全可靠性，日本、韓國(guó)、歐盟、美國(guó)等發(fā)達(dá)國(guó)家把改善超高強(qiáng)度鋼的環(huán)境脆性與疲勞性能作為新一代超級(jí)鋼鐵結(jié)構(gòu)材料研究的核心問題之一加以研究，并盡力搶占該技術(shù)領(lǐng)域的制高點(diǎn)，中國(guó)“973”計(jì)劃中也把改善超高強(qiáng)度鋼的環(huán)境脆性與疲勞性能的研究作為重點(diǎn)推進(jìn)工作，力爭(zhēng)取得脫破；因此，改善超高強(qiáng)度鋼的環(huán)境脆性與疲勞性能及低成本制造技術(shù)是新一代超級(jí)鋼發(fā)展的方向。現(xiàn)有抗拉強(qiáng)度1200MPa 1500MPa級(jí)別鋼，主要成分體系為中C-Cr-Mo系與 C-Cr-Mo-Ni 系，代表牌號(hào)為 35CrMo (VNb)、42CrMo (VNb)、40CrNiMo、AISI4340 (40CrNiMo)、 AISI4135(SCM435)等，在生產(chǎn)工藝上采用油淬+高溫回火工藝生產(chǎn)；雖然鋼獲得超高強(qiáng)度， 但是生產(chǎn)成本較高，易造成嚴(yán)重的環(huán)境污染(油淬所致)，更重要的是該類鋼種存在以下致命缺點(diǎn)A.韌性不足，鋼的強(qiáng)韌性、強(qiáng)塑性匹配性很差；參見《清華大學(xué)貝氏體鋼研究及推廣中心資料》；B.疲勞極限離散，導(dǎo)致超高強(qiáng)度鋼抗疲勞性能下降；參見《日本機(jī)械學(xué)會(huì)論文集》，1898，45 50 ；《高強(qiáng)度及超高強(qiáng)度鋼》，機(jī)械工業(yè)出版社，1988，98)；C.延遲斷裂抗力低下，對(duì)環(huán)境脆性敏感。(參見《熱處理》，1995，35 03)，133 137 ； 《日刊工業(yè)新聞》，1989，67)。為改善超高強(qiáng)度鋼上述3個(gè)致命缺陷，北京鋼鐵研究總院采用在42CrMo鋼的基礎(chǔ)上提高鉬含量和添加釩，使得該鋼在550°C以上溫度回火時(shí)仍能獲得1500MPa級(jí)的強(qiáng)度水平；同時(shí)具有良好的塑韌性；通過降低磷、硫、硅和錳的含量，并利用釩的MC型碳化物的氫陷阱作用及釩、鈮的細(xì)化晶粒作用改善了鋼的耐延遲斷裂性能；通過降低磷、硫、硅和錳等元素的含量改善了鋼的冷加工性能。(參見《鋼鐵研究學(xué)報(bào)》，2003 0)，30 33;鋼鐵， 2002 (3)，37 42 ；《機(jī)械工程材料》，2002 (11),1 ；《機(jī)械工程材料》，2001 (3)，28)。西北工業(yè)大學(xué)的康沫狂教授通過合理的合金化，在加入含有阻礙碳化物析出元素 (如鋁、硅)的鋼中，貝氏體組織在轉(zhuǎn)變過程中出現(xiàn)明顯的階段性，轉(zhuǎn)變的初期階段，形成的貝氏體由貝氏體鐵素體(BF)和分布于BF基體片條之間和BF基體片條內(nèi)的殘余奧氏體 (AR)組成，康沫狂等稱之為“準(zhǔn)貝氏體”組織；當(dāng)殘余奧氏體(AR)分布于BF基體片條之間時(shí)稱為準(zhǔn)上貝氏體，分布于BF基體之上時(shí)稱為準(zhǔn)下貝氏體，準(zhǔn)貝氏體鋼中的貝氏體鐵素體 (BF)是碳的過飽和固溶體，具有較高的強(qiáng)度和韌性；準(zhǔn)貝氏體鋼組織中雖然沒有碳化物的彌散強(qiáng)化，但準(zhǔn)貝氏體組織中的貝氏體鐵素體固溶強(qiáng)化可以達(dá)到很高的級(jí)別；由于貝氏體轉(zhuǎn)變的強(qiáng)韌性不決定于其形狀，主要決定于是否有碳化物析出和殘余奧氏體的穩(wěn)定性，因此形成無碳化物貝氏體和殘余奧氏體并保持奧氏體組織穩(wěn)定性能實(shí)現(xiàn)準(zhǔn)貝氏體鋼高的強(qiáng)韌性，顯著改善典型貝氏體組織的強(qiáng)韌性，為發(fā)展貝氏體鋼開辟了新的途徑。(參見《金屬熱處理》，1995，12，4 5 ；《鋼鐵》，2000，35 (2)，47 50 ；《兵器材料科學(xué)與工程》，2002，(1)， 61 ；《兵器材料科學(xué)與工程》，1998，(3)，60)。清華大學(xué)方鴻生教授采用特殊的貝氏體顯微組織設(shè)計(jì)，改善中碳超高強(qiáng)度鋼的強(qiáng)韌性匹配、抗環(huán)境脆性及疲勞性能，但是鋼的韌性仍然較低，對(duì)鋼在使用過程中存在較大的風(fēng)險(xiǎn)。參見中國(guó)專利 CN86103009、CN03150091. 9、CN98124899. 3、ZL03124268, ZL200610078770,ZL00124468。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是提供一種抗環(huán)境脆性及疲勞性能優(yōu)良的超高強(qiáng)度鋼板及其制造方法，在無需添加任何設(shè)備及設(shè)備改造的情況下，采用廉價(jià)的C-Si-Mn-Cr成分體系，添加少量的奧氏體穩(wěn)定化元素Ni，通過合金元素的組合設(shè)計(jì)與控制軋制及低溫回火工藝相結(jié)合，使鋼板顯微組織為均勻細(xì)小的無碳化物貝氏體/馬氏體+少量穩(wěn)定性高的殘余奧氏體復(fù)相組織，實(shí)現(xiàn)超高強(qiáng)度的同時(shí)，鋼板的沖擊韌性、抗環(huán)境脆性、抗疲勞性能也同樣優(yōu)異，鋼板抗拉強(qiáng)度彡1350MPa、屈服強(qiáng)度彡1150MPa、延伸率彡8%及0°C夏比沖擊韌性彡34J ；且實(shí)現(xiàn)低成本制造，這對(duì)于資源相對(duì)缺乏的國(guó)家和地區(qū)實(shí)現(xiàn)可持續(xù)發(fā)展顯得尤其重要；本發(fā)明鋼板在工程機(jī)械、礦山機(jī)械、鐵路道岔等方面廣泛使用。大量研究均表明馬氏體、貝氏體中的碳化物對(duì)韌性有不利影響，原因在于碳化物的存在將促進(jìn)裂紋的形成與發(fā)展，甚至成為孔洞的形核處，惡化鋼的韌性，特別是在較高溫度下相變得到的上貝氏體組織，碳化物的這種有害作用更加明顯；中C-Mn-B貝氏體鋼中添加適量的Si可獲得無碳化物貝氏體/馬氏體復(fù)相組織。在奧氏體的冷卻過程中，適量Si 的存在將強(qiáng)烈抑制碳化物的析出，使生成的貝氏體鐵素體中無碳化物析出；同時(shí)，由于貝氏體鐵素體溶碳量很少，生成時(shí)要向母相排碳，使周圍的奧氏體富碳，Ms點(diǎn)降低到室溫以下， 最終形成殘余奧氏體存在于貝氏體鐵素體片條間及片條內(nèi)的無碳化物貝氏體/馬氏體復(fù)相組織；但是過高的Si含量會(huì)使高溫區(qū)轉(zhuǎn)變曲線左移及中溫貝氏體區(qū)轉(zhuǎn)變右移，因此為得到貝氏體鋼，須有合適的Si含量；不同的化學(xué)成分，尤其是不同碳含量的鋼，適宜的Si含量是不一樣的。含Si貝氏體鋼中殘余奧氏體有塊狀和薄膜狀兩種存在形式，對(duì)性能的影響與其含量、形態(tài)及分布相關(guān)。分布于貝氏體鐵素體片條間或者片條內(nèi)的薄膜狀殘余奧氏體具有優(yōu)良的機(jī)械穩(wěn)定性和熱穩(wěn)定性，能提高鋼的韌性，而呈塊狀的殘余奧氏體穩(wěn)定性較差，對(duì)鋼的韌性不利。塊狀殘余奧氏體在外力作用下，轉(zhuǎn)變?yōu)楦咛?、未回火的孿晶馬氏體(馬氏體中可能存在微裂紋)而降低鋼的韌性。薄膜狀殘余奧氏體具有良好的機(jī)械穩(wěn)定性和熱穩(wěn)定性， 顯著提高材料的韌性，這是因?yàn)椋鸭y在馬氏體基體內(nèi)的擴(kuò)展過程中較少分支或者裂紋尖端鈍化現(xiàn)象，裂紋擴(kuò)展路徑較為平直，相應(yīng)地，擴(kuò)展速率較快；而在含有膜狀殘余奧氏體的貝氏體/馬氏體復(fù)相組織中，裂紋擴(kuò)展過程中遇到奧氏體薄膜時(shí)，由于奧氏體是面心立方結(jié)構(gòu)，滑移系多，具有良好的塑性變形能力而發(fā)生鈍化現(xiàn)象，降低了裂紋尖端強(qiáng)度因子，使裂紋擴(kuò)展緩慢，并誘發(fā)裂紋發(fā)生分支、拐彎方式擴(kuò)展，減輕了裂紋尖端應(yīng)力集中的程度；由于裂紋的分支使主裂紋的擴(kuò)展能量降低，從而降低了裂紋擴(kuò)展速率(如圖1所示)。研究表明薄膜狀殘余奧氏體與塊狀?yuàn)W氏體的量之比大于0.9時(shí)就能夠得到良好的韌性，這可以通過加入適當(dāng)?shù)幕瘜W(xué)元素達(dá)到目的；此外，貝氏體/馬氏體復(fù)相組織中，裂紋在從一個(gè)板條束擴(kuò)展到另一個(gè)板條束時(shí)，其走向會(huì)發(fā)生大的轉(zhuǎn)折。當(dāng)裂紋前端與另一個(gè)板條束的界面相遇時(shí)，由于裂紋擴(kuò)展的晶體學(xué)位向不利，因而會(huì)先沿著板條束界面擴(kuò)展，調(diào)整位向后，仍沿裂紋的主方向擴(kuò)展；裂紋在高Si鋼中擴(kuò)展時(shí)存在分支現(xiàn)象(如圖1所示)；裂紋擴(kuò)展過程中發(fā)生分支、拐彎時(shí)，主裂紋的尖端應(yīng)力集中就會(huì)得到一定的緩解，并有受到阻礙擴(kuò)展的可能；由于裂紋的分支與拐彎，裂紋尖端的應(yīng)力相應(yīng)地發(fā)生了分解，從而降低了主裂紋的擴(kuò)展速率。因此，消除一般貝氏體鋼中的碳化物而代之以膜狀殘余奧氏體，可使工作載荷下裂紋不致于在碳化物與基體間萌生及擴(kuò)展，從而增加裂紋形成及擴(kuò)展的能量，起到提高材料韌性的作用。無碳化物貝氏體/馬氏體超高強(qiáng)度鋼是一種Mn-Si-Cr系高強(qiáng)鋼，其Si (1.8%)的含量較高，貝氏體及馬氏體的相轉(zhuǎn)變點(diǎn)(Bs、Ms)受到很大影響，貝氏體開始相變溫度Bs點(diǎn)上升，馬氏開始相變溫度Ms點(diǎn)下降，經(jīng)奧氏體化自高溫空冷至室溫時(shí)，低碳下貝氏體將優(yōu)先于原奧氏體析出，分割原奧氏體晶粒，使隨后析出的馬氏體板條細(xì)化，同時(shí)將使隨后形成的相鄰馬氏體板條束的束界形成大角束界，使疲勞斷裂中的“有效晶粒尺寸”減??；而單一馬氏體組織的超高強(qiáng)鋼板條屈氏體組織的相鄰馬氏體板條的束界常為小角束界，相比之下疲勞斷裂中的“有效晶粒尺寸”較大，上述的組織特點(diǎn)導(dǎo)致無碳化物貝氏體/馬氏體超高強(qiáng)度鋼在疲勞裂紋形核以后的擴(kuò)展過程中，將造成疲勞裂紋的取向變化，增加疲勞裂紋擴(kuò)展的阻力，降低疲勞裂紋擴(kuò)展速率，增加疲勞裂紋的擴(kuò)展壽命，從而提高其疲勞強(qiáng)度；此外，束界及板條之間的殘余奧氏體薄膜作為韌性相，當(dāng)疲勞裂紋擴(kuò)展到殘余奧氏體薄膜時(shí)，裂紋裂尖發(fā)生鈍化、裂紋彎折，極大地降低了疲勞裂紋擴(kuò)展速度，提高了超高強(qiáng)度鋼的抗疲勞性能。無碳化物貝氏體/馬氏體超高強(qiáng)度鋼是顯微組織是貝氏體/馬氏體+少量高穩(wěn)定性的殘余奧氏體薄膜，從組織結(jié)構(gòu)構(gòu)成與特點(diǎn)可知，高Si含量使得殘余奧氏體含量增加， 且具有較高的熱穩(wěn)定性和機(jī)械穩(wěn)定性，一方面由于殘余奧氏體韌性好，可以阻礙氫致裂紋擴(kuò)展；另一方面，殘余奧氏體又可作為氫陷阱(奧氏體H的化學(xué)位很低，H —旦擴(kuò)散進(jìn)入奧氏體中便很難再擴(kuò)散出來)，使鋼中擴(kuò)散氫含量大幅度減少，造成氫難于形成局部富集，顯著提高抗氫脆能力(即環(huán)境脆性)。本發(fā)明的技術(shù)方案是抗環(huán)境脆性及疲勞性能優(yōu)良的超高強(qiáng)度鋼板，其成分重量百分比為C :0· 20% 0. 26%Si :1· 50% 1. 90%Mn 2. 00% 2. 60%P ^ 0. 013%S:彡 0.0030%Ni :0· 15% 0. 45%
Cr :0· 75% 1. 05%Mo :0· 05% 0. 30%Nb 0. 007% 0. 030%Ti :0· 007% 0. 025%Ca :0· 0010% 0. 0040%其余為鐵和不可避免的夾雜；且上述元素含量必須同時(shí)滿足如下關(guān)系10 ( (Mn當(dāng)量)/C ( 20，以保證鋼板具有優(yōu)良的塑韌性，其中Mn當(dāng)量= Mn+0. 73Ni ；SiXC彡0.35%，確保殘余奧氏體中，C的固溶量達(dá)到1. 00%以上，保證殘余奧氏
體薄膜穩(wěn)定性；奧氏體穩(wěn)定化指數(shù)A 彡 8. 00 %，其中 A = 2. 54+40. 58 % C+0. 42 ( % Ni+ % Mn)-2. 64(% P+% S)-l. 26(% Cr+Mo)-(% Si)，確保鋼中殘余奧氏體含量彡6.0%，增強(qiáng)殘余奧氏體的穩(wěn)定性。Nb/Ti ^ 1. 00，確保板坯加熱過程中，Nb的碳氮化物成分固溶的同時(shí)，奧氏體晶粒不發(fā)生異常長(zhǎng)大，實(shí)現(xiàn)控制軋制，保證貝氏體/馬氏體板條束細(xì)小均勻，改善超高強(qiáng)度鋼板強(qiáng)韌性匹配及疲勞性能；Ca與S之間的關(guān)系:Ca/S在1.00 3. 00之間且CaXSaw彡2. OX 1(Γ3，確保鋼中夾雜物球化的同時(shí)，鋼中夾雜物數(shù)量少、尺寸細(xì)小、分布均勻，改善超高強(qiáng)度鋼板的疲勞性能及環(huán)境脆性。在本發(fā)明的成分設(shè)計(jì)中C，是鋼中最主要的強(qiáng)化元素，碳溶解在鋼中形成間隙固溶體，起固溶強(qiáng)化的作用， 間隙固溶體的C強(qiáng)化鐵素體的效果最為顯著。但是鋼中隨著C含量的降低，且當(dāng)鋼中含有強(qiáng)碳化物形成元素時(shí)，奧氏體化不充分就會(huì)形成分布不均勻的未溶碳化物，使得奧氏體化不均勻，降低奧氏體的穩(wěn)定性，使淬透性降低；在低合金空冷貝氏體鋼中，過高的碳含量對(duì)焊接性能不利，阻滯和推遲中溫轉(zhuǎn)變，使獲得貝氏體組織的冷速范圍變窄，不容易獲得貝氏體組織。因此，空冷貝氏體鋼的C含量小于0. 30%，在保證鋼板強(qiáng)度及殘余奧氏體中能夠富集足夠C以穩(wěn)定奧氏體的前提下，應(yīng)盡可能降低碳含量，同時(shí)輔加合金元素來補(bǔ)充碳量引起的強(qiáng)度不足，綜上所述，C合理的含量控制在0. 20% 0.之間。無碳化物貝氏體/馬氏體組織的形成過程中，Si起到了十分重要的作用。C-Mn-Cr 系合金在空冷的條件下可以獲得下貝氏體/馬氏體的復(fù)相組織，在上述合金體系中再進(jìn)一步添加適量的Si元素，在貝氏體轉(zhuǎn)變過程中，將貝氏體轉(zhuǎn)變分為兩個(gè)階段。Si作為非碳化物形成元素，Si抑制滲碳體析出，因此在奧氏體分解過程中能夠抑制下貝氏體中碳化物的析出，生成無碳化物析出的貝氏體鐵素體，同時(shí)，由于貝氏體鐵素體生成時(shí)向母相的排碳作用，其周圍的奧氏體成為富碳的奧氏體膜，其Ms點(diǎn)降至室溫以下，故可穩(wěn)定的保留到室溫， 從而形成由貝氏體鐵素體(BF)片條和膜狀富碳?xì)堄鄪W氏體構(gòu)成的無碳化物貝氏體；因此含Si貝氏體鋼在一定冷卻速度范圍內(nèi)冷卻時(shí)，可形成無碳化物貝氏體；在較低溫度下形成的針狀無碳化物下貝氏體自原奧氏體晶內(nèi)和晶界處形核呈分散分布，而分散分布的片狀無碳化物貝氏體分割原奧氏體晶粒，細(xì)化馬氏體束，改善鋼的強(qiáng)韌性。在無碳化物貝氏體/馬氏體復(fù)相結(jié)構(gòu)中，殘余奧氏體以膜狀存在于BF片條之間和片條內(nèi)。它一方面取代了碳化物 (后者界面可能是疲勞裂紋源)，同時(shí)也相當(dāng)于在精細(xì)及超精細(xì)結(jié)構(gòu)單元與殘余奧氏體薄膜之間存在類似大角度位向差的界面，細(xì)化了基本結(jié)構(gòu)單元，從而提高了鋼的韌性，為了實(shí)現(xiàn)上述功效，合理Si含量范圍控制在1.50% 1.90%之間。Mn,能夠顯著提高淬透性，改善熱處理性能，強(qiáng)化基體和細(xì)化珠光體，從而提高鋼的強(qiáng)度和硬度，采用Mn合金化，原因就在于其既能起到強(qiáng)化基體的作用，同時(shí)更重要的是其提高淬透性的相變強(qiáng)化作用，Mn的加入能使鋼的C曲線明顯的右移，強(qiáng)烈的增加鋼的淬透性，以保證鋼在空冷條件下可獲得一定量的貝氏體組織。但是，由于在鋼液的鑄造冷卻過程中，錳元素容易產(chǎn)生偏析，并可能在隨后的產(chǎn)品中形成帶狀偏析組織；同時(shí)過量的Mn 有降低鋼的導(dǎo)熱性，降低冷卻速度的趨勢(shì)，從而可能產(chǎn)生粗晶粒，惡化鋼板的韌性與疲勞性能，因此鋼中Mn含量不宜過高，綜合上述分析，合理的Mn含量控制在2. 00% 2. 60%之間。P，作為鋼中有害夾雜對(duì)鋼板的機(jī)械性能，尤其沖擊韌性、延伸率、抗環(huán)境脆性及抗疲勞性能具有巨大的損害作用，理論上要求越低越好；但考慮到煉鋼可操作性和煉鋼成本， P含量需要控制在彡0.013%。S，作為鋼中有害夾雜對(duì)鋼板的低溫韌性具有很大的損害作用，更重要的是S在鋼中與Mn結(jié)合，形成MnS夾雜物，在熱軋過程中，MnS的可塑性使MnS沿軋向延伸，形成沿軋向MnS夾雜物帶，嚴(yán)重?fù)p害鋼板的沖擊韌性、延伸率、抗環(huán)境脆性及抗疲勞性能，同時(shí)S還是熱軋過程中產(chǎn)生熱脆性的主要元素，理論上要求越低越好；但考慮到煉鋼可操作性、煉鋼成本和物流順暢原則，S含量需要控制在< 0. 0030%。鋼中添加一定含量的Ni元素可以增加鋼的強(qiáng)度與韌性。這是因?yàn)镹i和C不形成碳化物，它是形成和穩(wěn)定奧氏體，擴(kuò)大Y相區(qū)的元素的主要合金元素之一。在這一點(diǎn)上類似于Mn元素，其加入會(huì)降低過冷奧氏體的相變溫度，使鋼的組織亞結(jié)構(gòu)細(xì)化。Ni與鐵以互溶的形式存在于鋼中的α和Y相中，使之強(qiáng)化，并通過細(xì)化α相的晶粒，改善鋼的低溫性能，特別是韌性；因此，在Mn-Si-Cr系貝氏體鋼中，M的加入除了進(jìn)一步增加鋼的淬透性保證在較寬的冷速范圍內(nèi)獲得貝氏體組織外，更重要的是保證鋼在具有高強(qiáng)度的同時(shí)具有高韌性；因此從理論上講，鋼中M含量在一定范圍內(nèi)越高越好，但是M是貴重元素，過多添加會(huì)造成成本上升，因此Ni含量控制在0. 15% 0.45%。Cr，能顯著提高鋼的淬透性，在奧氏體化條件充分時(shí)，加入一定的含量的Cr可以增大臨界淬透性尺寸，與Mn類似，Cr的加入可以使Bs點(diǎn)降低較多，而Ms點(diǎn)降低較少，這樣可以使得空冷時(shí)在獲得一定量貝氏體的同時(shí)防止因?yàn)槔渌龠^快而引起的開裂；C與Cr共同作用，可進(jìn)一步降低Bs點(diǎn)，以保證在空冷過程中盡量避免出現(xiàn)粒狀貝氏體和上貝氏體組織，得到下貝氏體組織并細(xì)化貝氏體尺寸，從而增加貝氏體鐵素體基體的強(qiáng)度及韌性；因此適宜的Cr含量控制在0. 75% 1. 05%之間。Mo，具有很好的提高淬透性的作用，其提高淬透性的作用僅次于Mn ；在過冷奧氏體的冷卻轉(zhuǎn)變過程中，Mo對(duì)中溫轉(zhuǎn)變的推遲作用顯著的低于高溫轉(zhuǎn)變，采用Mo合金化時(shí)還能起到消除回火脆性與提高韌性的作用，因此在新型空冷Mn系貝氏體鋼中有時(shí)也加入一定量的Μο( < 0. 40%),以提高淬透性，進(jìn)一步保證在較寬的連續(xù)冷卻速度范圍內(nèi)獲得貝氏體組織和抑制回火脆性的發(fā)生；但是Mo的價(jià)格昂貴，在獲得類似性能的前提下，盡量少添加或不添加Mo對(duì)于鋼的經(jīng)濟(jì)性十分重要。更為重要的是，低Si鋼中Mo的韌化作用強(qiáng)于高 Si鋼，而中溫回火條件下高Si鋼中Mo的韌化作用則強(qiáng)于低Si鋼；因此為了節(jié)約制造成本， 有獲得優(yōu)良的韌性，Mo含量控制在0. 05% 0. 30%之間。Nb，含量在0. 007% 0. 030%之間，以獲得最佳的控軋效果，細(xì)小鋼板晶粒，改善鋼板韌性、抗環(huán)境脆性與抗疲勞性能。Ti，含量在0.007% 0.025%之間。抑制均熱和熱軋過程中奧氏體晶粒長(zhǎng)大，改善鋼板韌性、抗環(huán)境脆性與抗疲勞性能。對(duì)鋼進(jìn)行Ca處理，一方面可以進(jìn)一步純潔鋼液，另一方面對(duì)鋼中硫化物進(jìn)行變性處理，使之變成不可變形的、穩(wěn)定細(xì)小的球狀硫化物、抑制S的熱脆性、提高鋼板的韌性、延伸率、抗環(huán)境脆性和抗疲勞性能與焊接性，此外采用Ca處理，改善高酸溶鋁鋼水的澆注；Ca 加入量的多少，取決于鋼中S含量的高低，Ca加入量過低，處理效果不大；Ca加入量過高，形成Ca(0，S)尺寸過大，脆性也增大，可成為斷裂裂紋起始點(diǎn)，同時(shí)還降低鋼質(zhì)純凈度、污染鋼液。一般控制 Ca 含量按 ESSP = (wt % Ca) [1-1. M(wt % 0) ]/1. 25 (wt % S)，其中 ESSP為硫化物夾雜形狀控制指數(shù)，取值范圍0. 5 5之間為宜，因此Ca含量的合適范圍為 0. 0010% 0. 0040%。本發(fā)明抗環(huán)境脆性及疲勞性能優(yōu)良的超高強(qiáng)度鋼板的制造方法，包括如下步驟1)冶煉、鑄造按上述成分冶煉，采用連鑄工藝成板坯，連鑄輕壓下率控制在2% 5%之間，中間包澆注溫度1530°C 1550°C ；2)板坯加熱，加熱溫度1100°C 1200°C，板坯出爐后采用高壓水除鱗；3)軋制，采用兩階段軋制；第一階段為普通軋制，軋制道次壓下率彡8%，累計(jì)壓下率彡50%，確保形變金屬發(fā)生動(dòng)態(tài)/靜態(tài)再結(jié)晶，細(xì)化奧氏體晶粒；第二階段采用未再結(jié)晶控制軋制，控軋開軋溫度850 900°C，軋制道次壓下率彡7%，累計(jì)壓下率彡60%，終軋溫度80(TC 850°C，軋制后鋼板自然空冷至室溫；從軋制結(jié)束到回火熱處理時(shí)間間隔控制在12小時(shí)內(nèi)，以防止鋼板變形而引起翹曲及超高強(qiáng)度鋼氫致延遲裂紋；4)回火鋼板回火溫度控制在270 330°C之間；回火時(shí)間按爐內(nèi)裝料量而定，一般回火時(shí)間取2. 0 3. Omin/mmXt, t為鋼板厚度，單位mm，鋼板回火出爐后，自然空冷到室溫。根據(jù)本發(fā)明具有綜合性能優(yōu)異的鋼板組織是均勻細(xì)小的回火板條下貝氏體/回火馬氏體+少量穩(wěn)定性高的殘余奧氏體。本發(fā)明的有益效果與現(xiàn)有技術(shù)相比本發(fā)明無需規(guī)模的增加設(shè)備投資，無需采用調(diào)質(zhì)工藝，通過廉價(jià)的C-Si-Mn-Cr成分體系，添加少量的奧氏體穩(wěn)定化元素Ni，通過合金元素的組合設(shè)計(jì)與控制軋制及低溫回火工藝相結(jié)合，使鋼板顯微組織為均勻細(xì)小的無碳化物貝氏體/馬氏體 +少量穩(wěn)定性高的殘余奧氏體復(fù)相組織，實(shí)現(xiàn)超高強(qiáng)度的同時(shí)，鋼板的沖擊韌性、抗環(huán)境脆性、抗疲勞性能也同樣優(yōu)異，且實(shí)現(xiàn)低成本制造，這對(duì)于資源相對(duì)缺乏的國(guó)家和地區(qū)實(shí)現(xiàn)可持續(xù)發(fā)展顯得尤其重要；本發(fā)明鋼板在工程機(jī)械、礦山機(jī)械、鐵路道岔等方面廣泛使用手段之一。


圖1為裂紋鈍化于膜狀殘余奧氏體前端的示意圖；圖2為本發(fā)明實(shí)施例3鋼的顯微組織(回火狀態(tài))。
具體實(shí)施例方式下面結(jié)合實(shí)施例對(duì)本發(fā)明做進(jìn)一步說明。表1所示本發(fā)明實(shí)施例的成分，表2 表3為本發(fā)明實(shí)施例的制造方法，表4所示為本發(fā)明實(shí)施例的鋼板性能實(shí)績(jī)。從圖2可以看出，本發(fā)明鋼的顯微組織為均勻細(xì)小的無碳化物貝氏體/馬氏體+ 少量穩(wěn)定性高的殘余奧氏體，從而實(shí)現(xiàn)超高強(qiáng)度的同時(shí)，鋼板具有優(yōu)良的沖擊韌性、抗環(huán)境脆性、抗疲勞性能。根據(jù)本發(fā)明，國(guó)內(nèi)外具有連鑄設(shè)備的鋼鐵企業(yè)，無需通過任何設(shè)備改造，就可以在中厚板軋機(jī)上實(shí)施，并且可以向所有具有連鑄機(jī)和中厚板的鋼鐵企業(yè)推廣。由于本發(fā)明技術(shù)無需通過任何設(shè)備改造，是一種切實(shí)可行的低成本超高強(qiáng)度鋼板的生產(chǎn)方法。技術(shù)上具有很強(qiáng)的現(xiàn)實(shí)性和可操作性，具有很高的商業(yè)價(jià)值。
權(quán)利要求
1.抗環(huán)境脆性及疲勞性能優(yōu)良的超高強(qiáng)度鋼板，其成分重量百分比為C 0. 20% 26%Si1. 50% 1. 90%Mn2. 00% 2. 60%P ^ 0. 013%S ^ 0. 0030%Ni0. 15% 0. 45%Cr0. 75% 1. 05%Mo0. 05% 0. 30%Nb0. 007%--0. 030%Ti0. 007%--0. 025%Ca0. 0010%- 0. 0040%其余為鐵和不可避免的夾雜；且上述元素含量必須同時(shí)滿足如下關(guān)系10彡(Mn當(dāng)量)/C彡20，其中Mn當(dāng)量=Mn+0. 73Ni，保證鋼板具有優(yōu)良的沖擊韌性；SiXC ^ 0. ；35%，確保殘余奧氏體，C的固溶量達(dá)到1. 00%以上；奧氏體穩(wěn)定化指數(shù)A 彡 8. 00%，其中 A = 2. 54+40. 58% C+0. 42(%Ni+% Mn)-2. 64(% P+% S)-1.26(% Cr+Mo)-(% Si)，確保鋼中殘余奧氏體含量彡6. 0% ；Nb/Ti 彡 1. 00 ；Ca 與 S 的關(guān)系Ca/S 在 1. 00 3. 00 之間，且 CaXSci18 彡 2. 0X10_3。
2.如權(quán)利要求1所述的抗環(huán)境脆性及疲勞性能優(yōu)良的超高強(qiáng)度鋼板的制造方法，包括如下步驟1)冶煉、鑄造按上述成分冶煉，采用連鑄工藝成板坯，連鑄輕壓下率控制在2% 5%之間，中間包澆注溫度1530°C 1550°C ；2)板坯加熱，加熱溫度1100°C 1200°C，板坯出爐后采用高壓水除鱗；3)車L制，采用兩階段軋制；第一階段為普通軋制，軋制道次壓下率> 8%，累計(jì)壓下率> 50% ；第二階段采用未再結(jié)晶控制軋制，控軋開軋溫度850 900°C，軋制道次壓下率彡7%，累計(jì)壓下率彡60%，終軋溫度800°C 850°C，軋制后鋼板自然空冷至室溫；從軋制結(jié)束到回火熱處理時(shí)間間隔控制在12小時(shí)內(nèi)，以防止鋼板變形而引起翹曲及超高強(qiáng)度鋼氫致延遲裂紋；4)回火鋼板回火溫度控制在270 330°C之間；回火時(shí)間按爐內(nèi)裝料量而定，一般回火時(shí)間取 2. 0 3. Omin/mmXt, t為鋼板厚度，mm，鋼板回火出爐后，自然空冷到室溫。
3.如權(quán)利要求2所述的抗環(huán)境脆性及疲勞性能優(yōu)良的超高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征是，獲得的鋼板組織是均勻細(xì)小的回火板條下貝氏體/回火馬氏體+少量穩(wěn)定性高的殘余奧氏體。
全文摘要
抗環(huán)境脆性及疲勞性能優(yōu)良的超高強(qiáng)度鋼板及其制造方法，其成分重量百分比為C0.20％～0.26％、Si1.50％～1.90％、Mn2.00％～2.60％、P≤0.013％、S≤0.0030％、Ni0.15％～0.45％、Cr0.75％～1.05％、Mo0.05％～0.30％、Nb0.007％～0.030％、Ti0.007％～0.025％、Ca0.0010％～0.0040％、余鐵和不可避免的夾雜。本發(fā)明在無需添加任何設(shè)備及設(shè)備改造的情況下，采用廉價(jià)的C-Si-Mn-Cr成分體系，添加少量的奧氏體穩(wěn)定化元素Ni，通過控制軋制及低溫回火工藝相結(jié)合，使鋼板顯微組織為均勻細(xì)小的無碳化物貝氏體/馬氏體+少量穩(wěn)定性高的殘余奧氏體，抗拉強(qiáng)度≥1350MPa、屈服強(qiáng)度≥1150MPa、延伸率≥8％及0℃夏比沖擊韌性≥34J。
文檔編號(hào)C22C38/58GK102337480SQ20101022794
公開日2012年2月1日 申請(qǐng)日期2010年7月15日 優(yōu)先權(quán)日2010年7月15日
發(fā)明者劉自成, 施青 申請(qǐng)人:寶山鋼鐵股份有限公司