專利名稱：可大線能量焊接的超高強(qiáng)度厚鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及到一種在含Nb超低碳低合金厚鋼板(ultra-low carbon lowalloyed steel heavy plate)中獲得5μm～10μm細(xì)小貝氏體/馬氏體板條團(tuán)晶粒、屈服強(qiáng)度大于800MPa、具有優(yōu)良低溫韌性和焊接性的超低碳貝氏體/馬氏體厚鋼板。
背景技術(shù)：
眾所周知，低碳(高強(qiáng)度)低合金鋼是最重要工程結(jié)構(gòu)材料之一，廣泛應(yīng)用于石油天然氣管線、海洋平臺、造船、橋梁、壓力容器、建筑結(jié)構(gòu)、汽車工業(yè)、鐵路運(yùn)輸及機(jī)械制造之中。低碳(高強(qiáng)度)低合金鋼性能取決于其化學(xué)成分、制造過程的工藝制度，其中強(qiáng)度、韌性和焊接性是低碳(高強(qiáng)度)低合金鋼最重要的性能，它最終決定于成品鋼材的顯微組織狀態(tài)。隨著科技不斷地向前發(fā)展，人們對鋼的強(qiáng)韌性及焊接性提出更高的要求，即在鋼板在維持較低的制造成本的同時(shí)大幅度地提高性能，以減少鋼材的用量節(jié)約成本，減輕鋼結(jié)構(gòu)的自身重量以提高安全性。目前世界范圍內(nèi)掀起了發(fā)展新一代鋼鐵材料研究高潮，要求在不大量增加合金含量，通過改變工藝技術(shù)獲得更好的組織匹配，從而得到更高的強(qiáng)韌性和焊接性。超低碳貝氏體鋼就是在這一時(shí)期發(fā)展起來的一大類高強(qiáng)度、高韌性、多用途鋼種。這類鋼的合金成分設(shè)計(jì)己突破了原有的高強(qiáng)度低合金鋼的成分設(shè)計(jì)模式，大幅減少了鋼中碳的含量(一般這類鋼的碳含量≤0.05％)，鋼的強(qiáng)度不再依賴碳的含量，而是以貝氏體基體組織中的位錯強(qiáng)化和相變強(qiáng)化，V、Nb、Ti微合金控軋控冷強(qiáng)化及ε-Cu沉淀強(qiáng)化為主，從而使該類鋼強(qiáng)韌性匹配極佳，尤其是焊接性能較傳統(tǒng)的HY系列等鋼種有了大幅度提高，在0℃以上不需進(jìn)行預(yù)熱和焊后熱處理。目前國際上ULCB鋼主要可分為兩大類其一是以美國和加拿大為代表的Cu-Nb-B系列；其二是以日本為代表的Mn-Nb-B系列。由于其優(yōu)良的綜合性能和較低的生產(chǎn)制造成本，該類鋼廣泛運(yùn)用于寒冷地帶的油汽管線、海洋設(shè)施及海洋艦船方面。ULCB鋼的物理冶金研究表明超低碳貝氏體/馬氏體鋼板的力學(xué)性能主要取決于貝氏體/馬氏體板條團(tuán)晶粒尺寸、貝氏體/馬氏體板條尺寸及貝氏體/馬氏體板條內(nèi)的微觀亞結(jié)構(gòu)組態(tài)，細(xì)化貝氏體/馬氏體板條團(tuán)晶粒尺寸、優(yōu)化貝氏體/馬氏體板條尺寸及貝氏體/馬氏體板條內(nèi)的微觀亞結(jié)構(gòu)組態(tài)是獲得高強(qiáng)度、高韌性、較低合金含量的超低碳貝氏體/馬氏體鋼的首要條件，是多年來一直是冶金工程師追求的目標(biāo)。
傳統(tǒng)的屈服強(qiáng)度大于800MPa的寬厚鋼板主要通過淬火加回火(DQ+T或Q+T)，即所謂調(diào)質(zhì)方法來生產(chǎn)，這就要求鋼板必要具有足夠高的淬透性，即淬透性指數(shù)DI≥6.0mm〖DI＝0.311C1/2(1+0.64Si)×(1+4.10Mn)×(1+0.27Cu)×(1+0.52Ni)×(1+2.33Cr)×(1+3.14Mo)×25.4(mm)〗，以確保鋼板具有足夠高的強(qiáng)度、優(yōu)良的低溫韌性及沿鋼板厚度方向的顯微組織與性能的均勻，因此不可避免地向鋼中加入大量Cr、Mo、Ni、Cu等合金元素，這類鋼板中的Mo和Cr含量一般要控制在≥0.50％，尤其貴重元素Ni含量要控制在≥1.00％以上(昭59-129724、平1-219121)，因?yàn)镹i元素不但能夠提高鋼板的強(qiáng)度和淬透性，降低相變溫度細(xì)化貝氏體/馬氏體板條團(tuán)晶粒尺寸；更重要的是Ni唯一能夠改善貝氏體/馬氏體板條本身低溫韌性的元素。如此，鋼板的合金含量較高，碳當(dāng)量CEV和焊接冷裂紋敏感指數(shù)Pcm也較高，這給現(xiàn)場焊接帶來較大的困難，焊前需要預(yù)熱，焊后需要熱處理，焊接成本升高、焊接效率降低、焊接現(xiàn)場工作環(huán)境惡化。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是提供一種可大線能量焊接的超高強(qiáng)度厚鋼板及其制造方法，采用較低碳當(dāng)量的合金設(shè)計(jì)，充分發(fā)揮合金設(shè)計(jì)本身的潛能和TMCP工藝的功效，實(shí)現(xiàn)鋼板的高強(qiáng)度、高韌性及優(yōu)良焊接性的有機(jī)統(tǒng)一；減少合金元素的用量，如Cr、Mo、Ni等，降低鋼板的生產(chǎn)成本，改善鋼板的低溫韌性和焊接性，實(shí)現(xiàn)可大線能量焊接，0℃以上焊接鋼板無需進(jìn)行預(yù)熱。
本發(fā)明的物理冶金學(xué)分析眾所周知，貝氏體/馬氏體均為切變型相變，其本質(zhì)上是通過特定的位錯組態(tài)的滑移，實(shí)現(xiàn)晶體結(jié)構(gòu)由奧氏體的FCC轉(zhuǎn)變成貝氏體/馬氏體的BCC(注貝氏體相變過程同時(shí)伴隨著間隙原子C、N、B的擴(kuò)散過程)，完成相變過程，在原奧氏體晶粒內(nèi)部形成一個(gè)或數(shù)個(gè)貝氏體/馬氏體板條團(tuán)晶粒。因此任何能夠阻礙位錯組態(tài)滑移的障礙，均能夠抑制貝氏體/馬氏體板條團(tuán)的長大，細(xì)化貝氏體/馬氏體板條團(tuán)晶粒尺寸，改善鋼板的性能，尤其是低溫韌性，因?yàn)榇囗g轉(zhuǎn)變溫度vTr.∝d-1/2，其中d為貝氏體/馬氏體板條團(tuán)晶粒尺寸。當(dāng)鋼中加入了一定數(shù)量的微合金元素，如Ti、Nb、V、B等，在精軋后的應(yīng)變弛豫過程中，發(fā)生應(yīng)變誘導(dǎo)微合金碳氮化物的析出，在應(yīng)變弛豫后的淬火過程中，這些細(xì)小的微合金碳氮化物可以成為貝氏體板條/馬氏體板條的形核位置；其次，在微合金碳氮化物粒子如(Ti，Nb)(C，N)，更重要的是在Fe23(CB)6的周圍基體中出現(xiàn)短時(shí)間的貧碳，從而使這些區(qū)域的奧氏體穩(wěn)定性降低，一定數(shù)量的粒狀貝氏體/針狀鐵素體優(yōu)先在這些區(qū)域形成，因而后續(xù)生成的貝氏體板條/馬氏體板條長大將受到先形成的粒狀貝氏體/針狀鐵素體的限制而得到細(xì)化；此外，在應(yīng)變弛豫過程中軋制所形成的高密度位錯也會發(fā)生回復(fù)，大量位錯弛豫發(fā)生多邊化過程，形成多邊形亞結(jié)構(gòu)，即所謂的亞晶結(jié)構(gòu)。這些多邊形亞結(jié)構(gòu)的邊界上同時(shí)存在大量微合金碳氮化物的析出，進(jìn)一步穩(wěn)定亞晶結(jié)構(gòu)，抑制亞晶合并和長大，隨著應(yīng)變弛豫的時(shí)間增加，亞晶兩側(cè)的取向差不斷增加，亞晶界不斷鋒銳。在應(yīng)變弛豫后的淬火過程中，相變形成的貝氏體板條/馬氏體板條長大受到這些多邊形亞晶界的抑制，局限在一個(gè)個(gè)細(xì)小的亞晶內(nèi)，貝氏體板條/馬氏體板條團(tuán)得到進(jìn)一步細(xì)化。
本發(fā)明的技術(shù)解決方案是可大線能量焊接的超高強(qiáng)度厚鋼板，其成分(質(zhì)量百分比)C 0.01％～0.06％Si0.10％～0.50％Mn1.00％～1.40％Nb0.010％～0.050％V 0.040％～0.090％Cu0.60％～1.00％Cr0.20％～0.50％Mo0.20％～0.50％Ni0.50％～0.80％
B5ppm～30ppmTi 0.005％～0.020％Als0.040％～0.070％其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)如P、S；其中，0.065≤(％Cu×％V)≤0.085。
本發(fā)明的可大線能量焊接的超高強(qiáng)度厚鋼板的制造方法，包括如下步驟a)鑄造工藝，將上述成分的鋼水鑄造成板坯，澆鑄溫度≤1580℃；b)板坯加熱，加熱溫度控制在1150℃～1200℃；c)熱軋，采用大軋制道次壓下率進(jìn)行軋制，在奧氏體未再結(jié)晶區(qū)，至少一個(gè)道次、優(yōu)選2道次以上，采用異步軋制技術(shù)，控制上下工作輥速度比≥1.05；奧氏體未再結(jié)晶區(qū)累計(jì)壓下率≥40％，道次壓下率≥10％；d)應(yīng)變弛豫，應(yīng)變弛豫溫度在Ar3+60℃～Ar3+20℃點(diǎn)溫度區(qū)間，應(yīng)變弛豫時(shí)間t與奧氏體未再結(jié)晶累計(jì)壓下率Ψlnt(s)＝7.779-5.37×10-2Ψ(％)；e)冷卻，直接淬火(direct quenching——簡稱DQ)冷卻到室溫。
C含量在0.01％～0.06％之間，最好在0.03％～0.05％之間，以改善貝氏體/馬氏體板條本身的低溫韌性，極大地改善鋼板的焊接性。
Si促進(jìn)鋼水脫氧并能夠提高鋼板強(qiáng)度，但是采用Al脫氧的鋼水，Si的脫氧作用不大，Si雖然能夠提高鋼板的強(qiáng)度，但是Si嚴(yán)重?fù)p害鋼板的低溫韌性和焊接性，尤其促進(jìn)焊接熱影響區(qū)M-A組元形成，損害焊接HAZ的韌性，因此鋼中的Si含量應(yīng)盡可能控制得低，考慮到煉鋼過程的經(jīng)濟(jì)性和可操作性，Si含量控制在≤0.50％，最好≤0.30％。
對于超低碳含量，Mn的中心偏析程度得到大幅度減小，適當(dāng)提高鋼中的Mn含量不僅可以提高母材鋼板強(qiáng)度和韌性，而且可以提高鋼板的淬透性。但是添加Mn過多，超過1.40％時(shí)，損害鋼板的焊接性和HAZ的韌性。因此本發(fā)明鋼板Mn含量控制在1.00％～1.40％之間。
Nb含量在0.010％～0.050％之間，最好在0.015％～0.030％之間，以獲得最佳的控軋效果，同時(shí)不損害HAZ的韌性。
V含量在0.040％～0.090％之間，并隨著鋼板厚度的增加，V含量可適當(dāng)取上限值。添加V目的是通過V(C，N)在貝氏體/馬氏體板條中析出，提高鋼板的強(qiáng)度。V添加過少，低于0.040％，析出的V(C，N)太少，不能有效提高鋼板的強(qiáng)度；V添加量過多，高于0.090％，損害鋼板低溫韌性和焊接性。
添加Cu目的是通過ε-Cu在貝氏體/馬氏體板條中析出，提高鋼板強(qiáng)度；同時(shí)，添加Cu還可以提高鋼板的淬透性和鋼板的耐大氣腐蝕性。但Cu添加量過多，高于1.00％，容易造成銅脆、鑄坯表面質(zhì)量及內(nèi)裂問題；Cu添加量過少，低于0.60％，不能產(chǎn)生ε-Cu沉淀析出，強(qiáng)化鋼板。因此Cu含量控制在0.60％～1.00％之間，并隨著鋼板厚度的增加，Cu含量可適當(dāng)取上限值。
添加Cr促進(jìn)細(xì)小的貝氏體/馬氏體形成，提高鋼板的強(qiáng)度和韌性，但Cr添加量超過0.50％時(shí)，不僅增加鋼板的制造成本，而且促進(jìn)HAZ中的上貝氏體形成，損害鋼板的焊接性；因此Cr含量控制在0.20％～0.50％之間。
添加Mo提高鋼板的淬透性，促進(jìn)細(xì)小的貝氏體/馬氏體形成，提高鋼板的強(qiáng)度和韌性；但Mo添加量超過0.50％時(shí)，不僅增加鋼板的制造成本，而且損害鋼板的焊接性，而且增加鋼板的生產(chǎn)成本。因此Mo含量控制在0.20％～0.50％之間。
Ni是唯一能夠提高鋼板的強(qiáng)度和低溫韌性的元素，鋼中加Ni還可以降低含銅鋼的銅脆現(xiàn)象，減輕熱軋過程的晶間開裂，提高鋼板的耐大氣腐蝕性。因此從理論上講，鋼中Ni含量在一定范圍內(nèi)越高越好，但過高的Ni含量會硬化焊接熱影響區(qū)，對鋼板的焊接性不利，同時(shí)Ni是一種很貴重元素，從性能價(jià)格比考慮，Ni含量控制在0.50％～0.80％之間，以確保鋼板的淬透性和鋼板的強(qiáng)度水平而不損害鋼板的焊接性。
B原子偏聚在奧氏體晶界上，強(qiáng)烈抑制先共析的鐵素體形成，大大提高鋼板的淬透性，同時(shí)B原子還可以在奧氏體晶內(nèi)形成Fe23(CB)6粒子，造成Fe23(CB)6周圍基體出現(xiàn)貧碳區(qū)，降低奧氏體的穩(wěn)定性，誘發(fā)奧氏體晶內(nèi)粒狀貝氏體/針狀鐵素體形成，此粒狀貝氏體/針狀鐵素體既可以抑制淬火過程中貝氏體/馬氏體板條長大，細(xì)化貝氏體/馬氏體板條團(tuán)晶粒尺寸；又可以細(xì)化大線能量焊接HAZ的顯微組織，改善HAZ的低溫韌性。因此，B含量控制在5ppm～30ppm之間，最好15ppm～20ppm之間，不僅能夠確保鋼板淬透性，而且可以改善大線能量焊接HAZ的低溫韌性。
為確保鋼中自由B原子存在，鋼中N含量不能過高，以防止N與B結(jié)合成BN粒子，因此鋼中N含量控制在35ppm以下。
鋼中添加適量的Ti不僅可以消除固溶N對鋼板韌性和焊接性的損害，確保鋼中自由B原子存在，而且形成的TiN粒子能夠抑制加熱和熱軋過程中奧氏體晶粒長大，改善鋼板的低溫韌性，更重要的是抑制焊接過程中HAZ晶粒長大，改善HAZ韌性。因此Ti含量在0.005％～0.020％，最好0.007％～0.012％之間。
酸溶鋁Als含量應(yīng)控制為Als＞＞2(Ntotal-0.292Ti)，完全消除鋼板中的自由N，阻止BN粒子形成，確保B元素淬透性的作用和Fe23(CB)6粒子的形成；同時(shí)，消除自由N對母材鋼板和HAZ韌性的損害。因此實(shí)際Als含量應(yīng)控制在0.040％～0.070％之間。
此發(fā)明鋼還可以含有Ca或稀土REM及Fe和不可避免的雜質(zhì)，如P、S等。Ca或REM元素，用來對硫化物夾雜進(jìn)行變性處理，球化硫化物夾雜，其含量應(yīng)控制在Ca含量≤0.01％，或者REM含量≤0.01％。P、S含量應(yīng)盡可能控制得低，但考慮到煉鋼過程的經(jīng)濟(jì)性和可操作性，P含量控制在≤0.010％，S含量控制在≤0.005％。
0.065≤(％Cu×％V)≤0.085，以確保回火過程中V(C，N)和ε-Cu同時(shí)析出，即ε-Cu和V(C，N)時(shí)效析出曲線基本完全重合。
本發(fā)明的鑄造工藝推薦采用連鑄工藝，連鑄工藝重點(diǎn)控制澆鑄溫度和鋼液凝固速度，澆鑄溫度≤1580℃，最好≤1570℃，低溫澆鑄時(shí)連鑄坯質(zhì)量較好。
板坯加熱溫度控制在1150℃～1200℃之間，確保原始板坯奧氏體晶粒度比較均勻細(xì)小的同時(shí)，V、Nb碳氮化物完全固溶，為后續(xù)的控軋和沉淀硬化提供條件。在未再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)，盡量采用大軋制道次壓下率進(jìn)行軋制，奧氏體未再結(jié)晶區(qū)累計(jì)壓下率≥40％，最好≥45％；道次壓下率≥10％，以保證具有足夠細(xì)小的應(yīng)變誘導(dǎo)碳氮化物的析出以及位錯回復(fù)形成穩(wěn)定細(xì)小的亞晶結(jié)構(gòu)。
在奧氏體未再結(jié)晶區(qū)，至少有一個(gè)道次、最好2道次以上，采用異步軋制技術(shù)，控制上下工作輥速度比≥1.05。
奧氏體未再結(jié)晶區(qū)的控軋結(jié)束以后，在Ar3+60℃～Ar3+20℃點(diǎn)溫度區(qū)間，進(jìn)行應(yīng)變弛豫過程的控制，應(yīng)變弛豫時(shí)間t與奧氏體未再結(jié)晶累計(jì)壓下率Ψ按如下關(guān)系控制，可以獲得5μm～10μm細(xì)小的貝氏體/馬氏體板條團(tuán)晶粒lnt(s)＝7.779-5.37×10-2Ψ(％)。隨后直接淬火(DQ)冷卻到室溫(100℃以下)。
在Cu的時(shí)效峰值溫度處時(shí)效，可以析出大量細(xì)小彌散的ε-Cu粒子而使鋼板強(qiáng)度大幅度地提高，但是鋼板的低溫韌性也同時(shí)大幅度地降低，過時(shí)效處理雖然導(dǎo)致鋼板的強(qiáng)度有一定程度的降低，但是其低溫韌性卻大幅度地提高，為獲得強(qiáng)度和低溫韌性最佳的匹配，鋼板的回火溫度控制在550℃～600℃之間，造成適度地ε-Cu沉淀硬化的過時(shí)效。
本發(fā)明首先從優(yōu)化合金設(shè)計(jì)入手，采用超低C、低N、高Als、微Ti-B處理及Cu-Cr-Mo-Ni合金化技術(shù)，即采用超低C目的是韌化貝氏體/馬氏體板條和改善鋼板的焊接性；采用Cu-Cr-Mo-Ni合金化目的是通過合金元素本身的固溶強(qiáng)化和相變強(qiáng)化來彌補(bǔ)超低C造成的強(qiáng)度損失；采用微Ti-B處理目的是在奧氏體晶粒內(nèi)部植入粒狀貝氏體/針狀鐵素體形核點(diǎn)，促進(jìn)奧氏體晶內(nèi)粒狀貝氏體/針狀鐵素體形成，細(xì)化貝氏體/馬氏體板條團(tuán)晶粒尺寸，改善鋼板大線能量焊接HAZ的韌性。
在制造工藝上，首先從優(yōu)化的TMCP工藝入手，采用異步軋制技術(shù)，控制上下工作輥速度比≥1.05，造成鋼板上下兩層金屬流變嚴(yán)重的不對稱性，改變鋼板中心區(qū)域的形變狀態(tài)，使鋼板中心區(qū)域由平面應(yīng)變狀態(tài)變?yōu)閺?fù)雜三項(xiàng)剪切應(yīng)變狀態(tài)，晶格在軋制過程中的轉(zhuǎn)動、彎曲程度加大，奧氏體應(yīng)變儲存能增加，導(dǎo)致晶體缺陷密度，如位錯、層錯密度大幅度增加，造成應(yīng)變誘導(dǎo)析出的微合金碳氮化物大幅度增加、回復(fù)的亞晶尺寸大幅度減小，極大抑制了貝氏體板條/馬氏體板條的長大，細(xì)化了貝氏體板條/馬氏體板條團(tuán)晶粒尺寸。當(dāng)上下工作輥速度比＜1.05時(shí)，造成鋼板上下兩層金屬流變不對稱性很小，對于改變鋼板中心形變狀態(tài)，增加奧氏體的形變儲存能作用不大，故控制上下工作輥速度比≥1.05。
奧氏體未再結(jié)晶區(qū)累計(jì)壓下率和道次壓下率也是本發(fā)明重要的控制參數(shù)之一。當(dāng)奧氏體未再結(jié)晶區(qū)累計(jì)壓下率小于40％，道次壓下率小于10％時(shí)，奧氏體內(nèi)形變儲存能較低，形變帶密度和位錯密度均較低，位錯多邊形化過程發(fā)展不完善，形成的亞晶結(jié)構(gòu)不夠穩(wěn)定，亞晶尺寸也較大，同時(shí)，應(yīng)變誘導(dǎo)微合金碳氮化物析出也不充分，因此不能有效地細(xì)化貝氏體/馬氏體板條團(tuán)晶粒。為獲得有效的細(xì)化效果，奧氏體未再結(jié)晶區(qū)累計(jì)壓下率應(yīng)控制在大于40％，道次壓下率應(yīng)控制在大于10％。
應(yīng)變弛豫時(shí)間t與奧氏體未再結(jié)晶累計(jì)壓下率Ψ必需滿足下列關(guān)系，如

圖1所示lnt(s)＝7.779-5.37×10-2Ψ(％)……………………(1)才能獲得5～10μm的貝氏體/馬氏體板條團(tuán)晶粒尺寸和貝氏體/馬氏體板條中的精細(xì)亞結(jié)構(gòu)組態(tài)。應(yīng)變弛豫細(xì)化貝氏體/馬氏體板條團(tuán)晶粒尺寸是由應(yīng)變弛豫過程中的微合金碳氮化物的析出和位錯多邊形化造成的，因此任何影響微合金碳氮化物的析出和位錯多邊形化過程均影響對貝氏體/馬氏體板條團(tuán)晶粒尺寸的細(xì)化效果，同時(shí)這兩個(gè)過程的變化和相互協(xié)調(diào)程度不同，也嚴(yán)重影響細(xì)化的效果，只有當(dāng)兩種過程相互協(xié)調(diào)、共同促進(jìn)，細(xì)化的效果最佳，即一方面要求微合金碳氮化物析出不僅可以促進(jìn)粒狀貝氏體/針狀鐵素體轉(zhuǎn)變，從而細(xì)化后續(xù)的貝氏體/馬氏體板條團(tuán)晶粒尺寸，而且可以穩(wěn)定多邊形亞晶結(jié)構(gòu)，強(qiáng)化亞晶結(jié)構(gòu)對貝氏體/馬氏體板條長大的抑制；另一方面要求多邊形亞晶結(jié)構(gòu)成為微合金碳氮化物的優(yōu)先形核位置，促進(jìn)微合金碳氮化物的析出，強(qiáng)化析出引起的細(xì)化作用。因此微合金碳氮化物析出動力學(xué)與位錯多邊形化過程動力學(xué)必需要相互匹配。當(dāng)奧氏體未再結(jié)晶區(qū)累計(jì)壓下率較低時(shí)，位錯密度相對較低，位錯回復(fù)動力學(xué)相對較慢，微合金碳氮化物析出動力學(xué)也相對較慢，這就要求應(yīng)變弛豫時(shí)間加長，以獲得兩個(gè)過程最佳匹配。如果應(yīng)變弛豫時(shí)間過短，亞晶結(jié)構(gòu)沒有完全形成，微合金碳氮化物也未能充分析出，對貝氏體/馬氏體板條長大的抑制作用不足，因而不能有效地細(xì)化貝氏體/馬氏體板條團(tuán)晶粒尺寸。當(dāng)奧氏體未再結(jié)晶區(qū)累計(jì)壓下率較大時(shí)，位錯密度相對較高，位錯回復(fù)動力學(xué)相對較快，微合金碳氮化物析出動力學(xué)也相對較快，這就要求應(yīng)變弛豫時(shí)間縮短，以獲得兩個(gè)過程最佳匹配。如果應(yīng)變弛豫時(shí)間過長，析出的微合金碳氮化物要發(fā)生粗化，顆粒數(shù)量減少，細(xì)化貝氏體/馬氏體板條團(tuán)晶粒尺寸的作用降低；同時(shí)應(yīng)變弛豫時(shí)間過長，亞晶結(jié)構(gòu)要發(fā)生合并和長大，微合金碳氮化物由于粗化對亞晶結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定作用也大為降低，因此，微合金碳氮化物的析出和亞晶結(jié)構(gòu)對貝氏體/馬氏體板條長大的抑制作用均大幅度降低，因而不能有效地細(xì)化貝氏體/馬氏體板條團(tuán)晶粒尺寸。因此只有當(dāng)奧氏體未再結(jié)晶區(qū)累計(jì)壓下率和應(yīng)變弛豫時(shí)間滿足公式(1)時(shí)，微合金碳氮化物的析出和位錯多邊形化這兩種過程才能夠相互協(xié)調(diào)、共同促進(jìn)，獲得最佳的細(xì)化效果。
應(yīng)變弛豫的溫度區(qū)間控制在Ar3+60℃～Ar3+20℃，以獲得最佳的碳氮化物的析出和位錯多邊形化的匹配效果。當(dāng)應(yīng)變弛豫溫度超過Ar3+60℃時(shí)，由于弛豫溫度較高，位錯回復(fù)過程進(jìn)行得較快，多邊形化過程進(jìn)行得較快，位錯密度迅速降低，造成微合金碳氮化物析出的相應(yīng)推遲，析出數(shù)量減少，位錯多邊形結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性較差；當(dāng)應(yīng)變弛豫溫度低于Ar3+20℃點(diǎn)溫度時(shí)，發(fā)生先共析的鐵素體相變，原因是在奧氏體未再結(jié)晶區(qū)控軋，造成Ar3點(diǎn)上移，導(dǎo)致應(yīng)變誘導(dǎo)相變發(fā)生，造成鐵素體含量和顯微組織不均勻性顯著增加，鋼板強(qiáng)度和韌性大幅度下降，因此應(yīng)變弛豫的溫度區(qū)間必需控制在Ar3+60℃～Ar3+20℃之間。
本發(fā)明有益效果本發(fā)明實(shí)現(xiàn)了屈服強(qiáng)度800MPa厚鋼板低碳當(dāng)量合金設(shè)計(jì)，即碳當(dāng)量〖C+Mn/6+(V+Cr+Mo)/5+(Cu+Ni)/15〗比普通同等強(qiáng)度級別的調(diào)質(zhì)鋼板低0.10％～0.15％，這不僅降低鋼板的生產(chǎn)成本、改善了母材鋼板的低溫韌性，而且極大地改善了鋼板的焊接性和HAZ的低溫韌性，實(shí)現(xiàn)可大線能量焊接，0℃以上焊接時(shí)，鋼板無需進(jìn)行預(yù)熱，提高了現(xiàn)場焊接效率、改善了現(xiàn)場焊接的勞動環(huán)境、降低了焊接成本，使產(chǎn)品綠色環(huán)保化。
具體實(shí)施例方式
本發(fā)明可大線能量焊接的超高強(qiáng)度厚鋼板實(shí)施例以及比較例見表1，其制造方法實(shí)施例以及比較例見表2。
表3為本發(fā)明實(shí)施例以及比較例的物理性能。
表1

表2

表3

由表3可以看出本發(fā)明鋼不僅屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度比現(xiàn)有鋼(比較例3-《新日鐵技報(bào)》1997年第75期P43～50)高150MPa～200MPa以上；更主要的是本發(fā)明鋼的低溫韌性和焊接性比現(xiàn)有鋼優(yōu)異得多，表現(xiàn)為本發(fā)明鋼在0℃以上焊接無需預(yù)熱，焊接HAZ韌性高；同時(shí)還可以看出采用本發(fā)明鋼的成分而不采用本發(fā)明的工藝制造出的鋼板(比較例1和比較例2)，雖然焊接性能基本沒有發(fā)生變化，但是鋼板的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度大幅度降低達(dá)150MPa～200MPa左右，鋼板的低溫韌性也有所降低。
綜上所述，根據(jù)本發(fā)明，采用較少量的合金含量，即較普通屈服強(qiáng)度800MPa厚鋼板的碳當(dāng)量低0.10％～0.15％的碳當(dāng)量設(shè)計(jì)就可以到達(dá)屈服強(qiáng)度為800MPa的性能指標(biāo)。不僅大大節(jié)省了合金含量，尤其貴重元素Ni、Mo、Cr的含量，尤其Ni元素的含量，極大地改善了鋼板的焊接性(鋼板無需焊前預(yù)熱、焊后熱處理)；而且降低了生產(chǎn)成本和用戶使用成本。由于本發(fā)明不需要添加任何設(shè)備，生產(chǎn)工藝簡單，過程控制容易，可以向所有具有加速冷卻裝備的中厚板生產(chǎn)廠家推廣，具有很強(qiáng)的適應(yīng)性、環(huán)保性和極高的經(jīng)濟(jì)性。
權(quán)利要求
1.可大線能量焊接的超高強(qiáng)度厚鋼板，其成分(質(zhì)量百分比)C0.01％～0.06％Si 0.10％～0.50％Mn 1.00％～1.40％Nb 0.010％～0.050％V0.040％～0.090％Cu 0.60％～1.00％Cr 0.20％～0.50％Mo 0.20％～0.50％Ni 0.50％～0.80％B5ppm～30ppmTi 0.005％～0.020％Als0.040％～0.070％其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)如P、S；其中，0.065≤(％Cu×％V)≤0.085。
2.如權(quán)利要求1所述的可大線能量焊接的超高強(qiáng)度厚鋼板，其特征是，所述的C優(yōu)選為0.03％～0.05％。
3.如權(quán)利要求1所述的可大線能量焊接的超高強(qiáng)度厚鋼板，其特征是，所述的Si優(yōu)選為0.10％～0.30％。
4.如權(quán)利要求1所述的可大線能量焊接的超高強(qiáng)度厚鋼板，其特征是，所述的Nb優(yōu)選為0.015％～0.030％。
5.如權(quán)利要求1所述的可大線能量焊接的超高強(qiáng)度厚鋼板，其特征是，所述的B優(yōu)選為15ppm～20ppm。
6.如權(quán)利要求1所述的可大線能量焊接的超高強(qiáng)度厚鋼板，其特征是，所述的Ti優(yōu)選為0.007％～0.012％
7.如權(quán)利要求1所述的可大線能量焊接的超高強(qiáng)度厚鋼板，其特征是，還可以含有Ca或稀土REM；Ca≤0.01％，REM≤0.01％。
8.如權(quán)利要求1所述的可大線能量焊接的超高強(qiáng)度厚鋼板，其特征是，所述的P≤0.010％，S≤0.005％。
9.可大線能量焊接的超高強(qiáng)度厚鋼板的制造方法，包括如下步驟a)鑄造工藝，將上述成分的鋼水鑄造成板坯，澆鑄溫度≤1580℃；b)板坯加熱，加熱溫度控制在1150℃～1200℃；c)熱軋，采用大軋制道次壓下率進(jìn)行軋制，在奧氏體未再結(jié)晶區(qū)，至少一個(gè)道次，采用異步軋制技術(shù)，控制上下工作輥速度比≥1.05；奧氏體未再結(jié)晶區(qū)累計(jì)壓下率≥40％，道次壓下率≥10％；d)應(yīng)變弛豫，應(yīng)變弛豫溫度在Ar3+60℃～Ar3+20℃點(diǎn)溫度區(qū)間，應(yīng)變弛豫時(shí)間t與奧氏體未再結(jié)晶累計(jì)壓下率Ψlnt(s)＝7.779-5.37×10-2Ψ(％)；e)冷卻，直接淬火，冷卻到室溫。
10.如權(quán)利要求9所述的可大線能量焊接的超高強(qiáng)度厚鋼板的制造方法，其特征是，所述的步驟a鑄造工藝為連鑄工藝。
11.如權(quán)利要求9所述的可大線能量焊接的超高強(qiáng)度厚鋼板的制造方法，其特征是，所述的步驟a澆鑄溫度≤1570℃。
12.如權(quán)利要求9所述的可大線能量焊接的超高強(qiáng)度厚鋼板的制造方法，其特征是，所述的步驟c熱軋?jiān)趭W氏體未再結(jié)晶區(qū)軋制優(yōu)選2道次以上。
全文摘要
可大線能量焊接的超高強(qiáng)度厚鋼板，其成分C0.01％～0.06％、Si0.10％～0.50％、Mn 1.00％～1.40％、Nb 0.010％～0.050％、V 0.040％～0.090％、Cu 0.60％～1.00％、Cr 0.20％～0.50％、Mo 0.20％～0.50％、Ni0.50％～0.80％、B 5ppm～30ppm、Ti 0.005％～0.020％、Al
文檔編號C22C38/54GK1676656SQ20041001725
公開日2005年10月5日 申請日期2004年3月29日 優(yōu)先權(quán)日2004年3月29日
發(fā)明者劉自成, 丁建華 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司