專利名稱：屈服強度900MPa級貝氏體型高強韌鋼板及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及高強度低溫高韌性鋼板，具體地說，本發(fā)明涉及屈服強度900MI^級貝氏體型高強韌鋼板及其制造方法。
背景技術：
鋼板的熱機械處理通常采用控軋控冷方式(TMCP)。通過控制變形率和冷卻速度實現(xiàn)微觀組織的細化或形成超細貝氏體等高強度組織，提高鋼的屈服強度?，F(xiàn)有技術有介紹貝氏體高強鋼、易焊接高強鋼和高強韌鋼板的文獻。公開號為 CN1786246的中國專利申請公開了 “高抗拉強度高韌性低屈強比貝氏體鋼及其生產(chǎn)方法”， 該鋼板具有SOOMI^抗拉強度，韌脆轉變溫度在-60°C以下，其化學成分(wt. % )為C 0. 08 0. 15%, 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%。公開號為W099/05335的國際申請公開了一種以兩個溫度階段以 TMCP工藝生產(chǎn)的低合金高強鋼，具有930MPa的抗拉強度，_20°C沖擊功為120J，其化學成分 (wt. % )為C :0. 05 0. 10%,Mn 1. 7 2. l%、Ni :0. 2 1· 0%,Mo :0. 25 0. 6%,Nb 0. 01 0. 10%、Ti 0. 005 0. 03%、P 彡 0. 015%、S 彡 0. 003%。上述公開的兩種鋼種的合金元素設計分別為Mn-Ni-Nb-Mo-Ti和 Mn-Mo-Ni-Cu-Nb-Ti體系，由于Mo為貴重合金，因此從添加的合金元素的種類和加入的總量來分析，制備此類鋼種成本較高。

發(fā)明內(nèi)容
為了解決以上問題，本發(fā)明者采用Si-Mn-Cr-Ni-Nb-V-Ti-Al-B系鋼種，通過控制熱機械軋制和冷卻技術，且無調(diào)質(zhì)處理，制備了一種屈服強度達900MPa級的低碳具有低溫超高韌性和焊接裂紋敏感性指數(shù)低鋼板，該鋼板具有良好的低溫韌性和焊接性。本發(fā)明的一個目的在于提供一種屈服強度900MPa級貝氏體型高強韌鋼板。本發(fā)明的另一個目的在于提供所述超高強度、高韌性、焊接裂紋敏感性指數(shù)低鋼板的制造方法。為了實現(xiàn)上述目的，本發(fā)明的屈服強度900MPa級貝氏體型高強韌鋼板的化學成分(重量百分數(shù) wt. % )包含C :0. 07 0. 14%,Si 0. 25 0. 50%,Mn 1. 70 2. 20%, Cr 0. 05 0. 50%,Ni :0. 20 0. 50%,Nb :0. 03 0. 10%,V :0. 03 0. 10%,Ti :0. 01 0. 04%, Al 0. 02 0. 04%, B :0. 0006 0. 0025%，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。鋼板的屈服強度彡900MPa、抗拉強度彡980MPa、夏氏沖擊功Akv(-20°C )大于 150J,焊接裂紋敏感性指數(shù)Pcm <0.25%。上述屈服強度900MI^級貝氏體型高強韌鋼板的制造方法，包括冶煉、澆鑄、加熱、軋制、冷卻和回火工序；加熱過程中，加熱溫度控制在1080 1280°C ；
軋制分為第一階段和第二階段軋制；第一階段軋制在再結晶溫度以上進行，第一階段軋制后在輥道上待溫至770 860°C進行第二階段軋制，終軋溫度為760 840°C ；軋制后進行冷卻，優(yōu)選地，鋼板以12 45°C /s的速度冷卻至< 400°C，出水后空冷；冷卻到室溫后進行回火熱處理，回火溫度為350 500°C，回火后空冷。優(yōu)選地，空冷采用堆垛或冷床冷卻。本發(fā)明熱處理時采用了改進的TMCP和馳豫控制析出(RPC)技術，軋制后空冷馳豫一段時間，使碳氮化物在位錯和亞晶界處形成彌散而細小析出。馳豫后進行第二階段軋制， 第二階段軋制后加速冷卻。工藝過程的基本原理為鋼板在再結晶區(qū)充分變形，奧氏體中的位錯密度增加。軋制過程中發(fā)生的動態(tài)回復和再結晶細化了原奧氏體晶粒。刃型位錯存在靜水壓力場，間隙原子如B等會向位錯處富集。亞晶界可以用位錯模型來描述，間隙原子會向亞晶界處富集。間隙原子的富集使位錯處形成Cottrell氣團，阻礙了變形造成的高密度位錯在回復過程中經(jīng)過演化，形成了穩(wěn)定的位錯網(wǎng)絡。馳豫過程中，Nb、V、Ti等微合金元素以(Nb，V，Ti)χ(C，N)y等不同化學計量比的碳氮化物在晶界、亞晶界和位錯處析出。析出的碳氮化物等二相粒子，釘扎了晶粒中的位錯和亞晶界，穩(wěn)定了如位錯墻等亞結構。馳豫后進行第二階段軋制，使鋼中的位錯密度進一步增加。馳豫后變形鋼板進入加速冷卻裝置，較快的冷速避開了 CCT圖中鐵素體和珠光體的C曲線，直接進入貝氏體轉變區(qū)。貝氏體的形核率過程受到了以下因素的影響(1)從熱力學學角度分析，奧氏體有較大的過冷度，且奧氏體中有大量的缺陷，缺陷可以提供缺陷能，這兩者都會增加相變驅(qū)動力，使貝氏體形核率增加；(2)從晶體學角度分析，奧氏體中的大量缺陷造成晶格中存在很多錯配度較高的區(qū)域，貝氏體更容易在次區(qū)域形核；(3)從晶體結構角度分析，馳豫過程中析出的大量細小而彌散的碳氮化物，提供了大量潛在的形核位置。由于上述三個原因的影響，貝氏體具有很高的形核率。貝氏體片層的長大受以下幾個原因的影響(1)從熱力學角度分析，合金元素原子對擴散性質(zhì)的界面運動通過溶質(zhì)拖曳作用耗散自由能，降低了貝氏體長大速度；(2)從動力學角度分析，較低的轉變溫度，降低了碳原子和鐵原子的擴散速度，減緩了貝氏體鐵素體的長大速度；(3)從晶體結構角度分析，貝氏體在亞晶界形核后，長大過程中受到前方亞晶界的阻礙。奧氏體回復過程中，位錯的運動受到第二相粒子的釘扎，因此形成了大量的亞晶界。 經(jīng)過演化的亞晶界對貝氏體的長大有抑制作用。以上三個原因?qū)е仑愂象w鐵素體的長大速度和貝氏體鐵素體的最終長度受到抑制。該工藝對促進形核和抑制長大的聯(lián)合作用細化了最終組織的貝氏體鐵素體板條。對于機械結構和工程建設所使用的高強鋼，需要焊前不預熱或稍加預熱而不產(chǎn)生裂紋，主要是解決了大型鋼結構件的焊接施工問題。降低Pcm的唯一手段就是減少碳和合金元素的加入量，而對于采用淬火+回火工藝生產(chǎn)的高強鋼來說，減少碳和合金元素的加入量將不可避免地帶來鋼強度的降低，采用本發(fā)明中改進的TMCP+RPC工藝，則可以彌補這種缺陷。鋼板的焊接裂紋敏感性指數(shù)Pcm可按下式確定Pcm = C+Si/30+Ni/60+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+V/10+5B焊接裂紋敏感性指數(shù)Pcm是反映鋼的焊接冷裂紋傾向的判定指標，Pcm越低，焊接性越好。焊接性差的鋼在焊接后容易產(chǎn)生裂紋，為了避免裂紋的產(chǎn)生，必須在焊接前對鋼進行預熱，焊接性越好，則所需的預熱溫度越低，反之則需要較高的預熱溫度。根據(jù)中華人民共和國黑色冶金行業(yè)標準YB/T 4137-2005規(guī)定，牌號為Q800CF的鋼種，Pcm值需低于 0.觀％。本發(fā)明所涉及的屈服強度900MPa級鋼板，微觀組織為超細貝氏體板條，具有高韌性和焊接裂紋敏感性指數(shù)低等特征，其焊接裂紋敏感性低于0. 25%。本發(fā)明采用的成分體系保證鋼板具有高強度和低溫韌性，同時焊接裂紋敏感性指數(shù)Pcm < 0. 25 %，具有優(yōu)良的焊接性能。本發(fā)明鋼的成分設計如下C 對于采用TMCP工藝生產(chǎn)的貝氏體鋼來說，碳含量較低時，貝氏體鐵素體板條的擴散相變較容易，形成的貝氏體鐵素體板條寬度較大，碳含量較高時，貝氏體相變時需更多的碳原子擴散，貝氏體鐵素體板條的寬度減小。低碳貝氏體鋼的沖擊韌性由以下幾個因素控制貝氏體鐵素體中的過飽和的碳含量、貝氏體板條的寬度和形貌、參與馬奧組元的形貌和分布。綜合幾方面因素考慮并結合實驗結果，本發(fā)明C含量控制為0. 07 0. 14%。Si =Si不形成碳化物，以固溶形式存在于鋼中，阻礙鋼中位錯的運動，提高鋼材的強度。Si同時會改變滲碳體析出的自由能，較高含量的Si會抑制滲碳體形成。Si含量較高時，會增加焊接裂紋敏感性指數(shù)，降低鋼的焊接性能。本發(fā)明中的Si含量控制為0. 25 0. 50%。Mn :Mn擴大鐵碳平衡相圖中的奧氏體區(qū)。Mn和狗可形成固溶體，固溶在奧氏體中的Mn通過溶質(zhì)拖曳效應，降低擴散相變的相變驅(qū)動力，一方面抑制了鐵素體相變，另一方面抑制了貝氏體板條的端面擴散控制長大，細化了貝氏體板條，提高了鋼板的強度和韌性。 鋼中通常加入貴重合金元素Mo，抑制擴散相變，細化貝氏體板條。較高的Mn通過細化最終組織可實現(xiàn)提高強度，同時保證鋼板有較高的韌性。本發(fā)明中加入1. 70 2. 20%的Mn，有利于形成細化的貝氏體組織，使鋼具有良好的強韌性。Nb =Nb對奧氏體單相擴散運動界面有抑制作用，從而提高了鋼的再結晶溫度。兩階段軋制過程中，較高的再結晶溫度可以在高溫段軋制后，奧氏體晶粒充分發(fā)生再結晶，細化晶粒。Nb會增加鋼板的淬透性，加入一定含量的Nb可以生產(chǎn)厚度較大的鋼板。Nb的碳化物在第二階段軋制過程中會發(fā)生應變誘導析出，析出的Nb(CN)顆粒有阻礙位錯運動的能力，提高奧氏體中的位錯密度，抑制鐵素體相變，提高貝氏體相變的形核率，細化最終組織，提高鋼板的強度和韌性。本發(fā)明中加入0. 03 0. 10% Nb以控制鋼板微觀組織和力學性能。V =V在鋼中起到固溶強化和V的碳氮化物析出強化的效果。V(CN)在回火過程中的彌散細小析出可提高鋼板的屈服強度，且對韌性的影響不明顯。本發(fā)明中加入0.03 0. 10%的V以保證鋼板在回火后有較高的屈服強度。Cr =Cr固溶在鋼中，提高鋼板的淬透性。Cr是碳化物形成元素，會形成細小的碳化物，提高鋼板的強度。本發(fā)明中加入0. 05 0. 50%的Cr，保證鋼板的強度和沖擊功。
Ni =Ni在固溶在鋼中，不形成碳化物，會降低鐵素體的層錯能，提高鋼板的低溫沖擊韌性。但是Ni屬于貴重合金元素，含量較高時會導致鋼板成本升高，市場競爭力下降，本發(fā)明中加入0. 20 0. 50%的Ni以保證鋼板的力學性能并具有市場競爭力。Ti =Ti與鋼中的C和N形成化合物。TiN的形成溫度為1400°C以上，通常在液相或S鐵素體中析出，114(^2在1260°C開始析出，TiC在1050°C左右析出，細小的析出物會釘扎晶界，細化奧氏體尺寸。本發(fā)明中的Ti含量控制在0. 01 0. 04%。Al =Al在較高溫度時和鋼中N形成細小而彌散的AlN析出，抑制晶粒長大，達到細化晶粒、提高鋼在低溫下的韌性的目的。本發(fā)明中加入不超過0. 04wt. %的Al細化晶粒，提高鋼板的韌性并保證其焊接性能。B :B在鋼中的位錯和缺陷處富集，降低晶界能量，抑制了鐵素體轉變，促進了鋼在中溫區(qū)域的貝氏體轉變，增加了鋼板強度。B含量較低時，對貝氏體相變的促進效果不明顯，B元素過高，會導致晶界強度大幅降低，形成“硼脆”現(xiàn)象。因此，本發(fā)明中B的加入量為 0. 0006 0. 0025%。采用本發(fā)明設計的化學成分，優(yōu)越性在于采用Mn-Cr-Ni-Nb-V成分體系，合理利用的合金元素的作用，生產(chǎn)高強韌鋼板。在本發(fā)明的屈服強度900MPa級貝氏體型高強韌鋼板的制造方法中，軋制和冷卻工藝的原理及優(yōu)越性在于軋制工藝本發(fā)明采用兩階段控制軋制工藝。第一階段在未再結晶溫度之上變形。變形中累計的位錯會提高鋼板內(nèi)部缺陷能，使鋼板發(fā)生動態(tài)再結晶、亞動態(tài)再結晶和靜態(tài)再結晶，細化奧氏體晶粒。第一階段軋制后待溫到770 860°C時，開始第二階段軋制。第二階段軋制在鋼板的未再結晶區(qū)，終軋溫度為760 840°C，較低的軋制溫度使得鋼板中累計了大量的位錯。碳氮化物在位錯處發(fā)生應變誘導析出，釘扎了位錯的運動。在后繼冷卻過程中，貝氏體會在位錯和缺陷處形核，較高的位錯密度細化了最終的貝氏體組織。細小彌散的碳氮化物的析出強化作用和細化貝氏體板條的細晶強化作用，使鋼板的具有較高的強度和韌性。冷卻工藝鋼板在控制軋制后進入冷卻裝置，冷卻速度為12 45°C /s，停冷溫度為<400°C。 軋制變形后具有大量位錯的奧氏體，在快速冷卻時，在較低溫度發(fā)生貝氏體轉變。較快的冷卻速度使奧氏體具有較大的過冷度，即使貝氏體轉變具有較大的形核驅(qū)動力，提高了貝氏體轉變的形核率。在較低溫度發(fā)生貝氏體轉變時，碳原子擴散能力減弱，貝氏體鐵素體片層狀端面長大受到抑制，細化了貝氏體鐵素體板條。本發(fā)明的停冷溫度較低，在較快的冷卻速度和較低的停冷溫度條件下，貝氏體以很高的形核速率和較慢的長大速度形成，為轉變的奧氏體形成細小彌散的MA組元分布在貝氏體基體上，提高了鋼板的強度和韌性?；鼗鸸に嚤景l(fā)明的回火溫度為350 500°C?；鼗疬^程中V的碳化物在位錯或晶界等缺陷處析出。鋼板在受力過程中，位錯或晶界處的析出物阻礙了可動位錯的運動，提高了鋼板的屈服強度?；鼗疬^程中，同時會發(fā)生位錯的運動，異號位錯湮滅，導致鋼板中位錯密度下降， 抗拉強度降低。綜合考慮回火過程對屈服強度和抗拉強度的影響，本發(fā)明優(yōu)選了回火溫度為350 500°C，保證鋼板在回火過程中屈服強度有明顯提高，而抗拉強度下降不明顯。
本發(fā)明所述成分體系的鋼坯在1080 1280°C奧氏體化，成分中Nb和V的碳氮化物可較充分的溶解于奧氏體中，在隨后的軋制過程中可形成細小的碳氮化物，釘扎位錯運動，細化奧氏體再結晶晶粒，以達到細化最終組織，提高鋼板強韌性的目的。第一階段軋制結束后在輥道上待溫至770 860°C開始第二階段軋制，終軋溫度為760 840°C。第二階段的軋制溫度較低，可保證鋼板在未再結晶區(qū)溫度范圍有相應的變形量，鋼板中富集了大量的位錯。碳原子會向刃型位錯富集，在隨后的冷卻相變過程中形成了馬奧組元。鋼板以12 45°C /s的速度冷卻至< 400°C，出水后空冷。鋼板采用較快冷卻速度和較低的停冷溫度，本發(fā)明所述成分體系在較低溫度范圍發(fā)生貝氏體相變，形成細化的貝氏體板條和沿板條界面分布的馬奧組元，此類組織具有高強韌性等特點。在本發(fā)明成分所述體系，需采用對應的冷卻速度和停冷溫度，才可獲得相應的力學性能。本發(fā)明所述鋼板停冷后需進行回火處理，鋼板回火溫度為350 500°C，回火后空冷。回火過程中本發(fā)明所述成分體系中的V在鐵素體中的析出，會產(chǎn)生強化效果，提高鋼板的屈服強度，回火時間范圍可保證鋼板中的碳氮化物充分析出，實現(xiàn)析出強化的目的。本發(fā)明的有益效果本發(fā)明通過合理設計化學成分，以Mn等廉價合金元素替代Mo，以V的C、N化合微細析出粒子作沉淀強化，代替Cu的析出強化作用，合金元素含量少，原料成本較低，焊接裂紋敏感性較小，焊前無需預熱。本發(fā)明鋼板不需進行任何額外的調(diào)質(zhì)熱處理，從而簡化了制造工序，降低了鋼的制造成本。本發(fā)明由于成分和工藝設計合理，從實施效果來看，工藝制度比較寬松，可以在中、厚鋼板產(chǎn)線上穩(wěn)定生產(chǎn)。本發(fā)明鋼板屈服強度彡900MPa、抗拉強度彡980MPa、夏氏沖擊功 Akv (-20 °C) ^ 150J，焊接裂紋敏感性指數(shù)PcmSO. 25%，具有優(yōu)良的焊接性能。


圖1是本發(fā)明實施例2鋼板的掃描電鏡照片，該圖顯示細化貝氏體板條；圖2是本發(fā)明實施例5鋼板的透射電鏡照片，該圖顯示納米級超細的貝氏體板條亞結構。
具體實施例方式實施例1按表1所示的化學成分冶煉，并澆鑄成連鑄坯或鋼錠，加熱溫度為1080°C，第一階段軋制后待溫至860°C開始第二階段軋制，終軋溫度為840°C，鋼板冷卻速度為35°C /S，終止溫度為室溫，回火溫度為500°C，出爐后空冷。實施例2按照表1所示的化學成分冶煉，并澆鑄成連鑄坯或鋼錠，加熱溫度為1280°C，第一階段軋制軋制后待溫至770°C開始第二階段軋制，終軋溫度為760°C，鋼板冷卻速度為 12°C /S，終止溫度為室溫，回火溫度為450°C，出爐后空冷。實施例3
按照表1所示的化學成分冶煉，并澆鑄成連鑄坯或鋼錠，加熱溫度為1180°C，第一階段軋制軋制后待溫至840°C開始第二階段軋制，終軋溫度為800°C，鋼板冷卻速度為 450C /S，終止溫度為400°C，出水后空冷至室溫?；鼗饻囟葹?00°C，出爐后空冷。實施例4實施方式同實施例1，其中加熱溫度為1100°C，第一階段軋制軋制后待溫至800°C 開始第二階段軋制，終軋溫度為770°C，鋼板冷卻速度為25°C /S，終止溫度為350°C，出水后空冷至室溫。回火溫度為400°C，出爐后空冷。實施例5按照表1所示的化學成分冶煉，并澆鑄成連鑄坯或鋼錠，加熱溫度為1180°C，第一階段軋制后待溫至790°C開始第二階段軋制，終軋溫度為760°C，鋼板冷卻速度為30°C /S， 終止溫度為250°C，出水后空冷至室溫?；鼗饻囟葹?50°C，出爐后空冷。實施例6按照表1所示的化學成分冶煉，并澆鑄成連鑄坯或鋼錠，加熱溫度為1200°C，第一階段軋制后待溫至820°C開始第二階段軋制，終軋溫度為800°C，鋼板冷卻速度為40°C /S， 終止溫度為200°C，出水后空冷至室溫。回火溫度為450°C，出爐后空冷。表1實施例的成分，Wt %
權利要求
1.一種屈服強度900MPa級貝氏體型高強韌鋼板，其特征在于，按重量百分數(shù)計的化學成分為C :0. 07 0. 14%, Si 0. 25 0. 50 %, Mn :1. 70 2. 20%, Cr :0. 05 0. 50%, Ni 0. 20 0. 50%,Nb :0. 03 0. 10%,V :0. 03 0. 10%,Ti :0. 01 0. 04%,Al :0. 02 0. 04%,B 0. 0006 0. 0025%，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。
2.如權利要求1所述的屈服強度900MPa級貝氏體型高強韌鋼板，其特征在于，所述鋼板的屈服強度彡900MPa、抗拉強度彡980MPa、-20°C下的夏氏沖擊功Akv大于150J，焊接裂紋敏感性指數(shù)PcmSO. 25%。
3.如權利要求1或2所述的屈服強度900MI^級貝氏體型高強韌鋼板的制造方法，包括冶煉、澆鑄、加熱、軋制、冷卻和回火工序；在所述加熱過程中，加熱溫度為1080 1280°C ；軋制分為第一階段和第二階段軋制，所述第一階段軋制在再結晶溫度以上進行，第一階段軋制后在輥道上待溫至770 860°C開始第二階段軋制，第二階段軋制的終軋溫度為 760 840"C。
4.如權利要求3所述的屈服強度900MI^級貝氏體型高強韌鋼板的制造方法，其特征在于，在所述冷卻過程中，鋼板以12 45°C /S的速度冷卻至< 400°C，出水后空冷。
5.如權利要求3或4所述的屈服強度900MPa級貝氏體型高強韌鋼板的制造方法，其特征在于，所述回火過程中，回火溫度為350 500°C，回火后空冷。
6.如權利要求3 5任一所述的屈服強度900MPa級貝氏體型高強韌鋼板的制造方法， 其特征在于，空冷采用堆垛或冷床冷卻。
7.如權利要求3 6任一所述的方法制造的屈服強度900MPa級貝氏體型高強韌鋼板。
8.如權利要求7所述的屈服強度900MPa級貝氏體型高強韌鋼板，其特征在于，屈服強度彡900MPa、抗拉強度彡980MPa、-20°C下的夏氏沖擊功Akv大于150J，焊接裂紋敏感性指數(shù) Pcm 彡 0. 25%。
全文摘要
本發(fā)明涉及一種屈服強度900MPa級貝氏體型高強韌鋼板及其制造方法。所述鋼板的化學成分(重量百分數(shù)wt.％)包含C0.07～0.14％、Si0.25～0.50％、Mn1.70～2.20％、Cr0.05～0.50％、Ni0.20～0.50％、Nb0.03～0.10％、V0.03～0.10％、Ti0.01～0.04％、Al0.02～0.04％、B0.0006～0.0025％，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。采用控制熱機械軋制和冷卻技術，獲得超細貝氏體板條為基體的組織，鋼板的屈服強度≥900MPa、抗拉強度≥980MPa、夏氏沖擊功Akv(-20℃)大于150J，焊接裂紋敏感性指數(shù)Pcm≤0.25％，此類鋼板具有良好的焊接性能。
文檔編號C22C38/58GK102337482SQ20101023536
公開日2012年2月1日 申請日期2010年7月23日 優(yōu)先權日2010年7月23日
發(fā)明者姚連登, 趙四新 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司