專利名稱：具有出色低溫韌性的高強度鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種能夠用于管道、建筑結(jié)構(gòu)、離岸建筑物等的鋼板，以及其制造方 法，更具體地說，本發(fā)明涉及由于具有出色的低溫韌性而能夠在惡劣環(huán)境下穩(wěn)定使用的高 強度鋼板，以及其制造方法。
背景技術(shù)：
為提高管道的運行效率，需要以增加的每小時量運輸石油或氣體。為此，不可避 免地需要確保鋼具有高強度。另外，還需要確保鋼具有低溫韌性，因為石油和氣體采掘 (diggings)會逐漸擴展至低溫區(qū)域。由于對大型結(jié)構(gòu)如建筑結(jié)構(gòu)和離岸建筑物的需要日益增加，并且操作條件(操作 溫度、連接結(jié)構(gòu)等)的惡劣情況越來越嚴(yán)重，因此對具有高強度和高韌性的鋼的需求也已 逐漸增加。為促進鋼強度的改進，現(xiàn)有技術(shù)中已提出同時提高鋼板的硬度和強度的技術(shù)，包 括添加提高淬透性的元素，從而在冷卻步驟中形成一個低溫轉(zhuǎn)變相。但是，所提出的該技 術(shù)的問題在于當(dāng)鋼板內(nèi)部形成低溫轉(zhuǎn)變微觀結(jié)構(gòu)如馬氏體時，鋼板的韌性可能會由于其 內(nèi)部殘余應(yīng)力的作用而嚴(yán)重劣化。也即，由于鋼板具有兩種不相容的物理特性，即強度和韌 性，本領(lǐng)域已經(jīng)公認(rèn)鋼的韌性隨強度而降低。自此，人們不斷地嘗試提供一種具有高韌性的高強度鋼。由于這些努力，熱機械控 制法(TMCP)得以問世，并被用于具有高韌性的高強度鋼中。TMCP是通過控制軋制壓下率(reduction ratio by rolling)和軋制溫度來制造 具有期望的物理特性的鋼板的方法的總稱。此處，TMCP的條件可由期望的物理特性決定。 由此，TMCP通常被分為兩個步驟在高溫和嚴(yán)格條件下進行的受控軋制過程和在合適冷卻 速率下的加速冷卻過程。使用TMCP獲得的鋼板在鋼板內(nèi)部可含有細晶粒，或者根據(jù)TMCP的條件而具有期 望的微觀結(jié)構(gòu)。因此，從理論上講，容易地控制鋼板的物理特性以獲得期望的特性是可能 的。為通過TMCP的加速冷卻過程制造具有期望強度的鋼板，需要在鋼板中形成硬質(zhì) 微觀結(jié)構(gòu)，如現(xiàn)有技術(shù)中所述。因此，仍需要添加提高淬透性的合金元素，從而形成硬質(zhì)微 觀結(jié)構(gòu)形式的低溫轉(zhuǎn)變微觀結(jié)構(gòu)。這種提高淬透性的元素的問題在于由于其非常昂貴，因此會使制造成本增加。因 此，在高強度鋼的領(lǐng)域人們熱切地嘗試增加鋼的強度。另外，人們不斷地嘗試確保鋼的低溫 韌性。通常，TMCP的軋制過程根據(jù)精軋溫度和起始冷卻溫度被廣泛地分為兩種方法。首 先，一種是單相區(qū)軋制法，其中精軋溫度和冷卻在高于Ar3溫度下進行，所述Ar3溫度下奧氏 體轉(zhuǎn)變成鐵素體微觀結(jié)構(gòu)；另一種方法是雙相區(qū)軋制法，其中精軋溫度和冷卻在低于Arj^ 度下進行。
單相區(qū)軋制法的優(yōu)點在于，在軋鋼機設(shè)備上的負載低，這是因為單相區(qū)軋制法的 軋制溫度高于雙相區(qū)軋制法的軋制溫度，并且，因為單相區(qū)軋制法的軋制時間比雙相區(qū)軋 制法的軋制時間短，可降低制造成本。但是，單相區(qū)軋制法有很多問題，即需要添加具有出 色淬透性的昂貴的合金元素來提高鋼的強度，這是因為在冷卻期間可能會形成轉(zhuǎn)變微觀結(jié) 構(gòu)，但添加合金元素會對制造成本帶來沉重負擔(dān)，并且在所制備的鋼板的內(nèi)部會在冷卻過 程中出現(xiàn)不均勻的轉(zhuǎn)變，這引起鋼板的平整度較差。相反，由于在軋制過程期間奧氏體會向鐵素體轉(zhuǎn)變，因而加入的淬透性元素的量 微乎其微，因此雙相區(qū)軋制法不會具有由于加入合金元素所造成的與成本增加相關(guān)的問 題，但是，由于軋制溫度低，軋鋼機設(shè)備上的負載高，并且制造成本可能會由于制造時間長 而增加。通過對常規(guī)TMCP的實際應(yīng)用，現(xiàn)有技術(shù)中已提出多種制造結(jié)構(gòu)鋼的方法。例如， 一種制造具有貝氏體或馬氏體微觀結(jié)構(gòu)作為低溫轉(zhuǎn)變相的鋼的技術(shù)，包括在剛好高于Ar3 溫度的溫度下軋制鋼，以及對軋制的鋼加速冷卻至接近150至500°C。但是，這種技術(shù)的問題在于，由于軋制鋼中的多邊形鐵素體可能會根據(jù)初始冷卻 速率形成，因此不容易根據(jù)合金組分實現(xiàn)合適的冷卻速率。另外，由于鋼在至多剛好高于 Ar3溫度的溫度下軋制，因此會向軋鋼機設(shè)備施加負載，同時會延長軋制時間，這會引起高 的制造成本。作為另一種替換方法，有一種確保鋼具有足夠的低溫韌性同時采用常規(guī)TMCP的 技術(shù)，例如還包括在低于Ac1R變溫度(該溫度下鐵素體轉(zhuǎn)變成奧氏體)下對鋼板進行回 火。但是，這種技術(shù)還應(yīng)包括為使鋼板在冷卻之后回火而進行的加熱操作。因此，該技 術(shù)依然有鋼生產(chǎn)中的能量增加的問題，并且由于額外的回火步驟導(dǎo)致制造成本較高。因此，對一種能夠解決上述問題的用于制造鋼板的開創(chuàng)性的穩(wěn)定方法一直具有需 求。

發(fā)明內(nèi)容
技術(shù)問題本發(fā)明設(shè)計用于解決現(xiàn)有技術(shù)中的問題，因此，本發(fā)明的一個目的是提供一種具 有出色特性如強度和低溫韌性的鋼板，其能夠通過縮短軋制時間和無需添加昂貴合金元素 來減少制造成本。另外，本發(fā)明的另一個目的在于提供一種制造本發(fā)明的一個示例性實施方案中的 鋼板的方法。技術(shù)方案本發(fā)明的一個方面提供一種具有出色低溫韌性的高強度鋼板。本發(fā)明中，高強度 高韌性的鋼板含有碳(C) 0. 03-0. 10重量％，硅(Si) 0. 1-0. 4重量％，錳(Mn) :1.8重 量％或更低，鎳(Ni) 1.0 重量％或更低，鈦(Ti) :0. 005-0. 03 重量％，鈮(Nb) 0. 02-0. 10 重量％，鋁(Al) :0. 01-0. 05 重量％，鈣(Ca) :0. 006 重量％或更低，氮(N) :0· 001-0· 006 重 量％，磷⑵0. 02重量％或更低，硫⑶0. 005重量％或更低，以及余量的鐵(Fe)和其他 不可避免的雜質(zhì)。
這樣鋼板的微觀結(jié)構(gòu)可具有針狀鐵素體和貝氏體作為主要的微觀結(jié)構(gòu)，且具有奧 氏體/馬氏體(M&A)作為第二相，針狀鐵素體的晶粒尺寸范圍為ΙΟμπι(微米)或更小(不 包括0(μπι))，且貝氏體的板條束尺寸(packet size)范圍為5 μ m(微米)或更小(不包括 0 ( μ m)) ο另外，奧氏體/馬氏體組元(M&A)可具有10%或更小(不包括0% )的面積分?jǐn)?shù)。 本發(fā)明中，高強度鋼板的屈服強度可在500-650MPa的范圍內(nèi)，并且-40°C下的夏氏沖擊吸 lBt倉泛(Charpy impact-absorbed energy) "SJ為 300J本發(fā)明的一個方面提供一種制造高強度高韌性的鋼板的方法。本發(fā)明中，該方 法包括在1050至1180°C下加熱鋼坯，其中所述鋼坯含有碳(C) 0. 03-0. 10重量％，硅 (Si) 0. 1-0. 4重量％，錳(Mn) 1.8重量％或更低，鎳(Ni) 1.0重量％或更低，鈦(Ti) 0. 005-0. 03 重量％，鈮(Nb) :0·02-0· 10 重量％，鋁(Al) :0. 01-0. 05 重量％，鈣(Ca) 0. 006 重量％或更低，氮(N) :0. 001-0. 006重量％，磷(P) :0. 02重量％或更低，硫(S) :0· 005重 量％或更低，以及余量的鐵(Fe)和其他不可避免的雜質(zhì)；在奧氏體重結(jié)晶的第一溫度范 圍內(nèi)將所述加熱的鋼坯第一熱軋一次或多次(第一軋制步驟)；在奧氏體不發(fā)生重結(jié)晶且 高于Ar3的稍低于第一溫度范圍的第二溫度范圍內(nèi)，將經(jīng)第一熱軋的鋼板第二熱軋一次或 多次，以制備精軋的鋼板(第二軋制步驟)；將精軋的鋼板冷卻至300-600°C (加速冷卻操 作)；以及空氣冷卻或?qū)⒗鋮s的熱軋鋼板保持在室溫下。這里，第一軋制步驟中的壓下率可在20-80%的范圍內(nèi)，第二軋制步驟中的壓下率 可在60-80%的范圍內(nèi)。另外，加速冷卻過程可含有兩個步驟第一個步驟為以30-60°C / 秒的冷卻速率將精軋的鋼板冷卻至貝氏體轉(zhuǎn)變起始溫度(Bs)和Arj^度之間(第一冷卻 步驟)；將經(jīng)第一冷卻的熱軋鋼板以10-30°C /秒的冷卻速率冷卻至300-600°C (第二冷卻 步驟)。有益效果如上文所述，本發(fā)明的一個示例性實施方案的鋼板以及鋼板的制造方法可用于高 效能地制造能夠確保出色性能如高強度和高韌性的結(jié)構(gòu)鋼，因為針狀鐵素體和貝氏體有效 地在鋼板中形成，而未添加昂貴的合金元素，如Mo。


圖1是示出一種常規(guī)的鋼板制造方法中以及本發(fā)明的一個示例性實施方案的鋼 板制造方法中的冷卻過程的示意圖標(biāo)記A代表常規(guī)的冷卻方法，標(biāo)記B代表本發(fā)明的冷卻 方法。圖2是用光學(xué)顯微鏡拍攝的本發(fā)明的鋼Al的照片，其具有針狀鐵素體和貝氏體作 為主要的微觀結(jié)構(gòu)。圖3是用掃描電子顯微鏡拍攝的本發(fā)明的鋼Al中作為主要微觀結(jié)構(gòu)的針狀鐵素 體的照片。圖4是用掃描電子顯微鏡拍攝的本發(fā)明的鋼Al中作為主要微觀結(jié)構(gòu)的貝氏體的 照片。
具體實施例方式下文中將更詳細地描述本發(fā)明的示例性實施方案。為解決上述現(xiàn)有技術(shù)中的問題，本發(fā)明人已發(fā)現(xiàn)可通過采用單相區(qū)軋制法來形成 具有出色強度和韌性的鋼板的微觀結(jié)構(gòu)，從而縮短制造時間和提高鋼板強度，其中所述方 法被用來增加初始冷卻速率。因此，本發(fā)明基于上述事實完成。下文中，將依次更詳細地描述為達到上述目的的本發(fā)明的各個條件，如鋼板的組 成、亞結(jié)構(gòu)和制造方法。(組成)根據(jù)本發(fā)明的一個示例性實施方案，鋼板的組成被限定成可使鋼板具有足夠的強 度和焊接韌性。碳(C)0. 03-0. 10 重量％碳(C)是一種最有效的通過固溶強化而強化焊接金屬和基體的元素，其也提供 沉淀強化，主要通過形成小的碳化鐵(滲碳體)、鈮的碳氮化物[Nb (C，N)]、釩的碳氮化物 [V(C, N)]和Mo2C的晶粒或沉淀(碳化鉬的一種形式)而實現(xiàn)。此外，Nb的碳氮化物可通 過使奧氏體晶粒細化而用于同時提高鋼板的強度和低溫韌性，所述細化通過在熱軋過程中 延遲奧氏體重結(jié)晶和抑制晶粒生長來實現(xiàn)。碳也增加淬透性，即增加冷卻期間在鋼中形成更硬和更強的微觀結(jié)構(gòu)的能力。當(dāng) C的含量小于0. 03重量％時，不能獲得這些作用，而當(dāng)C的含量超過0. 1重量％時，鋼在現(xiàn) 場焊接后通常易于冷裂，并且易于降低鋼板及其焊接HAZ的韌性。硅(Si)0. 1-0. 4 重量％硅(Si)的作用是幫助Al使熔化的鋼脫氧，并用作一種固溶強化元素。因此，Si的 加入量為0. 1重量％或更多。相反，當(dāng)Si以大于0.4重量％的含量添加時，在軋制過程中 會由Si形成紅銹，因此鋼板的表面形狀不佳，且鋼板的現(xiàn)場可焊性以及其焊接熱影響區(qū)的 韌性會劣化。但是，不需要加入Si來使熔化的鋼脫氧，因為Al或Ti也具有脫氧作用。錳(Mn) 1.8重量％或更低錳(Mn)是一種在固溶強化鋼方面有效的元素。因此，加入Mn來增加鋼的強度，這是 由于其具有提高鋼的淬透性的作用。但是，當(dāng)Mn以大于1. 8重量％的含量添加時，在鋼制造過 程的板坯成型操作期間，中心偏析可得到加劇，并且鋼的韌性可受到劣化。此外，過量添加Mn使 得鋼的淬透性過分提高，這會引起現(xiàn)場可焊性較差，并因此使輝接熱影響區(qū)的韌性劣化。鎳(Ni) 1.0重量％或更低鎳(Ni)是一種能提高低碳鋼的物理特性而不會不利地影響低碳鋼的原位可焊性 和低溫韌性的元素。具體而言，Ni用于形成少量的硬相，如馬氏體-奧氏體組元，與Mn和 Mo組分相比，已知其會降低低碳鋼的低溫韌性，以及提高焊接熱影響區(qū)的韌性。另外，Ni用于抑制在連續(xù)成型和熱軋過程期間加入Cu的鋼中產(chǎn)生的表面裂紋的 出現(xiàn)。但是，M非常昂貴，并且過量添加M可能會使焊接熱影響區(qū)的韌性劣化。因此，加 入的Ni的上限被設(shè)定為約1. 0重量％。鈦(Ti)0. 005-0. 03 重量％鈦(Ti)通過形成Ti氮化物細顆粒(TiN)有助于晶粒的細化，從而抑制奧氏體晶 粒在板坯再加熱期間的粗糙分布。此外，TiN通過從熔化的鋼中除去N而用于提高鋼的韌性，以及防止奧氏體晶粒在焊接熱影響區(qū)的粗糙分布。為充分除去N，Ti以比所加入的N高 出3. 4倍的含量加入。另外，Ti是一種可用于增強基體金屬和焊接熱影響區(qū)的強度并使基體金屬和焊接 熱影響區(qū)的晶粒細化的元素。因此，Ti的作用是抑制晶粒在軋制過程之前的加熱過程中的 生長，因為其在鋼中以TiN形式存在。此外，與氮反應(yīng)后仍殘余的Ti被熔化進鋼中，并與碳 結(jié)合形成TiC沉淀。這樣，所得的TiC沉淀足夠精細從而提高鋼的強度。具體而言，當(dāng)所加入的Al的含量非常低時，Ti形成Ti氧化物，其用作焊接熱影響 區(qū)中的晶粒內(nèi)的針狀鐵素體的成核位點。為通過TiN沉淀抑制奧氏體晶粒的生長并形成 TiC沉淀從而增強鋼的強度，Ti應(yīng)以至少0. 005重量％的含量加入。同時，當(dāng)所加入的Al的含量超過0. 03重量％時，形成具有粗糙微觀結(jié)構(gòu)的Ti的 氮化物并其被Ti的碳化物過分固化，這不利地影響了鋼的低溫韌性。另外，當(dāng)鋼板被焊接 以制造鋼管時，鋼板被驟然加熱至其熔點，從而將TiN溶解入固溶體中，這引起焊接熱影響 區(qū)韌性的劣化。因此，所加入的Ti的上限含量被設(shè)定為0. 03重量％。鈮(Nb)0. 02-0. 10 重量％鈮(Nb)的作用是通過細化奧氏體晶粒來同時提高鋼的強度和韌性。在熱軋過程 期間形成的Nb的碳氮化物通過延遲奧氏體重結(jié)晶和抑制晶粒的生長來細化奧氏體晶粒。 具體而言，已知當(dāng)Nb與Mo —起加入時，Nb能延遲奧氏體重結(jié)晶和改進奧氏體晶粒的細化， 并通過沉淀強化和淬透性提高而具有固溶強化作用。為獲得這些效果，根據(jù)本發(fā)明的一個示例性實施方案，Nb以0. 02重量％或更高的 含量存在。具體而言，Nb可提高奧氏體未重結(jié)晶溫度(Tnr)，從而提高軋制溫度。因此，Nb 更優(yōu)選地以0. 035重量％或更高的含量存在，以降低制造成本。但是，當(dāng)Nb以大于0. 10重量％的含量添加時，難以預(yù)計到鋼的強度和韌性方面有 進一步提高，并且因為奧氏體未重結(jié)晶溫度由于Nb碳氮化物的過度沉淀而極大增加，材料 的各向異性和制造成本會較高，且焊接熱影響區(qū)的可焊接性和韌性會受到不利的影響。鋁(Al)0. 01-0. 05 重量％通常，添加鋁(Al)的目的是使鋼脫氧。另外，焊接熱影響區(qū)的韌性可通過細化微 觀結(jié)構(gòu)和從焊接熱影響區(qū)的粗糙晶粒區(qū)除去N而提高。因此，以0. 01重量％的含量加入 Al。但是，當(dāng)所加入的Al的含量大于0. 05重量％時，可能形成鋁的氧化物(Al2O3)從 而降低基體金屬和焊接熱影響區(qū)的韌性。另外，脫氧可通過加入Ti和Si進行。因此，Al不 是必須加入的。鈣(Ca) :0. 006重量％或更低鈣(Ca)被廣泛地用于控制MnS夾雜物的形狀以及提高鋼的低溫韌性。但是，當(dāng)Ca 以過量的含量加入時，形成大量的彼此結(jié)合的CaO-CaS，從而形成粗夾雜物。為防止鋼的潔 凈水平降低并且提高鋼的現(xiàn)場可焊性，Ca的上限被限定至0. 006重量％。氮(N):0. 001-0. 006 重量％氮(N)的作用是抑制奧氏體晶粒在板坯的加熱期間生長，TiN沉淀的作用是抑制 奧氏體晶粒在焊接熱影響區(qū)的生長。但是，過量添加N會促使在板坯的表面形成缺陷，且存 在溶解的氮會導(dǎo)致基體金屬和焊接熱影響區(qū)的韌性劣化。
磷(P) 0. 02重量％或更低磷⑵與Mn結(jié)合以形成非金屬夾雜物。本發(fā)明中，由于所得的非金屬夾雜物引起 鋼的脆化，因此需要積極地降低P的含量。但是，當(dāng)P的含量降低至限度值時，鋼的制造方 法的負載會顯著增加，而當(dāng)P的含量小于0. 02重量％時，不會引起鋼的嚴(yán)重脆化。因此，Ti的上限被設(shè)定為0. 02重量％。硫(S) :0.005重量％或更低硫(S)是一種與Mn結(jié)合以形成非金屬夾雜物的元素。本發(fā)明中，所得的非金屬夾 雜物引起鋼的脆化和紅脆性。與組分P類似，考慮到鋼的制造過程的負載，S的上限被限定 至0. 005重量％。其他組分本發(fā)明設(shè)計通過使用冷卻速率來克服與鋼的淬透性相關(guān)的問題，而不是添加一種 具有提高冷卻容量的作用的合金元素。因此，本發(fā)明基于一個事實，即不添加能夠提高鋼的 淬透性的代表性元素，如Mo、Cr和V。但是，當(dāng)鋼產(chǎn)品的裝配限制使得其難于達到本發(fā)明的 一個示例性實施方案所要求的冷卻速率時，可以添加痕量的提高淬透性的元素。(微觀結(jié)構(gòu))在下述優(yōu)選的條件下，應(yīng)進一步限定微觀結(jié)構(gòu)的種類和形狀，所述優(yōu)選條件即具 有上述組成和含量的鋼板被制造成具有出色平整性的高強度、高韌性的鋼板。也即，本發(fā)明中所提出的鋼板的亞結(jié)構(gòu)具有由針狀鐵素體和貝氏體微觀結(jié)構(gòu)組成 的主要微觀結(jié)構(gòu)，并且還具有諸如奧氏體/馬氏體(M&A)微觀結(jié)構(gòu)的第二相微觀結(jié)構(gòu)。本發(fā)明中，針狀鐵素體的晶粒大小與貝氏體的板條束尺寸是對鋼的沖擊韌性具有 顯著影響的主要因素。因此，該主要因素越小，鋼的沖擊韌性越好。根據(jù)本發(fā)明的一個示例 性實施方案，針狀鐵素體的晶粒大小被限定至最高為10 μ m(微米)，并且貝氏體的板條束 尺寸被限定在最高為5 μ m (微米)。當(dāng)作為除主要結(jié)構(gòu)以外的第二相結(jié)構(gòu)的奧氏體/馬氏體(M&A)過量地分布在鋼板 微觀結(jié)構(gòu)中時，奧氏體/馬氏體(M&A)可能是鋼的韌性降低的主要原因。因此，奧氏體/馬 氏體(M&A)的含量限定在10%或更低，基于鋼板中微觀結(jié)構(gòu)的面積分?jǐn)?shù)計。具有該組分體系以及微觀結(jié)構(gòu)的本發(fā)明的一個示例性實施方案的鋼板可具有 500-650MPa的屈服強度，并且顯示出_40°C的夏氏沖擊吸收能為300J或更高。(制造方法)—般而言，制造本發(fā)明的一個示例性實施方案的鋼板的方法包括加熱板坯；在 奧氏體重結(jié)晶的第一溫度范圍內(nèi)將加熱的板坯熱軋至少一次或多次；在低于奧氏體重結(jié) 晶溫度的溫度下將經(jīng)熱軋的板坯精軋至少一次或兩次；將精軋的鋼板在兩個冷卻步驟中冷 卻，以及結(jié)束冷卻。鋼板用空氣冷卻，或者將鋼板在冷卻結(jié)束溫度后的冷卻之后保持在室溫 下。下文中更詳細描述了本發(fā)明一個示例性實施方案中的制造方法的各步操作。板坯加熱溫度1050-1180°C板坯加熱過程是將鋼加熱以有助于隨后的軋制過程，并且有助于使鋼板充分地具 有期望的物理特性。因此，加熱過程應(yīng)在一個合適的溫度范圍內(nèi)(取決于目的)進行。加熱過程中最重要的是盡可能地防止由過高加熱溫度引起的晶粒的過度粗糙的
8分布，以及均勻加熱板坯以使鋼板中的沉淀元素可充分溶解至固溶體中。當(dāng)板坯的加熱溫度低于1050°C時，Nb未溶解至鋼的固溶體中，這使得難以獲得具 有高強度的鋼板。另外，晶粒被部分重結(jié)晶形成均勻的奧氏體晶粒，這使得難以獲得具有高 韌性的鋼板。相反，當(dāng)板坯的加熱溫度超過1180°C時，奧氏體晶粒過度粗糙地分布，這導(dǎo)致 鋼板中晶粒的尺寸增加，并且使鋼板的韌性高度劣化。軋制條件的控制奧氏體晶粒應(yīng)以一種可使鋼板具有低溫韌性的細的晶粒尺寸存在。這可通過控制 軋制溫度和壓下率來實現(xiàn)。本發(fā)明的特征之一在于本發(fā)明的一個示例性實施方案中的軋制 操作在兩個溫度區(qū)域內(nèi)進行。另外，由于每個溫度區(qū)域內(nèi)的重結(jié)晶行為彼此不同，因此根據(jù) 溫度條件設(shè)定軋制操作具有不同條件。(1)第一軋制步驟在奧氏體重結(jié)晶溫度區(qū)域內(nèi)的軋制壓下率為20-80%板坯在奧氏體重結(jié)晶溫度區(qū)域內(nèi)軋制至少一次或兩次或更多次，直至板坯的厚度 達到其初始厚度的20-80%。奧氏體晶粒的尺寸可通過在奧氏體重結(jié)晶溫度區(qū)域內(nèi)軋制而 減小。對于這些多次軋制操作，應(yīng)仔細控制壓下率和時間，以防止在奧氏體重結(jié)晶后奧氏體 晶粒的生長。在上述過程中形成的細的奧氏體晶粒起提高最終鋼板的韌性的作用。(2)第二軋制步驟在Tm溫度和Ar3溫度之間的軋制壓下率為60_80%第一軋制步驟之后，將板坯在奧氏體重結(jié)晶溫度(Tnr)區(qū)域之間至少軋制兩次。這 樣，在奧氏體重結(jié)晶溫度區(qū)域之間軋制的板坯被軋制直至經(jīng)軋制的板坯的厚度達到其初始 厚度的60-80%。然后，板坯的軋制在高于Ar3溫度(該溫度下奧氏體轉(zhuǎn)變成鐵素體微觀結(jié) 構(gòu))的溫度下完成。當(dāng)板坯在Tm和Ar3溫度之間軋制時，晶粒破碎，并且晶粒的勢能由于其內(nèi)部形變 而增加。然后，當(dāng)板坯冷卻時，晶粒容易轉(zhuǎn)變成針狀鐵素體和貝氏體。由于軋制終止溫度增 加，鋼板的制造時間變短，從而減少制造成本。這在加速冷卻操作期間初始冷卻速率較高時 是可能的。此外，第一冷卻條件在下文中更詳細地描述。第一冷卻速率30°C /秒或更高冷卻速率是提高鋼板韌性和強度的一個重要因素。因此，冷卻速率的增加會促進 鋼板亞結(jié)構(gòu)中的晶粒細化，從而提高鋼的韌性，并且促進內(nèi)部硬質(zhì)微觀結(jié)構(gòu)的形成，以提高 鋼的強度。但是，如本發(fā)明所述從奧氏體區(qū)域進行加速冷卻時，冷卻過程中可能會形成多邊 形鐵素體。因此，本發(fā)明的特征之一在于冷卻速率在冷卻過程開始時加速，以抑制多邊形鐵 素體的形成。當(dāng)初始冷卻速率小于30°C /秒時，會形成多邊形鐵素體，這使得不能確保鋼的強 度和低溫韌性。但是，當(dāng)?shù)谝焕鋮s速率被加速至盡管冷卻起始溫度較高、但第一冷卻速率不 滿足形成多邊形鐵素體的階段時，可能形成針狀鐵素體和貝氏體的雙相微觀結(jié)構(gòu)，這是本 發(fā)明中需要的微觀結(jié)構(gòu)。也即，當(dāng)冷卻速率可控制在高水平時，優(yōu)選在60°C /秒的水平時，增加冷卻起始溫 度成為可能，這意味著鋼板可在高溫下軋制。因此，軋鋼機設(shè)備的負載低，并且可節(jié)約由于 低軋制溫度的軋制時間，這導(dǎo)致低制造成本。更高的冷卻速率使得鋼坯可顯示出其更出色的效果。但是，如圖1所示，已揭示出與常規(guī)冷卻方法(A)相比，多邊形鐵素體的形成在本發(fā)明的冷卻方法(B)中受到抑制。第一冷卻停止溫度BS至Ar3第一冷卻步驟在低于Ar3溫度(該溫度下奧氏體轉(zhuǎn)變成鐵素體微觀結(jié)構(gòu))且高于 貝氏體轉(zhuǎn)變起始溫度Bs下結(jié)束。更優(yōu)選地，第一冷卻步驟在BS+10°C的范圍內(nèi)停止，以穩(wěn)定 地獲得針狀鐵素體和貝氏體。第二冷卻速率10_30°C /秒第一冷卻步驟之后，以冷卻速率10-30°C /秒進行第二冷卻步驟，以形成針狀鐵素 體和貝氏體。當(dāng)鋼板在小于10°c /秒的速率下冷卻時，殘余奧氏體和M&A的量會過量地增 加，這降低了鋼板的強度和韌性。因此，第二冷卻速率的下限設(shè)定為10°C/秒。但是，當(dāng)鋼 板在大于30°C/秒的速率下冷卻時，鋼板會由于過量的冷卻水而扭曲，這導(dǎo)致鋼板形狀控 制方面的缺陷。第二冷卻停止溫度300-600°C為控制鋼板的亞結(jié)構(gòu)，需要將鋼板冷卻至冷卻速率的作用能夠被充分表現(xiàn)出的溫 度。當(dāng)鋼板冷卻停止時的冷卻停止溫度超過600°C時，鋼板的內(nèi)部難于充分地形成細的晶粒 和貝氏體相。因此，冷卻停止溫度的上限應(yīng)設(shè)定在600°C。同時，當(dāng)冷卻停止溫度低于300°C時，冷卻速率的作用可能會飽和，并且鋼坯也可 由于過度冷卻而扭曲。此外，鋼板的沖擊韌性可能由于強度的過度增加而劣化。下文中，更詳細地描述本發(fā)明的以下示例性實施方案。(實施例)制備一個300mm厚的板坯，基于其組分和含量列于下表1中。然后，按照如下表2 所示的制造條件將板坯加熱、軋制并冷卻，以制備30mm厚的鋼板。表1 (其中，Tnr和Ar3的溫度單位為。C(攝氏度)，以星號(*)標(biāo)記的元素的含量單位 為ppm(百萬分之一份)，其它元素的含量單位為重量％ )如表1所列，已揭示出本發(fā)明的鋼A至D滿足本發(fā)明的所有要求，但對比的鋼E 至H不滿足本發(fā)明的要求。也就是說，對比的鋼E的C含量過低，對比的鋼F具有過高的C 含量。另外，對比的鋼G具有過高的Mn含量，對比的鋼H具有過高的Nb含量，對比的鋼I 具有過低的Nb含量。表2 如表2中所列，已揭示出本發(fā)明的Al至Dl滿足本發(fā)明的合金組成和制造條件的 所有要求，但對比的鋼A2至A7具有與表1中所示的本發(fā)明的鋼A相同的合金組分，滿足本 發(fā)明的合金組成條件，但不滿足本發(fā)明的制造條件。對比的鋼El至Il通過將本發(fā)明的制 造條件應(yīng)用至具有如表1所列的對比的鋼E至I的合金組成的鋼坯上而制造。如表2中所列，已揭示出本發(fā)明的鋼Al至Dl滿足本發(fā)明的所有要求。另外，還 揭示出對比的鋼A2具有過高的板坯加熱溫度，對比的鋼A3具有過低的板坯加熱溫度，對比 的鋼A4具有非常低的第一冷卻速率，對比的鋼A5具有非常低的第二冷卻速率，對比的鋼A6 具有非常高的冷卻終止溫度，對比的鋼A7具有非常低的冷卻終止溫度。采集一部分鋼板并測量針狀鐵素體和貝氏體的分?jǐn)?shù)、針狀鐵素體的晶粒大小和貝 氏體的板條束尺寸，所述鋼板由具有如表1中所列組成的鋼坯并根據(jù)表2所列的制造條 件制備得到。另外，還測定了它們的抗拉強度、抗拉特性，并通過夏氏沖擊試驗測定它們 在-40°C的沖擊吸收能。測定結(jié)果列于下表3中。在表3中，抗拉特性和沖擊吸收能是指在 與軋制方向垂直的方向(管的圓周方向)上的試驗結(jié)果。另外，觀察本發(fā)明的鋼Al的微觀結(jié)構(gòu)，結(jié)果示于圖2至4中。
表3 AF 針狀鐵素體；B 貝氏體如表3所列，已揭示出所有本發(fā)明的具有本發(fā)明中所限定的組成和制造條件的 鋼顯示出其期望的抗拉強度，并且它們在-40°C下的沖擊吸收能也較高，為300J或更高。另外，圖2是用光學(xué)顯微鏡拍攝的示出本發(fā)明的鋼A1的針狀鐵素體和貝氏體的照 片，圖3是用掃描電子顯微鏡拍攝的本發(fā)明的鋼A1中的針狀鐵素體的照片，圖4是用掃描 電子顯微鏡拍攝的本發(fā)明的鋼A1中貝氏體的照片。如圖2至4所示，已揭示出本發(fā)明中制備的本發(fā)明的鋼A1具有精細的針狀鐵素體 和貝氏體作為主要微觀結(jié)構(gòu)。相反，已揭示出滿足本發(fā)明的組分體系的要求但具有不同的制造條件的對比的 鋼A2至A7不具有滿足本發(fā)明要求的物理特性。也就是說①對于對比的鋼A2，板坯加熱溫度過高。在這種情況下，奧氏體的晶粒大小在鋼板從加熱爐中取出時分布可能較粗糙。因此，奧氏體晶粒的細化甚至在奧氏體重結(jié)晶溫度內(nèi) 進行軋制加工之后也不能實現(xiàn)，這導(dǎo)致貝氏體的板條束尺寸增加，從而使鋼板的沖擊吸收 能劣化。②對于對比的鋼A3，板坯的加熱溫度過低。在這種情況下，固溶強化作用由于存在 合金元素而稍稍表現(xiàn)出來，這導(dǎo)致了鋼板的強度劣化。③對比的鋼A4顯示出其具有低的抗拉強度，這是因為在非常低的第一冷卻速率 下形成了多邊形鐵素體。④對比的鋼A5具有低的屈服強度和沖擊吸收能，這是因為針狀鐵素體和貝氏體 由于非常低的第二冷卻速率而未充分地形成，并且針狀鐵素體的晶粒尺寸以及貝氏體的板 條束尺寸分布粗糙。⑤對比的鋼A6具有低的抗拉強度，因為針狀鐵素體和貝氏體由于非常高的冷卻 終止溫度而未充分地形成。⑥對比的鋼A7具有高的抗拉強度，但具有低的沖擊吸收能，這是因為在非常低的 冷卻終止溫度下形成了馬氏體等。同時，上述結(jié)果還顯示出對比的鋼E具有出色的韌性，但其抗拉強度嚴(yán)重劣化，這 是因為對比的鋼E中C的含量太低。對比的鋼F、G和H具有令人滿意的抗拉強度，但沖擊 吸收能不足，因為在這些對比的鋼中，各自的C、Mn和Nb的含量過高。具體而言，具有過高Nb含量的對比的鋼H未顯示出其由于奧氏體重結(jié)晶而對晶粒 細化的充分的作用，因為奧氏體未重結(jié)晶溫度已升高至最高達1407°C。另外，對比的鋼I顯 示出其具有低沖擊吸收能，因為由于在對比的鋼I中Nb含量非常低，使得對奧氏體晶粒細 化的效果未充分實現(xiàn)。因此，上述實施例的結(jié)果已揭示出滿足本發(fā)明對組成和制造條件的要求的鋼具 有針狀鐵素體和貝氏體作為主要微觀結(jié)構(gòu)，其具有出色的物理特性，并且在成本和制造效 率方面也非常出色。
權(quán)利要求
一種高強度鋼板，含有碳(C)0.03-0.10重量％，硅(Si)0.1-0.4重量％，錳(Mn)1.8重量％或更低，鎳(Ni)1.0重量％或更低，鈦(Ti)0.005-0.03重量％，鈮(Nb)0.02-0.10重量％，鋁(Al)0.01-0.05重量％，鈣(Ca)0.006重量％或更低，氮(N)0.001-0.006重量％，磷(P)0.02重量％或更低，硫(S)0.005重量％或更低，以及余量的鐵(Fe)和其他不可避免的雜質(zhì)。
2.權(quán)利要求1的高強度鋼板，其中鋼板的微觀結(jié)構(gòu)包括針狀鐵素體和貝氏體作為主要 的微觀結(jié)構(gòu)，和奧氏體/馬氏體(M&A)作為第二相。
3.權(quán)利要求2的高強度鋼板，其中所述針狀鐵素體具有ΙΟμπι(微米)或更小(不包括 0)的晶粒尺寸，所述貝氏體具有5μπι(微米)或更小(不包括0)的板條束尺寸。
4.權(quán)利要求2的高強度鋼板，其中所述奧氏體/馬氏體組元(Μ&Α)具有10%或更小 (不包括0%)的面積分?jǐn)?shù)。
5.權(quán)利要求1至4之一的高強度鋼板，其中所述高強度鋼板的屈服強度在500-650MPa 的范圍內(nèi)，并且-40°C的夏氏沖擊吸收能為300J或更高。
6.一種制造高強度鋼板的方法，該方法包括在1050至1180°C加熱鋼坯，其中所述鋼坯含有碳(C) 0. 03-0. 10重量％，硅(Si) 0. 1-0. 4重量％，錳(Mn) 1.8重量％或更低，鎳(Ni) :1.0重量％或更低，鈦(Ti) :0. 005-0. 03重量％，鈮(Nb) 0.02-0. 10 重量 ％，鋁(Al) 0. 01-0. 05 重量 ％，鈣(Ca) 0. 006 重量 ％或更低，氮(N) 0.001-0. 006重量％，磷(P) :0. 02重量％或更低，硫(S) :0. 005重量％或更低，以及余量的 鐵(Fe)和其他不可避免的雜質(zhì)；將加熱的鋼坯在高于奧氏體重結(jié)晶溫度(Tnr)的溫度熱軋至少一次或多次(第一軋制 步驟)；將經(jīng)第一熱軋的鋼板在Ai^PTm溫度之間精軋至少一次或多次以制備精軋的鋼板(第 二軋制步驟)；將精軋的鋼板以30-60°C /秒的冷卻速率冷卻至貝氏體轉(zhuǎn)變起始溫度(Bs)和Ar3溫度 之間(第一冷卻步驟)；將第一冷卻過的熱軋鋼板以10-30°C /秒的冷卻速率冷卻至300-600°C (第二冷卻步 驟)；以及空氣冷卻或?qū)⒌诙鋮s的熱軋鋼板保持在室溫。
7.權(quán)利要求6的方法，其中所述第一軋制步驟時的壓下率在20-80%的范圍內(nèi)。
8.權(quán)利要求6或7的方法，其中所述第二軋制步驟時的壓下率在60-80%的范圍內(nèi)。
全文摘要
本發(fā)明提供了一種通過控制冷卻速率并在奧氏體轉(zhuǎn)變溫度之上獲得的高強度鋼板，其具有針狀鐵素體和貝氏體作為主要微觀結(jié)構(gòu)且具有奧氏體/馬氏體(M&A)作為第二相。該高強度鋼板含有碳(C)0.03-0.10重量％，硅(Si)0.1-0.4重量％，錳(Mn)1.8重量％或更低，鎳(Ni)1.0重量％或更低，鈦(Ti)0.005-0.03重量％，鈮(Nb)0.02-0.10重量％，鋁(Al)0.01-0.05重量％，鈣(Ca)0.006重量％或更低，氮(N)0.001-0.006重量％，磷(P)0.02重量％或更低，硫(S)0.005重量％或更低，以及余量的鐵(Fe)和其他不可避免的雜質(zhì)。所述制造高強度鋼板的方法可用于經(jīng)濟地且有效地制造高強度鋼，該高強度鋼能夠具有出色的性能，如高強度和高韌性，因為針狀鐵素體和貝氏體可有效地形成而無需加入昂貴的元素，如鉬(Mo)。
文檔編號C22C38/04GK101883875SQ200880118767
公開日2010年11月10日 申請日期2008年11月12日 優(yōu)先權(quán)日2007年12月4日
發(fā)明者俞張镕, 安晟秀, 樸忠載, 李泰雨, 金基浩 申請人:Posco公司