專利名稱：一種900MPa級超高韌性低合金鋼及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種高強(qiáng)度高韌性低合金鋼及其制造方法，具體地講，本發(fā)明涉及一種屈服強(qiáng)度為900MPa級、超高韌性的低合金鋼及其制造方法。
背景技術(shù)：
高強(qiáng)高韌是鋼鐵結(jié)構(gòu)材料永恒的發(fā)展主題，是實現(xiàn)構(gòu)件減量化和安全性的必由之路。目前，實際工程中對屈服強(qiáng)度達(dá)到900MPa級或更高強(qiáng)度的超高強(qiáng)鋼的需求正逐漸增多，如液壓支架結(jié)構(gòu)、起重機(jī)吊臂、挖掘機(jī)支架等鋼結(jié)構(gòu)部件。這類高強(qiáng)鋼過去通常采用調(diào)質(zhì)エ藝(離線淬火+回火)生產(chǎn)，エ藝流程長，能耗高，而且為了提高鋼的淬透性，在鋼板整個厚度截面上獲得均勻的馬氏體組織，需要加入較高的碳(不小于O. 12%)和Cr、Ni、Mo等合金元素，造成合金化成本和焊接碳當(dāng)量較高。另外，傳統(tǒng)調(diào)質(zhì)板由于碳含量高其低溫韌性有限，_40°C夏比沖擊功通常不超過100J。例如，瑞典SSAB鋼鐵生產(chǎn)商采用傳統(tǒng)調(diào)質(zhì)エ 藝生產(chǎn)的WELD0X960和D0MEX960屈服強(qiáng)度大于960MPa，但_40°C沖擊功僅能保證彡34J。目前，采用控軋控冷(TMCP)或TMCP+回火エ藝生產(chǎn)屈服強(qiáng)度大于900MPa鋼板正在成為國內(nèi)外研究的熱點問題，該エ藝省卻了離線淬火，具有生產(chǎn)過程高效、節(jié)能和節(jié)約合金元素的優(yōu)點。例如，中國專利ZL200510024775. 3提出了ー種屈服強(qiáng)度960MPa以上超高強(qiáng)度鋼板及其制造方法，采用熱軋后直接淬火和回火エ藝，鋼板具有良好塑性和焊接性。但是，所涉及鋼的碳含量仍然較高(O. 08 O. 18% )，因而造成_40°C低溫沖擊韌性僅30 40J。公開專利“屈服強(qiáng)度為950MPa級的焊接結(jié)構(gòu)鋼”(公開號CN101397641A)，公布了一種實驗用超高強(qiáng)鋼，軋制過程采用高溫大壓下以充分細(xì)化奧氏體晶粒，然后噴水冷至900°C以下進(jìn)行最后兩道次軋制，軋后空冷，鋼板屈服強(qiáng)度彡950MPa。然而由于所涉及鋼的碳含量高達(dá)O. 13-0. 18%,,導(dǎo)致 _20°C沖擊功僅> 50J。Exxonmobil Upstream Res 公司申請的專利W0200039352采用控軋控冷生產(chǎn)低溫韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼，其含碳量較低(O. 03-0. 12%),同時加入了高鎳含量(不小于I. 0% )，但其抗拉強(qiáng)度只能達(dá)到830MPa以上。在埃克森美孚和住友金屬聯(lián)合申請的“高抗拉強(qiáng)度鋼及其生產(chǎn)方法”的中國專利98802878中，鋼板碳含量為O. 02-0. 10%，采用TMCPエ藝生產(chǎn)，但抗拉強(qiáng)度只能達(dá)到900MPa以上。綜上所述，目前采用TMCP或TMCP+回火エ藝生產(chǎn)的高強(qiáng)鋼中，若屈服強(qiáng)度大于900MPa，則鋼板碳含量較高(不小于O. 08% )，其低溫韌性較差；若碳含量低于O. 08%，盡管可以獲得優(yōu)異的低溫韌性，但不大幅度提高合金添加量的條件下，屈服強(qiáng)度難以達(dá)到900MPa以上。

發(fā)明內(nèi)容
針對現(xiàn)有技術(shù)中的上述問題，本發(fā)明提供了ー種碳含量不大于O. 08%、屈服強(qiáng)度900MPa以上的超高韌性低合金鋼及其制造方法。所述制造方法包括以下步驟將連鑄坯裝入加熱爐中加熱，加熱溫度為1100-1250°C，加熱時間為1-5小時；軋制步驟，所述軋制步驟包括粗軋軋制和精軋軋制，其中，粗軋軋制5-9道次，粗軋的終軋溫度為1000-1IOO0C，精軋軋制5-12道次，精軋的開軋溫度為880-960°C、精軋的終軋溫度為750-880°C，精軋總壓縮比不小于3 ;對軋制后的鋼進(jìn)行冷卻，其中，冷卻速度為不小于5°C /s，終冷溫度不高于500°C。根據(jù)本發(fā)明的制造方法，粗軋結(jié)束后奧氏體平均晶粒尺寸小于30微米，精軋結(jié)束后扁平奧氏體的厚度小于10微米。優(yōu)選地，所述制造方法還包括對軋制之后的鋼進(jìn)行回火處理，其中，回火溫度為580-680°C，保溫時間為25-60分鐘。根據(jù)本發(fā)明制造的鋼的成分為，按重量百分比計，C :0. 04 O. 08wt. Si 0. 10 O. 40wt. Mn 1. 50-2. 35wt. %、Cu :0-0. 40wt. %、Cr :0-0. 50wt. %、Ni 0-0. 50wt. %、Mo 0. 05-0. 40wt. %、Nb 0. 02-0. IOwt. %、V :0-0. 07wt. Ti 0. 005-0. 04wt. B 0. 0005-0. 0030wt. Al :0. 01-0. 06wt. P < 0. 015wt. S < 0. OlOwt. %，余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。根據(jù)本發(fā)明制造的鋼具有高強(qiáng)度和高韌性，從而能夠滿足生產(chǎn)實踐的要求。


通過參照附圖對本發(fā)明的實施例進(jìn)行詳細(xì)描述，本發(fā)明的以上特征及優(yōu)點將變得更加清楚，在附圖中圖I是根據(jù)實施例I制備的鋼的SEM微觀組織照片；圖2是根據(jù)實施例I制備的鋼的TEM照片。
具體實施例方式以下將參照附圖來詳細(xì)描述本發(fā)明的示例性實施例。本發(fā)明的目的之ー是提供ー種屈服強(qiáng)度900MPa級、_40°C夏比沖擊功超過200J的鋼板，目的之ニ是提供上述超高強(qiáng)度、超高韌性鋼的制造エ藝。高的低溫韌性需要通過采用超低碳成分設(shè)計(不大于O. 08% )來實現(xiàn)，這是因為超低碳可以消除鋼中的滲碳體、富碳的馬氏體/奧氏體(M-A)組元等對低溫韌性不利的硬質(zhì)第二相。然而，超低碳設(shè)計對提高強(qiáng)度非常不利，需要在組織細(xì)化、位錯強(qiáng)化及沉淀強(qiáng)化等方面進(jìn)行調(diào)控，以彌補(bǔ)降碳帶來的強(qiáng)度損失。鋼板最終組織細(xì)化通過全流程組織細(xì)化來實現(xiàn)，其エ藝要點如下(I)鑄坯再加熱階段降低奧氏體化溫度，獲得細(xì)小均勻的原始奧氏體組織，為后續(xù)組織細(xì)化奠定良好的基礎(chǔ)；(2)粗軋階段適當(dāng)降低粗軋溫度、提高道次壓下量，強(qiáng)化再結(jié)晶細(xì)化效果，通過反復(fù)再結(jié)晶細(xì)化奧氏體；(3)精軋階段在奧氏體未再結(jié)晶溫度(Tnr)以下變形，獲得薄餅形的加工硬化態(tài)奧氏體。奧氏體加工硬化對于相變后組織細(xì)化至關(guān)重要。對于貝氏體或馬氏體鋼而言，決定其強(qiáng)度的有效組織單元為板條塊，而板條塊的寬度與奧氏體未再結(jié)晶區(qū)壓下量(即硬化程度)密切相關(guān)，大的壓下量(即高的硬化程度)有助于細(xì)化相變后板條塊尺寸，從而提高鋼板強(qiáng)度。(4)加速冷卻階段通過提高冷速獲得貝氏體或馬氏體組織，減少對韌性不利的富碳Μ/A組元的數(shù)量和尺寸。本發(fā)明提供的900MPa級超高韌性鋼的化學(xué)成分和含量為按重量百分比計，C :0· 04 O. 08wt. %、Si :0. 10 O. 40wt. Mn 1. 50-2. 35wt. Cu 0-0. 40wt.
Cr 0-0. 50wt. %、Ni :0-0. 50wt. %、Mo :0. 05-0. 40wt. %、Nb :0. 02-0. IOwt. V 0-0. 07wt. Ti 0. 005-0. 04wt. B 0. 0005-0. 0030wt. Al 0. 01-0. 06wt. P < 0. 015wt. %,S < 0. OlOwt. %，余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明各元素的作用及配比依據(jù)如下
碳作為最主要的固溶強(qiáng)化元素，顯著提高鋼的強(qiáng)度。但碳對提高鋼的沖擊韌性尤其是上平臺沖擊功非常不利，還明顯損害焊接性能。因此，本發(fā)明涉及的鋼板采用超低碳成分設(shè)計，碳含量范圍為O. 04 O. 08wt. %。硅鋼中脫氧元素之一，同時具有較強(qiáng)的固溶強(qiáng)化作用，但過量的Si將惡化鋼的韌性及焊接性能。綜合上述考慮，本發(fā)明鋼硅含量范圍為O. 10 O. 40wt. %。錳明顯提高鋼的淬透性，同時具有一定的固溶強(qiáng)化作用。但Mn含量過高時，其在鑄坯中的偏析傾向増加，另外對焊接性能不利。基于上述原因，本發(fā)明鋼Mn含量范圍為I. 50-2. 35wt. %。鑰顯著提高鋼的淬透性，減少回火脆性，提高鋼的耐延遲斷裂性能?；鼗疬^程中沉淀析出的含Mo第二相具有沉淀強(qiáng)化作用。Mo含量低于O. 05wt. %時，難以起到上述作用，超過0.40wt. %時，作用效果達(dá)到飽和，且成本較高。因此，本發(fā)明鋼Mo含量范圍為O. 05-0. 40wt. % ο釩釩在鋼中以兩種形式存在固溶于鋼中的釩和碳氮化釩析出相。固溶釩能夠明顯提高鋼的淬透性，特別是與Mo復(fù)合添加時其作用效果尤其顯著?；鼗疬^程中析出的碳氮化釩粒子還具有一定的沉淀強(qiáng)化作用。本發(fā)明鋼V含量范圍為0-0. 07wt. %。鉻提高鋼的淬透性和耐大氣腐蝕性能，但較高的Cr將降低焊接性能，應(yīng)控制在O. 50wt. % 以內(nèi)。鎳提高鋼的淬透性，明顯改善低溫韌性，提高鋼的抗大氣腐蝕性能。但其價格價高，應(yīng)控制在O. 50wt. %以內(nèi)。銅提高鋼的淬透性和耐大氣腐蝕性能，時效析出的納米級Cu相粒子具有較強(qiáng)的沉淀強(qiáng)化作用，但含Cu鋼由于表面選擇性氧化而易于產(chǎn)生熱脆問題。基于上述考慮，Cu含量控制在O. 40wt. %以內(nèi)。硼強(qiáng)烈偏聚于奧氏體晶界及其它晶體缺陷處，加入微量B即可顯著提高淬透性，但硼含量超過O. 0030%后上述作用飽和，而且還可能形成各種對熱加工性能和韌性不利的含B析出相，因此硼含量應(yīng)控制在O. 0005-0. 0030wt. %范圍內(nèi)。鈮顯著奧氏體未再結(jié)晶溫度，是實現(xiàn)未再結(jié)晶軋制、獲得最終細(xì)晶組織的最有效元素；固溶于奧氏體的Nb能夠提高淬透性，回火過程中沉淀析出的碳氮化鈮粒子具有沉淀強(qiáng)化作用。Nb含量應(yīng)控制在O. 02-0. IOwt. %以內(nèi)，低于O. 02wt. %難以起到上述作用，高于O. IOwt. %則上述作用達(dá)到飽和。鈦本發(fā)明鋼中加入少量Ti是為了形成納米級尺寸的TiN粒子，可以細(xì)化鑄坯加熱過程中奧氏體晶粒。Ti含量應(yīng)控制在O. 005-0. 040wt. %范圍內(nèi)，低于O. 005wt. %所形成TiN數(shù)量稀少，細(xì)化晶粒作用很??；高于O. 040wt. %將形成微米級尺寸的液析TiN，不僅無法細(xì)化晶粒作用，而且對鋼板韌性有害。鋁鋁是強(qiáng)脫氧元素，還可與N結(jié)合形成A1N，能夠起到細(xì)化晶粒作用。磷和硫鋼中雜質(zhì)元素，顯著降低塑韌性和焊接性能，其含量應(yīng)分別控制在O. 015wt. %和 O. Olwt. % 以內(nèi)。
本發(fā)明所涉及的900MPa級超高韌性鋼板制造エ藝如下冶煉和鑄造采用轉(zhuǎn)爐或電爐冶煉，鋳造采用連鋳。采用中厚板軋機(jī)軋制連鑄坯在加熱爐中加熱，加熱溫度為1100_1250°C，時間為
1-5小吋。若加熱溫度低于1100°C，微合金化元素Nb和V不能充分固溶于奧氏體中而難以發(fā)揮其作用；若加熱溫度高于1250°C，奧氏體晶粒明顯長大而對鋼板強(qiáng)韌性不利。加熱后進(jìn)行軋制，軋制エ藝為粗軋軋制5-9道次，粗軋終軋溫度為1000-1100°C。粗軋過程中奧氏體發(fā)生再結(jié)晶而逐漸細(xì)化，粗軋結(jié)束后奧氏體平均晶粒尺寸小于30微米。若粗軋終軋溫度低于1000°C，奧氏體再結(jié)晶不完全，成品鋼板中將形成對強(qiáng)韌性不利的混晶組織；若粗軋終軋溫度高于1100°C，再結(jié)晶奧氏體晶粒尺寸較大(大于30微米)，亦不利于鋼板 的強(qiáng)韌性。精軋軋制5-12道次，精軋開軋溫度880-960°C，終軋溫度為750-880°C，精軋總壓縮比不低于3。精軋過程中奧氏體不發(fā)生再結(jié)晶而逐漸扁平化，精軋結(jié)束后扁平奧氏體的厚度應(yīng)小于10微米。若精軋開軋溫度高于960°C，奧氏體將發(fā)生部分再結(jié)晶而易于引起混晶問題，若精軋開軋溫度低于880°C，則顯著增加軋制力和軋制扭矩，不利于板型的控制；若精軋終軋溫度高于880°C，一方面由于精軋溫度窗ロ過窄(低于960°C高于880°C)而增加實施難度，另ー方面不利于奧氏體中形變?nèi)毕莸睦鄯e而對最終組織細(xì)化不利；若精軋終軋溫度低于750°C，則可能進(jìn)入奧氏體+鐵素體兩相區(qū)軋制，易于在成品鋼板中引起分層缺陷。精軋總壓縮比的控制對于在超低碳鋼中獲得900MPa以上的超高強(qiáng)度也非常重要。若總壓縮比小于3，則不能充分細(xì)化相變后貝氏體或馬氏體的板條塊寬度，其屈服強(qiáng)度難以達(dá)到900MPa以上。軋后加速冷卻，冷速不低于5°C /s，終冷溫度不高于500°C。若冷速過慢或終冷溫度過高，則將獲得以粒狀貝氏體為主的微觀組織，不能獲得強(qiáng)度較高的板條貝氏體或馬氏體組織，鋼板屈服強(qiáng)度難以達(dá)到900MPa級。加速冷卻后對鋼板進(jìn)行矯直。回火處理。回火加熱溫度為580_680°C，保溫時間25_60min?；鼗疬^程中發(fā)生微合金碳氮化物的沉淀析出，具有沉淀強(qiáng)化作用，可以補(bǔ)償因位錯回復(fù)導(dǎo)致的強(qiáng)度下降，提高鋼板回火穩(wěn)定性?；鼗饻囟冗^低則微合金碳氮化物難以析出，而回火溫度過高則析出相粒子發(fā)生粗化，兩者均不利于沉淀強(qiáng)化。實施例I至實施例3表I中示出了根據(jù)本發(fā)明的實施例I至實施例3的高強(qiáng)度高韌性低合金鋼的化學(xué)成分。按表I所示化學(xué)成分進(jìn)行轉(zhuǎn)爐冶煉并澆注成連鑄坯，將連鑄坯加熱后采用中厚板軋機(jī)軋制，軋后對鋼板進(jìn)行加速冷卻。鑄坯加熱溫度、粗軋終軋溫度、精軋開軋溫度、精軋終軋溫度等主要エ藝參數(shù)見表2。相應(yīng)鋼板拉伸強(qiáng)度、_40°C縱向沖擊功、厚度規(guī)格在表3中列出。表I本發(fā)明實施例l_3900MPa級超高韌性鋼的化學(xué)成分(wt. % )
權(quán)利要求
1.ー種屈服強(qiáng)度900MPa級超高韌性低合金鋼的制造方法，其特征在于，所述制造方法包括以下步驟 將連鑄坯裝入加熱爐中加熱，加熱溫度為1100-1250°C，加熱時間為1-5小時； 軋制步驟，所述軋制步驟包括粗軋軋制和精軋軋制，其中，粗軋軋制5-9道次，粗軋的終軋溫度為1000-1100°C，精軋軋制5-12道次，精軋的開軋溫度為880_960°C、精軋的終軋溫度為750-880°C，精軋總壓縮比不小于3 ； 對軋制后的鋼進(jìn)行冷卻，其中，冷卻速度為不低于5°C /s，終冷溫度為不高于500°C。
2.根據(jù)權(quán)利要求I所述的屈服強(qiáng)度900MPa級超高韌性低合金鋼的制造方法，其特征在于，粗軋結(jié)束后奧氏體平均晶粒尺寸小于30微米，精軋結(jié)束后扁平奧氏體的厚度小于10微米。
3.根據(jù)權(quán)利要求I所述的屈服強(qiáng)度900MPa級超高韌性低合金鋼的制造方法，其特征在于，所述制造方法還包括對軋制之后的鋼進(jìn)行回火處理，其中，回火溫度為580-680°C，保溫時間為25-60分鐘。
4.根據(jù)權(quán)利要求I所述的屈服強(qiáng)度900MPa級超高韌性低合金鋼的制造方法，其特征在于，所述鋼的成分按重量百分比計為，C :0. 04 O. 08wt. %、Si 0. 10 O. 40wt. %、Mn :1. 50-2. 35wt. Cu :0-0. 40wt. Cr :0-0. 50wt. Ni :0-0. 50wt.Mo 0. 05-0. 40wt. %、Nb 0. 02-0. IOwt. %、V :0-0. 07wt. %、Ti 0. 005-0. 04wt. B 0.0005-0. 0030wt. %,A1 :0. 01-0. 06wt. %,P < 0. 015wt. %,S < 0. OlOwt. %，余為 Fe 和不可避免的雜質(zhì)。
5.ー種屈服強(qiáng)度900MPa級超高韌性低合金鋼，其特征在于，所述鋼的成分按重量百分比計為，C 0. 04 O. 08wt. Si 0. 10 O. 40wt. %、Mn :1. 50-2. 35wt.Cu 0-0. 40wt. %、Cr :0-0. 50wt. %、Ni :0-0. 50wt. %、Mo :0. 05-0. 40wt. Nb -0. 02-0. IOwt. V 0-0. 07wt. Ti 0. 005-0. 04wt. B 0. 0005-0. 0030wt. Al -0.01-0. 06wt. %,P < 0. 015wt. %,S < 0. OlOwt. %，余為 Fe 和不可避免的雜質(zhì)。
全文摘要
本發(fā)明公開了一種屈服強(qiáng)度900MPa級超高韌性低合金鋼，所述鋼的成分按照重量百分比計為C0.04～0.08wt.％、Si0.10～0.40wt.％、Mn1.50-2.35wt.％、Cu0-0.40wt.％、Cr0-0.50wt.％、Ni0-0.50wt.％、Mo0.05-0.40wt.％、Nb0.02-0.10wt.％、V0-0.07wt.％、Ti0.005-0.04wt.％、B0.0005-0.0030wt.％、Al0.01-0.06wt.％、P＜0.015wt.％、S＜0.010wt.％，余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。根據(jù)本發(fā)明的鋼具有高強(qiáng)度的同時具有高韌性，從而能夠滿足生產(chǎn)實踐的要求。
文檔編號C22C38/16GK102699031SQ20121014757
公開日2012年10月3日 申請日期2012年5月14日 優(yōu)先權(quán)日2012年5月14日
發(fā)明者周平, 夏志偉, 孫新軍, 李昭東, 李艷, 楊建勛, 湯化勝, 董瀚, 雍岐龍, 麻衡 申請人:萊蕪鋼鐵集團(tuán)有限公司