CN102337482A - 屈服强度900MPa级贝氏体型高强韧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种屈服强度900MPa级贝氏体型高强韧钢板及其制造方法。所述钢板的化学成分(重量百分数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％，余量为Fe和不可避免的杂质。采用控制热机械轧制和冷却技术，获得超细贝氏体板条为基体的组织，钢板的屈服强度≥900MPa、抗拉强度≥980MPa、夏氏冲击功Akv(-20℃)大于150J，焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.25％，此类钢板具有良好的焊接性能。

Description

屈服强度900MPa级贝氏体型高强韧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及高强度低温高韧性钢板，具体地说，本发明涉及屈服强度900MPa级贝氏体型高强韧钢板及其制造方法。

背景技术

钢板的热机械处理通常采用控轧控冷方式(TMCP)。通过控制变形率和冷却速度实现微观组织的细化或形成超细贝氏体等高强度组织，提高钢的屈服强度。

现有技术有介绍贝氏体高强钢、易焊接高强钢和高强韧钢板的文献。公开号为CN1786246的中国专利申请公开了“高抗拉强度高韧性低屈强比贝氏体钢及其生产方法”，该钢板具有800MPa抗拉强度，韧脆转变温度在-60℃以下，其化学成分(wt.％)为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％。公开号为WO99/05335的国际申请公开了一种以两个温度阶段以TMCP工艺生产的低合金高强钢，具有930MPa的抗拉强度，-20℃冲击功为120J，其化学成分(wt.％)为：C：0.05～0.10％、Mn：1.7～2.1％、Ni：0.2～1.0％、Mo：0.25～0.6％、Nb：0.01～0.10％、Ti：0.005～0.03％、P≤0.015％、S≤0.003％。

上述公开的两种钢种的合金元素设计分别为Mn-Ni-Nb-Mo-Ti和Mn-Mo-Ni-Cu-Nb-Ti体系，由于Mo为贵重合金，因此从添加的合金元素的种类和加入的总量来分析，制备此类钢种成本较高。

发明内容

为了解决以上问题，本发明者采用Si-Mn-Cr-Ni-Nb-V-Ti-Al-B系钢种，通过控制热机械轧制和冷却技术，且无调质处理，制备了一种屈服强度达900MPa级的低碳具有低温超高韧性和焊接裂纹敏感性指数低钢板，该钢板具有良好的低温韧性和焊接性。

本发明的一个目的在于提供一种屈服强度900MPa级贝氏体型高强韧钢板。

本发明的另一个目的在于提供所述超高强度、高韧性、焊接裂纹敏感性指数低钢板的制造方法。

为了实现上述目的，本发明的屈服强度900MPa级贝氏体型高强韧钢板的化学成分(重量百分数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％，余量为Fe和不可避免的杂质。

钢板的屈服强度≥900MPa、抗拉强度≥980MPa、夏氏冲击功Akv(-20℃)大于150J，焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.25％。

上述屈服强度900MPa级贝氏体型高强韧钢板的制造方法，包括：

冶炼、浇铸、加热、轧制、冷却和回火工序；

加热过程中，加热温度控制在1080～1280℃；

轧制分为第一阶段和第二阶段轧制；第一阶段轧制在再结晶温度以上进行，第一阶段轧制后在辊道上待温至770～860℃进行第二阶段轧制，终轧温度为760～840℃；

轧制后进行冷却，优选地，钢板以12～45℃/s的速度冷却至≤400℃，出水后空冷；

冷却到室温后进行回火热处理，回火温度为350～500℃，回火后空冷。优选地，空冷采用堆垛或冷床冷却。

本发明热处理时采用了改进的TMCP和驰豫控制析出(RPC)技术，轧制后空冷驰豫一段时间，使碳氮化物在位错和亚晶界处形成弥散而细小析出。驰豫后进行第二阶段轧制，第二阶段轧制后加速冷却。工艺过程的基本原理为：

钢板在再结晶区充分变形，奥氏体中的位错密度增加。轧制过程中发生的动态回复和再结晶细化了原奥氏体晶粒。刃型位错存在静水压力场，间隙原子如B等会向位错处富集。亚晶界可以用位错模型来描述，间隙原子会向亚晶界处富集。间隙原子的富集使位错处形成Cottrell气团，阻碍了变形造成的高密度位错在回复过程中经过演化，形成了稳定的位错网络。驰豫过程中，Nb、V、Ti等微合金元素以(Nb，V，Ti)x(C，N)y等不同化学计量比的碳氮化物在晶界、亚晶界和位错处析出。析出的碳氮化物等二相粒子，钉扎了晶粒中的位错和亚晶界，稳定了如位错墙等亚结构。

驰豫后进行第二阶段轧制，使钢中的位错密度进一步增加。驰豫后变形钢板进入加速冷却装置，较快的冷速避开了CCT图中铁素体和珠光体的C曲线，直接进入贝氏体转变区。贝氏体的形核率过程受到了以下因素的影响：

(1)从热力学学角度分析，奥氏体有较大的过冷度，且奥氏体中有大量的缺陷，缺陷可以提供缺陷能，这两者都会增加相变驱动力，使贝氏体形核率增加；

(2)从晶体学角度分析，奥氏体中的大量缺陷造成晶格中存在很多错配度较高的区域，贝氏体更容易在次区域形核；

(3)从晶体结构角度分析，驰豫过程中析出的大量细小而弥散的碳氮化物，提供了大量潜在的形核位置。

由于上述三个原因的影响，贝氏体具有很高的形核率。贝氏体片层的长大受以下几个原因的影响：

(1)从热力学角度分析，合金元素原子对扩散性质的界面运动通过溶质拖曳作用耗散自由能，降低了贝氏体长大速度；

(2)从动力学角度分析，较低的转变温度，降低了碳原子和铁原子的扩散速度，减缓了贝氏体铁素体的长大速度；

(3)从晶体结构角度分析，贝氏体在亚晶界形核后，长大过程中受到前方亚晶界的阻碍。奥氏体回复过程中，位错的运动受到第二相粒子的钉扎，因此形成了大量的亚晶界。经过演化的亚晶界对贝氏体的长大有抑制作用。

以上三个原因导致贝氏体铁素体的长大速度和贝氏体铁素体的最终长度受到抑制。该工艺对促进形核和抑制长大的联合作用细化了最终组织的贝氏体铁素体板条。

对于机械结构和工程建设所使用的高强钢，需要焊前不预热或稍加预热而不产生裂纹，主要是解决了大型钢结构件的焊接施工问题。降低Pcm的唯一手段就是减少碳和合金元素的加入量，而对于采用淬火+回火工艺生产的高强钢来说，减少碳和合金元素的加入量将不可避免地带来钢强度的降低，采用本发明中改进的TMCP+RPC工艺，则可以弥补这种缺陷。钢板的焊接裂纹敏感性指数Pcm可按下式确定

Pcm＝C+Si/30+Ni/60+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+V/10+5B

焊接裂纹敏感性指数Pcm是反映钢的焊接冷裂纹倾向的判定指标，Pcm越低，焊接性越好。焊接性差的钢在焊接后容易产生裂纹，为了避免裂纹的产生，必须在焊接前对钢进行预热，焊接性越好，则所需的预热温度越低，反之则需要较高的预热温度。根据中华人民共和国黑色冶金行业标准YB/T 4137-2005规定，牌号为Q800CF的钢种，Pcm值需低于0.28％。本发明所涉及的屈服强度900MPa级钢板，微观组织为超细贝氏体板条，具有高韧性和焊接裂纹敏感性指数低等特征，其焊接裂纹敏感性低于0.25％。

本发明采用的成分体系保证钢板具有高强度和低温韧性，同时焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.25％，具有优良的焊接性能。

本发明钢的成分设计如下：

C：对于采用TMCP工艺生产的贝氏体钢来说，碳含量较低时，贝氏体铁素体板条的扩散相变较容易，形成的贝氏体铁素体板条宽度较大，碳含量较高时，贝氏体相变时需更多的碳原子扩散，贝氏体铁素体板条的宽度减小。低碳贝氏体钢的冲击韧性由以下几个因素控制：贝氏体铁素体中的过饱和的碳含量、贝氏体板条的宽度和形貌、参与马奥组元的形貌和分布。综合几方面因素考虑并结合实验结果，本发明C含量控制为0.07～0.14％。

Si：Si不形成碳化物，以固溶形式存在于钢中，阻碍钢中位错的运动，提高钢材的强度。Si同时会改变渗碳体析出的自由能，较高含量的Si会抑制渗碳体形成。Si含量较高时，会增加焊接裂纹敏感性指数，降低钢的焊接性能。本发明中的Si含量控制为0.25～0.50％。

Mn：Mn扩大铁碳平衡相图中的奥氏体区。Mn和Fe可形成固溶体，固溶在奥氏体中的Mn通过溶质拖曳效应，降低扩散相变的相变驱动力，一方面抑制了铁素体相变，另一方面抑制了贝氏体板条的端面扩散控制长大，细化了贝氏体板条，提高了钢板的强度和韧性。钢中通常加入贵重合金元素Mo，抑制扩散相变，细化贝氏体板条。较高的Mn通过细化最终组织可实现提高强度，同时保证钢板有较高的韧性。本发明中加入1.70～2.20％的Mn，有利于形成细化的贝氏体组织，使钢具有良好的强韧性。

Nb：Nb对奥氏体单相扩散运动界面有抑制作用，从而提高了钢的再结晶温度。两阶段轧制过程中，较高的再结晶温度可以在高温段轧制后，奥氏体晶粒充分发生再结晶，细化晶粒。Nb会增加钢板的淬透性，加入一定含量的Nb可以生产厚度较大的钢板。Nb的碳化物在第二阶段轧制过程中会发生应变诱导析出，析出的Nb(CN)颗粒有阻碍位错运动的能力，提高奥氏体中的位错密度，抑制铁素体相变，提高贝氏体相变的形核率，细化最终组织，提高钢板的强度和韧性。本发明中加入0.03～0.10％Nb以控制钢板微观组织和力学性能。

V：V在钢中起到固溶强化和V的碳氮化物析出强化的效果。V(CN)在回火过程中的弥散细小析出可提高钢板的屈服强度，且对韧性的影响不明显。本发明中加入0.03～0.10％的V以保证钢板在回火后有较高的屈服强度。

Cr：Cr固溶在钢中，提高钢板的淬透性。Cr是碳化物形成元素，会形成细小的碳化物，提高钢板的强度。本发明中加入0.05～0.50％的Cr，保证钢板的强度和冲击功。

Ni：Ni在固溶在钢中，不形成碳化物，会降低铁素体的层错能，提高钢板的低温冲击韧性。但是Ni属于贵重合金元素，含量较高时会导致钢板成本升高，市场竞争力下降，本发明中加入0.20～0.50％的Ni以保证钢板的力学性能并具有市场竞争力。

Ti：Ti与钢中的C和N形成化合物。TiN的形成温度为1400℃以上，通常在液相或δ铁素体中析出，Ti₄C₂S₂在1260℃开始析出，TiC在1050℃左右析出，细小的析出物会钉扎晶界，细化奥氏体尺寸。本发明中的Ti含量控制在0.01～0.04％。

Al：Al在较高温度时和钢中N形成细小而弥散的AlN析出，抑制晶粒长大，达到细化晶粒、提高钢在低温下的韧性的目的。本发明中加入不超过0.04wt.％的Al细化晶粒，提高钢板的韧性并保证其焊接性能。

B：B在钢中的位错和缺陷处富集，降低晶界能量，抑制了铁素体转变，促进了钢在中温区域的贝氏体转变，增加了钢板强度。B含量较低时，对贝氏体相变的促进效果不明显，B元素过高，会导致晶界强度大幅降低，形成“硼脆”现象。因此，本发明中B的加入量为0.0006～0.0025％。

采用本发明设计的化学成分，优越性在于采用Mn-Cr-Ni-Nb-V成分体系，合理利用的合金元素的作用，生产高强韧钢板。

在本发明的屈服强度900MPa级贝氏体型高强韧钢板的制造方法中，轧制和冷却工艺的原理及优越性在于：

轧制工艺

本发明采用两阶段控制轧制工艺。第一阶段在未再结晶温度之上变形。变形中累计的位错会提高钢板内部缺陷能，使钢板发生动态再结晶、亚动态再结晶和静态再结晶，细化奥氏体晶粒。第一阶段轧制后待温到770～860℃时，开始第二阶段轧制。第二阶段轧制在钢板的未再结晶区，终轧温度为760～840℃，较低的轧制温度使得钢板中累计了大量的位错。碳氮化物在位错处发生应变诱导析出，钉扎了位错的运动。在后继冷却过程中，贝氏体会在位错和缺陷处形核，较高的位错密度细化了最终的贝氏体组织。细小弥散的碳氮化物的析出强化作用和细化贝氏体板条的细晶强化作用，使钢板的具有较高的强度和韧性。

冷却工艺

钢板在控制轧制后进入冷却装置，冷却速度为12～45℃/s，停冷温度为≤400℃。轧制变形后具有大量位错的奥氏体，在快速冷却时，在较低温度发生贝氏体转变。较快的冷却速度使奥氏体具有较大的过冷度，即使贝氏体转变具有较大的形核驱动力，提高了贝氏体转变的形核率。在较低温度发生贝氏体转变时，碳原子扩散能力减弱，贝氏体铁素体片层状端面长大受到抑制，细化了贝氏体铁素体板条。本发明的停冷温度较低，在较快的冷却速度和较低的停冷温度条件下，贝氏体以很高的形核速率和较慢的长大速度形成，为转变的奥氏体形成细小弥散的MA组元分布在贝氏体基体上，提高了钢板的强度和韧性。

回火工艺

本发明的回火温度为350～500℃。回火过程中V的碳化物在位错或晶界等缺陷处析出。钢板在受力过程中，位错或晶界处的析出物阻碍了可动位错的运动，提高了钢板的屈服强度。回火过程中，同时会发生位错的运动，异号位错湮灭，导致钢板中位错密度下降，抗拉强度降低。综合考虑回火过程对屈服强度和抗拉强度的影响，本发明优选了回火温度为350～500℃，保证钢板在回火过程中屈服强度有明显提高，而抗拉强度下降不明显。

本发明所述成分体系的钢坯在1080～1280℃奥氏体化，成分中Nb和V的碳氮化物可较充分的溶解于奥氏体中，在随后的轧制过程中可形成细小的碳氮化物，钉扎位错运动，细化奥氏体再结晶晶粒，以达到细化最终组织，提高钢板强韧性的目的。第一阶段轧制结束后在辊道上待温至770～860℃开始第二阶段轧制，终轧温度为760～840℃。第二阶段的轧制温度较低，可保证钢板在未再结晶区温度范围有相应的变形量，钢板中富集了大量的位错。碳原子会向刃型位错富集，在随后的冷却相变过程中形成了马奥组元。

钢板以12～45℃/s的速度冷却至≤400℃，出水后空冷。钢板采用较快冷却速度和较低的停冷温度，本发明所述成分体系在较低温度范围发生贝氏体相变，形成细化的贝氏体板条和沿板条界面分布的马奥组元，此类组织具有高强韧性等特点。在本发明成分所述体系，需采用对应的冷却速度和停冷温度，才可获得相应的力学性能。本发明所述钢板停冷后需进行回火处理，钢板回火温度为350～500℃，回火后空冷。回火过程中本发明所述成分体系中的V在铁素体中的析出，会产生强化效果，提高钢板的屈服强度，回火时间范围可保证钢板中的碳氮化物充分析出，实现析出强化的目的。

本发明的有益效果

本发明通过合理设计化学成分，以Mn等廉价合金元素替代Mo，以V的C、N化合微细析出粒子作沉淀强化，代替Cu的析出强化作用，合金元素含量少，原料成本较低，焊接裂纹敏感性较小，焊前无需预热。

本发明钢板不需进行任何额外的调质热处理，从而简化了制造工序，降低了钢的制造成本。

本发明由于成分和工艺设计合理，从实施效果来看，工艺制度比较宽松，可以在中、厚钢板产线上稳定生产。

本发明钢板屈服强度≥900MPa、抗拉强度≥980MPa、夏氏冲击功Akv(-20℃)≥150J，焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.25％，具有优良的焊接性能。

附图说明

图1是本发明实施例2钢板的扫描电镜照片，该图显示细化贝氏体板条；

图2是本发明实施例5钢板的透射电镜照片，该图显示纳米级超细的贝氏体板条亚结构。

具体实施方式

实施例1

按表1所示的化学成分冶炼，并浇铸成连铸坯或钢锭，加热温度为1080℃，第一阶段轧制后待温至860℃开始第二阶段轧制，终轧温度为840℃，钢板冷却速度为35℃/S，终止温度为室温，回火温度为500℃，出炉后空冷。

实施例2

按照表1所示的化学成分冶炼，并浇铸成连铸坯或钢锭，加热温度为1280℃，第一阶段轧制轧制后待温至770℃开始第二阶段轧制，终轧温度为760℃，钢板冷却速度为12℃/S，终止温度为室温，回火温度为450℃，出炉后空冷。

实施例3

按照表1所示的化学成分冶炼，并浇铸成连铸坯或钢锭，加热温度为1180℃，第一阶段轧制轧制后待温至840℃开始第二阶段轧制，终轧温度为800℃，钢板冷却速度为45℃/S，终止温度为400℃，出水后空冷至室温。回火温度为500℃，出炉后空冷。

实施例4

实施方式同实施例1，其中加热温度为1100℃，第一阶段轧制轧制后待温至800℃开始第二阶段轧制，终轧温度为770℃，钢板冷却速度为25℃/S，终止温度为350℃，出水后空冷至室温。回火温度为400℃，出炉后空冷。

实施例5

按照表1所示的化学成分冶炼，并浇铸成连铸坯或钢锭，加热温度为1180℃，第一阶段轧制后待温至790℃开始第二阶段轧制，终轧温度为760℃，钢板冷却速度为30℃/S，终止温度为250℃，出水后空冷至室温。回火温度为350℃，出炉后空冷。

实施例6

按照表1所示的化学成分冶炼，并浇铸成连铸坯或钢锭，加热温度为1200℃，第一阶段轧制后待温至820℃开始第二阶段轧制，终轧温度为800℃，钢板冷却速度为40℃/S，终止温度为200℃，出水后空冷至室温。回火温度为450℃，出炉后空冷。

表1实施例的成分，wt％

试验例1

对本发明实施例1-6的屈服强度900MPa级贝氏体型高强韧钢板进行力学性能测试，测试结果见表2。

表2本发明实施例1-6的钢板的力学性能

从表1和表2可以看出，本发明涉及的屈服强度900MPa级贝氏体型高强韧钢板的Pcm≤0.25％，屈服强度均大于900MPa，抗拉强度大于980MPa，夏氏冲击功Akv(-20℃)≥150J。

试验例2

对实施例2和5进行微观组织研究，扫描电镜照片和透射电镜照片如说明书附图1和2所示。图1是实施例2钢板的扫描电镜照片。从图中可以看出，碳化物不仅在超细的贝氏体板条边缘析出。图2是实施例5的透射电镜照片。贝氏体板条由精细的纳米级贝氏体板条组成。纳米级贝氏体板条内部的很多位错提供了位错强化作用。超细的贝氏体板条使钢板在低温下具有较高的韧性。

Claims (8)

1.一种屈服强度900MPa级贝氏体型高强韧钢板，其特征在于，按重量百分数计的化学成分为：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％，余量为Fe和不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的屈服强度900MPa级贝氏体型高强韧钢板，其特征在于，所述钢板的屈服强度≥900MPa、抗拉强度≥980MPa、-20℃下的夏氏冲击功Akv大于150J，焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.25％。

3.如权利要求1或2所述的屈服强度900MPa级贝氏体型高强韧钢板的制造方法，包括：

冶炼、浇铸、加热、轧制、冷却和回火工序；

在所述加热过程中，加热温度为1080～1280℃；

轧制分为第一阶段和第二阶段轧制，所述第一阶段轧制在再结晶温度以上进行，第一阶段轧制后在辊道上待温至770～860℃开始第二阶段轧制，第二阶段轧制的终轧温度为760～840℃。

4.如权利要求3所述的屈服强度900MPa级贝氏体型高强韧钢板的制造方法，其特征在于，在所述冷却过程中，钢板以12～45℃/S的速度冷却至≤400℃，出水后空冷。

5.如权利要求3或4所述的屈服强度900MPa级贝氏体型高强韧钢板的制造方法，其特征在于，所述回火过程中，回火温度为350～500℃，回火后空冷。

6.如权利要求3～5任一所述的屈服强度900MPa级贝氏体型高强韧钢板的制造方法，其特征在于，空冷采用堆垛或冷床冷却。

7.如权利要求3～6任一所述的方法制造的屈服强度900MPa级贝氏体型高强韧钢板。

8.如权利要求7所述的屈服强度900MPa级贝氏体型高强韧钢板，其特征在于，屈服强度≥900MPa、抗拉强度≥980MPa、-20℃下的夏氏冲击功Akv大于150J，焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.25％。

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