CN109207851A - 一种超高强钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种超高强钢板及其制造方法，超高强钢板，其成分重量百分比为：C：0.24‑0.26％，Si：0.1‑0.25％，Mn：1.15‑1.25％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.015‑0.025％，Mo：0.25‑0.45％，B：0.001‑0.005％，N≤0.004％；Nb：0.015‑0.025％、Ti：0.01‑0.025％，V：0.045‑0.055％，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明可以实现2.5‑6mm薄规格高强钢板的生产，钢板屈服强度在1300MPa以上，抗拉强度超过1500MPa，延伸率≥8％，同时‑40℃冲击功值超过27J，满足D＝8a、90°折弯要求，成形性能优良，平度度良好。

Description

一种超高强钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及低合金钢制造领域，特别涉及一种屈服强度超过1300MPa的超高强钢板及其制造方法，特别是2.5-6mm厚度规格的工程机械用热轧热处理高强钢板。

背景技术

高强度钢在工程机械如起重机、混凝土泵车、自卸车等多有应用，钢板的强度也从最初的普碳钢发展到960MPa级别的低合金钢。随着设备吨位的提高，高强钢的强度也逐步提升到屈服强度1100MPa、甚至1300MPa级别，并对钢板的不平度、焊接性能、成形性能提出了更高的要求。

采用控制控冷的方式及控制轧制+离线热处理均可以获得高强度钢板。其中控制空冷方式生产高强钢板受设备能力的限制(如卷取机)，钢板屈服强度通常在800MPa以下，规格受限，同时存在性能、组织不均匀及板形较差的问题，影响用户的正常使用；采用控制轧制+离线热处理工艺可以生产出更高强度级别的钢板，特别是合金元素的添加使得钢的淬透性提高，可以获得强度、硬度更高的马氏体组织。单纯的马氏体组织在马氏体片层间存在很高密度的缺陷，易成为裂纹源，恶化材料的冲击韧性。所以需要采用针对性的成分体系及生产工艺以获得更高强度及良好塑性、韧性的高强钢板。

近年来国内公开了系列工程机械领域高强钢，如中国专利公开号CN1265709A“超低温韧性优异的可焊接的超高强钢”及中国专利公开号CN1840723A“屈服强度1100MPa以上超强度钢板及其制造方法”，但其涉及钢板的屈服强度偏低，甚至在1000MPa以下；中国专利公开号CN104498834A“一种高韧性超高强度钢的成分及制备工艺”和中国专利公开号CN107338393A“一种屈服强度大于1400MPa超高强钢板及其生产方法”所涉及的钢种虽然具有很高的强度，但需要加入很高合金含量，如C、Si、Mn、Cr、Mo、W、Ni等，一方面成本很高，同时其高合金降低了可焊接性能，限制了其应用。

还有如美国专利US2007095444“成形性能优良的高强度钢板及其制造方法”及日本专利JP2012041611“性能稳定的高强度钢板制造方法”所涉及钢板强度偏低，美国专利US2014162088“成形性能良好的高强度镀锌板及其制造方法”所涉及的钢板强度也仅有约900MPa，并含有较高的C、Si含量。

还有如中国专利CN102747303A“高强度钢板及其制造方法”和CN102337480A“抗环境脆性及疲劳性能优良的超高强度钢板及其制造方法”。这两个专利涉及钢板均为厚板产品，其中前者含有不仅C和Si含量高，同时含有上限达0.9％的Mo和2.0％Ni，成本较高；后者Mn含量达到2-6％，并含有较多的Si和Cr，对焊接性能不利。中国专利号CN102884218A“高强度钢板及其制造方法”涉及一种屈服强度超过1400MPa高强钢，但其为高C-Si-Mn成分设计，同时含有高达3.0％的Al，并需要添加稀土成分，Cr、Ni含量上限更是分别达到0.8和5.0％，不仅成本高，而且成形及焊接性能差，不适用于工程机械领域。

在成分体系上，目前已公开的屈服强度超过960MPa的专利钢种多采用较高的C-Si-Mn设计，同时还需要添加较多的Cu、Cr、Ni、Mo甚至Al等元素；强度更高的专利钢种则要求高C高合金如高达0.45％的C及2-4.5％的Cr、Ni、W等。C虽然有相变强化效果，但过多的C必然导致焊接性能恶化，较多的Si也对表面及韧塑性、焊接性能不利；而较多贵重合金的添加，一方面增加成本，同时也不可避免恶化焊接及成形性能，使用加工难度大幅度提高。

发明内容

本发明的目的在于提供一种超高强钢板及其制造方法，可以实现2.5-6mm薄规格高强钢板的生产，钢板屈服强度在1300MPa以上，抗拉强度超过1500MPa，延伸率≥8％，同时-40℃冲击功值超过27J，满足D＝8a、90°折弯要求，成形性能优良，平度度良好。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

本发明在适当C-Mn基础上采用Nb、V和Ti的微合金强化，辅以少量的Mo、B等合金元素，制造方法以热处理的相变强化+微合金的细晶强化和析出强化实现高强度和高韧性以及低成本。

具体的，本发明的一种超高强钢板，其成分重量百分比为：C：0.24-0.26％，Si：0.1-0.25％，Mn：1.15-1.25％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.015-0.025％，Mo：0.25-0.45％，B：0.001-0.005％，N≤0.004％；Nb：0.015-0.025％、Ti：0.01-0.025％，V：0.045-0.055％，其余为Fe和不可避免的杂质。

在本发明钢的成分设计中：

C是奥氏体转变为马氏体、贝氏体等强化相不必可少的元素，可以提高钢的淬透性，使得钢板在淬火后形成硬度更高的马氏体组织。C的含量很大程度上决定了钢板的强度级别，也直接决定了钢种的碳当量，而碳当量是影响钢强度和焊接性能的关键指标。C含量低，则无法形成足够的强化相以保证强度，而过高对塑性、焊接性能及韧性不利。本发明以C为最重要的强化元素，在满足性能要求的条件下限定其范围为0.24-0.26％(不含0.26％)。

Si为脱氧元素，能够提高钢板的Ac3温度，促进铁素体的形成。Si在钢中以置换的方式替代Fe原子，阻碍位错运动从而实现固溶强化。但Si对强度的提高效果小于C，并提高冷加工时的加工硬化率，在一定程度上降低钢的韧性和塑性。同时过高的Si促进C的石墨化，对韧性不利；同时对表面质量及焊接性能不利。所以本发明限定其含量范围0.1-0.25％。

Mn是促进奥氏体形成的元素。固溶在奥氏体中的Mn在淬火过程中能够抑制扩散型相变(CCT曲线右移)从而提高淬透性，促进马氏体组织细化。同时Mn显著降低钢的相变温度，细化钢的显微组织，是重要的强韧化元素，且Mn能够抑制网状渗碳体的形成，对韧性有利。但是Mn含量过多将导致偏析，恶化基体组织并形成较大的MnS夹杂，从而恶化钢板的可焊性和焊接热影响区韧性。而且较高的Mn降低Ms点，导致残余奥氏体增加，降低钢板的屈强比，增加钢板的回火脆性。此外过量的Mn降低钢的导热系数，降低冷却速度，有可能产生粗晶，对韧性和疲劳性能不利。所以控制在1.15-1.25％之间。

P是传统耐大气腐蚀钢中主要的耐蚀元素，同时P易在晶界处产生偏析，降低晶界结合能及钢的韧性及塑性；同时P与Mn共存将加剧钢的回火脆性，偏聚的P使得钢板易发生沿晶断裂，降低钢板的冲击韧性。而且P对焊接性能不利。所以本发明中将P作为杂质元素处理，尽量降低钢中P的含量，本发明中要求其含量控制在0.015％以下。

S易在凝固过程中与Mn形成塑性夹杂物硫化锰，对横向塑性及韧性不利；焊接时S易氧化形成SO₂气体，导致焊接气孔及疏松缺陷。而且S也是热轧过程中产生热脆性的主要元素，所以要求越低越好。本发明中控制其含量在0.005以下。

Al通常作为脱氧剂在在炼钢过程中添加。微量的Al在炼钢时形成细小的AlN析出，在冷却过程中细化奥氏体晶粒，改善钢材的强韧性能。所以在钢中也作为N的固定剂使用。但AIN作为一种非金属夹杂物独立存在于钢中时，破坏了钢基体的连续性，尤其是Al含量较高时形成的AIN数量较多、呈聚集分布时，其危害程度更甚，并同时形成塑性较差的氧化物。而且过高的Al形成粗大的氧化铝颗粒，增加钢中铁素体脆性，降低钢韧性。所以控制其含量0.015-0.025％。

B在钢中的位错和缺陷处富集，降低晶界能量，抑制铁素体转变，所以具有良好的淬透性，从而提高钢板硬度。B的添加可以取代贵重合金元素如Mo和Ni的加入，降低成本。此外B可以改善钢板在低温回火后的低温冲击韧性，降低韧脆转变温度。但过高的B会导致晶界强度降低，受力时发生沿晶断裂而解理，形成“硼脆”现象，且过高的B对焊接不利，所以分别控制其范围为0.001-0.005％。

Nb是强的氮碳化物形成元素，能够与钢中的碳、氮结合形成NbC、Nb(CN)和NbN等中间相，所形成的微细碳化物颗粒在奥氏体化过程中钉轧奥氏体晶界，抑制奥氏体晶粒的异常长大，细化组织。控制轧制过程中Nb的碳氮化物在奥氏体及低温铁素体间中析出，并发生相间沉淀，具有析出强化和沉淀强化作用，显著提高钢板的强度；同时这些碳氮化物有利于淬火后钢板韧性的提高。Nb还能能够抑制奥氏体界面的扩展，提高钢的再结晶温度。Nb过高时，所形成的Nb含量较高时在晶界处形成粗大的碳氮化物颗粒，恶化冲击韧性。同时Nb作为贵重合金元素，加入量高时增加成本。所以控制含量范围0.015-0.025％。

V是缩小奥氏体的元素，同时也是唯一的即可在奥氏体-铁素体相变过程中析出又可以在铁素体中析出的元素。在奥氏体中降低C的扩散速度提高淬透性。低N含量时V的碳氮化物可以完全溶于奥氏体，在奥氏体-铁素体转变过程中实现相间析出和铁素体析出强化；高N时VN在奥氏体和铁素体中的溶解度更低，因此在可以在轧制过程中大量析出并阻止晶粒长大，并增加回火稳定性，从而提高强度。V含量过高时易形成粗大的碳氮化物颗粒，恶化冲击韧性。所以控制含量0.045-0.055％。

Ti是强铁素体形成元素，氮化钛形成温度在1400℃以上，在高温液相或δ铁素体中析出，细小的析出物可以钉轧晶界，从而细化奥氏体晶粒，并提高钢板的焊接性能。Ti降低钢在250-400℃的回火脆性，与B复合添加可明显降低回火脆性。含Al钢中Ti能够优先有钢中的N结合，减少钢中AlN的数量。所以限定器成分范围0.015-0.025％。

Mo缩小奥氏体区，在淬火热处理时可提高淬透性，促进马氏体组织的形成。Mo的碳化物类型包括MC、M₂C、M₂₃C₆和M₆C等，Mo可以碳化物和固溶的形式存在于钢中，进一步产生固溶强化作用。Mo可以提高钢的回火稳定性，减缓回火软化现象，并抑制高温回火脆性。Mo与Cr和Mn并存时会降低其它元素导致的回火脆性，改善钢板的低温冲击韧性。但较高的Mo对焊接性能不利并增加成本，所以限定其含量0.25-0.45％。

Ca加入钢中能够改变硫化物形状，抑制S的热脆性。而且钢中存在过量Ti时可以与硫化物形成硫化钛或碳硫化钛。Ca含量过低效果不明显，含量过高形成的Ca(O，S)尺寸过大，脆性也增加，可成为断裂裂纹起始点，同时降低钢质纯净度。Ca的加入控制0.001-0.023％，并满足Ca/S≥0.5-2.0。

N在钢中可以与Al和Ti形成氮化物，细小的析出物具有钉轧晶界的作用从而细化奥氏体晶粒。较高的N在钢中与Al结合易形成AIN，从而使钢中的氮化物数量显著增多。AIN作为一种非金属夹杂物独立存在于钢中时，破坏了钢基体的连续性，尤其是Al含量较高时形成的AIN数量较多、呈聚集分布时，其危害程度更甚，并同时形成塑性较差的氧化物；而且较高的N易于在缺陷处富集，恶化低温冲击韧性。必须控制N含量在0.0050％以下。Ti与N加入量保证Ti/N≥3.42，Ti完全固定N，使Nb和V能形成足够的碳化物强化。

钢的强化机制有固溶强化、相变强化、细晶强化、析出强化和位错强化等。固溶强化通过间隙原子固溶在铁素体晶格中引起铁素体晶格沿c轴方向变形产生强化效果和置换原子固溶在铁素体点阵中影响位错的应力场产生强化效果。细晶强化通过晶粒细化提高晶界面积提高强度；析出强化是碳氮化物析出钉轧可动位错、阻碍位错运动实现强度的提高；位错强化是通过钢中位错密度的提高，在晶粒内部形成位错墙、位错带，阻碍位错的运动产生强化效果；而相变强化通过形成硬度更高的相如贝氏体、马氏体提高强度。间隙固溶强化时材料的晶格常数发生改变，位错运动的阻力增加明显，所以强化效果显著。

本发明采用C-Mn成分体系，并严格限定其成分分别为0.24-0.26％和1.15-1.25％，其中C的加入可以通过热处理实现马氏体相变强化，而Mn则具有固溶强化及组织细化效果。含量较低达不到所需的目标强度，过高则对焊接、疲劳、韧性等不利。本发明钢种限定Si含量在0.25％以下以进一步改善焊接性能；同时不添加Cr、Ni贵重合金元素，高强钢中不需要这两种元素的耐蚀功能，而其固溶强化和组织细化功能分别通过Mn和少量的Mo及Nb、V和Ti替代。本发明钢中添加了少量的Nb、V和Ti等微合金，并以V为主(0.045-0.055％)，Nb和Ti(0.025％以下)为辅。其中V成本较低，而较高的Ti则对冲击韧性不利，该成分组合一方面可以进一步降低制造成本，同时结合控制轧制实现热轧过程中对钢基体组织具有足够的细晶强化、析出强化作用。

Nb、Ti和V的综合应用，加大了钢种奥氏体未再结晶的温度范围，在轧制变形过程中对奥氏体晶粒进行多道次的形变积累，为充分细化基体组织创造了条件。通过变形量及轧制温度的控制，实现细晶强化和微合金碳氮化物的析出强化。这些微合金元素在钢中与C及少量的N形成大量纳米级碳氮化物，在奥氏体及控制轧制过程中析出，起到细化基体组织的作用。钢中Ti含量低于0.02％时，能够在奥氏体中形成尺寸在20nm以下的TiN颗粒，具有非常好的抑制奥氏体组织长大作用，在整个后续加工过程中(如加热、热轧及焊接等)仍然相当稳定，从而使得热轧态钢板具备细的本质晶粒度，在后续热处理过程中这些碳氮化物颗粒继续起到细晶强化和析出强化作用。特别是钢中加入的0.045-0.055％的V，在低氮情况下其析出相以VC为主，其强化能力与含量成正比，具有良好的强化效果，结合0.015-0.025％Nb的晶粒细化作用，总体强化效果更好。而且V能够抑制非多边形铁素体的形成，有利于淬火过程中马氏体含量的提高，促进相变强化；而钢中添加的Mo(0.25-0.45％)则一方面提高淬透性促进相变强化效果，同时与Mn共同作用提高低温韧性，其所形成的碳化物同时具有固溶强化效果。

本发明通过成分体系的优化，充分利用各合金元素的作用，制备出屈服强度在1300MPa以上的高强度钢板。采用上述成分设计的钢种经控制轧制及离线热处理后获得高强度的马氏体组织，具有高的强度和良好的韧性、塑性和平直度。其屈服强度≥1300MPa，抗拉强度≥1500MPa，延伸率≥8％，-40℃冲击功值≥27J(全尺寸试样)，平直度满足≤3mm/m要求，冷弯满足D＝8a、90°要求，具有良好的成形性能，适用于工程机械领域。

本发明所述的超高强钢板的制造方法，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按照上述成分，首先铁水深脱S，转炉顶底复合吹炼、炉外精炼、连铸成板坯；

2)板坯再加热

加热温度1230℃以上，加热段保温时间2h以上，其中均热保温时间不小于40min；

3)控制轧制

轧制分为粗轧和精轧两个阶段；在粗轧阶段采用大压下量轧制，控制道次压下率在18％以上或道次压下量40mm以上，同时要求中间坯与成品的厚度比≥5；并控制精轧最后一道次压下率在不低于16％；精轧开始温度控制在960℃以上，结束温度850℃以上，；

4)控制冷却、卷取、开卷、矫直、切板

卷取温度控制在580±50℃；将冷却至室温的钢卷经开卷矫直后进行切板；

5)淬火、回火处理

淬火加热温度为870±20℃，保温时间从钢板心部到温开始计算，淬火保温时间T1＝钢板厚度H的1.5-2倍，T1≥4min，T1，单位min；板厚，H，单位mm；钢板出炉后直接水淬至室温，控制冷速≥20℃/s；

回火温度在200-240℃，回火保温时间从钢板心部到温开始计时，回火保温时间T2＝钢板厚度H的1.5-2.5倍，T2≥6min，T2，单位min；钢板厚度H，单位mm；

6)对淬火、回火的钢板进行精整处理、交货。

在本发明钢的制造方法中：

轧制前将铸坯进行加热保温，考虑到钢中含有Nb、V和Ti等微合金元素，要求加热温度1230℃以上，在加热段保温时间2h以上，以利于微合金化合物的充分固溶。其中均热保温时间不小于40min。此外，铸坯可以在浇铸完成后热装入炉，即确认铸坯表面无质量问题后从浇铸区通过辊道直接运到加热炉进行加热保温，从而能够降低能源消耗；如不能热装，则浇铸后的铸坯必须放到保温坑进行缓冷，待温度降低到200℃以下后方可移除保温坑空冷。

轧制分为粗轧和精轧两个阶段。为获得细的原始奥氏体晶粒度，铸坯在粗轧阶段采用大压下量轧制，控制道次压下率在18％以上或道次压下量40mm以上。为获得细的晶粒度及良好的板形，同时要求中间坯与成品的厚度比≥5，并控制精轧最后一道次压下率在不低于16％。钢坯在奥氏体再结晶温度范围内发生足够的变形，变形过程中微合金起到阻滞奥氏体动态再结晶作用，形变奥氏体经反复轧制-再结晶而逐渐细化。

本发明涉及钢种在轧制阶段主要通过变形量及轧制温度的控制实现晶粒细化及对基体的析出强化。从图1的连续转变曲线看，钢种的ɑ→γ转变点约为810℃，所以推荐采用850℃以上的终轧温度。在此温度下，V的碳氮化物完全固溶，Nb的碳氮化物也大多处于固溶状态，从而保证了在轧制结束后的冷却过程中析出大量的碳氮化物，起到细化晶粒的作用。根据终轧温度及精轧过程中的温降，确定精轧开始温度不得低于920℃，特别是考虑中间坯在精轧过程中的温降，要求精轧开始温度控制在960℃以上。本发明涉及钢种的奥氏体非再结晶温度约为993℃，意味着带钢在整个精轧阶段均处于奥氏体非再结晶温度范围内。在Ar3到奥氏体非再结晶温度范围内，奥氏体再结晶被抑制、应变累积，形成细长的奥氏体晶粒，在形变带内产生高密度位错，微合金固溶原子在此经形变诱导析出为碳氮化物，细化晶粒，形成细的本质晶粒度。

由于后续还需离线热处理，本发明涉及钢种控制停冷温度高于马氏体相变开始温度即可。从图1看，钢种的马氏体开始转变温度约为410℃，结合设备能力及热轧过程中有效温度测量范围，推荐卷取温度控制在580±50℃范围，过高则冷速偏低，导致晶粒粗化无法获得细的本质晶粒度；较低则卷取载荷增加。

将冷至室温的钢卷经开卷矫直后进行切板，对钢板进行淬火、回火处理。淬火加热温度直接影响后续马氏体组织的粒度，进而影响钢板的韧性。加热温度过高容易使奥氏体晶粒粗化，淬火后马氏体组织粗大，韧性恶化；而加热温度偏低则导致奥氏体化不充分，微合金元素固溶不充分，淬火后无法获得完全马氏体组织及实现微合金的析出及细晶强化效果。为保证Nb、V和Ti所形成的碳氮化物在热处理加热过程中尽可能多的固溶，应根据其固溶度公式控制加热温度。如Nb，按照固溶度公式Lg[Nb][C]＝2.96-7510/T+0.248[Mn]，V和Ti均有类似的公式。同时结合钢种的Ac3温度点，确定钢种的淬火加热温度为870±20℃，从而在保证碳氮化物充分固溶，在后续的淬火冷却过程中实现马氏体相变强化及微合金的析出强化及细晶强化。

保温时间对淬火性能也有类似的规律，时间过长容易使得晶粒粗大，同时增加能耗，提高成本，时间过短则奥氏体化不充分，淬火后硬度、强度达不到要求。本发明中要求保温时间从钢板心部到温开始计算，为钢板厚度(mm)的1.5-2倍(min)，但最低不得少于4min。钢板出炉后直接水淬至室温，根据图1的相变转变曲线，要求控制冷速≥20℃/s。

回火处理主要是减缓、消除淬火应力，改善韧性和韧性。较高的回火温度容易使得钢板的强度、硬度降低过多，无法满足设计要求，同时成本增加。所以应对钢板的回火工艺参数加以限定。本发明中对钢板在200-240℃区间进行回火处理，回火保温时间从钢板心部到温开始计时，时间为板厚(mm)的1.5-2.5倍(min)，但最低不得少于6min。最后对淬火、回火的钢板进行精整处理(矫直、切边)，并控制不平度≤3mm/m，力学性能合格后出厂放行。

采用本发明方法可以实现2.5-6mm薄规格高强钢板的生产。钢板屈服强度在1300MPa以上，抗拉强度超过1500MPa，延伸率≥8％，同时-40℃冲击功值超过27J，满足D＝8a、90°折弯要求，成形性能优良，平度度良好。

本发明与现有技术差异在于：

中国专利公开号CN102534423A“高强度钢板及其制造方法”中的钢种C含量0.26-0.35％，高于本发明要求的0.24-0.26％(不含上限值)，这将导致其碳当量很高，恶化焊接性能；同时需要添加Cr和Ni，成分上限分别达到1.0％和2.0％，显著增加成本，而本发明中不含Cr和Ni，同时Mo的加入量也明显更低。所以与本发明存在明显差异，且其厚板工艺效率更低。

中国专利公开号CN102337480A“抗环境脆性及疲劳性能优良的超高强度钢板及其制造方法”中的C、Si和Mn均高于本发明，特别是Si含量高达1.5-1.9％，并要求添加贵重合金元素Cr和Ni；同时其屈服强度级别仅为1150MPa级，低于本发明要求的≥1300MPa，所以存在明显的不同。

中国专利公开号CN102884218A“高强度钢板及其制造方法”中不仅C、Si、Mn含量更高，并需要添加上限值达3.0％的Al，同时Cr和Ni含量分别高达0.8％和5.0％，一方面碳当量高，难以焊接，且成本高，同时其生产工艺复杂，需要经历反复热处理，生产难度高。难以满足工程机械领域的应用，与本发明差异巨大。

本发明具有如下优点：

本发明采用简单、经济的C-Mn成分设计，辅以少量的Mo和Nb、V、Ti、B等微合金元素，通过微合金细晶强化及相变强化，实现了钢种的高强度和高韧性。

本发明涉及钢种具有良好的低温冲击韧性、成形性能及平直度，满足工程机械用钢的使用要求。

本发明涉及钢种的生产工艺简单，贵重合金元素含量低，降低了生产难度和生产成本，有利于钢种的大范围推广。

附图说明

图1为本发明涉及钢种的CCT曲线(计算)示意图。

图中，M为马氏体，B为贝氏体，F为铁素体，P为珠光体。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明做进一步说明。

本发明实施例的制造工艺为：铁水深脱S(保证钢中低的S含量)→转炉顶底复合吹炼(控制C含量)→炉外精炼→连铸(机清)→板坯再加热→控制轧制→控制冷却→卷取→开卷→矫直→切板→热处理(淬火+回火)→精整→交货。

按照本发明涉及的高强度钢板化学成分要求，制备不同厚度规格的钢板。化学成分见表1，钢坯加热温度为1240℃，终轧温度880℃，轧后水冷至550℃卷取；钢卷经矫直后切板，对钢板进行淬火、回火处理。加热温度890±20℃，回火温度200-240℃。本次生产的高强度钢板规格及性能见表2。

表1 单位wt％

编号	C	Si	Mn	P	S	Al	N	Ti	V	Nb	Mo	B	Ca
														A	0.248	0.12	1.13	0.008	0.0024	0.028	0.0031	0.022	0.045	0.012	0.21	0.0045	0.0014
B	0.243	0.25	1.23	0.012	0.0035	0.034	0.0044	0.015	0.054	0.024	0.43	0.0017	0.0018
														C	0.254	0.22	1.24	0.013	0.0036	0.042	0.0038	0.024	0.033	0.018	0.28	0.0038	0.0028
D	0.257	0.14	1.18	0.009	0.003	0.036	0.0033	0.018	0.048	0.022	0.30	0.0014	0.0024

表2钢板规格及力学性能

从上表2可见，本发明所述钢板的屈服强度均在1300MPa以上，同时延伸率≥8％，塑性优良，低温冲击功值满足-40℃≥27J的要求(全尺寸试样)；同时钢板具有良好的平直度及成形性能，适用于工程机械领域。

Claims (5)

1.一种超高强钢板，其成分重量百分比为：C：0.24-0.26％，Si：0.1-0.25％，Mn：1.15-1.25％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.015-0.025％，Mo：0.25-0.45％，B：0.001-0.005％，N≤0.004％；Nb：0.015-0.025％、Ti：0.01-0.025％，V：0.045-0.055％，其余为Fe和不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的超高强钢板，其特征在于，所述超高强钢板的屈服强度≥1300MPa，抗拉强度≥1500MPa，延伸率≥8％，-40℃冲击功值≥27J，平直度满足≤3mm/m要求，冷弯满足D＝8a、90°要求。

3.如权利要求1所述的超高强钢板的制造方法，其特征是，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按照权利要求1所述的成分，首先铁水深脱S，转炉顶底复合吹炼、炉外精炼、连铸成板坯；

2)板坯再加热

加热温度1230℃以上，加热段保温时间2h以上，其中均热保温时间不小于40min；

3)控制轧制

轧制分为粗轧和精轧两个阶段；在粗轧阶段采用大压下量轧制，控制道次压下率在18％以上或道次压下量40mm以上，同时要求中间坯与成品的厚度比≥5；并控制精轧最后一道次压下率在不低于16％；精轧开始温度控制在960℃以上，结束温度850℃以上；

4)控制冷却、卷取、开卷、矫直、切板

卷取温度控制在580±50℃；将冷却至室温的钢卷经开卷矫直后进行切板；

5)淬火、回火处理

淬火加热温度为870±20℃，保温时间从钢板心部到温开始计算，淬火保温时间T1＝钢板厚度H的1.5-2倍，T1≥4min，T1，单位min；板厚，H，单位mm；钢板出炉后直接水淬至室温，控制冷速≥20℃/s；

回火温度在200-240℃，回火保温时间从钢板心部到温开始计时，

回火保温时间T2＝钢板厚度H的1.5-2.5倍，T2≥6min，T2，单位min；钢板厚度H，单位mm；

6)对淬火、回火的钢板进行精整处理、交货。

4.如权利要求3所述的超高强钢板的制造方法，其特征是，浇铸后的板坯如不能热装入炉，则板坯须放到保温坑进行缓冷，待温度降低到200℃以下后方可移除保温坑空冷。

5.如权利要求3所述的超高强钢板的制造方法，其特征是，所述超高强钢板的屈服强度≥1300MPa，抗拉强度≥1500MPa，延伸率≥8％，-40℃冲击功值≥27J，平直度满足≤3mm/m要求，冷弯满足D＝8a、90°要求。