專利名稱：700MPa級高韌性低屈服比厚鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于高強度結(jié)構(gòu)鋼，特別涉及700MPa級高韌性低屈服比厚鋼板及其制造方法，將雙相鋼的這一組織及性能特點引入厚板中，即設(shè)計一種主要由鐵素體和馬氏體兩相組成的高強度低屈服比鋼，并且給出適宜的生產(chǎn)工藝。
背景技術(shù)：
在建筑結(jié)構(gòu)等領(lǐng)域應(yīng)用的厚鋼板的性能要求中，出于抗震或其他特殊目的，對鋼板的屈服比提出了限制性的規(guī)定。例如，在我國頒布的高層建筑用鋼標準中，及對高強鋼的屈服比限制為≤0.80，而在日本等國，對建筑結(jié)構(gòu)用鋼也有此類規(guī)定。此外，我國對用于水電站壓力管道和煤礦井下液壓支架中的高強鋼也有同類規(guī)定。雙相鋼是以鐵素體馬氏體為主的一類鋼種，其產(chǎn)品一般特指用于汽車等的沖壓成形件的薄板，雙相鋼的力學性能具備一個顯著特點較低的屈服比。
在低合金高強度鋼領(lǐng)域，雙相鋼被認為是一類具有重要意義的突破性的產(chǎn)品。它運用了復合材料的強韌化機制，在塑性和韌性優(yōu)良的鐵素體基體上引入高強度(硬度)的馬氏體，并且通過準確控制兩相的比例，獲得理想的、個性化的性能，例如低屈服比，高抗拉強度，良好的韌性、成形性和極高的加工硬化率。
目前，雙相鋼的薄板已經(jīng)在汽車制造行業(yè)得到推廣應(yīng)用，一些長材產(chǎn)品也已經(jīng)得到開發(fā)。然而，與薄規(guī)格的卷板不同，厚板的使用領(lǐng)域和汽車及其他的沖壓成形件有明顯區(qū)別，在厚板使用中，焊接方法被普遍采用。另外，對厚板的性能要求也不同于薄板——薄板的成形性至關(guān)重要，厚板則更多地關(guān)注鋼的強度、塑性和韌性的匹配、厚度截面的均勻性以及焊接的難易程度。所以，開發(fā)鐵素體馬氏體鋼厚板必須使其性能特點符合應(yīng)用領(lǐng)域的個性化要求。而在建筑、橋梁等大型鋼結(jié)構(gòu)中以及煤礦綜采設(shè)備和水電站壓力管道等地下重型設(shè)備上，類似于雙相組織的這種鋼由于其優(yōu)良的綜合性能，可望得到廣泛的使用。例如，在高層建筑的鋼結(jié)構(gòu)中，由于雙相鋼的低屈服比和高加工硬化速率，在地震等災害發(fā)生時，鋼結(jié)構(gòu)能夠在承受強大的外力作用時吸收更多的破壞能量，延緩建筑物損毀的時間，保護人員安全。又如在水電站的壓力管道或煤礦地下開采液壓支架中，雙相鋼的使用，可以在發(fā)生洪水、山體滑坡或井下塌方等地質(zhì)災害時，吸收更多的能量，同時由于其很高的加工硬化速率，可以比同樣屈服強度的其他鋼種推遲破壞時間，避免對人員和裝備的損害。而這些設(shè)施或設(shè)備中要使用的絕大多數(shù)都是厚鋼板，因此，開發(fā)具有雙相組織的厚鋼板就具有很重要的價值和意義。
對已公開的文獻和專利進行分析發(fā)現(xiàn)，目前雙相鋼的開發(fā)還主要集中在采用連軋機生產(chǎn)的卷板方面。而以單機架軋機生產(chǎn)的厚板則缺乏足夠的研究。原因是在厚板生產(chǎn)線上生產(chǎn)鐵素體馬氏體組織的鋼板，難度較大。因為必須像連軋機生產(chǎn)那樣獲得盡可能寬的冷卻速度窗口，才能在厚鋼板生產(chǎn)中形成以鐵素體馬氏體為主的組織，并且掌握恰當?shù)慕M織比例(適宜的馬氏體體積百分數(shù))，從而獲得良好的強度、塑性和韌性的匹配。同時，要使厚板的表面與中心保持基本一致的組織狀態(tài)和相對比例。為了解決這些問題，就必須設(shè)計出恰當?shù)幕瘜W成分，在兼顧生產(chǎn)工藝、力學性能和焊接性能的同時，盡可能地降低制造成本。
按照生產(chǎn)工藝的不同，雙相鋼可以分為兩類一類是采用連續(xù)退火工藝生產(chǎn)的熱處理雙相鋼(IDP鋼)，另一類是不需要進行熱處理的熱軋雙相鋼(ARDP或ADP)。
在連續(xù)退火生產(chǎn)線上生產(chǎn)的雙相鋼，需要添加較高的Si元素，同時Mn或Al元素的含量也要比一般的低合金高強度鋼要高，如專利JP5311323A涉及的IDP雙相鋼，其化學成分為C 0.10-0.20，Si 0.80-1.60，Mn 3.00-6.00％，Al≤0.50。較高的合金含量必然會損害鋼的焊接性，從而給產(chǎn)品的實際使用帶來困難。
熱軋雙相鋼的合金成分是Mn--Cr-Mo-V-Nb-B系和Mn-Si-Cr-Al-B系。如專利US 20040118489A1涉及的雙相鋼，化學成分為C 0.02～0.15％，Mn 0.30～2.50％，Cr 0.10～2.00％，Al 0.01～0.20％，Mo≤0.50％，Ni≤0.50％，Cu≤0.50％，Nb≤0.20％，Ti≤0.20％，V≤0.20％，P≤0.10％，S≤0.03％，Ca 0.001-0.01％。又如德國專利(公開/告號1367846)，化學成分為C 0.05～0.20％，Si 0～1.00％，Mn 0.80～2.00％，P 0～0.100％，S 0～0.015％，Al 0.02～0.40％，N 0～0.005％，Cr 0.25～1.00％，0.002-0.010％B。這兩項專利涉及的鋼種，合金元素的設(shè)計思想為利用Mo、Cr、B等元素顯著提高鋼的淬透性，推遲珠光體轉(zhuǎn)變，同時擴大冷卻速度窗口，避免發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，同時利用較高的Si促進冷卻期間多邊形鐵素體的形成。對C的控制一方面利用其強化作用，C太低則強度不夠，另一方面為了得到較多的鐵素體，C的含量又要加以限制(≤0.124％)。從加入的總量來分析，以上專利均屬于較高合金含量的鋼種。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明目的在于提供一種700MPa級高韌性低屈服比厚鋼板及其制造方法，具有合金含量低，生產(chǎn)工藝簡便，制造成本較低的特點，與其他方法相比，更適合于厚鋼板的工業(yè)化生產(chǎn)。
為達到上述目的，本發(fā)明的技術(shù)方案是，700MPa級高韌性低屈服比厚鋼板，其成分質(zhì)量百分比為C0.03～0.06，Si 0.35～0.55，Mn 1.00～1.55，Ni 0.50～0.70，Nb 0.02～0.06，Al 0.02～0.04，Ti 0.01～0.04，V0.04～0.07，Cu 0.50～0.70余Fe和不可避免雜質(zhì)。
本發(fā)明的制造方法，包括如下步驟a.在電爐或轉(zhuǎn)爐中上述成分冶煉，并澆鑄成連鑄坯或鋼錠，鑄坯或鋼錠的厚度不小于成品鋼板厚度的5倍；b.對連鑄坯或鋼錠加熱至1180～1220℃；
c.在厚板軋機上進行軋制，開軋溫度為1050～1100℃，軋件厚度到達成品鋼板厚度的2～3倍時，在輥道上待溫至920～960℃，隨后進行第二階段軋制，第二階段軋制道次變形量控制在5～15mm，道次變形率10～25％；終軋溫度820～880℃；d.軋制結(jié)束后，鋼板在輥道上空冷60～120秒鐘，然后加速冷卻，按照10～20℃/秒的速度冷卻至460～600℃，鋼板出水后空冷，具體終冷溫度根據(jù)對鋼板的組織比例或力學性能要求而決定；鋼板出水后可以任何方式空冷(堆垛或在冷床冷卻均可)。
進一步，鑄坯或鋼錠在軋制前加熱至最高溫度之后進行保溫，保溫時間為90～120分鐘。
本發(fā)明和現(xiàn)有專利對比，在化學成分上具有以下不同和優(yōu)點碳當量CET碳當量是從整體上反映鋼的焊接性優(yōu)劣的判定指標，換言之碳當量是對鋼中所有元素進行綜合計算得出的鋼的焊接性參數(shù)。碳當量越低，焊接性越好，反之，則焊接性越差。焊接性好是指焊接時不易產(chǎn)生焊接裂紋，而焊接性差的鋼容易產(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。按照碳當量與焊接預熱溫度的經(jīng)驗公式可以計算出鋼不產(chǎn)生焊接冷裂紋的最低預熱溫度。如果按元素的上限含量來計算，美國專利(公開號US 20040118489A1)涉及的雙相鋼的焊接碳當量CET＝C+(Mn+Mo)/10+(Cr+Cu)/20+Ni/40＝0.588％，德國專利(公開/告號1367846)涉及的鋼種，CET＝0.45％。按照冷裂紋試驗常用的最低焊接預熱溫度計算公式Tp＝750×CET-150計算，兩種鋼的預熱溫度最低應(yīng)為291℃和188℃。
而本發(fā)明鋼最突出的優(yōu)點是合金元素含量少，焊接裂紋敏感性低，焊前無需預熱。本發(fā)明涉及的鋼種，按成分上限計算，CET＝0.27％，計算得出的最低預熱溫度為52.5℃。焊接性明顯優(yōu)于對比鋼種，從使用角度來說，本發(fā)明鋼種比較適合于通常需要焊接的厚板生產(chǎn)。
生產(chǎn)成本合金元素含量越高，則生產(chǎn)成本越高，尤其像Mn、Cr、Ni、Mo等貴重元素，其合金價格十分昂貴。對照專利Mn+Cr+Ni+Mo+Cu+V的上限加入量為6.2％和3.0％，而本發(fā)明鋼種的上限加入量為2.92％。顯然，從化學成分來看，本發(fā)明鋼的生產(chǎn)成本更低。
本發(fā)明成分設(shè)計的優(yōu)越性I.MnMn在鋼中的作用是固溶強化和提高淬透性，但是Mn的偏析傾向較高，因此，過高的Mn不利于厚板成分和組織的均勻性。本發(fā)明Mn含量為1.00～1.55％，而美國專利US 20040118489A1的Mn含量上限為2.50％，國專利WO01/09396(公開/告告號1367846)的Mn含量為2.0％。
II.本發(fā)明不需要加入Cr或Mo，而美國專利US 20040118489A1的Cr上限為2.00％，Mo上限0.50％，國專利WO01/09396(公開/告告號1367846)的Cr上限為1.00％。
III.不需加入B(硼)對照專利均需加入B(硼)，其目的是提高鋼的淬透性。但是，B的冶煉收得率極不穩(wěn)定，在生產(chǎn)中難以控制；并且B易引起B(yǎng)(硼)脆，給鋼的韌性帶來極大損害。本發(fā)明無需加入B，有利于獲得優(yōu)良的韌性，也不會給冶煉增加難度。
IV.Nb和Ni本發(fā)明通過加入一定量的Nb和Ni來保證鋼的淬透性，采用特殊的工藝，在厚板生產(chǎn)線上能夠獲得馬氏體和鐵素體雙相組織。Nb的含量為0.02～0.06％，Ni的含量為0.50～0.70％。加入Nb的另一個主要目的是通過提高鋼的未再結(jié)晶溫度來細化晶粒，從而改善鋼的韌性。Ni的作用主要是改善鋼的低溫韌性，同時Ni具有穩(wěn)定奧氏體的作用，有利于獲得馬氏體和鐵素體雙相組織。
V.V和Cu這兩種元素均可以起到強化作用。V通過與C和N形成VN或V(CN)微細析出粒子，對鋼的強化做出貢獻。Cu是通過形成ε-Cu微細沉淀物起到對鋼的強化作用。在本發(fā)明中，只需加入0.04～0.07％的V和0.50～0.70％的Cu即可達到強化目的。此外，Cu的加入能夠促使Nb(CN))的應(yīng)變誘導析出加快進行，其原因與Cu在鋼中的固溶強化效果及Cu提高C的活度有關(guān)。
VI.Si作為對照的專利，WO01/09396(公開/告告號1367846)，需要加入最高達1.00％的Si。Si在鋼中的作用主要是固溶強化，另外，較高的Si能夠提高鋼的淬透性，一般鋼中加入0.50～0.70％的Si有利于鋼的強度和韌性。但是，當Si含量高于0.70％時，則強度增加、韌性顯著下降。這對于使用要求較高的厚板來說是十分不利的。因此，本發(fā)明將Si含量限制為0.35～0.55％。
在生產(chǎn)工藝上，軋件厚度到達成品鋼板厚度的2～3倍時，在輥道上待溫至920～960℃。對于含Nb鋼來說，其未再結(jié)晶溫度約為1000℃左右，將軋制鋼坯溫度降至920～960℃，目的是為了保證其在未再結(jié)晶區(qū)有足夠的變形量，在變形的奧氏體內(nèi)有更高密度的位錯累計，為鐵素體相變提供更有利的形核條件；較大的變形也有利于Nb的碳氮化合物的析出。由于變形誘導析出的作用，較大的道次變形率將有利于析出物的形成并且使其更加細小和彌散。同時，細小和彌散的析出物及其釘扎作用為鐵素體提供高密度的形核地點并且阻止其長大和粗化。這些都對鋼的強度與韌性起到有利作用。
終軋溫度820～880℃，將終軋溫度控制在未再結(jié)晶區(qū)的低溫段，同時該溫度區(qū)接近相變點Ar3。在這個溫度范圍終軋，既為相變提供更高的能量累積，也不至于給軋機帶來過高的負荷，比較適合于厚板生產(chǎn)。
軋制結(jié)束后，鋼板在輥道上空冷60～120秒鐘，然后進入加速冷卻裝置，實際相當于一個馳豫過程——這是本發(fā)明的工藝關(guān)鍵點。由于鋼板在軋制過程中積累了密度很高的位錯和以及極高的應(yīng)變能，高密度的位錯將與Nb的析出物Nb(CN)粒子相互作用。在軋后空冷(馳豫)過程中，這種相互作用促使在奧氏體晶粒內(nèi)部形成大量細小的多邊形位錯胞結(jié)構(gòu)，Nb原子在位錯墻上的偏聚以及大量微細Nb(CN)在位錯胞壁上的析出，穩(wěn)定了這種具有一定取向差的多邊形胞狀結(jié)構(gòu)。同時，一個道次的較大變形，具有誘導鐵素體相變的作用，在這種誘導作用下，相變溫度會Ar3點有所提高，即出現(xiàn)所謂“應(yīng)變誘導相變”現(xiàn)象。在經(jīng)過一定時間的馳豫同時隨著鋼板溫度的下降，在相變溫度附近，鐵素體開始形成，C和其他合金元素由鐵素體晶粒邊界向奧氏體中擴散。隨著這一過程的進行，奧氏體中的C及Mn等合金元素的濃度逐漸增加，其穩(wěn)定性也提高，在一定的熱力學條件下形成馬氏體。這是鐵素體馬氏體雙相組織形成的必要階段。鋼板在入水加速冷卻前的空冷(馳豫)時間對鐵素體和馬氏體的組織比例和相尺寸有很大影響，所以它在很大程度上決定了鋼板的力學性能尤其是強度和屈服比。
鋼板進入加速冷卻裝置，按照10～20℃/秒的速度冷卻至460～600℃，之后空冷至室溫。在雙相鋼的CCT曲線上，貝氏體轉(zhuǎn)變曲線是右封口的，20℃/秒的冷卻速度避開了貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，而10℃/秒的冷速要求則是為了使鐵素體的長大得到抑制，從而得到細化的組織。冷卻速度和快冷終止溫度對馬氏體的形貌和尺寸有很大影響，所以，這些參數(shù)直接決定雙相組織的力學性能。
本發(fā)明不需要進行熱處理，其生產(chǎn)工藝比較簡單，并且無需添加過多的合金元素，因此焊接性良好，易于實際使用。
本發(fā)明的有益效果本發(fā)明成分采用Mn-Nb-Ni-V-Cu系，合金含量少，生產(chǎn)成本較低，焊接裂紋敏感性較小，焊前一般不需要預熱。
通過成分設(shè)計與軋制工藝的配合，使鋼中鐵素體組織得到細化，馬氏體多數(shù)呈現(xiàn)孤島狀分布，從而有利于鋼板強度、塑性和韌性的匹配。
由于成分和工藝設(shè)計合理，鋼板厚度截面上組織一致性較好。從實施效果來看，工藝制度比較寬松，可以在厚鋼板生產(chǎn)線上穩(wěn)定生產(chǎn)。


圖1本發(fā)明的鋼鐵素體馬氏體SEM照片。
圖2本發(fā)明的鋼鐵素體馬氏體SEM照片。
圖3本發(fā)明的鋼鐵素體馬氏體SEM照片。
具體實施例方式
化學成分實施例(見表2)
表2單位質(zhì)量百分比

生產(chǎn)工藝重要參數(shù)舉例見表3。
表3


力學性能與組織照片(參見圖1～圖3)實施舉例，力學性能見表4。
表4


權(quán)利要求
1.700MPa級高韌性低屈服比厚鋼板，其成分質(zhì)量百分比為C 0.03～0.06，Si 0.35～0.55，Mn 1.00～1.55，Ni 0.50～0.70，Nb 0.02～0.06，Al 0.02～0.04，Ti 0.01～0.04，V 0.04～0.07，Cu 0.50～0.70余Fe和不可避免雜質(zhì)。
2.一種如權(quán)利要求1所述的700MPa級高韌性低屈服比厚鋼板的制造方法，包括如下步驟a.在電爐或轉(zhuǎn)爐中上述成分冶煉，并澆鑄成連鑄坯或鋼錠；鑄坯或鋼錠的厚度不小于成品鋼板厚度的5倍；b.對連鑄坯或鋼錠加熱至1180～1220℃；c.在厚板軋機上進行軋制，開軋溫度為1050～1100℃，軋件厚度到達成品鋼板厚度的2～3倍時，在輥道上待溫至920～960℃，隨后進行第二階段軋制，第二階段軋制道次變形量控制在5～15mm，道次變形率10～25％；終軋溫度820～880℃；d.軋制結(jié)束后，鋼板在輥道上空冷60～120秒鐘，然后加速冷卻，按照10～20℃/秒的速度冷卻至460～600℃，鋼板出水后空冷。
3.如權(quán)利要求2所述的700MPa級高韌性低屈服比厚鋼板的制造方法，其特征是，鑄坯或鋼錠在軋制前加熱至最高溫度之后進行保溫，保溫時間為90～120分鐘。
全文摘要
700MPa級高韌性低屈服比厚鋼板，其成分質(zhì)量百分比為C 0.03～0.06，Si 0.35～0.55，Mn 1.00～1.55，Ni 0.50～0.70，Nb 0.02～0.06，Al0.02～0.04，Ti 0.01～0.04，V 0.04～0.07，Cu 0.50～0.70、余Fe和不可避免雜質(zhì)。其制造方法包括a.冶煉并澆鑄成坯；b.加熱至1180～1220℃；c.軋制，開軋溫度為1050～1100℃，軋件厚度到達成品鋼板厚度的2～3倍時，在輥道上待溫至920～960℃，隨后進行第二階段軋制，道次變形量5～15mm，道次變形率10～25％；終軋溫度820～880℃；d.軋制結(jié)束，空冷60～120秒鐘，然后加速冷卻，以10～20℃/秒速度冷卻至460～600℃，鋼板出水后空冷。
文檔編號C22C33/04GK1924065SQ20051002924
公開日2007年3月7日 申請日期2005年8月31日 優(yōu)先權(quán)日2005年8月31日
發(fā)明者姚連登, 李自剛 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司