专利名称：：高强度高韧性Zr-B复合微合金钢及其生产方法
技术领域：
：本发明涉及结构钢及其生产方法，特别涉及高强度高韧性Zr-B复合微合金钢及其生产方法。
背景技术：
：众所周知，微合金钢中最常用的微合金添加元素主要有三种，即Nb、Ti和V。从己有的资料来看，Nb-Ti复合添加对控制晶粒长大效果最显著。微合金钢中Nb的加入一方面提高未再结晶温度；另一方面与Ti等其他元素在钢中形成细小弥散的复合碳氮化物以控制晶粒尺寸。大量的实验和理论计算结果己经证实，在Nb-Ti复合微合金钢中，高温时首先形成以TiN为主要成分的析出相，然后在较低温度下NbC以TiN作为形核核心，并在此基础上形核和长大。Zr与Ti属于元素周期表中的IVA族，其化学性能相似。目前Zr微合金钢添加量一般较高，通常在0.015~0.060%之间。船体用结构钢按照其最小屈服点划分强度级别为一般强度结构钢和高强度结构钢。而目前结构用钢的开发总的趋势是向着高强度高韧性的方向发展，但是随着强度的提高，其冲击韧性和焊接性能势必降低，焊接裂纹敏感性增加。与此同时，为提高生产效率，钢板的焊接也逐渐向大能量焊接方向发展，这又容易引起传统低合金高强钢的焊接热影响区性能(强度、韧性)恶化，易产生焊接冷裂纹问题，给大型钢结构的制造带来困难。由于焊接为厚板加工的主要方式，满足大线能量焊接性能也逐步成为各种钢种所具备的一种性能。所以，在追求高强度的同时，改善钢板的韧性以提高钢板的焊接性能越来越迫切。通常情况下，焊接热影响区(HAZ)的强度和冲击韧性随输入线能量的增大而降低。因此，HAZ的韧性成为制约钢大线能量焊接的关键因素。为了解决HAZ的韧性问题，国内外相继开展了大线能量焊接用钢的3研究工作，提出了一些改善韧性的方法，主要有降低C含量和碳当量C叫、利用微合金元素和氧化物夹杂细化奥氏体晶粒、获得韧性好的组织如针状铁素体以及贝氏体组织的超低碳钢、通过改进生产工艺提高韧性等。本发明主要是通过在钢中形成弥散细小的具有很高热稳定性的ZrB2析出物来细化奥氏体晶粒从而改善大线能量焊接时HAZ的韧性。中国船级社规范标准的一般强度结构钢分为A、B、D、E四个质量等级；中国船级社规范标准的高强度结构钢为三个强度级别、四个质量等级。表1为常用高强度船体结构钢力学性能的规定。传统的船板钢其主要成分特点是钢中元素种类较多，并经常添加Ni、Cu等价格昂贵的金属元素，这无疑会增加钢板的生产成本。而且，从已有钢板的组织和性能指标来看，传统船板钢晶粒尺寸较大，强度级别低，而强度级别较高的船板钢合金元素多，生产成本较高。其次，从生产工艺角度看，高强度船板钢大多采用热处理工艺，如正火、正火+回火等，在这一过程中增加了能源消耗，而采用TMCP+RPC工艺可以使高强度高韧性钢板的生产工艺过程变得更加紧凑，降低了生产成本，縮短生产周期，提高产量。表1DNV船级社规范对高强度船板钢的力学性能的规定<table>tableseeoriginaldocumentpage4</column></row><table>表2<table>tableseeoriginaldocumentpage5</column></row><table>目前，造船行业为提高生产效率而广泛采用大线能量焊接，这就要求船板钢具有良好的焯接性，即焊接热影响区HAZ具有良好的韧性。传统的成分设计原则一般是采用Ti微合金化技术，通过调整钢中Ti和N的比例，使之有利于形成TiN粒子来抑制高温奥氏体晶粒的长大，改善HAZ韧性。
发明内容本发明的目的在于提供一种高强度高韧性Zr-B复合微合金钢及其生产方法，更为有效地来满足大线能量焊接用钢板，同时对钢板的性能有所改善。为达到上述目的，本发明的技术方案是，高强度高韧性Zr-B复合微合金钢，其成分质量百分比为CS0.10%，Si0.200.40%，Mn1.201.40%，Nb0.0卜0.02%，P$0.012%，S，005%，Zr￡0.005%，B，001%，余量为Fe和不可避免杂质；其中，Zr/B^10。本发明钢中碳的含量应控制在较低水平，这是因为碳含量提高将大大增加钢板的焊接冷裂纹倾向，提高钢板焊接时的预热温度，不利于钢的焊接并降低HAZ韧性，尤其是大线能量焊接时对HAZ韧性的降低更明显。加入少量Nb主要是为了提高钢的未再结晶温度，通过在未再结晶区进行大压下量轧制，通过动态再结晶细化奥氏体晶粒；钢中P和S的含量应尽量低，避免在钢坯凝固过程中形成硫化物或由于P在晶界的偏聚导致钢的脆性。需要注意的是，Zr和B两种关键添加元素的重量百分比需控制在合理的范围内，通常在10之内以尽可能多地形成可抑制晶粒长大所需的纳米级ZrB2二相粒子。若Zr/B比过大，钢中"多余"的B易于偏析在晶界处，引起钢的脆性，降低韧性。本发明高强度高韧性Zr-B复合微合金钢的生产方法，包括如下步骤1)高强度高韧性Zr-B复合微合金钢，其成分质量百分比为CS0.10%，Si0.200.40%，Mn1.201.40%，Nb0.0卜0.02%，P￡0.012%，S<0.005%，Z《0.005%，BS0.001%，余量为Fe和不可避免杂质；其中，Zr/B^lO;2)按上述成分转炉或电炉冶炼，再经真空炉二次精炼，浇铸成铸坯或铸锭；3)铸坯或铸锭再加热，11501200°C，保温时间12小时；4)轧制，开轧温度10001070°C，950"以上累计变形量^50%，在9501000。C左右中间坯待温，终轧温度80085(TC，轧后以81(TC/s的速度进行冷却，终冷温度500550°C。钢坯的加热温度一般控制在1150120(TC之间，过高的加热温度将导致奥氏体晶粒粗大，降低钢的性能。钢坯从加热炉出来之后，在1000107(TC之间进行高温区轧制，主要目的是通过动态再结晶细化奥氏体晶粒；同时在950100(TC中间坯待温，其主要目的是通过待温使得细小的析出相有充足的时间大量形成，即RPC工艺。终轧温度控制在800S50。C，避免出现较多的晶界铁素体影响强度，而在随后的冷却阶段，通过水冷控制最终形成以尺寸较小的贝氏体为主要组织的钢板。本发明采用控轧控冷工艺，同时在未再结晶温度区间采用弛豫析出控制工艺即可生产出具有优良综合性能的微合金厚板。工艺过程简单，降低了生产成本，縮短了制造周期。若通过成分调整和工艺优化，其性能还有进一步上升的空间。本发明的有益效果是本发明所提供的技术可用于制造最低温度为-10(TC具有良好韧性的高强度高韧性厚钢板，可满足大线能量焊接对HAZ韧性的要求，在500kJ/cm以下焊接时其HAZ-2(TC冲击功大于50J，具有优异的力学性能和焊接性能，由此带来以下方面的有益效果(1)钢的制造成本有所降低。按照目前普遍使用的钢种成分，Ti的添加量一般在0.015%左右，而采用Zr微合金化处理后其添加量可减少至0.005%以下。尽管Zr的价格略高于Ti，但由于Zr的添加量仅为Ti添加量的1/3或者更低，总的成本仍有明显降低。若Ti的价格按15万元/吨，而Zr的价格按20万元/吨计算，仅此一项即可节约成本12.5元/吨钢；当应用在超低温条件下时，常用的钢种需添加约5%的镍元素，而本发明钢种则无需添加镍元素即可满足低温冲击韧性要求。若按12万元/吨计算(镍的产品收得率按92%计算)，仅此一项即节约成本652元/吨钢；7(2)采用Zr-B复合微合金化技术生产的钢板，其强度和韧性与Ti微合金钢相比均有所提高，同时具有更优良的低温冲击韧性，二者韧性对比如图3所示。可满足大线能量焊接工艺要求，钢的预热温度约为19°C，即无需焊前预热，减少了工序，提高了生产效率；(3)采用控轧控冷工艺，同时在未再结晶温度区间采用弛豫析出控制工艺即可生产出具有优良综合性能的微合金厚板。工艺过程简单，降低了生产成本，縮短了制造周期。若通过成分调整和工艺优化，其性能还有进一步上升的空间。图1为本发明高强度高韧性微合金钢轧制工艺示意图2为本发明实施例1试验钢板系列温度夏比V型横向冲击曲线示意图3为本发明实施例1试验钢板经不同热输入焊接热循环后焊接热影响区(HAZ)-20°C冲击功变化示意图4为本发明Zr-B复合微合金钢板和Ti微合金钢板系列温度夏比V型冲击功对比示意图。具体实施例方式下面通过实施例对本发明做进一步说明。参见图1，本发明高强度高韧性Zr-B复合微合金钢的生产方法，包括如下步骤按上述成分转炉或电炉冶炼，再经真空炉二次精炼，浇铸成铸坯或铸锭；铸坯或铸锭再加热，U501200。C，保温时间12小时；轧制，开轧温度10001070°C，95(TC以上累计变形量^50。/。，在9501000。C左右中间坯待温，终轧温度800850°C，轧后以810°C/s的速度进行冷却，终冷温度500550°C。本发明实施例参见表l、表2:8表1实施例CSiMnAlNbZrBZr/B10.060.291.320.0330.0140.00050.0010.520.090.291.320.0360.0160.0050.000510.030.050.301.300.0300.0150.0030細56.040.070.211.370.0310.0190.0040.00085.00.070.251.250.0330.017O扁0細66.760.080.221.350.0350.0150.0050扁95.60.100.381.280.0330.0120.0050.00077.1表2实施例加热温度°C轧制工艺(钢坯厚度220mm)冷却参数°C/s机械性能屈服强度MPa抗拉强度MPa延伸率%-100。C横向V型冲击功，J1070~1000°C轧制厚度mm950~800°C轧制厚度mm11200220-120120-40846257223.82721150220-120120-40849359823.37531200220-120120-40845258024.14641200220-120120-40847356222.83251150220-120120-40848059523.15561200220-120120-40847559626.36371150220-120120-40849760124.739图2为实施例1钢板系列温度夏比V型横向冲击曲线。图3则为钢板经不同大线能量焊接热循环后HAZ-2(TC冲击功的变化情况。由图可见，本发明提供的技术方法可生产出抗拉强度2550MPa、延伸率^23%、-100°C横向V型冲击功227J的高强度高韧性厚钢板(S40mm)。焊接时无需预热，在500kJ/cm如此高的热输入条件下进行焊接，其热影响区(HAZ)-20。C冲击功仍SOJ，表现出非常优异的焊接性能。图4给出Zr-B复合微合金化钢板与Ti微合金钢板系列夏比V型横向9冲击功对比。从图4中可看出，在-6(TC以上，二者的韧性较为接近；当温度低于-6(TC时，Zr-B复合微合金钢板比Ti微合金钢板表现出更优异的低温韧性。综上所述，本发明与现有的微合金钢采用TiN析出控制晶粒尺寸改善HAZ韧性的方法不同，本发明采用Zr-B复合微合金化以及TMCP(热机械加工工艺)和RPC(弛豫析出控制)技术，同时控制添加元素Zr/B比例，以形成比TiN具有更高热稳定性的纳米ZrB2粒子，从而改善钢板的强度、韧性以及焊接性，可作为一种极具应用潜力的新型高强度高韧性微合金钢的生产技术方法。10权利要求1.高强度高韧性Zr-B复合微合金钢，其成分质量百分比为C≤0.10％，Si0.20～0.40％，Mn1.20～1.40％，Nb0.01～0.02％，P≤0.012％，S≤0.005％，Zr≤0.005％，B≤0.001％，余量为Fe和不可避免杂质；其中，Zr/B≤10。2.高强度高韧性Zr-B复合微合金钢的生产方法，包括如下步骤1)高强度高韧性Zr-B复合微合金钢，其成分质量百分比为C^).10。/。，Si0.200.40%，Mn1.201.40%，Nb0.01~0.02%,P^0.012%，S^0.005%，Zr^0.005%，B^0.001%，余量为Fe和不可避免杂质；其中，Zr/B^lO;2)按上述成分转炉或电炉冶炼，再经真空炉二次精炼，浇铸成铸坯或铸锭；3)铸坯或铸锭再加热，1150~1200°C，保温时间12小时；4)轧制，开轧温度1000~1070°C，95(TC以上累计变形量^50。/。，在950100(TC中间坯待温，终轧温度800850°C，轧后以810°C/s的速度进行冷却，终冷温度500550°C。全文摘要高强度高韧性Zr-B复合微合金钢，其成分质量百分比为C≤0.10％，Si0.20～0.40％，Mn1.20～1.40％，Nb0.01～0.02％，P≤0.012％，S≤0.005％，Zr≤0.005％，B≤0.001％，余量为Fe和不可避免杂质；其中，Zr/B≤10。其生产方法，包括如下步骤按上述成分转炉或电炉冶炼，再经真空炉二次精炼，浇铸成铸坯或铸锭；铸坯或铸锭再加热，1150～1200℃，保温时间1～2小时；轧制，开轧温度1000～1070℃，950℃以上累计变形量≥50％，在950～1000℃中间坯待温，终轧温度800～850℃，轧后以8～10℃/s的速度进行冷却，终冷温度500～550℃。本发明更为有效地来满足大线能量焊接用钢板，同时对钢板的性能有所改善。文档编号C22C38/14GK101660092SQ20081004212公开日2010年3月3日申请日期2008年8月27日优先权日2008年8月27日发明者巍王,王焕荣申请人:宝山钢铁股份有限公司