本发明属于钢铁冶金领域，具体涉及一种淬火态交货冷弯性能优良屈服强度大于1100MPa超高强度钢板及其生产方法。
背景技术：
：工程机械，是指矿山开采和各类工程施工用的设备，如钻机、电铲、电动轮翻斗车、挖掘机、装载机、推土机、各类起重机及煤矿液压支架等机械设备的总称。近年来，随着全球范围内大型、特大型矿山、核电、水坝等工程机械常见项目不断增多，为保证施工的方便与快捷，工程机械设备进一步向大型化发展。同时为了延长寿命、减轻自重、降低能源消耗，屈服强度1100MPa以上的超高强度工程机械用钢板需求日益增长。该钢种由于使用环境苛刻，受力条件复杂，对钢材质量有极其严格的要求。其生产难点主要表现在：（1）强韧性匹配难度极大。通常，随着钢铁材料强度的提高，其韧性呈明显下降趋势。屈服强度1100MPa的超高强度钢是目前我国工程机械领域里强度级别最高的钢种，其-40℃超低温韧性很难得到保证。（2）优良焊接性能难以获得。为保证超高强度，需要在成分设计时，适当加入合金元素，而过多的合金元素，必然带来焊接性能的恶化。（3）板型控制困难。该类钢板为了获得超高强度，需要进行淬火处理以得到马氏体组织。而在马氏体相变过程中会产生大量内应力，导致钢板边部、心部出现波浪，无法达到使用要求。（4）钢板冷弯性能难以保证。钢板强度越高，折弯抗性越大，越容易产生裂纹。该类钢种在实际使用过程中经常需要进行90°冷弯，如何抑制裂纹的产生是个难题。屈服强度＞1100MPa的钢板目前国内尚无钢铁企业可进行批量生产供货，主要依赖于进口。中国专利CN103882332A介绍了一种屈服强度1100MPa以上级低温回火型高强钢板，厚度范围覆盖10~40mm。该发明通过添加大量的贵金属Ni（含量0.8%~1.0%）来达到解决强韧性匹配的问题，经济性较差。同时，由于在实际应用中，1100MPa级高强钢板大量采用4-10mm超薄钢板来减轻设备自重，该发明未给出10mm以下钢板淬火板型问题的解决方案。中国专利CN102181788A介绍了一种屈服强度1100-1200MPa级超高强度钢卷。该发明采用添加Ni（0~0.55%）+Cu（0~0.035%）的方法来改善低温韧性，-40℃夏比冲击功值为21~34J，不能完全满足工程应用≥27J的要求。同时，该发明基于50kg真空小钢锭的试制结果，在实际大生产过程中性能控制如何，尚有待检验。中国专利CN100372962C提供了一种在线淬火+回火的方法来生产屈服强度1100MPa高强钢板。该发明Ni含量0.2%~1.2%，采用低Al设计（Al≤0.03%），通过控制Ti/N≥3.42来增加B对钢板的淬透性。但由于在线淬火钢板和离线淬火相比，板头板尾淬火温度存在一定差异，导致整板性能均匀性较差，实际应用存在一定的局限性。中国专利CN104513936A涉及1100MPa级高强钢板中Ni含量为0.3%~1.50%，Ti/N控制在3.7~7.0，同时提出Ca/S控制在1.0~3.0之间来净化钢中有害元素S。钢板的焊接性通过控制碳当量Ceq在0.53~0.62之间来保证。发明专利CN102560274A涉及高强钢板中Ni含量为0.20%-0.50%。中国专利CN102747303B中1100MPa高强钢板Ni含量高达0.6~2.0%。综上所述，目前涉及屈服强度1100MPa级超高强钢板的现有技术主要有：（1）采用淬火（或在线淬火）+回火的方式获得回火马氏体达到超高强度；（2）采用Ni或Ni+Cu等贵重金属来提高钢板低温冲击韧性，解决强韧性匹配问题，经济性较差；（3）采用Ti+B处理同时控制Ti/N比来增加钢板淬透性；（4）提出Ca/S范围来控制钢种有害元素S，提高洁净度；（5）通过化学成分设计控制碳当量Ceq在一定范围内来改善钢板焊接性能。这些技术主要聚焦于钢板强韧性匹配和焊接性能问题的解决，对于钢板板型控制及折弯性能等应用问题的解决没有很好的办法。技术实现要素：本发明的目的在于提供一种强韧性优良、低温冲击韧性良好、板型质量良好及具有优良整板折弯性能的屈服强度大于1100MPa的淬火型超高强度钢板及其生产方法。本发明解决上述问题所采用的技术方案为：一种冷弯性能优良屈服强度大于1100MPa的钢板，该钢板的化学成分按质量百分比计为，C：0.15～0.20%，Si：0.10～0.40%，Mn：1.00～1.40%，Nb：0.010～0.040%，V：0.020～0.050%，Ti:≤0.010%,Al：0.04～0.08%，Ni：≤0.1%，Cu：≤0.1%，Cr：0.20～0.60%，Mo：0.20～0.60%，B：0.001～0.005%，Ca：0.001～0.005%，P：≤0.010%，S：≤0.003%，O：≤0.002%，N：≤0.004%，H：≤0.00015%，余量为Fe及不可避免的杂质元素。上述钢板厚度为4～20mm。显微组织为马氏体，晶粒尺寸≤30um。钢板力学性能满足：屈服强度＞1100MPa，抗拉强度＞1200MPa，延伸率≥10%；-40℃夏比冲击功≥30J；d=3a，180°实验室GB/T232冷弯测试合格，d折弯直径，a为钢板厚度；b≥500mm，r=3a，90°工业冷弯成型无裂纹，b为钢板宽度，r为冷弯半径，a为钢板厚度；钢板板型良好，不平度≤5mm/m。本发明中钢成分的限定理由阐述如下：C：碳的高低很大程度决定了钢板的强度级别和焊接性能。碳含量低，焊接性好，但固溶碳少，淬透性低，不利于形成足够的马氏体强化相从而获得超高强度；碳含量高，淬火马氏体转变完全，强度高，但钢板韧性、塑性降低，焊接性差。基于钢板强韧性匹配和焊接性需要，本发明中碳含量控制为0.15～0.20%。Si：本发明中主要起固溶强化作用。含量过高会恶化马氏体高强钢的韧性，同时表面质量下降，控制在0.10～0.40%之间。Mn：在所述钢中具有推迟奥氏体向铁素体转变的作用，促进马氏体转变，提高淬透性。当锰的含量较低，上述作用不显著，钢板强度和韧性偏低等。过高则又会引起连铸坯偏析形成MnS、韧性差和可焊性降低，故本发明中考虑到合金的综合加入，规定锰含量加入量介于1.00～1.40%的范围内。Nb：Nb的溶质拖曳作用和纳米级析出物Nb(C,N)对奥氏体晶界的钉扎作用，在加热时抑制奥氏体晶粒的长大。添加量小于0.010%时效果不明显，大于0.040%时韧性降低，导致连铸坯产生表面裂纹。因此，本发明规定铌含量应介于0.010～0.040%的范围内。V：VN、V(C、N)一方面在加热过程中阻碍奥氏体晶粒的长大，起到细化晶粒的作用；另一方面这些纳米级的细小弥散分布的析出物可以显著提高钢板的强度。添加量低于0.02%时，析出强化不明显；添加量大于0.050%时析出物数量较多，韧性降低。因此，本发明规定铌含量应介于0.020～0.050%的范围内。Ti：Ti与N具有极强的亲和力。在含B钢中通常会加入微量的Ti元素，通过控制Ti/N≥3.42，促进TiN的形成，避免BN的晶界析出，确保B元素对钢板的淬透性。但TiN形成温度在1400℃以上，通常在液相中析出，尺寸较为粗大，很容易达到微米级，且析出物坚硬多带有尖角，不易变形，导致钢板轧制过程中易出现微裂纹，对钢板的低温冲击性能和整板折弯性能不利；因此本发明中不允许加入Ti元素，并明确控制Ti含量≤0.010%。Al：由于本发明中不允许添加Ti元素，因此Al元素被用来固定钢中的氮元素，从而达到保护B元素淬透性的作用和细化奥氏体晶粒的作用。由于除了N元素外，Al元素与O元素也具有极强的亲和力，部分Al元素会由于脱氧而被消耗，因此较低的Al元素含量对于固N保B及细化晶粒的作用不明显。本发明规定Al含量不低于0.04%。同时由于Al含量过高，会导致过多的Al2O3夹杂物的形成，使得钢板超声波探伤不合，因此本发明规定Al含量不高于0.08%。Ni、Cu：是提高钢淬透性的元素，也是有效提高钢的低温韧性的最常用元素。但由于价格较高，经济性较差，本发明主要采取细晶强化来提高钢板低温韧性，取消Ni、Cu的加入(Ni、Cu作为残余元素≤0.1%存在于钢板中)，大大提高了发明钢种的成本竞争力。Cr：是提高钢淬透性的元素，能够抑制多边形铁素体和珠光体的形成，促进低温组织贝氏体或马氏体的转变，提高钢的强度。但Cr含量过高将影响钢的韧性，降低钢板的焊接性能。故本发明中铬含量控制在0.20～0.60%。Mo：是提高钢淬透性的元素，有利于淬火时全马氏体的形成。钢种添加一定含量的Mo会提高钢板的强度，而不会影响钢板的低温冲击性能。Mo高温下会与C形成碳化物颗粒，具有抗焊接接头软化的作用。但Mo含量太高会导致碳当量增加，恶化焊接性能。本发明中铬含量控制在0.20～0.60%。B：本发明加入0.001～0.005%的微量B，其主要目的是提高钢板的淬透性，从而减少其他贵重金属的添加量，降低成本。超过0.005%的B很容易产生偏析，形成硼化物，严重恶化钢板韧性和降低淬透性。Ca：微量Ca处理是本发明钢种的必要处理环节。0.001～0.005%的Ca不仅可以降低硫化物带来的性能危害，还可以是尖锐的Al2O3夹杂变性为球性低熔点夹杂，从而减少钢板轧制过程中硬质夹杂物尖角处微裂纹的产生，提高钢板冲击韧性和折弯性能。P、S：硫和磷是钢种有害元素，对材料塑性和韧性有不利影响，并影响焊接性能。本发明规定P：≤0.010%，S：≤0.003%。O、N：有害气体元素，含量高，夹杂物多，降低钢板塑性、韧性和折弯性能。本发明严格控制O含量不高于0.002%；N含量不高于0.004%。H：有害气体元素。H含量高，易产生白点，降低钢板塑韧性，严重危害钢板使用性能。H致延迟裂纹是高强钢切割、冷弯等应用过程产生失效的主要原因之一。本发明为提高整版弯曲性能，严格控制H含量在0.00015%以内。本发明另提供上述冷弯性能优良屈服强度大于1100MPa超高强度钢板的制备方法，具体工艺如下，冶炼工艺：采用电炉或转炉方式冶炼，然后送入LF精炼炉进行精炼，并经过VD或RH真空处理。Ca处理工艺：为提高钢板整板折弯性能，钢水真空处理后要求进行必要的Ca处理。Ca的加入量控制在0.001～0.005%之内。为有效降低硫化物的对弯曲性能的危害，要求控制1.0≤Ca/S≤4.0；为了降低硬质Al2O3夹杂导致弯曲裂纹产生的风险，要求控制处理后钢夹杂物中Ca/Al比处于0.74～2.22之间，易于夹杂物上浮及变性为球形复合夹杂物，减少Al2O3夹杂硬质尖角对折弯性能的影响。Ca处理后夹杂物控制A、B、C、D类总级别≤3.0。连铸工艺：为了控制钢板内部疏松、偏析，进行低过热度浇注，全程氩气保护浇注，以及动态轻压下控制。浇铸温度控制在液相线温度TL以上5～25℃,其中TL=1536-78C-7.6Si-4.9Mn-34P-30S-3.6Al-5Cu-1.3Cr-3.1Ni-2.0Mo-2.0V-18Ti℃；轻压下区间控制在0.3≤fs≤0.95，其中fs为铸坯中固相份数，以保证铸坯中心偏析不高于C1.0级。扩氢处理工艺：铸坯下线后，必须进行入坑或加罩扩氢处理。扩氢开始温度要求控制在600-700℃，时间不得低于24小时。加热轧制工艺：将铸坯进入步进式加热炉，加热至1180-1250℃,加热时间为8-15min/cm，使钢中的合金元素充分固溶以保证最终产品的成份及性能的均匀性。由于钢板未添加Ni、Cu等元素，因此有必要采用控轧控冷的方法来细化晶粒从而提高钢板低温冲击韧性。钢坯出炉后经高压水除鳞处理后进行粗轧+精轧两阶段控制轧制。粗轧的开轧温度介于1050-1100℃。粗轧后三道单道次压下率≥15%。待温厚度≥3.0H，其中H为成品厚度。精轧开轧温度介于850-950℃。轧制完成之后，对于12mm及以上钢板过ACC机组进行加速冷却，12mm以内钢板实行空冷，冷却返红温度控制在630-750℃。进行带温矫直：由于钢板淬火前的板型对淬火后钢板性能的均匀性、残余应力的大小以及淬火后板型有着重要的影响，从而进一步影响到钢板整板的折弯性能，因此，钢板轧制后要求进行温矫。温矫后钢板不平度≤14mm/m。淬火热处理工艺：轧制后钢板进行淬火处理，淬火温度880～930℃，炉温到温后保温时间为20～60min。为保证钢板的均匀性，温度控制精度为±10℃。进行强力冷矫直：本发明采用强力冷矫代替低温回火进行去应力处理。强力冷矫直后要求钢板不平度≤5mm/m。与现有技术相比，本发明的特点在于：本发明采用无Ni、Cu等贵重合金成分设计，大量节省合金成本。本发明采用常用元素Al代替合金元素Ti进行固N保B处理，降低了Ti的夹杂物粒子对冲击及折弯性能的影响，同时大大降低了合金成本；本发明采用的Ca处理方法不仅控制Ca/S比，同时控制夹杂物中Ca/Al比，能有效降低硫化物和硬质Al2O3夹杂含量，并对其进行改性，有效提高钢板韧性和折弯性能。本发明采用的低过热度及动态轻压下工艺，能有效降低钢板中心疏松及偏析，钢板厚度方向成分均匀，性能稳定。本发明采用真空处理及铸坯扩氢处理，H含量低≤0.00015%，大大降低了钢板切割延迟裂纹及折弯裂纹的发生风险。本发明采用两阶段控轧控冷，保证粗轧后3道次压下率≥15%，冷却返红温度控制在630-750℃，充分细化原始奥氏体晶粒尺寸，确保淬火后得到细小的马氏体组织，晶粒尺寸≤30um，从而保证-40℃冲击功≥30J。本发明采用轧后钢板带温矫直处理，通过控制不平度≤14mm/m，保证淬火前钢板平整，从而达到钢板淬火的均匀性，大大降低钢板淬火后残余应力，确保板型和钢板整板性能的均匀性；本发明采用强力冷矫直代替低温回火去除淬火残余应力，降低了生产成本，加快了生产节奏，同时钢板板型良好，不平度≤5mm/m，提高了整板冷弯性能。本发明方法，可以推广应用至其它高强度钢板，如高强海工船板用钢、高层建筑用钢、桥梁用钢、工程机械用钢、压力容器用钢等。附图说明图1是本发明实施例2的试验钢典型组织金相图片（100X）；图2是本发明实施例4的试验钢典型组织SEM电镜扫描图片（2000X）；图3是本发明实施例2的试验钢实验室折弯后形貌照片。具体实施方式以下结合实施例对本发明作进一步详细描述。本发明的超高强度钢的生产工艺流程为：转炉或电炉炼钢->LF精炼->VD或RH真空脱气->Ca处理->连铸->铸坯脱氢处理->加热->轧制->冷却->带温矫直->淬火->强力矫直本发明实施例1-4的屈服强度大于1100MPa超高强度钢板的生产方法，包括如下步骤：（1）冶炼：采用150吨转炉冶炼，然后送入LF炉进行精炼并经过RH真空脱气处理，破空进行Ca处理，成分控制见表1。（2）连铸：将冶炼的钢水浇铸成150mm厚的连铸坯。浇铸温度控制在液相线以上5-25℃。浇铸过程中实施动态轻压下。连铸工艺参数见表2。（3）铸坯扩氢处理：连铸板坯入坑进行缓冷扩氢，入坑温度及缓冷时间见表2。（4）轧制：将步骤（3）所得连铸坯放入步进式加热炉，加热至1180~1250℃，加热时间为8-15min/cm，使钢中的合金元素充分固溶以保证最终产品的成份及性能的均匀性。钢坯出炉后经高压水除鳞处理后进行粗轧+精轧两阶段控制轧制。粗轧的开轧温度介于1050-1100℃，采用大压下量轧制，粗轧后三道道次压下率≥15%。待温厚度≥3.0H。精轧开轧温度介于850-950℃。轧制完成之后过ACC机组进行加速冷却，冷却返红温度为630-750℃。随后钢板进行温矫，矫直后不平度控制≤14mm/m。相关工艺参数见表3。（5）淬火：钢板淬火温度为910±10℃,保温时间为20~60min，淬火介质为水。（6）强力冷矫：淬火后钢板进入4000吨强力冷矫机进行强力冷矫。控制冷矫后不平度≤5mm/m。（7）将矫直后钢板进行横向拉伸、纵向冲击及整板弯曲试验。具体成分、工艺参数见表1-表3。各实例样板对应的性能见表4、5。图1、2给出了实施例1、4试验钢的微观组织照片。成品钢板的微观组织为均一的马氏体组织，晶粒细小，尺寸在10-20um。可见，通过两阶段控轧控冷细化原始奥氏体晶粒，确保淬火后得到细小的马氏体组织，在满足钢板强度的同时，充分保证了钢板的低温冲击韧性。实施例1的试验钢板厚度5mm。板型十分良好，不平度≤3mm/m。图3为实施例2的试验钢板按国标GB/T232实验室180°折弯后的形貌。折弯直径d=3a。折弯后未见裂纹，表面良好。实施例1、4试验钢90°整板冷弯成型后，钢板宽b≥500mm，长L=2000mm。冷弯半径r=3.0a，其中a为钢板厚度。冷弯后钢板表面良好，未出现裂纹。本发明采用控轧控冷和淬火+强力冷矫工艺，从化学成分设计、母材组织、夹杂物、中心偏析、淬火温度及时间等角度进行控制，保证在实现超高强度的同时，钢的延伸率、-40℃低温冲击韧性良好，同时可以获得良好的版型和优良的整板折弯性能。表1实施例超强钢板的化学成分（wt%）实施例CSiMnPSCrMoNbVAlBCaONH10.150.251.350.0090.0020.550.40.030.030.0550.00150.00250.00150.00350.000120.170.251.30.0060.00150.400.350.020.0250.0450.0020.0020.00120.0030.0001530.180.351.250.0070.0010.550.260.0250.0350.0650.00160.0020.00090.00330.000140.190.31.10.010.0010.350.450.020.0350.0550.00250.0020.00080.00280.0001表2连铸工艺控制实施例铸坯厚度mm过热度℃动态轻压下区间fs扩氢起始温度℃扩氢时间hour1、2、3、415016~220.3-0.9570036表3轧制工艺控制实施例产品厚度规格，mm铸坯加热温度，℃粗轧后三道次压下率待温厚度，mm精轧开轧温度，℃返红温度，℃15120030%+28%+32%20940700210120031%+31%+29%35920680315122026%+30%+29%45900650420122025%+28%+31%60880645表4各实施例拉伸、冲击性能表5各实施例冷弯性能当前第1页1 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