本发明涉及中厚钢板技术领域，具体涉及一种低成本屈服强度≥960mpa高强度中厚板及其生产方法。
背景技术：
随着我国经济的高速增长，工程机械制造行业近年来得到了飞速发展，高强度工程机械用钢需求量逐渐增加。随着工程机械设备向大型化、轻量化发展，用钢强度逐渐向屈服强度690mpa以上超高强度性能发展，屈服强度≥960mpa超高强度钢板已广泛应用于大型工程机械结构件。目前国内外主流钢厂生产屈服强度960mpa以下钢板的制造工艺包括控轧控冷+回火（tmcp+t）和调质（q+t）两种，但屈服强度≥960mpa级别钢板多采用离线调质工艺生产，采用tcmp+t生产工艺生产屈服强度≥960mpa级别中厚板的报道较少，为提高钢板的淬透性还要加入大量的贵重合金元素，如cr、v、ni、cu等，合金成本较高，且离线调质工艺流程长，热处理成本高。
经检索对比文件1（授权号：cn103233183a），其化学成分：c：0.06～0.11%，si：0.10～0.50%，mn：1.20～1.60%，p：＜0.015%，s：＜0.005%，cr：0.20～0.50%，ni：0.10～0.30%，mo：0.10～0.30%，nb：0.02～0.05%，v：0.02～0.06%，ti：0.008～0.03%，b：0.0005～0.003%，al：0.02～0.05%，余为fe。该发明专利通过两阶段控制轧制、直接淬火和回火，获得细化的回火马氏体或下贝氏体组织，克服了传统调质工艺流程长、能耗高、合金加入量大等不足，钢板具有良好的韧性和冷弯性能。但是该专利加入了过多的合金元素，如cr、ni、v等，合金成本高。另外，该专利采用低c成分设计，低c导致强度的损失，势必得通过其它合金元素的加入来弥补，同时低c成分设计，对冶炼过程要求也较为严格。
对比文件2（授权号：cn104328350a），公开了一种屈服强度960mpa级调质钢及其制造方法，钢坯在均/加热炉中加热到1100～1250℃后轧成钢板，终轧温度为820～880℃，终轧后使用50～100℃/s超快冷却和10～25℃/s层流冷却，在500～700℃卷成钢卷，后续将钢卷横切矫直成钢板，并通过850～880℃/20～60min淬火及在500～700℃/90～180min回火。该专利通过离线淬火+回火工艺，并加入了cr、v及较高含量的mo元素，生产出厚度规格在4.0mm～25.0mm的卷板，工序比较复杂，涉及到钢板的卷取、开平、离线淬火等一系列工序，同时其合金成本也较高。
对比文件3（授权号：cn101935810a），屈服强度960mpa以上超高强度钢板，其化学成分为(重量百分比)：c0.12～0.14；si0.3～0.4；mn1.45～1.6；p≤0.01；s≤0.002；al0.02～0.04；cr0.38～0.42；ni0.28～0.32；cu0.35～0.41；mo0.35～0.45；ti0.015～0.025；nb0.02～0.03；b0.0012～0.002；n≤0.004；o≤0.002，余铁和不可避免的杂质。采用直接轧制和控制轧制工艺，通过在线淬火或离线淬火+高温回火、低温回火等工艺，可生产屈服强度960mpa低成本超高强度钢。该专利采用较高的合金设计，添加过多的ni、cr、mo、cu,合金成本偏高。其实施例中，在轧制过程中采用不同的轧制工艺及水冷工艺，在热处理过程中采用高温及低温回火，生产工序过于复杂，要求过于宽泛。实施中，部分钢板的性能并未达到960mpa级。总体上看，该专利从成分设计到工艺控制，均有不足之处。
技术实现要素：
本发明的目的在于提供一种采用“tmcp+回火”工艺的低成本屈服强度≥960mpa高强度中厚板及其生产方法。本发明生产工序简单，合金元素少，即不含cr、v、ni、cu等元素，钢板综合力学性能优良，尤其是-40℃纵向冲击功≥80j，性能符合gb/t16270-2009标准中q960e的要求。
一种低成本屈服强度≥960mpa高强度中厚板,其化学成分要求如下（按重量百分比计），为：c：0.13-0.16%，si：0.20-0.40%，mn：1.65-1.80%，p：≤0.020%，s：≤0.005%，alt：0.02-0.06%，nb：0.02-0.04%，ti：0.008-0.025%，mo：0.20-0.30%，b：0.0010-0.0025%，碳当量cev（%）：≤0.50%，余量为fe和不可避免杂质元素。
一种低成本屈服强度≥960mpa高强度中厚板的生产方法,生产步骤如下：
（1）钢水冶炼及板坯浇铸：在冶炼过程中，严格控制各元素含量及碳当量符合成分控制要求；冶炼工艺路线：铁水预处理—转炉冶炼—lf炉精炼—rh炉精炼；浇铸过程做好保护浇铸，严格控制坯料的内外部质量，坯料厚度≥250mm；
（2）坯料加热：均热温度1180-1250℃，控制均热时间0.15-0.20min/mm；
（3）通过高压水除鳞箱除鳞后采用两阶段轧制法进行轧制，第一阶段在980℃以上轧制开坯，中间坯厚度t0不低于2.5倍成品厚度；
（4）第二阶段在不高于tnr-0.45×t0（mm）℃的温度下进行轧制，单道次压缩变形比按≥10%控制，其中tnr=887+464×c+890×ti+363×al-357×si+6445×nb-644×nb1/2+(732×v-230×v1/2；
（5）钢板轧制后快速进入“ufc+acc”联合冷却装置进行冷却；并控制入水温度≥780℃，冷却速度≥25℃/s，返红温度≤350℃。利用自身设备优势，在冷却过程中，通过合理调节超快冷设备及层流冷却设备集管数量、水量、辊道速度及加速度，可以达到“大冷速、冷却均匀、钢板横纵向温差小、钢板表面质量好”的目的。
（6）钢板水冷结束后,空冷至室温，再进入热处理炉中进行回火热处理。回火保温温度范围控制在500-650℃，回火保温时间为（2.0-3.0min）×成品钢板厚度（mm）。
本发明主要合金元素作用和范围说明如下：
c：保证钢板淬透性的重要元素，可显著提高钢材的强度，但对韧性、塑性、冷成型性及焊接性能不利。在综合考虑强韧性能及焊接性的情况下，本发明c含量为0.13-0.16%；
mn：钢中重要的固溶元素，可以提高钢的强度，提高淬透性，同时降低贝氏体转变温度，促进组织细化，mn含量过高，对焊接及韧性不利，本发明mn含量为1.65-1.80%；
nb：显著抑制奥氏体再结晶，扩大未再结晶区，为实施未再结晶区控制轧制提供了很宽的温度窗口，利于钢板在较低的温度下轧制以提高奥氏体内部位错密度，在随后的冷却过程中形成细化组织，本发明nb含量为0.02-0.04%；
mo：与b元素共同作用，推迟先共析铁素体相变，增加钢的淬透性和淬硬性，促进细小的贝氏体或贝氏体+马氏体形成，是高强钢中必要的合金元素。本发明mo含量为0.20-0.30%；
b：可以显著提高钢材淬透性，是高强钢常见的添加强化元素，以固溶状态存在于钢中才能发挥作用。本发明b含量为0.0010-0.0025%；
ti：强碳氮化物形成元素，可以固定钢中的n，使b以固溶状态存在于钢中，以抑制平衡转变，同时tin可以抑制奥氏体晶粒长大。本发明中ti含量为0.008-
0.025%；
al：强脱氧元素和细化奥氏体的元素，本发明中添加其是为了保障ti的元素在钢中的收得率，本发明中alt含量为：0.020-0.060%。
cev：本发明中，有效元素除上述元素外，也可以添加cu和ni元素。在本发明中，需要保障cev=c+mn/6+（cr+mo+v)/5+（ni+cu）/15在0.47%到0.50%之间，低于0.47%，则屈服及抗拉强度容易不足，高于0.50%，影响焊接性能及韧性。
本发明主要制造工艺参数控制的原因如下：
本发明含有较高的nb\ti等强碳化物形成元素，控制均热温度在1180-1250℃，均热时间在0.15-0.20min/mm，是为了使这些元素的析出相充分固溶到奥氏体中，以使其在第二阶段轧制中抑制再结晶的作用充分发挥，为获得最终的细晶和亚结构组织作准备。低于所选定的温度和时间下限，固溶将不充分，影响最终钢板强度；高于所选定的时间和温度上限，则钢坯氧化严重，且易产生晶粒长大风险，不利于钢板韧性控制。
本发明通过采用两阶段轧制法进行轧制，第一阶段在980℃以上轧制开坯，是期望此阶段在完全再结晶区完成变形，获得均一的原始奥氏体晶粒。第一阶段低于980℃变形，容易发生混晶现象，对最终产品的韧性不利。
本发明中中间坯厚度t0不低于2.5倍成品厚度，是为了使在第二阶段的未再结晶区累计变形量≥60%，使奥氏体晶粒进一步细化，位错密度增加，为最终的相变强化创造所需的条件。
本发明第二阶段需要完全在奥氏体未再结晶区即tnr以下轧制，以获得变形奥氏体和累积尽可能大的位错密度，待温后中间坯心部温度和表面温度之差大约为0.45×t0（mm）℃，因此控制在tnr-0.45×t0（mm）℃的温度下进行第二阶段的轧制，可保障全断面均在变形后较长时间不发生再结晶，从而为最终的组织状态均匀一致创造条件。本发明中tnr=887+464×c+890×ti+363×al-357×si+6445×nb-644×nb1/2+(732×v-230×v1/2。
本发明中第二阶段的单道次压缩变形比按10-20%控制，目的是也是使整个断面协同变形，位错累积密度趋于一致。低于10%，内部组织的奥氏体变形状态和表面的差异大；高于20%，影响最终的组织转变一致性。
本发明中钢板轧后需快速入水冷却，控制入水温度≥780℃，冷却速度≥25℃/s是为了获得贝氏体转变所需的足够的过冷度，最大程度抑制先共析铁素体转变，促进组织中的贝氏体及马氏体比例提升，提高轧态的屈服强度及抗拉强度。入水温度低于780℃，以及冷却速度低于25℃，强度有不足的风险。
本发明中需控制返红温度在≤350℃，是为了得到足够细化的板条贝氏体及少量马氏体组织，为后续回火处理提供良好的组织基础，温度高于350℃，获得的贝氏体组织比例降低，板条宽度细化程度不足，将使钢板强度不足，韧性变差。
钢板的回火保温温度范围控制在580~650℃，回火保温时间为（2.0-3.0）min×成品钢板厚度（mm）。目的是控制回火过程中细小碳化物的析出，降低强度损失；同时马氏体分解，韧性得到一定改善。回火保温温度低于500℃以及保温时间低于2.0min/mm，钢板的韧性不足，强度偏高。回火保温温度高于650℃，强度明显不足。
本发明与现有技术不同之处在于本发明取得了如下技术效果：
采用控轧控冷+回火方式生产屈服强度≥960mpa超高强度钢板，较常规的调质工艺工序简单，生产流程短，工序成本低；碳当量控制在≤0.50%，焊接敏感性低；同时不采用cr、v、cu、ni等微合金化元素，合金成本低。
具体实施方式
实施例1
轧制钢板成品厚度为15mmq960e超高强钢，其化学成分（wt%）如下：c：0.14%，si：0.25，mn：1.66%，p：0.015%，s：0.002%，alt：0.032%，nb：0.030%，ti：0.013%，mo：0.18%，b：0.0016%，cev：0.46%，余量为fe和不可避免杂质元素，其生产工艺包含转炉冶炼、lf炉精炼、连铸、轧制、水冷及回火处理工序。钢水冶炼浇铸连铸坯厚度为250mm，钢坯进入蓄热式加热炉再加热到1200℃，在均热段保温时间为40min，进入粗轧机开轧温度为1020℃，经展宽及纵向轧制，中间坯厚度为70mm，粗轧终轧温度为995℃，进入精轧机开轧温度为923℃，有效变形道次为6道，单道次压缩变形比为10~20%，精轧终轧温度为840℃，轧制结束后立即进入控冷装置冷却，开冷温度为792℃，冷却速度30℃/s，返红温度为200℃，钢板经矫直后冷却至室温。随后钢板进入热处理炉中进行回火处理，回火温度为650℃，保温时间为30min，出炉后在空气中自然冷却至室温。此成分及工艺下，钢板综合力学性能见下表1所示。
实施例2
轧制钢板成品厚度为22mmq960e超高强钢，其化学成分（wt%）如下：c：0.15%，si：0.28%，mn：1.70%，p：0.018%，s：0.003%，alt：0.045%，nb：0.028%，ti：0.012%，mo：0.23%，b：0.0014%，cev：0.48%，余量为fe和不可避免杂质元素，其生产工艺包含转炉冶炼、lf炉精炼、连铸、轧制、水冷及回火处理工序。钢水冶炼浇铸连铸坯厚度为250mm，钢坯进入蓄热式加热炉再加热到1195℃，在均热段保温时间为38min，进入粗轧机开轧温度为1012℃，经展宽及纵向轧制，中间坯厚度为75mm，粗轧终轧温度为988℃，进入精轧机开轧温度为886℃，有效变形道次为6道，单道次压缩变形比为10~20%，精轧终轧温度为852℃，轧制结束后立即进入控冷装置冷却，开冷温度为815℃，冷却速度28℃/s，返红温度为220℃，钢板经矫直后冷却至室温。随后钢板进入热处理炉中进行回火处理，回火温度为580℃，保温时间为45min，出炉后在空气中自然冷却至室温。此成分及工艺下，钢板综合力学性能见下表1所示。
实施例3
轧制钢板成品厚度为30mmq960e超高强钢，其化学成分（wt%）如下：c：0.16%，si：0.32%，mn：1.68%，p：0.012%，s：0.004%，alt：0.03%，nb：0.025%，ti：0.016%，mo：0.24%，b：0.0013%，cev：0.49%，余量为fe和不可避免杂质元素，其生产工艺包含转炉冶炼、lf炉精炼、连铸、轧制、水冷及回火处理工序。钢水冶炼浇铸连铸坯厚度为250mm，钢坯进入蓄热式加热炉再加热到1208℃，在均热段保温时间为45min，进入粗轧机开轧温度为1004℃，经展宽及纵向轧制，中间坯厚度为80mm，粗轧终轧温度为991℃，进入精轧机开轧温度为864℃，有效变形道次为6道，单道次压缩变形比为10~20%，精轧终轧温度为851℃，轧制结束后立即进入控冷装置冷却，开冷温度为820℃，冷却速度25℃/s，返红温度为150℃，钢板经矫直后冷却至室温。随后钢板进入热处理炉中进行回火处理，回火温度为500℃，保温时间为60min，出炉后在空气中自然冷却至室温。此成分及工艺下，钢板综合力学性能见下表1所示。
表1钢板综合力学性能
以上实施例仅是对本发明的详细说明，并不代表本发明所限定的权利保护范围，本发明的权利保护范围以权利要求书为准。