一种超高强度装甲钢板及其制造方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及装甲钢板制造，尤其是指一种超高强度装甲钢板及其制造方法。
【背景技术】
[0002] "超高强度钢"一般指屈服强度在1370MPaW上及抗拉强度在1620MPaW上的合金 钢。按其合金化程度和显微组织分为低合金中碳马氏体强化超高强度钢、中合金中碳二次 沉淀硬化型超高强度钢、高合金中碳Ni-Co型超高强度钢、超低碳马氏体时效硬化型超高 强度钢、半奧氏体沉淀硬化型不镑钢等。超高强度钢宜用于制造装甲防护的钢板。
[0003] 金属材料的最重要的强化机制主要有；热处理强化和形变强化。
[0004] 热处理强化是通过钢材的重新加热、保温和冷却，改变内部组织或者析出强化相 来来获得强度和硬度的提高。热处理强化可W分为珠光体强化、贝氏体强化和马氏体强化。 珠光体实际上是片状渗碳体和铁素体的机械混合物，珠光体组织的尺寸决定了珠光体强化 的效果。珠光体组织越细小，则强度硬度提高越明显。但珠光体组织在提高强度硬度指标 的同时，造成初脆转变温度上升和冲击初性的降低。使得金属材料硬而脆，不适合加工和成 型。
[0005] 贝氏体强化是通过将钢材加热到奧氏体状态，并且在较低温度下进行等温转变， 形成含碳量有一定饱和程度的铁素体和及其分散的渗碳体的机械混合物。贝氏体的强度硬 度和初性主要由形成温度、铁素体晶粒大小、铁素体片层间距、碳化物颗粒大小及分布等决 定。上贝氏体不光强度提高不明显，而且初性降低很明显，实际生产过程必须避免该种组织 的形成。下贝氏体可W获得较高强度并保持适当的初性。但下贝氏体的强度与初性与马氏 体的强度和初性相比，仍然有较大差距。
[0006] 马氏体强化是将钢加热到奧氏体化温度区间，在快速冷却的条件下（可W有不同 的冷却手段，如空冷、风冷、油冷及水冷等），形成含碳量过饱和的固溶体。马氏体不仅有非 常高的强度而且有极好的初性，所W是一种非常好的热处理强化手段，马氏体强化原因是 碳的固溶强化，过饱和固溶体中存在的大量李晶、位错和层错。对晶粒和晶界的强化效果非 常明显。
[0007] 形变强化是另一种重要的强化方法。根据形变温度的高低，分为冷形变和热形变。 凡是低于再结晶温度的塑性变形称为冷变形，凡是高于再结晶温度的塑性变形称为热变 形。冷变形主要通过位错强化及加工硬化来提高材料的强度，对金属材料来说，冷变形强化 程度随变形量大小而变化，冷变形量越大，材料强度提升越明显，送是共性规律。热变形主 要是通过晶粒细化和增加金属致密度来达到提高强度的效果。
[0008] 专利申请号CN200910063579. 5公开了一种超高强度贝氏体装甲用钢及其制造方 法），其是通过热处理强化方法中贝氏体强化方法来制造高强度钢板，其与本发明通过马氏 体强化方法来制造高强度钢板有明显差异；其主要工艺流程为炼钢+精炼一模铸或连铸一 热社一热处理，送与本发明主要工艺流程为电炉+精炼一铸造电极一电渣一热社一退火的 生产过程也有明显差距。另外两者在成分设计上差异也较大。
【发明内容】
[0009] 本发明的目的是为了解决现有技术存在的问题，提供一种屈服强度在1370MPaW 上，抗拉强度在1620MPaW上，能够保证产品表面质量和内部质量的超高强度装甲钢板。
[0010] 本发明的另一目的是提供一种如上所述的超高强度装甲钢板的制造方法
[0011] 本发明的目的是通过W下技术方案实现的：
[0012] 一种超高强度装甲钢板，其中所述装甲钢板包含的化学元素及其成分重量百分比 为：
[0013]C;0. 50 ~0. 53%,Si;1. 65 ~1. 85%,Μη0. 20%,Cr;0. 50 ~0. 60%,Ni: 1. 80 ~2. 00 %，Mo;0. 55 ~0. 65 %，V;0. 15 ~0. 20,S《0. 005 %，P《0. 008 %，[闲： 《 0.0080%，余量为化。
[0014] 本发明的另一目的是通过W下技术方案实现的：
[0015] 一种超高强度装甲钢板的制造方法，其包含W下步骤：
[0016]S1，按照W下化学元素成分的重量百分比配备炼钢材料：
[0017]C;0. 50 ~0. 53%，Si:1. 65 ~1. 85%，Μη:《0. 20%，Cr;0. 50 ~0. 60%，Ni: 1. 80 ~2. 00 %，Mo;0. 55 ~0. 65 %，V;0. 15 ~0. 20,S《0. 005 %，P《0. 008 %，[闲： 《 0.0080%，余量为化；
[001引 S2,将所述炼钢材料一起加入电炉中烙炼成液态钢水；
[0019]S3,将步骤S2生产的钢水送入LF炉精炼；
[0020]S4,将上述LF炉内出钢的钢水送入VD炉真空精炼；
[0021]S5,对VD炉真空精炼后钢水进行德注工艺，成为钢锭；
[0022] S6,将德注的钢锭送进退火炉退火，退火工艺：
[0023] 钢锭装入退火炉后，关闭炉Π，启动热源，开始加热，加热速度控制在《8(TCA， 当炉气温度达到650-75(TC时，开始保温，并维持2-18小时，然后关闭热源，5(TCA的 冷却速度冷却到45(TCW下将物料出炉；
[0024]S7,对上述退火后的钢锭进行电渣重烙，产出电渣扁锭；
[0025] S8,将电渣扁锭社制成中间昆，电渣扁锭厚度为340-350mm，宽度为1250mm，电渣 扁锭装入室式炉进行加热，控制升温速度《12(TC/h，均热温度为1200-126(TC，均热时间 控制在120-150分钟；在炉时间控制在360-600分钟；
[0026] S9,将中间昆实施退火；
[0027]S10,将退火后的中间昆社制成钢板；将中间昆安排在步进炉加热，控制升温速度 《12(TCA，均热温度设计为1200-126(TC，在炉时间控制在200-300分钟，均热时间控制在 60-120分钟，然后社制成钢板；
[002引 S11，对钢板进行热处理，制成超高强度装甲钢板。
[0029] 所述步骤S2中的电炉采用EF炉：
[0030] 将所述步骤S1配备的炼钢材料加入EF炉中烙化材料，造渣脱氧脱硫，形成液态 钢水；在此步骤中，拉渣条件；温度T> 164(TC，磯P《0.002% ;出渣后继续添加脱氧剂 0. 5-1.OKg/t预脱氧，然后加入石灰造新渣，石灰加入量为；200-300Kg/炉，蛮石适量；出 钢条件：满足温度T> 163(TC，P《0. 003% ;出钢时钢包内加入Si-Al-Fe脱氧，加入量： 0. 5-2Kg/t〇
[0031] 所述步骤S2中的电炉采用EBT炉：
[0032] 将所述步骤S1配备的炼钢材料一起加入邸T炉中烙化材料，实现无渣出钢，形成 液态钢水；在此步骤中，出钢条件满足温度T> 163(TC，P《0. 003%，0《80化pm;出钢前定 氧，氧活度满足《SOOppm;出钢前合金元素满如下要求；C为0. 35-0. 45,Si为0. 80-1. 20， Cr为0. 30-0. 45,P《0. 005% ;出钢随钢流加SiFe，配Si至1. 00%左右，并向出钢包内加 入Si-Al-Fe;2. 5-3.OKg/t，同时随钢流加入渣料石灰200-300Kg/炉。
[003引所述步骤S3包含：
[0034]S31，LF炉精炼时，分批补加石灰100-300Kg/化一般总批次为1-3化确保炉渣 流动性良好和渣色变白；渣面脱氧采用Si化粉及C粉，Ar(氮）气压力调整到钢水不翻出 渣面为原则；
[0035]S32,钢水温度控制到1635-165(TC，倒渣70-80%，并向VD工位吊包；
[0036] 元素重量百分比的含量满足如下要求才能向VD工位吊包：
[0037]C;0. 51 ~0. 53%,Si;1. 77 ~1. 87%,Cr;0. 50 ~0. 60%,Ni;1. 90 ~2. 00%， Mo;0. 60 ~0. 65%，V;0. 15 ~0. 20,S《0. 005%，余量为化。
[003引所述步骤S4包含：
[0039]S41，抽真空至真空度66. 7化，并保持15分钟W上；
[0040]S42,保持真空度66. 7化，确保Ar流量> 7(ML/min;
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