专利名称：高抗拉强度高韧性低屈强比贝氏体钢及其生产方法
技术领域：
本发明涉及一种贝氏体钢及其生产方法，尤其是一种焊接性能优良的高抗拉强度高韧性低屈强比贝氏体钢及其生产方法。
现有技术以往，抗拉强度大于800N/mm2强度级别的钢种通常采用调质方法生产，化学元素含量高，生产周期长，碳含量和碳当量高，焊接性能差，生产成本高。
2001年北京科技大学申请了“一种用于高强度低合金钢生产的弛豫-析出-控制相变技术”，专利申请号为01115650.3，利用该RPC(弛豫-析出-控制相变)技术，可以获得超细复合组织，采用少量元素，能够获得高强度、高韧性和低成本，应用于屈服强度800N/mm2级别钢板的生产。该发明钢板的屈强比特别高，在两个实例中，分别达到0.95和0.97，如表1所示。如此高的屈强比，限制了其在某些领域的应用，如桥梁、建筑结构等，同时其Nb、Ti元素含量高，重量百分比分别为0.091、0.08，给连铸带来很大的技术难度，不利于大规模工业化生产，况且与N结合后过剩的Ti也会引起冲击韧性的降低。尽管2003年鞍山钢铁集团公司申请的“一种超低碳贝氏体钢及其生产方法”，申请号为03110973.X，其屈服强度为620N/mm2和690N/mm2两个级别所对应实例的屈强比相对下降了很多，分别为0.86和0.89，如表2所示，但只能用于生产厚度≤10mm的钢板。其应用还是受到了桥梁、建筑结构等领域的一些限制。
表1申请号01115650.3专利中的实例
表2申请号03110973.X专利中的实例
发明内容
鉴于以上有关技术的不足，本发明的目的在于提供一种低成本的抗拉强度为800N/mm2级别、屈强比在0.85以下、塑性良好、焊接性能优良、而且具有优良的冷弯成型性能的高抗拉强度高韧性低屈强比贝氏体钢及其生产方法。
本发明的目的是这样实现的，以成本低廉的Mn元素作为主要添加元素，将Cu、Mo、Ni、Nb、B等元素对贝氏体转变的作用充分联合应用，其主要化学成分含量(Wt％)为C0.015％～0.08％、Si0.26％～0.46％、Mn1.5％～1.7％、Nb0.015％～0.060％、Ti0.005％～0.03％、B0.0005％～0.003％、Mo0.2％～0.5％、Cu0.4％～0.6％、Ni0.26％～0.40％、Al0.015％～0.05％，余为Fe及不可避免的杂质。
本发明中的主要合金系为Mn-Mo-Cu-Ni-Nb-Ti-B，在生产工艺上具有以下特征冶炼工艺采用转炉冶炼，通过顶吹或顶底复合吹炼，尽可能深脱碳；采用RH或VD真空处理以及LF处理，降低有害气体O、H、N等以及S的含量；进行微合金化；然后铸坯。
轧制工艺轧制过程采用TMCP(热机械处理工艺)+RPC(弛豫-析出-控制相变)工艺。轧前加热最高温度确定在1190℃左右，以保证获得细小的奥氏体晶粒；加热温度下限为1050℃，以便能有相当量的Nb溶入奥氏体，有利于轧后冷却过程中贝氏体的形成。采用两阶段控轧，再结晶区轧制温度控制在≥1000℃；未再结晶区轧制温度控制在950℃～(Ar3+0℃～80℃)，积累变形量大于50％。轧后弛豫时间10～120s，随后加速冷却，最佳的冷却速度范围在5～40℃/S；加速冷却的停止温度控制在Bs点以下0～150℃，最佳终止冷却温度为350℃～600℃左右。之后空冷。
淬火工艺为了获得低的屈强比，本发明将空冷之后的钢板再进行加热，加热温度保证钢板组织非完全γ化，进行亚温淬火(SQ)处理，最佳淬火温度在750℃～850℃，淬火后钢板屈强比达到0.85以下。
本发明通过微合金化和控轧控冷提高钢板的屈服强度和抗拉强度，通过淬火来降低钢板的屈强比，最终实现抗拉强度为800N/mm2级别钢板的屈强比达到0.85以下，同时大大提高了钢板的低温韧性。具有生产工艺稳定，可操作性强，以及低成本、高性能等特点，适合于12mm～60mm厚度贝氏体钢板的生产。该钢种韧脆转折温度在-60℃以下，焊接工艺简化，焊接前不需预热，焊接后不需热处理，冷弯性能极好。可以广泛应用于桥梁、建筑结构、工程机械等领域。除此之外，由于Nb、Ti元素含量低给连铸生产带来了方便。
图1为本发明生产工艺中的淬火温度选择依据的示意图。
具体实施例方式
本发明的高抗拉强度高韧性低屈强比贝氏体钢是以成本低廉的Mn元素作为主要添加元素，将Cu、Mo、Ni、Nb、B等元素对贝氏体转变的作用充分联合应用，其主要化学成分含量(Wt％)为C0.015％～0.08％、Si0.26％～0.46％、Mn1.5％～1.7％、Nb0.015％～0.060％、Ti0.005％～0.03％、B0.0005％～0.003％、Mo0.2％～0.5％、Cu0.4％～0.6％、Ni0.26％～0.40％、Al0.015％～0.05％，余为Fe及不可避免的杂质。
其中具体的合金元素种类及含量的选择上分别详述如下(所有元素含量均按照重量百分比)(1)C碳对钢的强度、韧性、焊接性能冶炼成本影响很大。碳低于0.015％则强度低，碳高于0.08％，则生成组织中贝氏体减少，使强度、延伸率和韧性下降，最适宜的区间在0.015％～0.08％。本发明确定碳含量的最佳范围为0.04％～0.06％。
(2)Mn锰是提高强度和韧性的有效元素，对贝氏体转变有较大的促进作用，而且成本十分低廉，因此在本发明中最佳区间在1.5％～1.7％。
(3)B硼元素是本发明中重要的成分，它能够提高钢的淬透性，加入极微量的硼就会有明显的效果，显著推迟奥氏体向铁素体、珠光体的转变，当有Nb同时存在时，B的作用更加突出。当硼含量低于0.0005％时，提高淬透性的效果不大；当硼的含量为0.001％时，就会使钢的组织全部转变为贝氏体；高达0.003％时，淬透性达到饱和，此时可观察到Fe23(CB)6的析出；高于0.003％，淬透性下降，钢的韧性恶化，且会形成低熔点共晶体，集中于晶粒的边界，这将引起热脆性，增加热压力加工困难。故在本发明中将硼限定在0.0005％～0.003％之间。最佳区间在0.0007％～0.0020％。
(4)Nb铌是本发明的重要添加元素，它能够有效地延迟变形奥氏体的再结晶，阻止奥氏体晶粒长大，提高奥氏体再结晶温度，细化晶粒，同时改善强度和韧性；它与微量的硼元素复合作用，可以显著地提高淬透性，促进贝氏体转变。这是因为在仅添加B的情况下，轧制后常常在奥氏体晶界析出Fe23(CB)6，从而大大降低了B的作用，不能有效地延迟γ→α的转变，Nb易与C结合，防止形成Fe23(CB)6，随着Nb在钢中的溶解度增大，形成贝氏体的趋势增大。在本发明中将Nb含量限定在0.015％～0.06％范围内。
(5)Ti加入微量的钛，是为了固定钢中的氮元素，从而确保硼元素的提高淬透性效果。硼与氧、氮的亲合力较大，如果加入的微量硼与钢中的氧、氮起作用，硼的促进贝氏体转变的作用将消失。因此，必须将钢中气体尽量降低，加入足够量的铝、钛进行完全脱氧和固氮，才能充分发挥硼的有效作用。在最佳状态下，钛、氮形成氮化钛，阻止钢坯在加热、轧制、焊接过程中晶粒的长大，改善母材和焊接热影响区的韧性。钛低于0.005％时，固氮效果差，超过0.03％时，固氮效果达到饱和，过剩的钛将会使钢的韧性恶化。当钢中的Ti、N原子之比为1∶1时，TiN粒子最为细小且分布弥散，对高温奥氏体晶粒的细化作用最强，不仅可获得优良的韧性，而且能够实现30KJ/cm以上的大线能量焊接。此时相应于Ti、N重量之比为3.42，故在本发明中，结合钢中N的含量以及便于连铸的需要，将钛成分控制在0.005％到0.03％。最佳控制为Ti、N重量之比为3.42左右。
(6)Si硅是炼钢脱氧的必要元素，也具有一定的固溶强化作用，在本发明中将硅限定在0.26％～0.46％的范围内。
(7)Al铝是脱氧元素，可作为AlN形成元素，有效地细化晶粒，其含量不足0.01％时，效果较小；超过0.07％时，脱氧作用达到饱和；再高则对母材及焊接热影响区韧性有害。所以，本发明中铝含量的最佳区间在0.015％～0.050％。
(8)Mo钼有助于轧制时奥氏体晶粒的细化和微细贝氏体的生成，但添加超过0.5％时，成本提高，可焊性明显降低。因而，在本发明中钼含量的最佳区间在0.2％～0.5％。
(9)Cu铜不仅对焊接热影响区硬化性及韧性没有不良影响，又可使母材的强度提高，并使低温韧性大大提高，还可提高耐蚀性。在贝氏体钢中加入铜，可利用Cu-B的综合作用，来进一步提高钢的淬透性，促进贝氏体的形成。在合适的条件下，Cu能够沉淀析出生成ε-Cu，进一步使基体强化；但Cu含量高时钢坯加热或热轧时易产生裂纹，恶化钢板表面性能，必须添加适量的Ni以阻止这种裂纹的产生。在本发明中将铜含量控制在Cu0.4％～0.6％之间。
(10)Ni镍对焊接热影响区硬化性及韧性没有不良影响，又可使母材的强度提高，并使低温韧性大大提高。其为贵重元素，导致钢的成本大幅度上升，经济性差。在本发明中添加Ni元素的目的主要是阻止含Cu量高的钢坯在加热或热轧时产生裂纹的倾向。故在本发明中将Ni含量控制在Ni0.26％～0.40％之间。
(11)钢中的杂质元素的上限控制在P≤0.02％，S≤0.01％，以提高钢的韧性。最好N≤0.006％，以避免形成硼的氮化物，使硼的淬透性失效，钢质越纯净效果更佳。
本发明中的主要合金系为Mn-Mo-Cu-Ni-Nb-Ti-B，具体生产工艺如下冶炼工艺采用转炉冶炼，通过顶吹或顶底复合吹炼，尽可能深脱碳；采用RH或VD真空处理以及LF处理，降低有害气体O、H、N等以及S的含量，并进行微合金化；Ca处理，结合钢中S含量和出钢量，喂Si-Ca线2～7m/吨钢，控制硫化物形态，提高延性和韧性，减小钢板横向和纵向性能差；连铸采用电磁搅拌；轧制工艺轧制过程采用TMCP+RPC工艺。轧前加热最高温度确定在1190℃左右，以保证获得细小的奥氏体晶粒；加热温度下限为1050℃，以便能有相当量的Nb溶入奥氏体，有利于轧后冷却过程中贝氏体的形成。采用两阶段控轧，再结晶区轧制温度控制在≥1000℃；未再结晶区轧制温度控制在950℃～(Ar3+0℃～80℃)，积累变形量大于50％。轧后弛豫时间10～120s，随后加速冷却，最佳的冷却速度范围在5～40℃/S；加速冷却的停止温度控制在Bs点以下0～150℃，最佳终止冷却温度为350℃～600℃左右。之后空冷。
淬火工艺为了获得低的屈强比，本发明将空冷之后的钢板再进行加热，加热温度保证钢板组织非完全γ化，进行亚温淬火处理，最佳淬火温度在750℃～850℃，淬火后钢板屈强比达到0.85以下，同时低温韧性明显改善；最佳淬火温度的选择依据如图1所示。
根据本发明的生产工艺，冶炼轧制本发明的钢种实际化学成分如表3，本发明实物性能检验结果及淬火前后效果的对比如表4。
从表4中数据可以看出，该钢种在淬火前其屈服强度和抗拉强度均在800N/mm2以上，通过淬火后屈服强度大幅度下降，屈强比降低到0.85以下，同时-20℃AKV大大提高，使得该钢种具有高强度、高韧性、冷弯性能优良等特点，加之化学成分设计采用了低的含碳量，焊接性能极其良好，使该钢种成为综合性能十分优良的、用途十分广泛的高强度钢种。
表3、本发明钢种的冶炼成分实例
表4、本发明的效果及对比
权利要求
1.一种高抗拉强度高韧性低屈强比贝氏体钢，其特征在于主要化学成分含量(Wt％)为C0.015％～0.08％、Si0.26％～0.46％、Mn1.5％～1.7％、Nb0.015％～0.060％、Ti0.005％～0.03％、B0.0005％～0.003％、Mo0.2％～0.5％、Cu0.4％～0.6％、Ni0.26％～0.40％、Al0.015％～0.05％，余为Fe及不可避免的杂质。
2.一种用生产权利要求1所述的高抗拉强度高韧性低屈强比贝氏体钢的方法，其特征在于冶炼工艺采用转炉冶炼、真空处理及LF处理，并进行微合金化；然后铸坯；轧制工艺轧制过程采用TMCP+RPC工艺，轧前加热最高温度确定在1190℃左右，加热温度下限为1050℃；采用两阶段控轧，再结晶区轧制温度控制在≥1000℃，未再结晶区轧制温度控制在950℃～(Ar3+0℃～80℃)，积累变形量大于50％；轧后弛豫时间10～120s，随后加速冷却，最佳的冷却速度范围在5～40℃/S，加速冷却的停止温度控制在Bs点以下0～150℃，最佳终止冷却温度为350℃～600℃左右；之后空冷；淬火工艺将空冷之后的钢板再进行加热，加热温度保证钢板组织非完全γ化，进行亚温淬火处理，最佳淬火温度在750℃～850℃。
3.根据权利要求2所述的高抗拉强度高韧性低屈强比贝氏体钢的生产方法，其特征在于冶炼工艺中还采用Ca处理，结合钢中S含量和出钢量，喂Si-Ca线2～7m/吨钢。
4.根据权利要求2所述的高抗拉强度高韧性低屈强比贝氏体钢的生产方法，其特征在于铸坯选用连铸并采用电磁搅拌。
全文摘要
本发明提供了一种高抗拉强度高韧性低屈强比贝氏体钢及其生产方法，主要化学成分含量(Wt％)为C 0.015％～0.08％、Si 0.26％～0.46％、Mn 1.5％～1.7％、Nb 0.015％～0.060％、Ti 0.005％～0.03％、B 0.0005％～0.003％、Mo 0.2％～0.5％、Cu 0.4％～0.6％、Ni 0.26％～0.40％、Al 0.015％～0.05％，余为Fe及不可避免的杂质。采用TMCP+RPC+SQ方法进行生产，可实现抗拉强度为800N/mm
文档编号C22C33/00GK1786246SQ20041009679
公开日2006年6月14日 申请日期2004年12月8日 优先权日2004年12月8日
发明者于功利, 贺信莱, 侯华兴, 郝森, 赵素华, 尚成嘉, 张万山, 丛津功, 马玉璞, 王泽林, 杨善武 申请人:鞍山钢铁集团公司, 北京科技大学