专利名称：具有出色低温韧性的高强度钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及一种能够用于管道、建筑结构、离岸建筑物等的钢板，以及其制造方 法，更具体地说，本发明涉及由于具有出色的低温韧性而能够在恶劣环境下稳定使用的高 强度钢板，以及其制造方法。
背景技术：
为提高管道的运行效率，需要以增加的每小时量运输石油或气体。为此，不可避 免地需要确保钢具有高强度。另外，还需要确保钢具有低温韧性，因为石油和气体采掘 (diggings)会逐渐扩展至低温区域。由于对大型结构如建筑结构和离岸建筑物的需要日益增加，并且操作条件(操作 温度、连接结构等)的恶劣情况越来越严重，因此对具有高强度和高韧性的钢的需求也已 逐渐增加。为促进钢强度的改进，现有技术中已提出同时提高钢板的硬度和强度的技术，包 括添加提高淬透性的元素，从而在冷却步骤中形成一个低温转变相。但是，所提出的该技 术的问题在于当钢板内部形成低温转变微观结构如马氏体时，钢板的韧性可能会由于其 内部残余应力的作用而严重劣化。也即，由于钢板具有两种不相容的物理特性，即强度和韧 性，本领域已经公认钢的韧性随强度而降低。自此，人们不断地尝试提供一种具有高韧性的高强度钢。由于这些努力，热机械控 制法(TMCP)得以问世，并被用于具有高韧性的高强度钢中。TMCP是通过控制轧制压下率(reduction ratio by rolling)和轧制温度来制造 具有期望的物理特性的钢板的方法的总称。此处，TMCP的条件可由期望的物理特性决定。 由此，TMCP通常被分为两个步骤在高温和严格条件下进行的受控轧制过程和在合适冷却 速率下的加速冷却过程。使用TMCP获得的钢板在钢板内部可含有细晶粒，或者根据TMCP的条件而具有期 望的微观结构。因此，从理论上讲，容易地控制钢板的物理特性以获得期望的特性是可能 的。为通过TMCP的加速冷却过程制造具有期望强度的钢板，需要在钢板中形成硬质 微观结构，如现有技术中所述。因此，仍需要添加提高淬透性的合金元素，从而形成硬质微 观结构形式的低温转变微观结构。这种提高淬透性的元素的问题在于由于其非常昂贵，因此会使制造成本增加。因 此，在高强度钢的领域人们热切地尝试增加钢的强度。另外，人们不断地尝试确保钢的低温 韧性。通常，TMCP的轧制过程根据精轧温度和起始冷却温度被广泛地分为两种方法。首 先，一种是单相区轧制法，其中精轧温度和冷却在高于Ar3温度下进行，所述Ar3温度下奥氏 体转变成铁素体微观结构；另一种方法是双相区轧制法，其中精轧温度和冷却在低于Arj^ 度下进行。
单相区轧制法的优点在于，在轧钢机设备上的负载低，这是因为单相区轧制法的 轧制温度高于双相区轧制法的轧制温度，并且，因为单相区轧制法的轧制时间比双相区轧 制法的轧制时间短，可降低制造成本。但是，单相区轧制法有很多问题，即需要添加具有出 色淬透性的昂贵的合金元素来提高钢的强度，这是因为在冷却期间可能会形成转变微观结 构，但添加合金元素会对制造成本带来沉重负担，并且在所制备的钢板的内部会在冷却过 程中出现不均勻的转变，这引起钢板的平整度较差。相反，由于在轧制过程期间奥氏体会向铁素体转变，因而加入的淬透性元素的量 微乎其微，因此双相区轧制法不会具有由于加入合金元素所造成的与成本增加相关的问 题，但是，由于轧制温度低，轧钢机设备上的负载高，并且制造成本可能会由于制造时间长 而增加。通过对常规TMCP的实际应用，现有技术中已提出多种制造结构钢的方法。例如， 一种制造具有贝氏体或马氏体微观结构作为低温转变相的钢的技术，包括在刚好高于Ar3 温度的温度下轧制钢，以及对轧制的钢加速冷却至接近150至500°C。但是，这种技术的问题在于，由于轧制钢中的多边形铁素体可能会根据初始冷却 速率形成，因此不容易根据合金组分实现合适的冷却速率。另外，由于钢在至多刚好高于 Ar3温度的温度下轧制，因此会向轧钢机设备施加负载，同时会延长轧制时间，这会引起高 的制造成本。作为另一种替换方法，有一种确保钢具有足够的低温韧性同时采用常规TMCP的 技术，例如还包括在低于Ac1R变温度(该温度下铁素体转变成奥氏体)下对钢板进行回 火。但是，这种技术还应包括为使钢板在冷却之后回火而进行的加热操作。因此，该技 术依然有钢生产中的能量增加的问题，并且由于额外的回火步骤导致制造成本较高。因此，对一种能够解决上述问题的用于制造钢板的开创性的稳定方法一直具有需 求。
发明内容
技术问题本发明设计用于解决现有技术中的问题，因此，本发明的一个目的是提供一种具 有出色特性如强度和低温韧性的钢板，其能够通过缩短轧制时间和无需添加昂贵合金元素 来减少制造成本。另外，本发明的另一个目的在于提供一种制造本发明的一个示例性实施方案中的 钢板的方法。技术方案本发明的一个方面提供一种具有出色低温韧性的高强度钢板。本发明中，高强度 高韧性的钢板含有碳(C) 0. 03-0. 10重量％，硅(Si) 0. 1-0. 4重量％，锰(Mn) :1.8重 量％或更低，镍(Ni) 1.0 重量％或更低，钛(Ti) :0. 005-0. 03 重量％，铌(Nb) 0. 02-0. 10 重量％，铝(Al) :0. 01-0. 05 重量％，钙(Ca) :0. 006 重量％或更低，氮(N) :0· 001-0· 006 重 量％，磷⑵0. 02重量％或更低，硫⑶0. 005重量％或更低，以及余量的铁(Fe)和其他 不可避免的杂质。
这样钢板的微观结构可具有针状铁素体和贝氏体作为主要的微观结构，且具有奥 氏体/马氏体(M&A)作为第二相，针状铁素体的晶粒尺寸范围为ΙΟμπι(微米)或更小(不 包括0(μπι))，且贝氏体的板条束尺寸(packet size)范围为5 μ m(微米)或更小(不包括 0 ( μ m)) ο另外，奥氏体/马氏体组元(M&A)可具有10%或更小(不包括0% )的面积分数。 本发明中，高强度钢板的屈服强度可在500-650MPa的范围内，并且-40°C下的夏氏冲击吸 lBt倉泛(Charpy impact-absorbed energy) "SJ为 300J本发明的一个方面提供一种制造高强度高韧性的钢板的方法。本发明中，该方 法包括在1050至1180°C下加热钢坯，其中所述钢坯含有碳(C) 0. 03-0. 10重量％，硅 (Si) 0. 1-0. 4重量％，锰(Mn) 1.8重量％或更低，镍(Ni) 1.0重量％或更低，钛(Ti) 0. 005-0. 03 重量％，铌(Nb) :0·02-0· 10 重量％，铝(Al) :0. 01-0. 05 重量％，钙(Ca) 0. 006 重量％或更低，氮(N) :0. 001-0. 006重量％，磷(P) :0. 02重量％或更低，硫(S) :0· 005重 量％或更低，以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质；在奥氏体重结晶的第一温度范 围内将所述加热的钢坯第一热轧一次或多次(第一轧制步骤)；在奥氏体不发生重结晶且 高于Ar3的稍低于第一温度范围的第二温度范围内，将经第一热轧的钢板第二热轧一次或 多次，以制备精轧的钢板(第二轧制步骤)；将精轧的钢板冷却至300-600°C (加速冷却操 作)；以及空气冷却或将冷却的热轧钢板保持在室温下。这里，第一轧制步骤中的压下率可在20-80%的范围内，第二轧制步骤中的压下率 可在60-80%的范围内。另外，加速冷却过程可含有两个步骤第一个步骤为以30-60°C / 秒的冷却速率将精轧的钢板冷却至贝氏体转变起始温度(Bs)和Arj^度之间(第一冷却 步骤)；将经第一冷却的热轧钢板以10-30°C /秒的冷却速率冷却至300-600°C (第二冷却 步骤)。有益效果如上文所述，本发明的一个示例性实施方案的钢板以及钢板的制造方法可用于高 效能地制造能够确保出色性能如高强度和高韧性的结构钢，因为针状铁素体和贝氏体有效 地在钢板中形成，而未添加昂贵的合金元素，如Mo。
图1是示出一种常规的钢板制造方法中以及本发明的一个示例性实施方案的钢 板制造方法中的冷却过程的示意图标记A代表常规的冷却方法，标记B代表本发明的冷却 方法。图2是用光学显微镜拍摄的本发明的钢Al的照片，其具有针状铁素体和贝氏体作 为主要的微观结构。图3是用扫描电子显微镜拍摄的本发明的钢Al中作为主要微观结构的针状铁素 体的照片。图4是用扫描电子显微镜拍摄的本发明的钢Al中作为主要微观结构的贝氏体的 照片。
具体实施例方式下文中将更详细地描述本发明的示例性实施方案。为解决上述现有技术中的问题，本发明人已发现可通过采用单相区轧制法来形成 具有出色强度和韧性的钢板的微观结构，从而缩短制造时间和提高钢板强度，其中所述方 法被用来增加初始冷却速率。因此，本发明基于上述事实完成。下文中，将依次更详细地描述为达到上述目的的本发明的各个条件，如钢板的组 成、亚结构和制造方法。(组成)根据本发明的一个示例性实施方案，钢板的组成被限定成可使钢板具有足够的强 度和焊接韧性。碳(C)0. 03-0. 10 重量％碳(C)是一种最有效的通过固溶强化而强化焊接金属和基体的元素，其也提供 沉淀强化，主要通过形成小的碳化铁(渗碳体)、铌的碳氮化物[Nb (C，N)]、钒的碳氮化物 [V(C, N)]和Mo2C的晶粒或沉淀(碳化钼的一种形式)而实现。此外，Nb的碳氮化物可通 过使奥氏体晶粒细化而用于同时提高钢板的强度和低温韧性，所述细化通过在热轧过程中 延迟奥氏体重结晶和抑制晶粒生长来实现。碳也增加淬透性，即增加冷却期间在钢中形成更硬和更强的微观结构的能力。当 C的含量小于0. 03重量％时，不能获得这些作用，而当C的含量超过0. 1重量％时，钢在现 场焊接后通常易于冷裂，并且易于降低钢板及其焊接HAZ的韧性。硅(Si)0. 1-0. 4 重量％硅(Si)的作用是帮助Al使熔化的钢脱氧，并用作一种固溶强化元素。因此，Si的 加入量为0. 1重量％或更多。相反，当Si以大于0.4重量％的含量添加时，在轧制过程中 会由Si形成红锈，因此钢板的表面形状不佳，且钢板的现场可焊性以及其焊接热影响区的 韧性会劣化。但是，不需要加入Si来使熔化的钢脱氧，因为Al或Ti也具有脱氧作用。锰(Mn) 1.8重量％或更低锰(Mn)是一种在固溶强化钢方面有效的元素。因此，加入Mn来增加钢的强度，这是 由于其具有提高钢的淬透性的作用。但是，当Mn以大于1. 8重量％的含量添加时，在钢制造过 程的板坯成型操作期间，中心偏析可得到加剧，并且钢的韧性可受到劣化。此外，过量添加Mn使 得钢的淬透性过分提高，这会引起现场可焊性较差，并因此使辉接热影响区的韧性劣化。镍(Ni) 1.0重量％或更低镍(Ni)是一种能提高低碳钢的物理特性而不会不利地影响低碳钢的原位可焊性 和低温韧性的元素。具体而言，Ni用于形成少量的硬相，如马氏体-奥氏体组元，与Mn和 Mo组分相比，已知其会降低低碳钢的低温韧性，以及提高焊接热影响区的韧性。另外，Ni用于抑制在连续成型和热轧过程期间加入Cu的钢中产生的表面裂纹的 出现。但是，M非常昂贵，并且过量添加M可能会使焊接热影响区的韧性劣化。因此，加 入的Ni的上限被设定为约1. 0重量％。钛(Ti)0. 005-0. 03 重量％钛(Ti)通过形成Ti氮化物细颗粒(TiN)有助于晶粒的细化，从而抑制奥氏体晶 粒在板坯再加热期间的粗糙分布。此外，TiN通过从熔化的钢中除去N而用于提高钢的韧性，以及防止奥氏体晶粒在焊接热影响区的粗糙分布。为充分除去N，Ti以比所加入的N高 出3. 4倍的含量加入。另外，Ti是一种可用于增强基体金属和焊接热影响区的强度并使基体金属和焊接 热影响区的晶粒细化的元素。因此，Ti的作用是抑制晶粒在轧制过程之前的加热过程中的 生长，因为其在钢中以TiN形式存在。此外，与氮反应后仍残余的Ti被熔化进钢中，并与碳 结合形成TiC沉淀。这样，所得的TiC沉淀足够精细从而提高钢的强度。具体而言，当所加入的Al的含量非常低时，Ti形成Ti氧化物，其用作焊接热影响 区中的晶粒内的针状铁素体的成核位点。为通过TiN沉淀抑制奥氏体晶粒的生长并形成 TiC沉淀从而增强钢的强度，Ti应以至少0. 005重量％的含量加入。同时，当所加入的Al的含量超过0. 03重量％时，形成具有粗糙微观结构的Ti的 氮化物并其被Ti的碳化物过分固化，这不利地影响了钢的低温韧性。另外，当钢板被焊接 以制造钢管时，钢板被骤然加热至其熔点，从而将TiN溶解入固溶体中，这引起焊接热影响 区韧性的劣化。因此，所加入的Ti的上限含量被设定为0. 03重量％。铌(Nb)0. 02-0. 10 重量％铌(Nb)的作用是通过细化奥氏体晶粒来同时提高钢的强度和韧性。在热轧过程 期间形成的Nb的碳氮化物通过延迟奥氏体重结晶和抑制晶粒的生长来细化奥氏体晶粒。 具体而言，已知当Nb与Mo —起加入时，Nb能延迟奥氏体重结晶和改进奥氏体晶粒的细化， 并通过沉淀强化和淬透性提高而具有固溶强化作用。为获得这些效果，根据本发明的一个示例性实施方案，Nb以0. 02重量％或更高的 含量存在。具体而言，Nb可提高奥氏体未重结晶温度(Tnr)，从而提高轧制温度。因此，Nb 更优选地以0. 035重量％或更高的含量存在，以降低制造成本。但是，当Nb以大于0. 10重量％的含量添加时，难以预计到钢的强度和韧性方面有 进一步提高，并且因为奥氏体未重结晶温度由于Nb碳氮化物的过度沉淀而极大增加，材料 的各向异性和制造成本会较高，且焊接热影响区的可焊接性和韧性会受到不利的影响。铝(Al)0. 01-0. 05 重量％通常，添加铝(Al)的目的是使钢脱氧。另外，焊接热影响区的韧性可通过细化微 观结构和从焊接热影响区的粗糙晶粒区除去N而提高。因此，以0. 01重量％的含量加入 Al。但是，当所加入的Al的含量大于0. 05重量％时，可能形成铝的氧化物(Al2O3)从 而降低基体金属和焊接热影响区的韧性。另外，脱氧可通过加入Ti和Si进行。因此，Al不 是必须加入的。钙(Ca) :0. 006重量％或更低钙(Ca)被广泛地用于控制MnS夹杂物的形状以及提高钢的低温韧性。但是，当Ca 以过量的含量加入时，形成大量的彼此结合的CaO-CaS，从而形成粗夹杂物。为防止钢的洁 净水平降低并且提高钢的现场可焊性，Ca的上限被限定至0. 006重量％。氮(N):0. 001-0. 006 重量％氮(N)的作用是抑制奥氏体晶粒在板坯的加热期间生长，TiN沉淀的作用是抑制 奥氏体晶粒在焊接热影响区的生长。但是，过量添加N会促使在板坯的表面形成缺陷，且存 在溶解的氮会导致基体金属和焊接热影响区的韧性劣化。
磷(P) 0. 02重量％或更低磷⑵与Mn结合以形成非金属夹杂物。本发明中，由于所得的非金属夹杂物引起 钢的脆化，因此需要积极地降低P的含量。但是，当P的含量降低至限度值时，钢的制造方 法的负载会显著增加，而当P的含量小于0. 02重量％时，不会引起钢的严重脆化。因此，Ti的上限被设定为0. 02重量％。硫(S) :0.005重量％或更低硫(S)是一种与Mn结合以形成非金属夹杂物的元素。本发明中，所得的非金属夹 杂物引起钢的脆化和红脆性。与组分P类似，考虑到钢的制造过程的负载，S的上限被限定 至0. 005重量％。其他组分本发明设计通过使用冷却速率来克服与钢的淬透性相关的问题，而不是添加一种 具有提高冷却容量的作用的合金元素。因此，本发明基于一个事实，即不添加能够提高钢的 淬透性的代表性元素，如Mo、Cr和V。但是，当钢产品的装配限制使得其难于达到本发明的 一个示例性实施方案所要求的冷却速率时，可以添加痕量的提高淬透性的元素。(微观结构)在下述优选的条件下，应进一步限定微观结构的种类和形状，所述优选条件即具 有上述组成和含量的钢板被制造成具有出色平整性的高强度、高韧性的钢板。也即，本发明中所提出的钢板的亚结构具有由针状铁素体和贝氏体微观结构组成 的主要微观结构，并且还具有诸如奥氏体/马氏体(M&A)微观结构的第二相微观结构。本发明中，针状铁素体的晶粒大小与贝氏体的板条束尺寸是对钢的冲击韧性具有 显著影响的主要因素。因此，该主要因素越小，钢的冲击韧性越好。根据本发明的一个示例 性实施方案，针状铁素体的晶粒大小被限定至最高为10 μ m(微米)，并且贝氏体的板条束 尺寸被限定在最高为5 μ m (微米)。当作为除主要结构以外的第二相结构的奥氏体/马氏体(M&A)过量地分布在钢板 微观结构中时，奥氏体/马氏体(M&A)可能是钢的韧性降低的主要原因。因此，奥氏体/马 氏体(M&A)的含量限定在10%或更低，基于钢板中微观结构的面积分数计。具有该组分体系以及微观结构的本发明的一个示例性实施方案的钢板可具有 500-650MPa的屈服强度，并且显示出_40°C的夏氏冲击吸收能为300J或更高。(制造方法)—般而言，制造本发明的一个示例性实施方案的钢板的方法包括加热板坯；在 奥氏体重结晶的第一温度范围内将加热的板坯热轧至少一次或多次；在低于奥氏体重结 晶温度的温度下将经热轧的板坯精轧至少一次或两次；将精轧的钢板在两个冷却步骤中冷 却，以及结束冷却。钢板用空气冷却，或者将钢板在冷却结束温度后的冷却之后保持在室温 下。下文中更详细描述了本发明一个示例性实施方案中的制造方法的各步操作。板坯加热温度1050-1180°C板坯加热过程是将钢加热以有助于随后的轧制过程，并且有助于使钢板充分地具 有期望的物理特性。因此，加热过程应在一个合适的温度范围内(取决于目的)进行。加热过程中最重要的是尽可能地防止由过高加热温度引起的晶粒的过度粗糙的
8分布，以及均勻加热板坯以使钢板中的沉淀元素可充分溶解至固溶体中。当板坯的加热温度低于1050°C时，Nb未溶解至钢的固溶体中，这使得难以获得具 有高强度的钢板。另外，晶粒被部分重结晶形成均勻的奥氏体晶粒，这使得难以获得具有高 韧性的钢板。相反，当板坯的加热温度超过1180°C时，奥氏体晶粒过度粗糙地分布，这导致 钢板中晶粒的尺寸增加，并且使钢板的韧性高度劣化。轧制条件的控制奥氏体晶粒应以一种可使钢板具有低温韧性的细的晶粒尺寸存在。这可通过控制 轧制温度和压下率来实现。本发明的特征之一在于本发明的一个示例性实施方案中的轧制 操作在两个温度区域内进行。另外，由于每个温度区域内的重结晶行为彼此不同，因此根据 温度条件设定轧制操作具有不同条件。(1)第一轧制步骤在奥氏体重结晶温度区域内的轧制压下率为20-80%板坯在奥氏体重结晶温度区域内轧制至少一次或两次或更多次，直至板坯的厚度 达到其初始厚度的20-80%。奥氏体晶粒的尺寸可通过在奥氏体重结晶温度区域内轧制而 减小。对于这些多次轧制操作，应仔细控制压下率和时间，以防止在奥氏体重结晶后奥氏体 晶粒的生长。在上述过程中形成的细的奥氏体晶粒起提高最终钢板的韧性的作用。(2)第二轧制步骤在Tm温度和Ar3温度之间的轧制压下率为60_80%第一轧制步骤之后，将板坯在奥氏体重结晶温度(Tnr)区域之间至少轧制两次。这 样，在奥氏体重结晶温度区域之间轧制的板坯被轧制直至经轧制的板坯的厚度达到其初始 厚度的60-80%。然后，板坯的轧制在高于Ar3温度(该温度下奥氏体转变成铁素体微观结 构)的温度下完成。当板坯在Tm和Ar3温度之间轧制时，晶粒破碎，并且晶粒的势能由于其内部形变 而增加。然后，当板坯冷却时，晶粒容易转变成针状铁素体和贝氏体。由于轧制终止温度增 加，钢板的制造时间变短，从而减少制造成本。这在加速冷却操作期间初始冷却速率较高时 是可能的。此外，第一冷却条件在下文中更详细地描述。第一冷却速率30°C /秒或更高冷却速率是提高钢板韧性和强度的一个重要因素。因此，冷却速率的增加会促进 钢板亚结构中的晶粒细化，从而提高钢的韧性，并且促进内部硬质微观结构的形成，以提高 钢的强度。但是，如本发明所述从奥氏体区域进行加速冷却时，冷却过程中可能会形成多边 形铁素体。因此，本发明的特征之一在于冷却速率在冷却过程开始时加速，以抑制多边形铁 素体的形成。当初始冷却速率小于30°C /秒时，会形成多边形铁素体，这使得不能确保钢的强 度和低温韧性。但是，当第一冷却速率被加速至尽管冷却起始温度较高、但第一冷却速率不 满足形成多边形铁素体的阶段时，可能形成针状铁素体和贝氏体的双相微观结构，这是本 发明中需要的微观结构。也即，当冷却速率可控制在高水平时，优选在60°C /秒的水平时，增加冷却起始温 度成为可能，这意味着钢板可在高温下轧制。因此，轧钢机设备的负载低，并且可节约由于 低轧制温度的轧制时间，这导致低制造成本。更高的冷却速率使得钢坯可显示出其更出色的效果。但是，如图1所示，已揭示出与常规冷却方法(A)相比，多边形铁素体的形成在本发明的冷却方法(B)中受到抑制。第一冷却停止温度BS至Ar3第一冷却步骤在低于Ar3温度(该温度下奥氏体转变成铁素体微观结构)且高于 贝氏体转变起始温度Bs下结束。更优选地，第一冷却步骤在BS+10°C的范围内停止，以稳定 地获得针状铁素体和贝氏体。第二冷却速率10_30°C /秒第一冷却步骤之后，以冷却速率10-30°C /秒进行第二冷却步骤，以形成针状铁素 体和贝氏体。当钢板在小于10°c /秒的速率下冷却时，残余奥氏体和M&A的量会过量地增 加，这降低了钢板的强度和韧性。因此，第二冷却速率的下限设定为10°C/秒。但是，当钢 板在大于30°C/秒的速率下冷却时，钢板会由于过量的冷却水而扭曲，这导致钢板形状控 制方面的缺陷。第二冷却停止温度300-600°C为控制钢板的亚结构，需要将钢板冷却至冷却速率的作用能够被充分表现出的温 度。当钢板冷却停止时的冷却停止温度超过600°C时，钢板的内部难于充分地形成细的晶粒 和贝氏体相。因此，冷却停止温度的上限应设定在600°C。同时，当冷却停止温度低于300°C时，冷却速率的作用可能会饱和，并且钢坯也可 由于过度冷却而扭曲。此外，钢板的冲击韧性可能由于强度的过度增加而劣化。下文中，更详细地描述本发明的以下示例性实施方案。(实施例)制备一个300mm厚的板坯，基于其组分和含量列于下表1中。然后，按照如下表2 所示的制造条件将板坯加热、轧制并冷却，以制备30mm厚的钢板。表1 (其中，Tnr和Ar3的温度单位为。C(摄氏度)，以星号(*)标记的元素的含量单位 为ppm(百万分之一份)，其它元素的含量单位为重量％ )如表1所列，已揭示出本发明的钢A至D满足本发明的所有要求，但对比的钢E 至H不满足本发明的要求。也就是说，对比的钢E的C含量过低，对比的钢F具有过高的C 含量。另外，对比的钢G具有过高的Mn含量，对比的钢H具有过高的Nb含量，对比的钢I 具有过低的Nb含量。表2 如表2中所列，已揭示出本发明的Al至Dl满足本发明的合金组成和制造条件的 所有要求，但对比的钢A2至A7具有与表1中所示的本发明的钢A相同的合金组分，满足本 发明的合金组成条件，但不满足本发明的制造条件。对比的钢El至Il通过将本发明的制 造条件应用至具有如表1所列的对比的钢E至I的合金组成的钢坯上而制造。如表2中所列，已揭示出本发明的钢Al至Dl满足本发明的所有要求。另外，还 揭示出对比的钢A2具有过高的板坯加热温度，对比的钢A3具有过低的板坯加热温度，对比 的钢A4具有非常低的第一冷却速率，对比的钢A5具有非常低的第二冷却速率，对比的钢A6 具有非常高的冷却终止温度，对比的钢A7具有非常低的冷却终止温度。采集一部分钢板并测量针状铁素体和贝氏体的分数、针状铁素体的晶粒大小和贝 氏体的板条束尺寸，所述钢板由具有如表1中所列组成的钢坯并根据表2所列的制造条 件制备得到。另外，还测定了它们的抗拉强度、抗拉特性，并通过夏氏冲击试验测定它们 在-40°C的冲击吸收能。测定结果列于下表3中。在表3中，抗拉特性和冲击吸收能是指在 与轧制方向垂直的方向(管的圆周方向)上的试验结果。另外，观察本发明的钢Al的微观结构，结果示于图2至4中。
表3 AF 针状铁素体；B 贝氏体如表3所列，已揭示出所有本发明的具有本发明中所限定的组成和制造条件的 钢显示出其期望的抗拉强度，并且它们在-40°C下的冲击吸收能也较高，为300J或更高。另外，图2是用光学显微镜拍摄的示出本发明的钢A1的针状铁素体和贝氏体的照 片，图3是用扫描电子显微镜拍摄的本发明的钢A1中的针状铁素体的照片，图4是用扫描 电子显微镜拍摄的本发明的钢A1中贝氏体的照片。如图2至4所示，已揭示出本发明中制备的本发明的钢A1具有精细的针状铁素体 和贝氏体作为主要微观结构。相反，已揭示出满足本发明的组分体系的要求但具有不同的制造条件的对比的 钢A2至A7不具有满足本发明要求的物理特性。也就是说①对于对比的钢A2，板坯加热温度过高。在这种情况下，奥氏体的晶粒大小在钢板从加热炉中取出时分布可能较粗糙。因此，奥氏体晶粒的细化甚至在奥氏体重结晶温度内 进行轧制加工之后也不能实现，这导致贝氏体的板条束尺寸增加，从而使钢板的冲击吸收 能劣化。②对于对比的钢A3，板坯的加热温度过低。在这种情况下，固溶强化作用由于存在 合金元素而稍稍表现出来，这导致了钢板的强度劣化。③对比的钢A4显示出其具有低的抗拉强度，这是因为在非常低的第一冷却速率 下形成了多边形铁素体。④对比的钢A5具有低的屈服强度和冲击吸收能，这是因为针状铁素体和贝氏体 由于非常低的第二冷却速率而未充分地形成，并且针状铁素体的晶粒尺寸以及贝氏体的板 条束尺寸分布粗糙。⑤对比的钢A6具有低的抗拉强度，因为针状铁素体和贝氏体由于非常高的冷却 终止温度而未充分地形成。⑥对比的钢A7具有高的抗拉强度，但具有低的冲击吸收能，这是因为在非常低的 冷却终止温度下形成了马氏体等。同时，上述结果还显示出对比的钢E具有出色的韧性，但其抗拉强度严重劣化，这 是因为对比的钢E中C的含量太低。对比的钢F、G和H具有令人满意的抗拉强度，但冲击 吸收能不足，因为在这些对比的钢中，各自的C、Mn和Nb的含量过高。具体而言，具有过高Nb含量的对比的钢H未显示出其由于奥氏体重结晶而对晶粒 细化的充分的作用，因为奥氏体未重结晶温度已升高至最高达1407°C。另外，对比的钢I显 示出其具有低冲击吸收能，因为由于在对比的钢I中Nb含量非常低，使得对奥氏体晶粒细 化的效果未充分实现。因此，上述实施例的结果已揭示出满足本发明对组成和制造条件的要求的钢具 有针状铁素体和贝氏体作为主要微观结构，其具有出色的物理特性，并且在成本和制造效 率方面也非常出色。
权利要求
一种高强度钢板，含有碳(C)0.03-0.10重量％，硅(Si)0.1-0.4重量％，锰(Mn)1.8重量％或更低，镍(Ni)1.0重量％或更低，钛(Ti)0.005-0.03重量％，铌(Nb)0.02-0.10重量％，铝(Al)0.01-0.05重量％，钙(Ca)0.006重量％或更低，氮(N)0.001-0.006重量％，磷(P)0.02重量％或更低，硫(S)0.005重量％或更低，以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质。
2.权利要求1的高强度钢板，其中钢板的微观结构包括针状铁素体和贝氏体作为主要 的微观结构，和奥氏体/马氏体(M&A)作为第二相。
3.权利要求2的高强度钢板，其中所述针状铁素体具有ΙΟμπι(微米)或更小(不包括 0)的晶粒尺寸，所述贝氏体具有5μπι(微米)或更小(不包括0)的板条束尺寸。
4.权利要求2的高强度钢板，其中所述奥氏体/马氏体组元(Μ&Α)具有10%或更小 (不包括0%)的面积分数。
5.权利要求1至4之一的高强度钢板，其中所述高强度钢板的屈服强度在500-650MPa 的范围内，并且-40°C的夏氏冲击吸收能为300J或更高。
6.一种制造高强度钢板的方法，该方法包括在1050至1180°C加热钢坯，其中所述钢坯含有碳(C) 0. 03-0. 10重量％，硅(Si) 0. 1-0. 4重量％，锰(Mn) 1.8重量％或更低，镍(Ni) :1.0重量％或更低，钛(Ti) :0. 005-0. 03重量％，铌(Nb) 0.02-0. 10 重量 ％，铝(Al) 0. 01-0. 05 重量 ％，钙(Ca) 0. 006 重量 ％或更低，氮(N) 0.001-0. 006重量％，磷(P) :0. 02重量％或更低，硫(S) :0. 005重量％或更低，以及余量的 铁(Fe)和其他不可避免的杂质；将加热的钢坯在高于奥氏体重结晶温度(Tnr)的温度热轧至少一次或多次(第一轧制 步骤)；将经第一热轧的钢板在Ai^PTm温度之间精轧至少一次或多次以制备精轧的钢板(第 二轧制步骤)；将精轧的钢板以30-60°C /秒的冷却速率冷却至贝氏体转变起始温度(Bs)和Ar3温度 之间(第一冷却步骤)；将第一冷却过的热轧钢板以10-30°C /秒的冷却速率冷却至300-600°C (第二冷却步 骤)；以及空气冷却或将第二冷却的热轧钢板保持在室温。
7.权利要求6的方法，其中所述第一轧制步骤时的压下率在20-80%的范围内。
8.权利要求6或7的方法，其中所述第二轧制步骤时的压下率在60-80%的范围内。
全文摘要
本发明提供了一种通过控制冷却速率并在奥氏体转变温度之上获得的高强度钢板，其具有针状铁素体和贝氏体作为主要微观结构且具有奥氏体/马氏体(M&A)作为第二相。该高强度钢板含有碳(C)0.03-0.10重量％，硅(Si)0.1-0.4重量％，锰(Mn)1.8重量％或更低，镍(Ni)1.0重量％或更低，钛(Ti)0.005-0.03重量％，铌(Nb)0.02-0.10重量％，铝(Al)0.01-0.05重量％，钙(Ca)0.006重量％或更低，氮(N)0.001-0.006重量％，磷(P)0.02重量％或更低，硫(S)0.005重量％或更低，以及余量的铁(Fe)和其他不可避免的杂质。所述制造高强度钢板的方法可用于经济地且有效地制造高强度钢，该高强度钢能够具有出色的性能，如高强度和高韧性，因为针状铁素体和贝氏体可有效地形成而无需加入昂贵的元素，如钼(Mo)。
文档编号C22C38/04GK101883875SQ200880118767
公开日2010年11月10日 申请日期2008年11月12日 优先权日2007年12月4日
发明者俞张镕, 安晟秀, 朴忠载, 李泰雨, 金基浩 申请人:Posco公司