专利名称：一种超低碳贝氏体钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及一种低成本超低碳贝氏体钢板及其制造方法。
背景技术：
超低碳贝氏体钢(ULCB)是近二十年来国际上发展起来的一大类高强度、高韧性、焊接性能优异的新型钢种。这类钢大幅度降低了钢中的碳含量(一般碳含量在O. 05%左右)，从而消除了碳对贝氏体韧性的不利影响。这类钢的强度不再依赖碳含量，而主要靠细晶强化、位错和亚结构强化以及微合金碳氮化物的沉淀强化来获得，从而使钢具有优异的强韧性匹配和焊接性能。目前这类钢已广泛应用于油气输送管线、工程机械、桥梁、船舶、海洋平台等领域。目前开发的超低碳贝氏体钢含有Ni、Cr、Mo、Cu等合金元素，其主要作用是 抑制先共析铁素体相变而获得高强度贝氏体组织，但这种钢的合金成本高。如美国专利，，Ultra-high strength dual-phase steels with excellent cryogenic temperaturetoughness”(专利号US00666212)涉及到超低碳贝氏体组织,在合金成分中添加了 O. I O. 3% 的 Mo 和 I 3% 的 Ni。美国专利，，ultra-high strength, weldable, essentiallyboron-free steels with superior toughness”(专利号US6224689131)的合金成分中含有0. 2-0. 6%的Mo、0. 2-1. 0%的Ni及Cu、Cr等元素。国内武钢、鞍钢等企业申请的专利(如ZL97109312. 1,03110973. X)均在合金成分中添加了 Cu、Ni、Mo元素。众所周知，Mn元素同样具有抑制先共析铁素体转变、提高钢的淬透性的作用，且价格低廉，但以往超低碳贝氏体钢的开发并未把它作为获得贝氏体组织的主要元素来使用，其添加量少于2. 0%,典型含量范围为I. 0-1. 8%。主要原因之一是Mn属于易偏析兀素,Mn在连铸坯的中心偏析将导致钢板心部性能恶化；另外，Mn易与钢中S结合形成MnS夹杂，对钢的韧塑性危害较大。然而，现代洁净钢冶金技术的发展使得钢水中S等杂质元素的含量可以控制在很低的水平，而连铸轻压下和电磁搅拌技术的应用可以使中心偏析状况得到很大改善。另外，控轧控冷技术的发展使得组织细化乃至超细化成为可能，可以在很大程度上抵消高Mn对钢板韧塑性的不利影响。因此，Mn元素有可能替代Cr、Ni、Mo、Cu等元素而成为超低碳贝氏体钢的主要合金化元素。
发明内容
为了解决现有技术中的上述问题，本发明提供了一种超低碳贝氏体钢板及其制造方法。根据本发明的一方面，提供了一种超低碳贝氏体钢板，所述超低碳贝氏体钢板的化学成分按重量计包含c 0. 02 0. 08%、Si :0. 10 0. 50%、Mn :3. O 4. 5%、Nb :0. 02 0. 10%, Ti 0. 005 0. 040%, Al 0. 01 0. 06%, P :彡 0. 020%, S :彡 0. 005%,
余为Fe和不可避免的杂质。优选地，所述超低碳贝氏体钢板还包含按重量计0. 0008 0. 0030%的B。
根据本发明的另一方面，提供了一种制造超低碳贝氏体钢板的方法，所述方法包括冶炼、铸造、加热、轧制和冷却，其中，在加热过程中，将连铸坯装入加热炉中加热，加热温度为1100 1220°C，加热时间为I 5小时，加热后进行轧制；在轧制过程中，粗轧轧制3 8道次，粗轧终轧温度为1000 1100°C，精轧轧制5 14道次，精轧开轧温度880 9600C，终轧温度为750 880°C ;在冷却过程中，冷却速度为5 25°C /s，终冷温度为200 500。。。优选地，当生产屈服强度为550 680MPa的钢板时，钢中各成分的重量百分比为C :0. 02 O. 05%,Si :0. 10 O. 30%,Mn :3. 7 4. 5%,Nb :0. 07 O. 10%,Ti :0. 005 O. 040%, Al :0. 01 O. 06%, P ·.( O. 020%, S ·.( O. 005%，余为 Fe 和不可避免的杂质。优选地，当生产屈服强度为680 800MPa的钢板时，钢中各成分的重量百分比为C :0. 02 O. 05%,Si :0. 10 O. 30%,Mn· :3. I 3. 9%,Nb :0. 05 O. 10%,Ti :0. 005 O. 040%,B 0. 0008 O. 0030%,Al 0. 01 O. 06%,P :彡 O. 020%,S :彡 O. 005%，余为 Fe和不可避免的杂质。优选地，当生产屈服强度为800 950MPa的钢板时，钢中各成分的重量百分比为C :0. 04 O. 08%,Si :0. 10 O. 50%,Mn :3. O 4. 0%,Nb :0. 02 O. 09%,Ti :0. 005 O. 040%,B 0. 0008 O. 0030%,Al 0. 01 O. 06%,P :彡 O. 020%,S :彡 O. 005%，余为 Fe
和不可避免的杂质。优选地，当生产屈服强度为550 680MPa的钢板时，轧后加速冷却的冷却速度为5 15°C /s，终冷温度为400 500°C ;当生产屈服强度为680 800MPa的钢板时，轧后加速冷却的冷却速度为15 20°C /s，终冷温度为300 400°C ;当生产屈服强度为800 950MPa的钢板时，轧后加速冷却的冷却速度20 25°C /s，终冷温度为200 300°C。
通过参照附图详细描述本发明的示例性实施例，本发明的优点将变得更加清楚，在附图中图I是示出了根据本发明实施例I制造的钢板的微观组织的照片；图2是示出了根据本发明实施例3制造的钢板的微观组织的照片。
具体实施例方式本发明提供了一种低成本超低碳贝氏体钢板及其制造方法。根据本发明的钢板及其制造方法，没有添加Cr、Ni、Mo、Cu等贵重合金元素，而是采用C、Mn、Si作为主要合金元素，加入少量Nb、Ti或Nb、Ti、B，采用组织细化措施来克服高Mn含量对钢板韧塑性的损害，从而实现不同强度级别的超低碳贝氏体钢，同时钢板可以在热轧状态进行供货，不用进行回火处理，极大地降低了生产成本。根据本发明的低成本超低碳贝氏体钢板的化学成分按重量计包含C :0. 02 O. 08%, Si :0. 10 O. 50%、Mn :3. O 4.5%、Nb :0. 02 O. 10%, Ti :0. 005 O. 040%,Al 0. 01 O. 06%,P O. 020%, S ■.( O. 005%，余为 Fe 和不可避免的杂质。此外，根据本发明的超低碳贝氏体钢板的化学成分按重量计还可以包含O. 0008 O. 0030% 的 B。
以下对根据本发明示例性实施例的钢板的化学成分进行详细说明。碳作为最主要的固溶强化元素，显著提高钢的强度。但碳对提高钢的冲击韧性尤其是上平台冲击功非常不利，还明显损害焊接性能。因此，本发明涉及的钢板采用超低碳成分设计，碳含量范围为O. 02 O. 08%。硅钢中脱氧元素之一，同时具有较强的固溶强化作用，但过量的Si将恶化钢的韧性及焊接性能。综合上述考虑，本发明钢硅含量范围为O. 10 O. 50%。锰明显提高钢的淬透性，在本发明中是获得超低碳贝氏体组织的主要元素，同时具有一定的固溶强化作用。本发明钢Mn含量范围为3. 00 4. 50%，当Mn含量低于3. 00%时，厚规格钢板淬透性难以保证；当Mn含量高于4. 50%时，其淬透性作用饱和，同时钢板韧塑性变差。铌显著奥氏体未再结晶温度，是实现未再结晶轧制、获得最终细晶组织的最有效 元素；固溶于奥氏体的Nb能够提高淬透性，回火过程中沉淀析出的碳氮化铌粒子具有沉淀强化作用。Nb含量应控制在O. 02 O. 10%以内，低于O. 02%难以起到上述作用，高于O. 10%则上述作用达到饱和。钛本发明钢中加入少量Ti是为了形成纳米级尺寸的TiN粒子，可以细化铸坯加热过程中奥氏体晶粒。Ti含量应控制在O. 005 O. 040%范围内，低于O. 005%所形成TiN数量稀少，细化晶粒作用很小；高于O. 05%将形成微米级尺寸的液析TiN，不仅无法细化晶粒作用，而且对钢板韧性有害。硼强烈偏聚于奥氏体晶界及其它晶体缺陷处，加入微量B即可显著提高淬透性，但硼含量超过O. 003%后上述作用饱和，而且还可能形成各种对热加工性能和韧性不利的含B析出相，因此硼含量应控制在O. 0008 O. 0030%范围内。铝铝是强脱氧元素，还可与N结合形成A1N，能够起到细化晶粒作用，Al含量应控制在O. 01 O. 06%范围内。磷和硫钢中杂质元素，显著降低塑韧性和焊接性能，特别是Mn含量较高时S含量应严格控制在较低水平，P含量应控制在< O. 020%，S含量应控制在< O. 005%。根据本发明的钢板的制造方法，钢板的最终组织细化通过全流程组织细化来实现，其工艺要点如下(I)铸坯加热阶段降低奥氏体化温度，但要高于微合金元素的全固溶温度，目的是获得细小均匀的原始奥氏体组织，为后续组织细化奠定良好的基础；(2)粗轧阶段适当降低粗轧温度、提高道次压下量，强化再结晶细化效果，通过反复再结晶细化奥氏体；(3)精轧阶段在奥氏体未再结晶温度(Tnr)以下变形，获得薄饼形奥氏体，同时在奥氏体晶内创造大角度界面；(4)加速冷却阶段通过提高冷却速度来获得超低碳贝氏体组织，细化贝氏体板条块尺寸，减少对韧性不利的富碳马氏体/奥氏体(Μ/A)组元的数量和尺寸。具体地讲，本发明的制造超低碳贝氏体钢板的方法包括以下步骤冶炼和铸造采用转炉或电炉冶炼，铸造采用连铸。采用中厚板轧机轧制连铸坯在加热炉中加热，加热温度为1100 1220°C，时间为I 5小时，加热后进行轧制。轧制工艺为粗轧轧制3 8道次，粗轧终轧温度为1000 1100°C。粗轧过程中奥氏体发生再结晶而逐渐细化，粗轧结束后奥氏体平均晶粒尺寸小于30微米。精轧轧制5 14道次，精轧开轧温度880 960°C，终轧温度为750 880°C。精轧过程中奥氏体发生扁平化，精轧结束后扁平奥氏体的厚度小于10微米。轧后加速冷却，冷却速度为5 25°C /S，终冷温度为200 500°C。加速冷却后对钢板进行矫直。上述工艺窗口的选择依据如下本发明钢板的组织控制目标是获得细晶组织，实现这一目标需要严格控制加热、粗轧、精轧和加速冷却等各道工序的工艺参数。加热温度的选择原则是既要使铸坯中Nb(C，N)充分固溶于奥氏体中，这是保证Nb发挥其作用的必要前提，同时又要避免因温度过高使奥氏体晶粒发生明显长大，特别是避免发生反常晶粒长大，这是成品钢板中混晶组织的主要来源之一，对强韧性不利。当加热温度低于1100°C时，Nb(C，N)难以完全固溶；当加热温度高于1220°C时，奥氏体晶粒发生明显长大。粗轧过程中奥氏体发生再结晶，通过反复再结晶促使奥氏体晶粒细化。粗轧终轧温度应略高于奥氏体完全再结晶温度(T95),否则，再结晶不完全，成品钢板中易出现混晶组织。基于上述理由，粗轧终轧温度为1000 1100°C。 精轧过程通过固溶Nb的溶质拖曳作用和形变诱导析出NbC抑制奥氏体再结晶，奥氏体逐渐扁平化，晶界面积增加，同时奥氏体晶内产生大量形变带和位错等缺陷，提高后续相变的形核率，从而细化相变后组织。精轧总压缩比越大，奥氏体内缺陷密度越高，相变后组织细化越明显。精轧开轧温度应低于奥氏体未再结晶温度(Tm)，否则易出现混晶组织，但过低的开轧温度将明显提高轧制力和轧制力矩，实施难度增加且不利于钢板板型的控制；精轧终轧时应避免进入奥氏体+铁素体两相区轧制，否则易在成品钢板中引起分层缺陷。基于上述理由，精轧开轧温度为880 960°C，终轧温度为750 880°C。轧后采用加速冷却，以获得细化的贝氏体组织，过低的冷却速率将难以获得贝氏体组织。结合钢的化学成分，采用不同的终冷温度可以获得不同类型的贝氏体组织(粒状贝氏体、板条贝氏体等)，进而获得不同强度级别钢板。当终冷温度过高时，难以获得贝氏体组织。基于上述理由，轧后加速冷却速率为5 25°C /s，终冷温度为200 500°C。具体地讲，当生产屈服强度为550 680MPa的钢板时，钢中各成分的重量百分比为C 0. 02 O. 05 %、Si :0. 10 O. 30 %、Mn :3· 7 4. 5 %、Nb 0. 07 O. 10 %、Ti :O. 005 O. 040%,Al 0. 01 O. 06%,P ·.( O. 020%,S ·.( O. 005%，余为 Fe 和不可避免的杂质。当生产屈服强度为680 800MPa的钢板时，钢中各成分的重量百分比为C O. 02 O. 05 %、Si :0. 10 O. 30 %、Mn :3. I 3. 9 %、Nb :0. 05 O. 10 %、Ti :0. 005 O. 040%,B 0. 0008 O. 0030%,Al 0. 01 O. 06%,P :彡 O. 020%,S :彡 O. 005%，余为 Fe
和不可避免的杂质。当生产屈服强度为800 950MPa的钢板时，钢中各成分的重量百分比为C
O.04 O. 08 %、Si :0. 10 O. 50 %、Mn :3. O 4. O %、Nb :0. 02 O. 09 %、Ti :0. 005
O.040%,B 0. 0008 O. 0030%,Al 0. 01 O. 06%,P :彡 O. 020%,S :彡 O. 005%，余为 Fe
和不可避免的杂质。另外，关于生产工艺，优选地，当生产屈服强度为550 680MPa的钢板时，轧后加速冷却的冷却速度为5 15°C /s，终冷温度为400 500°C ;当生产屈服强度为680 800MPa的钢板时，轧后加速冷却的冷却速度为15 20°C /s，终冷温度为300 400°C ;当生产屈服强度为800 950MPa的钢板时，轧后加速冷却的冷却速度20 25V /s,终冷温度为200 300°C ο本发明涉及的低成本超低碳贝氏体钢板按表I所示化学成分进行转炉冶炼并浇注成连铸坯，将连铸坯在加热炉中加热，采用中厚板轧机轧制。铸坯出炉温度、终轧温度、终冷温度等主要工艺参数见表2。相应钢板拉伸强度、延伸率、-30°C纵向冲击功在表3中列出。图I和图2分别给出了实施例I和3的微观组织。表I本发明实施例化学成分(wt % )
权利要求
1.一种超低碳贝氏体钢板，其特征在于所述超低碳贝氏体钢板的化学成分按重量计包含C 0. 02 0. 08 %、Si :0. 10 0. 50 %、Mn :3. 0 4. 5 %、Nb :0. 02 0. 10 %、Ti :0.005 0. 040%,Al :0. 01 0. 06%,P :彡 0. 020%,S :彡 0. 005%，余为 Fe 和不可避免的杂质。
2.根据权利要求I所述的超低碳贝氏体钢板，其特征在于所述超低碳贝氏体钢板还包含按重量计0. 0008 0. 0030%的B。
3.—种制造超低碳贝氏体钢板的方法，其特征在于所述方法包括冶炼、铸造、加热、轧制和冷却，其中， 在加热过程中，将连铸坯装入加热炉中加热，加热温度为1100 1220°C，加热时间为I 5小时,加热后进行轧制； 在轧制过程中，粗轧轧制3 8道次，粗轧终轧温度为1000 1100°C，精轧轧制5 14道次，精轧开轧温度880 960°C，终轧温度为750 880°C ； 在冷却过程中，冷却速度为5 25°C /s，终冷温度为200 500°C。
4.根据权利要求3所述的制造超低碳贝氏体钢板的方法，其特征在于所述超低碳贝氏体钢板的化学成分按重量计包含C 0. 02 0. 08%,Si :0. 10 0. 50%,Mn :3. 0 4. 5%,Nb :0. 02 0. 10%,Ti :0. 005 0. 040%,Al :0. 01 0. 06%,P :彡 0. 020%,S :彡 0. 005%,余为Fe和不可避免的杂质。
5.根据权利要求4所述的制造超低碳贝氏体钢板的方法，其特征在于当生产屈服强度为550 680MPa的钢板时，钢中各成分的重量百分比为C :0. 02 0. 05%、Si :0. 10 0.30%, Mn :3. 7 4. 5%, Nb :0. 07 0. 10%, Ti :0. 005 0. 040%, Al :0. 01 0. 06%,P :彡0. 020%, S 0. 005%，余为Fe和不可避免的杂质。
6.根据权利要求4所述的制造超低碳贝氏体钢板的方法，其特征在于当生产屈服强度为680 800MPa的钢板时，钢中各成分的重量百分比为C :0. 02 0. 05%、Si :0. 10 0.30%,Mn :3. I 3. 9%,Nb :0. 05 0. 10%,Ti :0. 005 0. 040%,B :0. 0008 0. 0030%,Al :0. 01 0. 06%,P ■.( 0. 020%, S 0. 005%，余为 Fe 和不可避免的杂质。
7.根据权利要求4所述的制造超低碳贝氏体钢板的方法，其特征在于当生产屈服强度为800 950MPa的钢板时，钢中各成分的重量百分比为C :0. 04 0. 08%、Si :0. 10 0.50%,Mn :3. 0 4. 0%,Nb :0. 02 0. 09%,Ti :0. 005 0. 040%,B :0. 0008 0. 0030%,Al :0.01 0. 06%,P 0. 020%, S 0. 005%，余为 Fe 和不可避免的杂质。
8.根据权利要求3所述的制造超低碳贝氏体钢板的方法，其特征在于当生产屈服强度为550 680MPa的钢板时，轧后加速冷却的冷却速度为5 15°C /s,终冷温度为400 500°C;当生产屈服强度为680 800MPa的钢板时，轧后加速冷却的冷却速度为15 20°C /s，终冷温度为300 400°C ;当生产屈服强度为800 950MPa的钢板时，轧后加速冷却的冷却速度20 25°C /s，终冷温度为200 300°C。
全文摘要
本发明提供了一种超低碳贝氏体钢板及其制造方法。所述超低碳贝氏体钢板的化学成分按重量计包含C0.02～0.08％、Si0.10～0.50％、Mn3.0～4.5％、Nb0.02～0.10％、Ti0.005～0.040％、Al0.01～0.06％、P≤0.020％、S≤0.005％，余为Fe和不可避免的杂质。根据本发明的超低碳贝氏体钢板的制造方法，在不添加Cr、Ni、Mo、Cu合金元素情况下，仍然可以获得强韧性匹配优异的钢板。
文档编号C22C38/14GK102732790SQ20121019541
公开日2012年10月17日 申请日期2012年6月14日 优先权日2012年6月14日
发明者周平, 孙新军, 张鹏, 杨建勋, 武文健, 王建景, 雍岐龙 申请人:莱芜钢铁集团有限公司