具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板及其制造方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及一种厚钢板及其制造方法，尤其涉及一种高强韧厚钢板及其制造方 法。
【背景技术】
[0002] 用于工程机械、煤矿机械、港口机械和桥梁的钢板通常需要具有良好的强韧性，以 具备实现结构受力和受冲击载荷时保持稳定工作状态的能力。为了保证大型机械、潜水器、 桥梁用钢的安全性和稳定性，一般采用屈服强度为基础，除以一定的安全系数来选用钢材。 屈服强度和抗拉强度之比称为屈强比。在工程应用中，屈强比主要体现为：当钢结构在受到 超过屈服强度的极限应力时，钢板从屈服开始到完全失效过程的安全性系数。钢板的屈强 比较低，当钢板受到高于屈服强度的应力时，在应力达到抗拉强度导致材料断裂或结构失 稳之前，有较宽的安全范围。钢板的屈强比过高，当钢板在达到屈服强度之后，迅速达到抗 拉强度而发生断裂。因此，在对钢结构安全性要求高的场合，需采用具有较低屈服强度的钢 板。如果钢板用以建造在高炜度极寒地区使用的装备和结构，需要具有高强度之外，同时需 在极寒温度下（-80°c)具有良好的低温冲击韧性，避免装备在收到冲击时发生脆断。同时， 为了保证钢结构在极寒温度下和高性能要求场合的安全性，需采用兼具高强度和低屈强比 的钢材。
[0003] 钢板的屈服现象明显时，屈服强度采用上屈服强度、下屈服强度；钢板的屈服现象 不明显时，采用0. 2%塑性变形的强度Rpa2作为屈服强度。低碳钢板的上屈服强度是由于 间隙原子在位错附近形成柯垂尔气团，阻碍位错开始运动。位错开动之后，柯垂尔气团的作 用消失，需要在钢板上施加的力下降，形成下屈服。如果位错开动包括了柯垂尔气团及位错 环和位错墙的交互作用，则屈服现象不明显。屈服强度代表着大尺度范围位错增殖和运动 而使滑移带变宽的应力。现有技术中认为屈服强度是可运动的刃型位错全部滑出晶体对应 的应力。抗拉强度是材料在拉伸过程中可抵抗的最大应力，通常伴随着微裂纹的形核长大 和扩展。钢板强度增加时，由于组织细化，位错密度高，受到冲击作用时吸收的能量较低，此 类钢板韧性降低。同时，由于钢板强度较高，屈强比难以有效降低到〇. 8以下。
[0004][0005][0006]
【发明内容】
[0007] 本发明的目的在于提供一种具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板，其 具有较大的抗拉强度、屈服强度和延伸率以及较小的屈强比，并且具备了良好的低温韧性。 由此，本发明所述的钢板兼具良好的高强韧性和低屈强比。
[0008] 为了实现上述目的，本发明提出了一种具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧 厚钢板，其化学元素质量百分比含量为：
[0009] C：0. 05-0. 11% ；
[0010] Si：0. 10-0. 40% ；
[0011] Mn：1. 60-2. 20% ；
[0012] S彡 0.003%;
[0013] Cr：0. 20-0. 70% ；
[0014] Mo：0. 20-0. 80% ；
[0015] Nb：0. 02-0. 06% ；
[0016] Ni：3. 60-5. 50% ；
[0017] Ti：0. 01-0. 05% ；
[0018] A1 ：0. 01-0. 08% ；
[0019] OK0.0060%;
[0020] 0 < 0 ^ 0. 0040% ；
[0021] 0 <Ca彡0? 0045%，余量为Fe和不可避免的杂质；
[0022] 此外，Ni和Mn元素还满足：Ni+Mn彡5. 5。
[0023] 本发明所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板中的各化学元素 的设计原理为：
[0024] C:C元素在钢中添加量的变化会导致钢板发生相变的类型不同。如果C元素和合 金元素含量较低，就发生铁素体、珠光体等扩散型相变。如果C元素和合金元素含量较高， 则会发生马氏体相变。C原子的增加可使得奥氏体稳定性增加，然而，C元素含量过高，则会 导致钢板的塑性和韧性下降。在直接淬火过程中，C的含量过低会无法在钢板中形成具有 高强度的组织。综合C元素对钢板的强韧性和强塑性的影响，本发明所述的具有优异低温 冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板中的C含量应当控制为：0. 05wt.C< 0.llwt. %。
[0025] Si:添加到钢中的Si元素通过置换原子固溶强化提高钢板的强度，但是，过高含 量的Si会增加钢板焊接时的热裂纹倾向。为此，本发明的具有优异低温冲击韧性的低屈强 比高强韧厚钢板中的Si含量控制在0. 10~0. 40wt. %的范围之间。
[0026] Mn:Mn通过固溶强化来提高钢板的强韧性。另外，Mn是奥氏体稳定化元素，以有利 于扩大奥氏体相区。本发明的技术方案中，联合加入Ni、Mn和C，并控制回火过程中的奥氏 体相区，使得钢板在回火时形成逆转变奥氏体。与此同时，在马氏体中的Mn元素还可以提 高抗拉强度。逆转奥氏体和马氏体双相组织可有效降低钢板的屈强比。由此，基于本发明 的技术方案，应当将钢板中的Mn元素的质量百分含量设定为1.60~2. 20%，从而来调节钢 板的屈强比和强韧性。
[0027]S:S在钢中会形成硫化物，其会降低钢板的低温冲击韧性。在本发明所述的钢板 中，S元素是需要控制的杂质元素，可以采用Ca化处理球化硫化物，以降低S对低温冲击韧 性的影响。对于本发明的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板来说，S的含量 不超过 0. 003wt. %。
[0028] Cr:Cr可以提高钢板的淬透性，使得钢板在冷却时形成马氏体组织。Cr含量过 高就会增加钢板的碳当量，恶化焊接性。考虑到钢板厚度因素，需要添加适量的Cr，为此， 本发明的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板中的Cr含量控制为0. 20~ 0. 70wt. %。
[0029] Mo:Mo可以有效地抑制扩散性相变，使得钢板在冷却时形成强度较高的低温相变 组织。若Mo含量过低时，对钢板扩散性相变抑制的效果未能充分发挥，使得钢板在冷却时 不能得到更多的马氏体组织，从而会降低钢板的强度。若Mo含量过高时，导致碳当量增加， 恶化焊接性能。考虑到钢板的厚度因素，需要控制钢板中的Mo含量为0. 20~0. 80wt. %。
[0030] Nb:添加到钢中的Nb可以抑制奥氏体晶界运动，使钢板在较高温度发生再结晶。 在较高温度奥氏体化时固溶到奥氏体中的Nb会在轧制时因应变诱导析出效应，在位错和 晶界处形成NbC颗粒，抑制晶界运动，提尚钢板强初性。然而，一旦Nb含量过尚，则有可能 形成粗大的NbC，恶化钢板的低温冲击性能。因此，在本发明的高强韧厚钢板中加入的Nb的 含量应当控制为0. 02~0. 06wt. %，以有效地控制钢板的力学性能。
[0031] Ni:Ni在钢中可以与Fe形成固溶体，通过降低晶格的层错能提尚钢板初性。为了 获得具有良好低温韧性的高强韧厚钢板，需要在钢板中添加一定的Ni。Ni会增加奥氏体的 稳定性，使得钢板在冷却过程中形成马氏体和残余奥氏体组织，降低屈强比。不过，Ni含量 增加，会使钢板在回火过程中形成逆转奥氏体组织，逆转奥氏体和马氏体会降低钢板的屈 强比。为此，本发明所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板中的Ni含量应 控制为 3. 60 ~5. 50wt. %。
[0032] Ti:Ti会在钢液中与N形成钛氮化物，随后在较低的温度范围成氧化物和碳化物。 但是，Ti含量过高则会导致钢液中形成粗大的TiN。TiN颗粒为立方形，颗粒的角部容易导 致应力集中，称为裂纹的形成源。综合考虑Ti在钢板中的添加作用，将本发明的具有优异 低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板中的Ti含量控制在0. 01~0. 05wt. %范围之间。
[0033] A1 :加入钢中的A1，通过形成氧化物和氮化物来细化晶粒。为了提高钢板的韧性 并保证其焊接性能，将本发明的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板中的A1 含量需要控制为〇? 01~〇? 〇8wt. %。
[0034] N:在本发明的技术方案中，N是需要控制的添加元素。N能够与Ti和Nb形成氮 化物。在奥氏体化过程中，钢板中未溶解的氮化物会阻碍奥氏体晶界运动，达到细化奥氏 体晶粒的效果。如果N元素含量过高，N与Ti则会形成粗大的TiN，恶化钢板的力学性能。 与此同时，N原子还会在钢中的缺陷处富集，形成气孔和疏松。因而，N含量应当控制为0 < N彡 0. 0060wt. %。
[0035] 0 :0在钢中与Al、Si和Ti形成氧化物。钢板在加热奥氏体化过程中，A1的氧化 物会起到抑制奥氏体长大，细化晶粒的作用。不过，〇含量较多的钢板在焊接时具有热裂 纹倾向，所以需要将具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板中的0含量控制为0 < 0 彡 0. 0040wt. %。
[0036] Ca:Ca加入钢中会形成CaS，起到球化硫化物的作用，提高钢板的低温冲击韧性。 因此，本发明的高