專利名稱：一種優(yōu)良塑韌性ht960鋼板及其制造方法
技術(shù)領域：
本發(fā)明涉及超高強鋼板及其制造方法，特別涉及一種優(yōu)良塑韌性HT960鋼板及其制造方法，在低C-超低Si-中Mn-(Cu+高Ni+Mo+Cr)合金化-(Ti+Nb+V+B)微合金化的成分體系中通過TMCP+回火熱處理工藝獲得抗拉強度彡960MPa、屈服強度彡900MPa、_60°C夏比橫向沖擊功(單個值)彡47J、斷裂延伸率δ5彡15%且均勻延伸率Ag彡6%、優(yōu)良焊接性的超高強鋼板。
背景技術(shù)：
眾所周知，低碳(高強度)低合金鋼是最重要工程結(jié)構(gòu)材料之一，廣泛應用于石油天然氣管線、海洋平臺、造船、橋梁結(jié)構(gòu)、鍋爐容器、建筑結(jié)構(gòu)、汽車エ業(yè)、鉄路運輸及機械制造之中；低碳(高強度)低合金鋼性能取決于其化學成分與制造エ藝，其中強度、韌性、塑性 及焊接性是低碳(高強度)低合金鋼最重要的性能，它最終決定于成品鋼材的顯微組織狀態(tài)。隨著冶金科技不斷地向前發(fā)展，人們對超高強鋼的韌性、塑性提出更高的要求，SP鋼板在超低溫狀態(tài)下(< -60°C )，具有抗脆性斷裂及塑性失穩(wěn)斷裂能力的同吋，斷裂延伸率達到抗拉強度SOOMPa及其以下級別鋼板的水平；并且在較低的制造成本條件下，大幅度地提高鋼板的綜合機械性能和使用性能，以減少鋼材的用量節(jié)約成本，減輕鋼構(gòu)件的自身重量、穩(wěn)定性和安全性，更為重要的是為進ー步提高鋼構(gòu)件冷熱加工性及服役過程中的安全可靠性。目前日韓歐盟范圍內(nèi)掀起了發(fā)展新一代高性能鋼鐵材料的研究高潮，力圖通過合金組合設優(yōu)化計和革新制造エ藝技術(shù)獲得更好的顯微組織匹配，超細化組織與結(jié)構(gòu)，使超高強鋼獲得更優(yōu)良的塑韌性?，F(xiàn)有抗拉強度彡980MPa的高強度鋼板主要通過離線調(diào)質(zhì)エ藝(即RQ+T)生產(chǎn)。但是對于鋼板厚度彡60mm，也可以采用在線調(diào)質(zhì)エ藝來生產(chǎn)(即DQ+T);為了獲得超高強度，鋼板必要具有足夠高的淬透性，即鋼板淬透性指數(shù)DI ^ 3. 50 X成品鋼板厚度；DI =
O.311(% C)1/2 [(1+0. 64 ( % Si)] X [(1+4. 10 ( % Mn) ] X [(1+0. 27 ( % Cu) ] X [(1+0. 52 ( %Ni)] X [(1+2. 33(% Cr)] X [(1+3. 14 (% Mo) ] X 25. 4, mm，以確保鋼板具有足夠高的強度、優(yōu)良的低溫韌性及沿板厚方向顯微組織與性能的均勻，因而不可避免地向鋼中加入大量Cr、Mo、Ni、Cu、V等合金元素，尤其Ni含量添加到2. 00%以上，導致鋼板的碳當量、冷裂紋敏感指數(shù)較高，嚴重影響鋼板的焊接性。此外，高合金含量的鋼板表(亞)面層易產(chǎn)生過淬火，形成粗大的馬氏體組織，使鋼板表(近)面層的低溫韌性與延伸率嚴重劣化。參見《電カ土木》(日文)，1986，Vol.201，P33;《鉄と鋼》，1986，Vol. 72, S612;《鉄と鋼》，1986，Vol. 72, S614;《鉄と鋼》，1985，Vol. 71，S1523 ;《鉄と鋼》，1986，Vol. 72，S615 ;《鉄と鋼》，1986，Vol. 73，S1398 ;《川崎制鐵技報》(日文)，1988，Vol. 20，P233 ;《制鐵研究》(日文)，1986，Vol. 322，P99 ;《CAMP-ISIJ》(日文)，1989，Vol.3，P207 ;《NKK 技報》(日文)，1990，Vol. 133，P37 ;《電カ土木》(日文)，1994，Vol. 249，Pl ；《住友金屬》(日文)，1995，Vol. 47，Pl ;《西山記念技術(shù)講座》191-192，2008，P162。較低的延伸率、低溫韌性不僅不利于鋼板冷熱加工性能，而且對鋼板的抗疲勞性能、抗應カ集中敏感性、抗裂性及結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性影響較大。在水電工程中的壓力水管和渦殼、火電汽輪發(fā)電機及海洋采油平臺結(jié)構(gòu)等疲勞重載結(jié)構(gòu)上使用時，存在安全較大的隱患；因此大型疲勞重載鋼結(jié)構(gòu)采用超高強鋼時，一般希望100公斤級高強鋼不僅具有優(yōu)良的強韌性、強塑性匹配及焊接性，而且延伸率確保在14%以上，以保證鋼板加工性能與抗疲勞性能?！がF(xiàn)有大量專利與技術(shù)文獻只是說明如何實現(xiàn)母材鋼板的強度和低溫韌性，就改善鋼板焊接能性，獲得優(yōu)良焊接熱影響區(qū)HAZ低溫韌性說明較少，也沒有涉及如何在提高鋼板抗拉強度的同吋，提高鋼板的抗拉延伸率及厚度方向力學性能均勻性，更沒有指出如何防止鋼板表(亞)面層過淬。例如日本專利昭63-93845、昭63-79921、昭60-258410、特平開 4-285119、特平開 4-308035、平 3-264614、平 2-250917、平 4-143246、美國專利 USPatent5798004、歐洲專利EP 0288054A2以及《西山紀念技術(shù)講座》第159-160，P79 P80。中國專利申請?zhí)?01010227961. 8公開了“強韌性、強塑性優(yōu)良的960MPa級調(diào)質(zhì)鋼板及其制造方法”，雖然鋼板綜合力學性能也達到較高水平抗拉強度> 980MPa、屈服強度彡890MPa、-60°C夏比橫向沖擊功(單個值)彡47J。但是該發(fā)明鋼板制造技術(shù)采用控制軋制+離線淬火+回火エ藝；這不僅制造エ序多、制造周期長、制造成本高，而且制造過程耗能也相對較高(鋼板軋制結(jié)束并自然空冷至室溫，隨后進行拋丸處理后，再次加熱到淬火溫度)，不利于節(jié)能與環(huán)保；更為重要的是采用離線淬火+回火エ藝不能充分發(fā)揮合金元素淬透、淬硬性潛能，元素的淬透、淬硬性不能得到最大程度地發(fā)揮；因此為獲得相同強度、韌性水平，必須添加更多的合金元素(尤其Ni、Mo、Cr等)，這不僅進ー步増加了制造成本，而且損害鋼板的焊接性，尤其對于超高強度鋼板，焊接冷裂敏感性大幅度提高，需要在更高溫度下焊接預熱與后熱(即PWHT)、合適的焊接熱輸入量范圍更窄，相應地加工制作成本也就大幅度提聞。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是提供一種優(yōu)良塑韌性HT960鋼板及其制造方法，在低C-超低Si-中Mn-(Cu+高Ni+Mo+Cr)合金化-(Ti+Nb+V+B)微合金化的成分體系中，通過TMCP+回火熱處理工藝獲得抗拉強度彡960MPa、屈服強度彡900MPa、_60°C夏比橫向沖擊功(單個值)彡47J、斷裂延伸率δ 15%且均勻延伸率Ag彡6%、優(yōu)良焊接性的超高強鋼板。采用在線TMCP+T相結(jié)合，在較少合金添加量的基礎上，獲得超高強度的同時，鋼板塑韌性、焊接性也同樣優(yōu)異，并成功地解決了超高強鋼板強度、塑性、低溫韌性及焊接性之間的相互矛盾與鋼板表(亞)面層過淬的問題；這是本鋼種最大的難點之一，也是關鍵核心技術(shù)。針對上述要求，本發(fā)明采用超低C-超低Si-中Mn-(Ti+Nb+V+B)微合金鋼的成分體系作為基礎，適當提高鋼中酸溶Als含量且Als彡(Mn/C) X [ ( % Ntotal)-O. 292(%Ti)]、9 彡 Mn/C 彡 15、控制[(% Als)+ (9/8) (% O)] XN 彡 2. 2X 10'Nb/Ti 控制在 I. O
I.5 之間、(Cu+ 高 Ni+Mo+Cr)合金化、(％ C) X ( % Si)彡 I. 2X10' Mo 當量彡 O. 35%、Ca 處理且 Ca/S 比在 I. 00 3. 00 之間且(% Ca) X (% S)0.18 く 2. 5X10_3、控制 FXDI 指數(shù)Χζ >3. OX成品鋼板厚度等冶金技術(shù)控制手段，其中ζ為在線加速冷卻淬透性貢獻因子、F為B元素淬透性貢獻因子，優(yōu)化TMCP+離線回火エ藝(T)，即使用ausformingエ藝(從形變的奧氏體進行快速冷卻，把形變強化效果遺傳到最終顯微組織中去的同時，促進馬氏體/貝氏體板條形核并沿不同位向生長，致使新形成的馬氏體/貝氏體板條細小，有效分割原奧氏體晶粒，導致packet細小均勻且block之間位向差大)，使成品鋼板的顯微組織為細小低碳回火馬氏體+少量回火下貝氏體，平均晶團尺寸在20 μ m以下，獲得優(yōu)良的塑韌性HT950鋼板，解決超高強度鋼板表面層過度淬火問題，特別適用于水電壓力水管、鋼叉管、渦殼、海洋平臺、大型工程機械等大型鋼結(jié)構(gòu)及設備。具體地，本發(fā)明的優(yōu)良塑韌性HT960鋼板，其成分重量百分比為C :0· 07% O. 12%Si:彡 O. 15%Mn :0· 80% I. 20% P O. 012%S O. 0030%Cr :0. 30% O. 60%Mo :O. 30% O. 60%Ni :1· 00% I. 60%Cu :0· 15% O. 45%B :0· 0008% O. 0016%Ti :0· 006% O. 014%Nb :0· 010% O. 030%Als :0· 025% O. 060%V :0· 030% O. 060%K O. 0060%0^ 0. 0040%Ca :0· 001% O. 004%其余為鐵和不可避免的夾雜；且上述元素含量必須同時滿足如下關系C、Mn當量之間的關系9彡Mn/C彡15 ;確保鋼板在_60°C條件下為斷裂行為為塑性斷裂。(% C) X (% Si)彡I. 2X10_2，提高馬氏體/貝氏體板條本征塑韌性的同時，細化相變前奧氏體晶粒尺寸，抑制HAZ中Μ/A島析出、減少Μ/A島數(shù)量、改善Μ/A島形態(tài)，改善焊接HAZ的韌性。Als、Ti 與 N之間的關系=Als 彡(Mn/C) X [(% Ntotal)-O. 292(% Ti)]，以確保鋼中固溶[B] >6ppm且AlN以細小彌散狀態(tài)析出，改善鋼板低溫韌性及沿板厚方向鋼板力學性能均勻。[(% Als)+ (9/8) (% O)] XN ^ 2. 2X 10_4，抑制AlN在奧氏體晶界上項鏈狀析出，惡化鋼板橫向塑韌性。Mo 當量=Mo+0. 26Cr+l. 35V+2. 87Nb_0. 57Cu_0. 12Mn ^ 0. 35% ;確保鋼板抗回火軟化性，保證超厚100公斤級調(diào)質(zhì)鋼板強韌性匹配；Nb、Ti之間關系Nb/Ti在I. O I. 5 ;，確保形成的(Ti，Nb) (C，N)粒子細小均勻，彌散分布在鋼中，抑制加熱、TMCP過程中奧氏體晶粒長大，改善鋼板的低溫韌性。Ca 與 S 之間的關系:Ca/S 在 I. 00 3. 00 之間且(% Ca) X (% S)0.18 彡 2· 5X10_3 ；以改善鋼板低溫韌性、焊接性、抗SR脆性、抗層狀撕裂性能。有效淬透性指數(shù)Deff = FXDIX ζ彡3. OOXt ；，確保鋼板強度、塑韌性及沿板厚方向鋼板性能均勻；其中ζ為在線加速冷卻淬透性貢獻因子；F為B元素淬透性貢獻因子，當鋼中存在固溶[B],且[B]彡5ppm時，F(xiàn) 取 I. 2;
t為成品鋼板厚度，mm ；DI = 0.367( % C)a5[l+0. 7( % Si)] [(1+3. 33 ( % Mn)] [(1+0. 35 ( % Cu)][(1+0. 36 ( % Ni)] [(1+2. 16 ( % Cr)] [(1+3( % Mo)] [(1+1. 75 ( % V)] [(1+1. 77 ( %Al) ] X 25. 4，mm。以確保960MPa級TMCP鋼板具有優(yōu)良的強韌性/強塑性匹配且沿板厚方向力學性能均勻。以上關系式中的成分數(shù)據(jù)按百分數(shù)計算，如碳含量為O. 10%，關系式計算時，用O. 10帶入計算即可。要獲得抗拉強度彡960MPa、屈服強度彡900MPa、_60°C夏比橫向沖擊功(單個值)彡47J、斷裂延伸率δ5彡15%且均勻延伸率Ag彡6%、優(yōu)良焊接性的超高強鋼板；鋼板顯微組織設計非常重要，顯微組織設計包括組織類型、尺寸、微觀亞結(jié)構(gòu)及第二相析出物
坐寸ο眾所周知，對高強鋼而言，馬氏體與下貝氏體混合組織的強韌性、強塑性匹配最好，為了同時達到所有上述性能要求，960MPa級別鋼板顯微組織應該為低碳回火馬氏體為主+少量的低碳回火下貝氏體，改善馬氏體與貝氏體本征塑韌性；馬氏體、貝氏體板條尺寸均勻細小，以提高板條本身形變協(xié)調(diào)能力，改善板條本身塑韌性；晶團尺寸(即packet結(jié)構(gòu))控制在20 μ m以下且packet結(jié)構(gòu)內(nèi)出現(xiàn)不同位向的板條團(即block結(jié)構(gòu))，以進一步細化packet結(jié)構(gòu),提高裂紋擴展所需的能量及packet內(nèi)部協(xié)調(diào)形變能力；通過未再結(jié)晶控軋與相變過程控制，把未再結(jié)晶控軋過程中產(chǎn)生的形變位錯與相變位錯遺傳到形成的馬氏體與貝氏體中，形成巨大的位錯強化；馬氏體、貝氏體板條內(nèi)均勻分布著高密度位錯胞狀結(jié)構(gòu)、位錯亞晶界，位錯線網(wǎng)絡上均勻彌散析出的納米級碳氮化物粒子，在大幅度提高鋼板強度同吋，對塑韌性損害降到最小。采用ausformingエ藝不僅可以大幅度降低合金元素的用量,尤其Ni、Mo、Cr等貴重合金元素的用量，而且獲得超高強度的同時，塑韌性、焊接性也同樣優(yōu)異，達到SOOMPa級高強鋼的水平。所謂ausformingエ藝，即形變奧氏體在加速冷卻過程中，發(fā)生馬氏體/貝氏體相變，不同位向馬氏體/貝氏體板條在高密度的形變帶與原奧氏體晶界位錯臺階上形核、長大，當不同位向板條團(即packet結(jié)構(gòu))長大過程中相遇，packet結(jié)構(gòu)長大停止，由于高密度不同位向的packet結(jié)構(gòu)長大過程中相遇幾率大，長大空間受限，形成數(shù)量眾多的不同位向的packet結(jié)構(gòu)，分割原奧氏體晶粒，導致形成尺寸較小的packet結(jié)構(gòu)；其次，同一packet結(jié)構(gòu)中的馬氏體/貝氏體板條生長吋，受到高密度的位錯網(wǎng)絡阻擋，馬氏體/貝氏體板條不僅細??；而且對于位錯相變的馬氏體/貝氏體來說，沿螺型位錯線方向及刃型位錯柏氏矢量方向長大時，板條生長的能量最小，形變過程中生成高密度的位錯網(wǎng)絡，導致馬氏體/貝氏體板條以不同的變體形式長大，形成block結(jié)構(gòu)，進一歩細化顯微組織的亞結(jié)構(gòu)；再次，形變位錯結(jié)構(gòu)通過馬氏體/貝氏體相變得到遺傳，極大提高了位錯強化效果；最后高密度的位錯網(wǎng)絡為碳氮化物析出提供了大量的場所，導致在鋼板回火過程中數(shù)量眾多的納米級碳氮化物在位錯上以非脆化形式彌散地析出；由此可以在較低合金含量條件下，獲得超高強度的同時，塑韌性、焊接性也同樣優(yōu)良。本發(fā)明成分設計如下C對超高鋼板的強度、低溫韌性、延伸率及焊接性影響很大，從改善超高鋼板本征塑韌性與焊接性角度，希望鋼中C含量控制得較低；但是從超高鋼板的淬透性、塑韌性匹 配、TMCP過程中顯微組織控制及制造成本角度，C含量不宜控制得過低，尤其超高強度100公斤級鋼板；因次C含量合理范圍為O. 07% O. 12%。Mn作為最重要的合金元素在鋼中除提高鋼板的強度外，還具有擴大奧氏體相區(qū)、降低Ar3點溫度、細化顯微組織的packet結(jié)構(gòu)尺度、增大block結(jié)構(gòu)之間的位向差而改善鋼板塑韌性的作用、促進低溫相變組織馬氏體與貝氏體形成而提高鋼板強度的作用；但是Mn在鋼水凝固過程中容易發(fā)生偏祈，尤其Mn含量較高吋，不僅會造成澆鑄操作困難，而且容易與C、P、S、Mo、Cr等元素發(fā)生共軛偏析現(xiàn)象，尤其鋼中C含量較高時，加重鑄坯中心部位的偏析與疏松，嚴重的鑄坯中心區(qū)域偏析在后續(xù)的TMCP及焊接過程中易形成異常組織，導致超高強度鋼板低溫韌性低下和焊接接頭出現(xiàn)裂紋；因此根據(jù)C含量范圍，選擇適宜的Mn含量范圍對于超高強度調(diào)質(zhì)鋼板極其必要，根據(jù)本發(fā)明鋼成分體系及C含量為O. 07% O. 12%，適合Mn含量為O. 80% I. 20%，且C含量高時，Mn含量適當降低，反之亦然；iC含量低吋，Mn含量適當提高。Si促進鋼水脫氧并能夠提高鋼板強度，但是采用Al脫氧的鋼水，Si的脫氧作用不大，Si雖然能夠提高鋼板的強度，但是Si促進packet尺寸粗化，嚴重損害超高強度鋼板的低溫韌性、延伸率及焊接性，尤其在較大線能量焊接條件下，Si不僅促進M-A島形成，而且形成的M-A島尺寸較為粗大、分布不均勻，嚴重損害焊接熱影響區(qū)(HAZ)韌性和焊接接頭SR性能，因此鋼中的Si含量應盡可能控制得低，考慮到煉鋼過程的經(jīng)濟性和可操作性，Si含量控制在O. 15%以下。P作為鋼中有害夾雜對鋼板的機械性能，尤其低溫沖擊韌性、延伸率、焊接性及焊接接頭SR性能具有巨大的損害作用，理論上要求越低越好；但考慮到煉鋼可操作性和煉鋼成本，對于要求優(yōu)良焊接性、-60°C韌性及優(yōu)良強韌性與強塑性匹配的超高強度TMCP鋼板，P含量需要控制在彡O. 012%。S作為鋼中有害夾雜對鋼板的低溫韌性具有很大的損害作用，更重要的是S在鋼中與Mn結(jié)合，形成MnS夾雜物，在熱軋過程中，MnS的可塑性使MnS沿軋向延伸，形成沿軋向MnS夾雜物帶，嚴重損害鋼板的低溫沖擊韌性、延伸率、Z向性能、焊接性及焊接接頭SR性能，同時S還是熱軋過程中產(chǎn)生熱脆性的主要元素，理論上要求越低越好；但考慮到煉鋼可操作性、煉鋼成本和物流順暢原則，對于要求優(yōu)良焊接性、-60°C韌性及優(yōu)良強韌性與強塑性匹配的超高強度TMCP鋼板，S含量需要控制在< O. 0030%。
Cr作為弱碳化物形成元素，添加Cr不僅提高鋼板的淬透性、促進馬氏體/貝氏體形成，而且馬氏體/貝氏體板條間位向差増大，増大裂紋穿過馬氏體/貝氏體packet結(jié)構(gòu)的阻力，在提高鋼板強度的同時，具有一定的改善鋼板韌性之作用；但是當Cr添加量過多時，嚴重損害鋼板的焊接性，尤其焊接接頭SR性能；但是對于超高強度100公斤級TMCP鋼板，必須有一定的Cr含量，以保證鋼板具有足夠的淬透性；因此Cr含量控制在O. 30% O. 60%之間。添加Mo提高鋼板的淬透性，促進馬氏體/貝氏體形成，但是Mo作為強碳化物形成元素，在促進馬氏體/貝氏體形成的同吋，增大馬氏體/貝氏體packet的尺寸且形成的馬氏體/貝氏體block間位向差很小，減小裂紋穿過馬氏體/貝氏體packet結(jié)構(gòu)的阻力，此外Mo促進超高強度鋼表(亞)面層過淬；因此Mo在大幅度提高鋼板強度的同時，降低了超高強度鋼板的低溫韌性、延伸率，誘發(fā)鋼板表(亞)面層過淬；并且當Mo添加過多時，不僅嚴重損害鋼板的延伸率、焊接性及焊接接頭SR性能，而且增加鋼板SR脆性和生產(chǎn)成本；但是對于超高強度100公斤級超高強度TMCP鋼板，必須有一定的Mo含量，以保證鋼板具有足夠的淬透性與抗回火軟化性。因此綜合考慮Mo的相變強化作用及對母材鋼板低溫韌性、延 伸率和焊接性的影響，Mo含量控制在O. 30% O. 60%之間。添加Ni不僅可以提高鐵素體相中位錯可動性，促進位錯交滑移，而且增大馬氏體/貝氏體block結(jié)構(gòu)間的位向差；Ni作為奧氏體穩(wěn)定化元素，降低Ar3點溫度，細化馬氏體/貝氏體packet結(jié)構(gòu)尺寸，因此Ni具有同時提高TMCP鋼板強度、延伸率和低溫韌性的功能；鋼中加Ni還可以降低含銅鋼的銅脆現(xiàn)象，減輕熱軋過程的晶間開裂，提高鋼板的耐大氣腐蝕性。因此從理論上講，鋼中Ni含量在一定范圍內(nèi)越高越好，但是過高的Ni含量會硬化焊接熱影響區(qū)，對鋼板的焊接性及焊接接頭SR性能不利；但是對于超高強度100公斤級TMCP鋼板，必須有足夠的Ni含量，以保證鋼板具有足夠的淬透性、板厚方向性能均勻的同時，確保鋼板的塑韌性；因此，Ni含量控制在I. 00% I. 60%之間，以確保鋼板的淬透性和鋼板的強韌性水平而不損害鋼板的焊接性。Cu也是奧氏體穩(wěn)定化元素，添加Cu也可以降低Ar3點溫度，提高鋼板的淬透性和鋼板的耐大氣腐蝕性；但是Cu添加量過多，高于O. 45%，容易造成銅脆、鑄坯表面龜裂、內(nèi)裂問題及尤其超高強度鋼板焊接接頭SR性能劣化；對于100公斤級超高強度TMCP鋼板而言，Cu添加量過少，低于O. 15%，所起任何作用很小；因此Cu含量控制在O. 15% O. 45%之間；Cu、Ni復合添加除降低含銅鋼的銅脆現(xiàn)象、減輕熱軋過程的晶間開裂之作用外，更重要的是Cu、Ni均為奧氏體穩(wěn)定化元素，Cu、Ni復合添加可以大幅度降低Ar3，提高奧氏體向鐵素體相變的驅(qū)動カ，導致馬氏體/貝氏體板條可以向各個位向長大，導致馬氏體/貝氏體block間位向差變大，増加裂紋穿過馬氏體/貝氏體板條的阻力。B含量控制在O. 0008% O. 0016%之間，確保鋼板淬透性的同時，不損害鋼板的
焊接性、HAZ韌性及板坯表面質(zhì)量。Ti含量在O. 006% O. 014%之間，抑制板坯加熱、TMCP過程中奧氏體晶粒過分長大，改善鋼板低溫韌性，更重要的是抑制焊接過程中HAZ晶粒長大，改善HAZ韌性；此外，Ti具有固N作用，消除鋼中自由N，保證B元素以固溶B形式存在；然而，當Ti含量超過O. 014%時，在高酸溶鋁含量條件下，過剩Ti在馬氏體/貝氏體板條上及晶團界上以TiC共格析出，嚴重脆化鋼板顯微組織。
鋼中添加微量的Nb元素目的是進行未再結(jié)晶控制軋制，細化鋼板顯微組織及増加位錯強化，改善鋼板表(亞)面層淬火組織，防止鋼板表(亞)面層過度淬火，提升TMCP鋼板淬透性，提高超高強度TMCP鋼板強度、韌性及塑性之間的匹配，當Nb添加量低于O. 010%時，除不能有效發(fā)揮的控軋作用；當Nb添加量超過O. 030%時，大線能量焊接條件下誘發(fā)上貝氏體(Bu)形成和Nb (C，N) 二次析出脆化作用，嚴重損害大線能量焊接熱影響區(qū)(HAZ)的低溫韌性，因此Nb含量控制在O. 010% O. 030%之間，獲得最佳的控軋效果、實現(xiàn)超高強度TMCP鋼板強韌性/強塑性匹配及防止表(亞)面層過度淬火的同時，又不損害大線能量焊接及多道次焊接HAZ的韌性。鋼中的Als能夠固定鋼中的自由[N]，除降低 焊接熱影響區(qū)(HAZ)自由[N]，改善焊接HAZ的低溫韌性作用之外，更重要的是保證鋼中具有一定的固溶B、改善鋼板淬透性；因此Als下限控制在O. 025% ;但是鋼中加入過量的Als不但會造成澆鑄困難，而且會在鋼中形成大量彌散的針狀Al2O3夾雜物，損害鋼板內(nèi)質(zhì)健全性、低溫韌性和焊接性，因此Als上限控制在O. 060%。V含量在O. 030% O. 060%之間，并隨著鋼板厚度的增加，V含量可適當取上限值。添加V目的是通過V (C，N)在貝氏體/馬氏體板條中彌散析出，提高TMCP鋼板的強度。V添加過少，低于O. 030%，析出的V (C，N)太少，不能有效提高超高強度TMCP鋼板的強度；V添加量過多，高于O. 060%,損害鋼板低溫韌性、延伸率、焊接性及焊接SR性能。為了確保鋼板中固溶[B]的存在及防止大量粗大的AlN沿原奧氏體晶界析出，損害鋼板橫向沖擊韌性與塑性，鋼中的N含量不得超過O. 006%。為了確保超高強度TMCP鋼板塑韌性，必須降低鋼中夾雜物，其中氧化鋁夾雜危害最大，因此鋼中O含量彡O. 0030%。對鋼進行Ca處理，一方面可以進一歩純潔鋼液，另ー方面對鋼中硫化物進行變性處理，使之變成不可變形的、穩(wěn)定細小的球狀硫化物、抑制S的熱脆性、提高鋼板的低溫韌性、延伸率及Z向性能、改善鋼板韌性的各向異性與焊接性，此外采用Ca處理，改善高酸溶鋁鋼水的澆注；Ca加入量的多少，取決于鋼中S含量的高低，Ca加入量過低，處理效果不大；Ca加入量過高，形成Ca(0，S)尺寸過大，脆性也増大，可成為斷裂裂紋起始點，降低鋼的低溫韌性、延伸率及鋼板的焊接性，同時還降低鋼質(zhì)純凈度、污染鋼液。一般控制Ca含量按ESSP = (wt% Ca) [1-1. 24(wt% O)]/I. 25(wt% S)，其中 ESSP 為硫化物夾雜形狀控制指數(shù)，取值范圍O. 80 4. 00之間為宜，因此Ca含量的合適范圍為O. 0010% O. 0040%。本發(fā)明的優(yōu)良塑韌性HT960鋼板的制造方法，其包括如下步驟a)冶煉、鑄造按上述成分冶煉，采用連鑄澆鑄，中間包澆注過熱度八1'控制在15で 30で，拉速控制在O. 6m/min I. Om/min,結(jié)晶器液面波動控制在< 5mm。b)軋制，采用TMCPエ藝，鋼板總壓縮比即板坯厚度/成品鋼板厚度彡4. O ；第一階段為普通軋制，為保證加熱及軋制過程中發(fā)生[A1]+BN — AlN+[B]，確保鋼中固溶[B]彡6ppm且Nb完全固溶，板坯加熱溫度控制在1100°C 1180°C之間；至少有2個道次采用低速大壓下軋制，鋼板軋制速度控制在彡I. 2m/sec.，軋制形狀因子(ΛΗ/R)1/2彡O. 18，其中Λ H為道次壓下量，R為工作輥輥徑，單位為mm ;第二階段采用控制軋制，控軋開軋溫度彡850°C，軋制道次壓下率彡8%，未結(jié)晶區(qū)(彡850°C )累計壓下率彡60%，終軋溫度780°C 830°C ；未再結(jié)晶控軋結(jié)束后，隨即對鋼板進行加速冷卻，鋼板開冷溫度770°C 820°C，冷卻速度彡IO0C /s，停冷溫度低于Ms點溫度；鋼板從停冷結(jié)束到入加熱式緩冷坑保溫之間的間隔時間不大于40min，保溫エ藝為鋼板溫度表面大于300°C的條件下至少保溫36小時，保證超厚鋼板脫氫充分，防止產(chǎn)生氫致裂紋；c)回火エ藝鋼板回火溫度即板溫為610 645°C，回火保持時間彡(O. 65 I. O) X成品鋼板厚度，回火保持時間為鋼板中心溫度達到回火溫度時開始計時的保溫時間，時間單位為min,厚度單位為_ ;回火結(jié)束后鋼板自然空冷至室溫。
進ー步，步驟b)中加速控制冷卻的停冷溫度彡350°C。在本發(fā)明制造方法中，TMCP エ藝即熱機械控制エ藝(Thermo Mechanical Control Process)。為確保超高強度調(diào)質(zhì)鋼板顯微組織均勻細小，尤其鋼板表(亞)面層具有一定應變儲存率，鋼板總壓縮比(板坯厚度/成品鋼板厚度)彡4. O。第一階段為普通軋制，為保證加熱及軋制過程中發(fā)生[A1]+BN — AlN+[B]，確保鋼中固溶[B]彡6ppm且Nb完全固溶，板坯加熱溫度控制在1100°C 1180°C之間；至少有2個道次采用低速大壓下軋制，鋼板軋制速度控制在彡I. 2m/sec.，軋制形狀因子(ΛΗ/R)172彡O. 18，其中Λ H為道次壓下量，R為工作輥輥徑，以保證鋼板顯微組織均勻細小。第二階段采用控制軋制，控軋開軋溫度彡850°C，軋制道次壓下率彡8%，未結(jié)晶區(qū)(彡8500C )累計壓下率彡60%，終軋溫度780°C 830°C，為在未再結(jié)晶奧氏體中累積足夠的形變量、形成高密度的位錯網(wǎng)絡結(jié)構(gòu)、實現(xiàn)ausformingエ藝奠定基礎。未再結(jié)晶控軋結(jié)束后，鋼板立即以輥道的最大輸送速度運送到ACC設備處，隨即對鋼板進行加速冷卻；鋼板開冷溫度終軋溫度770°C 820°C，冷卻速度> IO0C /s，停冷溫度低于Ms點溫度，控制為彡350°C。鋼板從停冷結(jié)束到入加熱式緩冷坑保溫之間的間隔時間不大于40min，保溫エ藝為鋼板溫度表面大于300°C的條件下至少保溫36小時，保證超厚鋼板脫氫充分，防止產(chǎn)生
氫致裂紋。鋼板回火溫度(板溫)為610 645°C,鋼板相對較薄時回火溫度偏上限、鋼板相對較厚時回火溫度偏下限，回火保持時間> (0. 65 I. 0) X成品鋼板厚度，回火保持時間為鋼板中心溫度達到回火目標溫度時開始計時的保溫時間，時間單位為min;回火結(jié)束后鋼板自然空冷至室溫。本發(fā)明的有益效果本發(fā)明在獲得優(yōu)良960MPa級超高強度TMCP鋼板的同吋，鋼板的塑韌性、焊接エ藝性也同樣優(yōu)異，并成功地解決了超高強鋼板強度、塑性、低溫韌性及焊接性之間的相互矛盾，提高了大型重鋼結(jié)構(gòu)的安全穩(wěn)定性、抗疲勞性能；良好的焊接性節(jié)省了用戶鋼構(gòu)件制造的成本，縮短了用戶鋼構(gòu)件制造的時間，為用戶創(chuàng)造了巨大的價值，因而此類鋼板不僅是高附加值、緑色環(huán)保性的產(chǎn)品；此外，本發(fā)明采用在線TMCP+回火エ藝，充分發(fā)揮了合金元素淬透、淬硬性潛能，元素的淬透、淬硬性得到最大程度地發(fā)揮，可以在相當較少的合金含量下(尤其Ni、Mo、Cr等)，獲得超高強度、優(yōu)良的塑韌性，這不僅進ー步減少了制造成本，而且改善了鋼板的焊接性，尤其對于超高強度鋼板，焊接冷裂敏感性大幅度減少，焊接預熱、后熱溫度降低、合適的焊接熱輸入量范圍更寬，相應地減少用戶加工制作的成本。


圖I為本發(fā)明實施例4的顯微組織(1/4厚度，X 500)照片。
具體實施例方式下面結(jié)合實施例對本發(fā)明做進ー步說明。表I為本發(fā)明成分的實施例。表2 表5為本發(fā)明實施例的制造エ藝。 表6為本發(fā)明實施例的性能參數(shù)。由圖I可以看出，本發(fā)明鋼組織為細小、低碳回火的馬氏體組織和少量低碳回火的下貝氏體的混合組織。I-1
I
表I
施 、C Si Mn P S Cu Ni Cr Mo AlsNb V
例(mm)_____________
120 0.07 0.07 0.81 0.011 0.0016 0.30 1.00 0.30 0.48 0.0440.011 0.052 O
230 0.08 0.15 1.20 0.006 0.0022 0.26 1.17 0.42 0.45 0.0300.030 0 .031 O
340 0.09 0.11 1.00 0.009 0.0030 0.15 1.33 0.60 0.31 0.0280.025 0.037 O
450 0.10 0.08 0.99 0.012 0.0007 0.23 1.45 0.50 0.52 0.0260.014 0.042 O
570 0.12 0.12 1.10 0.006 0.0008 0.43 1.60 0.45 0.60 0.0600.018 0.058 O
H·1
CO
表2
連鑄澆鑄エ藝
板厚巾丨聰I-^-軋制板坯加熱-
(mm) 拉速速度液面波動壓下比溫度(°C)道g
ふ1) (m/min) (mm)(次
120 15 1.00 3 6.01175 t
230 22 1.00 5 7.31 150 '
340 27 0.80 4 5.51 130 t
450 18 0.70 3 6.01120 ^
570 25 0.60 3 4.21100 權(quán)利要求
1.一種優(yōu)良塑韌性HT960鋼板，其成分重量百分比為C 0. 07% O. 12% Si O. 15%Mn :0. 80% I. 20%P :彡 O. 012%S :彡 O. 0030%Cr 0. 30% O. 60%Mo :0. 30% O. 60%Ni 1. 00% I. 60%Cu :0. 15% O. 45%B 0. 0008% O. 0016%Ti :0. 006% O. 014%Nb :0. 010% O. 030%Als :0. 025% O. 060%V 0. 030% O. 060% N O. 0060%O < O. 0040%Ca :0. 001% O. 004% 其余為鐵和不可避免的夾雜； 且上述元素含量必須同時滿足如下關系 C、Mn當量之間的關系9 ( Mn/C ( 15 ；(% C) X (% Si) く I. 2Χ1(Γ2 ； Al S、Ti與N之間的關系=Als彡(Mn/C) X [(% Ntotal)-O. 292(% Ti)]，以確保鋼中固溶[B] ^ 6ppm且AlN以細小彌散狀態(tài)析出，改善鋼板低溫韌性及沿板厚方向鋼板力學性能均勻；[(% Als)+ (9/8) (% O)] XN 彡 2. 2Χ1(Γ4 ；Mo 當量=Mo+0. 26Cr+l. 35V+2. 87Nb_0. 57Cu_0. 12Mn ^ 0. 35% ； Nb、Ti之間關系Nb/Ti在I. 0 I. 5 ;Ca 與 S 之間的關系:Ca/S 在 I. 00 3. 00 之間，且(% Ca) X (% S)0.18 ( 2. 5X10_3 ；有效淬透性指數(shù)Deff = FXDIX ζ ^ 3. OOXt ； 其中(為在線加速冷卻淬透性貢獻因子； F為B元素淬透性貢獻因子，當鋼中存在固溶[B]，且[B]彡5ppm吋，F(xiàn)取1.2 ; t為成品鋼板厚度，mm ；DI = O. 367(% C)°-5[l+0. 7(% Si)] [(1+3. 33 (% Mn)] [(1+0. 35 (% Cu)] [(1+0. 36 (%Ni)] [(1+2. 16(% Cr)] [(1+3(% Mo)] [(1+1. 75(% V)] [(1+1. 77(% Al)] X25. 4，mm。
2.如權(quán)利要求I所述的優(yōu)良塑韌性HT960鋼板的制造方法，其包括如下步驟 a)冶煉、鑄造 按上述成分冶煉，采用連鑄澆鑄，中間包澆注過熱度Λ T控制在15°C 30°C，拉速控制在O. 6m/min I. Om/min,結(jié)晶器液面波動控制在< 5_ ；b)軋制，采用TMCP工藝，鋼板總壓縮比即板坯厚度/成品鋼板厚度彡4.O ； 第一階段為普通軋制，為保證加熱及軋制過程中發(fā)生[Al]+BN —AlN+[B]，確保鋼中固溶[B]彡6ppm，且Nb完全固溶，板坯加熱溫度控制在1100°C 1180°C之間；至少有2個道次采用低速大壓下軋制，鋼板軋制速度控制在< 1.2m/sec.，軋制形狀因子(ΛΗ/R)1/2彡O. 18，其中Λ H為道次壓下量，R為工作輥輥徑，單位為mm ; 第二階段采用控制軋制，控軋開軋溫度彡850°C，軋制道次壓下率彡8%，未結(jié)晶區(qū)累計壓下率彡60%，終軋溫度780V 830°C ； 未再結(jié)晶控軋結(jié)束后，隨即對鋼板進行加速冷卻，鋼板開冷溫度770°C 820°C，冷卻速度彡IO0C /s，停冷溫度低于Ms點溫度； 鋼板從停冷結(jié)束到入加熱式緩冷坑保溫之間的間隔時間不大于40min，保溫工藝為鋼板溫度表面大于300°C的條件下至少保溫36小時，保證超厚鋼板脫氫充分，防止產(chǎn)生氫致裂紋； c)回火工藝 鋼板回火溫度即板溫為610 645°C，回火保持時間彡(O. 65 I. O) X成品鋼板厚度，回火保持時間為鋼板中心溫度達到回火溫度時開始計時的保溫時間，時間單位為min，厚度單位為_ ;回火結(jié)束后鋼板自然空冷至室溫。
3.如權(quán)利要求2所述的優(yōu)良塑韌性HT960鋼板的制造方法，其特征是，步驟b中加速控制冷卻的停冷溫度彡350°C。
全文摘要
一種優(yōu)良塑韌性HT960鋼板及其制造方法，其成分重量百分比為C0.07％～0.12％、Si≤0.15％、Mn0.80％～1.20％、P≤0.012％、S≤0.0030％、Cr0.30％～0.60％、Mo0.30％～0.60％、Ni1.00％～1.60％、Cu0.15％～0.45％、B0.0008％～0.0016％、Ti0.006％～0.014％、Nb0.010％～0.030％、Als0.025％～0.060％、V0.030％～0.060％、N≤0.0060％、O≤0.0040％、Ca0.001％～0.004％、余鐵和不可避免夾雜。通過TMCP+回火熱處理工藝獲得抗拉強度≥960MPa、屈服強度≥900MPa、-60℃夏比橫向沖擊功(單個值)≥47J、斷裂延伸率δ5≥15％且均勻延伸率Ag≥6％、優(yōu)良焊接性的超高強鋼板。
文檔編號B21B1/22GK102691010SQ20111007121
公開日2012年9月26日 申請日期2011年3月23日 優(yōu)先權(quán)日2011年3月23日
發(fā)明者劉自成, 徐國棟, 施青 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司