CN101535518B - 具有超高强度和优异低温韧性的管道钢板及其制造方法 - Google Patents

具有超高强度和优异低温韧性的管道钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种有超高强度和优异低温韧性的管道钢板及其制造方法。所述钢板即使在成合金元素的含量比传统钢板中少很多的情况下也具有930MPa或更高的强度以及优异的韧性。所述钢以重量％计含有：0.03-0.10％C、0-0.6％Si、1.6-2.1％Mn、0-1.0％Cu、0-1.0％Ni、0.02-0.06％Nb、0-0.1％V、0.1-0.5％Mo、0-1.0％Cr、0.005-0.03％Ti、0.01-0.06％Al、0.0005-0.0025％B、0.001-0.006％N、0-0.006％Ca、0.02％或更少的P、0.005％或更少的S，以及余量的Fe和不可避免的杂质。微结构含有至少约75面积百分比的贝氏铁素体和针状铁素体的混合物。

Description

具有超高强度和优异低温韧性的管道钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种有超高强度和优异低温韧性的管道钢板及其制造方法。更具体而言，本发明涉及一种即使在成合金元素的含量比传统钢板中少很多的情况下也具有930MPa或更高的强度以及优异韧性的管道钢板及其制造方法。
背景技术
管道指埋在地下用于长距离运输原油和天然气的钢管，并且通常要承受流经的高压气体或原油流体造成的高压。
为提高管道的传输效率，必须提高每小时原油或气体(以下简称为“原油等”)的传输量。为此目的，必须将管道的外直径增加到很大的尺寸。
当管道外直径增加时，其中流经的原油等的量也会增加，这继而增加了原油等施加于管道的压力。在这点上，尽管管道需要强度很高的钢，但本领域通常只根据管道的强度标准而使用X70级钢板。X70级钢板具有70ksi的强度，即约480MPa。因此，当用这种强度级别的钢板制造大外径的管道时，必须增加钢板的厚度，这增加了经济负担。
因此，尽管越来越需要强度与传统钢板相比显著改善的管道钢板，本领域还未开发出这种能够充分满足对高强度的要求的钢板。
这不仅归咎于提高钢板强度的技术壁垒，而且还归因于伴随钢板强度提高的其它技术问题。
具体地，对提高钢板强度而言，尽管通常在钢中加入对提高强度有效的成合金元素，然而加入所述成合金元素不仅会使强度充分增加，而且成合金元素加入量的增加也会造成焊接区和基体的低温韧性劣化。因此，当增加钢板的强度时，也必须提高低温韧性。
而且，当以传统技术提高钢板的强度时，通常将钢板淬火以在钢板中生成低温微结构如下贝氏体或马氏体，从而同时提高钢板的硬度和强度。然而，当钢板中形成所述微结构如马氏体等时，钢板中的残留应力会造成钢板强度不足或明显的韧性劣化。
如上所述，强度和韧性通常被认为是不相容的机械性质，即强度的提 高会导致韧性的降低。
因此，人们一直试图确保钢板的强度和韧性，从而提供高强度高韧性的钢板。这种尝试之一是热机械控制工艺(TMCP)。TMCP是一个专业术语，指在轧制和冷却工艺中通过热和机械控制将钢板性质改变为所需性质的过程。尽管TMCP通过各种变型被广泛应用，其通常包括一个控制的轧制工艺，其中轧制在严格控制的条件下于特定温度进行；和一个加速冷却工艺，其中钢板以合适的冷却速率被冷却。
TMCP的优点在于通过该工艺钢板中可形成细粒和所想要的微结构，从而在理论上使将钢板的机械性能有效控制到所需程度成为可能。
然而，为了通过TMCP中的加速冷却工艺制造具有所需强度的钢板，必须形成如以传统技术一样的硬结构。因此，即使对于通过TMCP制造的钢板，强度的增加也不可避免地导致韧性的降低。
因此，在高强度钢产品领域中一直在进行不断地研究，以开发一种同时提高强度和低温韧性的方法。
具体而言，回火被最广泛地采用以解决这一问题。
例如，美国专利No.5545269、5755895、5798004、5900075、6045630、6183573、6245290和6532995公开了一种制造钢板的方法，其包括进行TMCP以轧制和冷却钢板，如图1所示，然后在低于Ac1转变温度(在此温度下铁素体转变为奥氏体)的温度下对钢板进行回火。然而，由于在冷却钢板后必须对钢板进行二次加热以进行回火，此方法需要能量的高度消耗。另外，增加回火过程导致生产成本的增加。
另外，多种成合金元素被加入钢中以增加钢的强度，尤其是通常Mo作为最有效的元素中的一种而被加入。例如，美国专利No.6224689、6228183、6248191和6264760公开了含有大量Mo——特别为0.2wt％或更多的Mo——以具有下贝氏体和板条马氏体作为钢微结构的钢。类似地，根据韩国专利No.2000-00533890，含0.35wt％或更多Mo的钢作为一种该发明的实例被公开，而含0.14wt％Mo的对照实例具有小于930MPa的低抗张强度。
然而，由于Mo是一种昂贵的元素，超过0.15wt％或0.2wt％的Mo含量会变成制造成本增加的原因。另外，由于图3所示的下贝氏体具有很窄的相变温度范围，如图2所示，因此所述钢需要非严格的冷却条件和非常高的冷却速率，这导致对设备的性能具有非常特定的要求。另外，由于这种高冷却速率可导致诸如钢板变形的问题，因此必须在制造钢板后进行一种用于板形控制的附加工艺，这使得加工条件更为复杂和繁琐。
发明内容
技术问题
本发明已做出以解决前述现有技术问题，因此本发明的一个方面是提供一种具有高抗张强度和优异低温韧性且不含大量Mo的钢板及其制造方法。
技术方案
根据本发明的一个方面，本发明提供一种钢板，其含有(以重量％计)：0.03-0.10％C、0-0.6％Si、1.6-2.1％Mn、0-1.0％Cu、0-1.0％Ni、0.02-0.06％Nb、0-0.1％V、0.1-0.5％Mo、0-1.0％Cr、0.005-0.03％Ti、0.01-0.06％Al、0.0005-0.0025％B、0.001-0.006％N、0-0.006％Ca、0.02％或更少的P、0.005％或更少的S，以及余量的Fe和不可避免的杂质，其中微结构含有至少约75面积百分比的贝氏铁素体和针状铁素体的混合物。
根据本发明的另一方面，本发明提供一种钢板，其含有(以重量％计)：0.03-0.10％C、0-0.6％Si、1.6-2.1％Mn、0-1.0％Cu、0-1.0％Ni、0.02-0.06％Nb、0.1％或更少的V、0.1-0.5％Mo、1.0％或更少的Cr、0.005-0.03％Ti、0.01-0.06％Al、0.0005-0.0025％B、0.001-0.006％N、0-0.006％Ca、0.02％或更少的P、0.005％或更少的S，以及余量的Fe和不可避免的杂质，其中微结构含有至少约75面积百分比的贝氏铁素体和针状铁素体的混合物，屈服强度为930MPa或更高，且-40℃却贝冲击吸收能量为230J或更多。
优选地，所述钢板含有0.15wt％或更少的Mo。
优选地，所述钢板的微结构含有的粒状贝氏体不应超过5个面积百分比。
更优选地，奥氏体晶粒的全厚度尺寸(through thickness dimension)应小于15μm。
根据本发明的又一方面，一种用于生产具有主要含有贝氏铁素体、针状铁素体或其混合物的微结构的超高强度和高韧性钢的优选方法包括：将板坯加热至一个足以基本熔化全部钒和铌的碳化物和碳氮化物的温度；在奥氏体重结晶的第一温度范围内在一个或多个热轧道次上将所述板坯轧制成钢板；在低于Tnr温度(低于此温度奥氏体不发生重结晶)和高于Ar3转化点(即冷却过程中奥氏体开始转变为铁素体的温度)的第二温度范围内在一个或多个热轧道次上进一步轧制所述钢板；以20-50℃/s的冷却速率冷却轧制的钢板；在200-400℃的温度下停止冷却钢板；以及将经冷却的钢板空气冷却至室温。
优选地，所述板坯含有0.15wt％或更少的Mo。
优选地，所述方法还包括在停止以20-50℃/s的冷却速率冷却钢板后将经冷却的钢板空气冷却至室温。
附图说明
本发明上述和其它方面、特征和其它优点可由以下详细描述结合附图得以更清楚地理解，所述附图中：
图1是比较基于将通过轧制和冷却制造的钢板进行回火以确保机械性能的制造方法与另一种不进行回火就能确保机械性能的制造方法的示意图；
图2是显示含下贝氏体和板条马氏体为主要微结构的钢和含贝氏铁素体和针状铁素体为主要微结构的钢的冷却条件的TTT图；
图3是下贝氏体的电子透射显微照片；
图4是贝氏铁素体的电子透射显微照片；
图5是针状铁素体的电子透射显微照片；和
图6是粒状贝氏体的电子透射显微照片；
具体实施方式
现将结合附图详细描述本发明的示例性实施方案。
通过对传统技术的问题的广泛而深入的研究，本发明的发明人已发现了以下事实：通过添加比现有发明更少量的Mo——其加入钢中以增加钢板强度，即使不形成如在现有发明的超高强度钢中所形成的下贝氏体或板条马氏体，钢板也可表现出足够的强度；同时，钢板还可通过控制轧制条件以及使非常硬的微结构由其它类型微结构(如下贝氏体或板条马氏体)代替而形成奥氏体细粒而具有良好的韧性。本发明是基于这些发现做出的。
具体地，本发明钢板中Mo的含量被降低，其它成合金元素的加入量也有调整；并且其微结构被调节为包含贝氏铁素体和针状铁素体，二者均具有细晶粒，以确保与现有发明的具有硬微结构、下贝氏体或板条马氏体的钢板相比具有相同或更高的强度。另外，本发明的钢板中，这些微结构形成以具有细粒度，从而与包括下贝氏体或板条马氏体的传统钢板相比，可提供优异的低温韧性。本发明还提供一种制造这种钢板的方法。
下文将根据组分、微结构和制造方法详细描述本发明的钢板。
(钢板组成)
为获得足够强度和韧性(包括焊接区韧性)，提供如下本发明钢板的组成。
C：0.03-0.10wt％
碳(C)是通过固溶强化作用而用于强化焊接区及其基体的最有效元素。另外，碳通过在钢中形成细碳化铁、V和Nb的碳氮化物[Nb(C，N)]以及碳化钼[Mo2C]的淀积硬化来提供强化作用。此外，Nb的碳氮化物还用于在热轧过程中延缓奥氏体重结晶和抑制晶粒生长，从而通过晶粒细化同时提高强度和低温韧性。碳还增加可淬性，这是一种在冷却过程中在钢板中形成强微细结构的能力。通常，如果C含量小于0.03wt％，就不能获得这些强化效果。如果C含量超过0.1wt％，那么钢板通常容易在现场焊接后低温开裂，并且钢板及其焊接热影响区(weld HAZ)的韧性容易降低。
Si：0-0.6wt％
硅(Si)辅助Al对钢水进行去氧化并作为一种固溶强化元素起作用。然而，上限设为0.6wt％以避免可由硅含量过多导致的现场可焊性和和焊接热影响区韧性的明显劣化。由于Al或Ti可行使相同功能，因此将Si加入到刚中对去氧化而言不是必需的。
Mn：1.6-2.1wt％
锰(Mn)是钢固溶强化中的一种有效元素。
为提高可淬性和强度，需要加入1.6wt％或更多量的锰。然而，Mn含量超过2.1wt％往往会在连续铸钢中造成中心偏析，还可导致钢韧性的劣化。此外，Mn含量过高会通过可淬性的过度增加而导致现场可焊性和和焊接热影响区韧性的劣化。
Cu：0-1.0wt％
铜(Cu)是一种强化基体金属和焊接热影响区的元素。然而，Cu含量过高会导致现场可焊性和焊接热影响区韧性的劣化。
Ni：0-1.0wt％
镍(Ni)是一种可提高机械性能又不使低碳钢的现场可焊性和低温韧性劣化的元素。与Mn和Mo相比，Ni形成更少量的可使低温韧性劣化的马氏体-奥氏体成分，并提高了焊接热影响区的韧性。此外，Ni可有效防止在连续铸造和热轧过程中铜引起的表面开裂。然而，Ni是一种昂贵的元素，而且过量添加Ni会导致焊接热影响区的韧性劣化。
Nb：0.02-0.06wt％
铌(Nb)加入以促进钢轧制微结构的晶粒细化，这可同时提高强度和韧性。在热轧过程中形成的Nb的碳氮化物[Nb(C，N)]通过延缓奥氏体重结晶和抑制晶粒生长而生成细小奥氏体晶粒。当Nb与Mo一起被加入钢中时，Nb可通过抑制奥氏体重结晶而提高晶粒细化的效果，并通过沉淀强化和可淬性提高而使钢强化有明显效果。在硼的存在下，铌可协同提高可淬性。要获得这种效果，加入的铌优选地至少为0.02wt％。然而，超过0.06wt％的Nb含量使得不太可能预期效果的进一步提高，反而对可焊性和焊接热影响区的韧性不利。
V：0-0.1wt％
尽管钒(V)具有与Nb类似的效果，但是添加V的效果较不突出。然而，当V与Nb一起被加入时，所述效果会明显加大。然而，顾及可焊性和焊接热影响区的韧性，V含量的上限为0.1wt％。
Mo：0.1-0.5wt％
钼(Mo)可提高可淬性，并且当与B一起加入时此效果非常明显。另外，当与Nb一起加入时，Mo通过抑制奥氏体重结晶有助于晶粒细化。然而，由于Mo的过量加入会导致现场焊接过程中焊接热影响区韧性的劣化，因此Mo的含量为0.5wt％或更低。更优选地，加入的Mo为0.15wt％或更少。
Cr：0-1.0wt％
铬(Cr)用于提高可淬性。然而，由于Cr的过量加入会在现场焊接后产生低温开裂而导致焊接热影响区和基体的韧性劣化，因此Cr的含量上限为1.0wt％。
Ti：0.005-0.03wt％
钛(Ti)与氮结合形成细小的氮化钛(TiN)，抑制奥氏体晶粒在加热板坯时粗化，从而有助于晶粒细化。此外，TiN不仅防止焊接热影响区的晶粒粗化，而且还使游离氮固定到钢水中，从而提高韧性。为了充分固定游离氮，加入的钛量优选为氮量的至少3.4倍(以重量计)。因此，Ti是一种对基体金属和焊接热影响区的高强度和晶粒细化有效的元素，其以TiN的形式存在以抑制轧制加热过程中的晶粒生长。另外，与N反应剩余的Ti以固溶体的形式溶解在钢中并与C结合形成非常细小的TiC沉淀，其可显著提高钢的强度。当铝含量很低时(小于0.005wt％)，钛形成氧化物作为热影响区中粒间针状铁素体的成核位点。因此，为获得用TiN沉淀抑制奥氏体晶粒生长的效果和用形成TiC增加强度的效果，必须加入0.005wt％或更多的Ti。另一方面，如果Ti含量超过0.03wt％，过多的Ti含量会造成氮化钛的晶粒粗化并造成碳化钛诱导的淀积硬化，从而显著降低低温韧性。而且，当通过加热钢板至熔点来焊接钢板以生产钢管时，TiN再次溶解在钢板中，从而使焊接热影响区的韧性劣化。因此，Ti含量的上限为0.03wt％。
Al：0.01-0.06wt％
铝(Al)是一种通常为了使钢去氧化而加入的元素。另外，Al不仅有助于细化微结构，而且还通过去除热影响区粗粒中的游离氮提高热影响区的韧性，在所述热影响区中焊接热可使TiN部分溶解从而释放氮。然而，如果Al含量超过0.06wt％，就会形成氧化铝(Al2O3)类夹杂物，所述夹杂物可损害基体金属和热影响区的韧性。由于去氧化可通过加入Ti和Si而实现，Al不是本发明中必需的元素。
B：0.0005-0.0025wt％
硼(B)可显著提高可淬性并增加低碳钢的可焊性和低温开裂抗性。具体而言，B用于提高可淬性从而提高Mo和Nb的作用，并通过增加晶界强度用于抑制氢引起的粒间开裂。然而，加入过多的B会促进脆化晶粒 Fe23(C，B)6的形成。因此，B的含量必须根据为提高可淬性而加入的其它元素的含量确定，其优选范围是0.0005-0.0025wt％。
N：0.001-0.006wt％
氮(N)是一种抑制奥氏体晶粒生长的元素，其在板坯加热过程中形成TiN沉淀从而抑制焊接热影响区的奥氏体晶粒生长。然而，过多含量的N会造成板坯的表面缺陷并降低硼的有效可淬性。另外，溶质N会损害基体和焊接热影响区的韧性。
Ca：0-0.006wt％
Ca是一种用于控制MnS夹杂物形状和提高低温韧性的元素。然而，当在钢中加入过多量的Ca时，大量的CaO-CaS会形成并转化为大簇和大的夹杂物，其会损害钢的洁净度和现场可焊性。
P：0.02wt％或更少
磷(P)是一种可与Mn等结合形成非金属夹杂物而造成钢脆性的元素。因此，必须降低钢中的P含量。然而，过分控制P的含量使其具有非常低的含量会造成钢生产过程中的严重负担，而且上述问题在钢中P含量为0.02wt％或更低时并不严重。因此，P含量的上限为0.02wt％。
S：0.005wt％或更少
硫(S)是一种与Mn等结合而造成钢脆性例如热脆性的元素。根据本发明，出于与控制P造成钢生产过程的负担同样的考虑，S的含量上限为0.005wt％。
(钢板的微结构)
为获得高强度和优异的韧性，想要钢板除含有上述组成外还具有如下微结构。
具体而言，根据本发明，钢板的微结构包括如图4所示的贝氏铁素体和如图5所示的针状铁素体，且贝氏铁素体和针状铁素体的混合物的面积分数为75％或更高。
除上述微结构相以外，所述钢板还可含有小分数的粒状贝氏体。然而，由于粒状贝氏体可导致低温韧性的劣化，其面积分数的上限为5％。
另外，本发明的钢板具有非常细的微结构。由于所述钢板具有更细的微结构，因此其可更有效地阻止裂缝传播，从而防止脆性断裂。鉴于奥氏体晶粒的大小，本发明的发明人建议所述晶粒最优选的大小为15μm或 更小。
具有上述组成和微结构的本发明钢板，具有930MPa或更高的屈服强度，以及230J或更多的-40℃冲击韧性，从而满足本发明所需的性质。
(制造方法)
以下详细描述制造本发明钢板的方法。所述方法是本发明的发明者为提供达到本发明目标的钢板而构想的。
本发明的方法通常包括：二次加热板坯；在奥氏体重结晶温度范围内在一个或多个热轧道次上轧制经二次加热的板坯；在低于Tnr温度和高于Ar3转化点的温度范围内在一个或多个热轧道次上进一步轧制所述钢板；以20-50℃/s的冷却速率冷却轧制的钢板；随后在200-400℃的温度下停止冷却钢板。优选地，所冷却的钢板进行空气冷却或在室温下冷却。
以下将详细描述所述方法的各个条件：
板坯二次加热：1050-1150℃
由于进行板坯加热是为了能有效进行随后的轧制并使所述钢具有想要的机械性能，因此板坯加热必须在一个合适的温度范围内进行。在加热所述板坯的过程中，均匀加热板坯以使沉淀的元素充分溶解在板坯中同时尽可能地防止晶粒过度生长是很重要的。如果所述加热在低于1050℃下进行，Nb或V不能再次溶解在板坯中，这使得难以获得高强度钢板。而且，由于部分重结晶，奥氏体晶粒是不均匀地形成的，因此难以获得高韧性。相反地，如果所述加热在高于1150℃下进行，奥氏体晶粒变得过度粗大，导致钢板的晶粒增大，从而严重损害所述钢板的韧性。因此，所述二次加热的温度范围优选为l050-l150℃。
轧制条件
为了获得低温韧性，钢板中必须含有细奥氏体晶粒，所述晶粒可通过控制轧制温度和压下率获得。根据本发明，轧制优选地在两个不同的温度范围内进行。由于这两个温度范围提供不同的重结晶行为，因此轧制条件需要根据所述不同的轧制温度进行不同的设置。首先，在奥氏体重结晶温度范围内，所述板坯通过一个或多个热轧制道次以相对于原始板坯厚度20-80％的总压下率被轧制。在奥氏体重结晶温度范围内的轧制可通过奥氏体重结晶达到降低晶粒大小的效果。此时，当进行多道次轧制时，必须适当地控制每个道次的压下率和时间以防止奥氏体重结晶后的晶粒生长。 通过上述过程形成的细奥氏体晶粒用于提高最终钢板的低温韧性。然后，在Tnr(奥氏体不发生重结晶的温度)和Ar3(奥氏体-铁素体转化温度)之间奥氏体未重结晶的温度范围内，轧制的板坯通过一个或多个轧制道次被进一步轧制成钢板。此时，轧制以相对于在奥氏体重结晶温度范围内轧制的板坯厚度40-80％的总压下率进行。在Tnr(奥氏体不发生重结晶的温度)和Ar3(奥氏体-铁素体转化温度)之间的温度范围内的轧制压碎所述晶粒并导致晶粒的应变诱导位错，从而为轧制后冷却过程中的低温转化相提供成核位点。
冷却速率：20-50℃/s
冷却速率是提高所述钢板的韧性和强度的重要因素之一。以上冷却条件是为了形成上述贝氏铁素体或针状铁素体而设置的。如果钢板以低冷却速率进行冷却，就会形成晶粒粗大的诸如如图6所示的多边形铁素体或粒状贝氏体的不良微结构，从而明显降低钢板的强度和韧性。相反，如果钢板以50℃/s或更快的高冷却速率进行冷却，钢板会由于过多的冷却水而形成硬质相如马氏体或具有形状缺陷如变形。
冷却完成温度：200-400℃
为控制钢板的微结构，必须将钢板冷却到冷却速率的效果可充分实现的温度。如果冷却完成温度是400℃或更高，就难以在钢板中形成足够量的具有细晶粒的贝氏铁素体和针状铁素体，这会导致屈服强度的提高不足。本发明的冷却完成温度的上限为400℃。相反，如果冷却完成温度为200℃或更低，不仅冷却效果已饱和，而且钢板会由于过度冷却而变形。
实施例
对每种具有表1所示组成的板坯进行二次加热、轧制和冷却以制备16mm厚度的钢板。即，每种钢板都在相同条件下制造。不管钢的种类如何，板坯都在1120℃下进行二次加热，然后在1050-1100℃(奥氏体重结晶温度)以相对于二次加热板坯73％的总压下率进行9-11道次的多道次轧制，继而在750-950℃(奥氏体未重结晶的温度)下以相对于轧制板坯76％的总压下率进行9-11道次的二次多道次轧制来制成钢板。所述钢板在轧制后立即以25-35℃/s的冷却速率进行冷却，并于250-350℃完成。然后，将所述钢板置于空气中进行空气冷却。
表1
[表1]
[表]
  编号   C   Si   Mn   Mo   Cr   Ni   Ti   Nb   V   Al   Cu   Ca＊  B＊  N＊  P＊  S＊
  IS1   0.049   0.15   1.89   0.14   0.47   0.47   0.01  4   0.03  7   0.03  7   0.02  5   0.2   14   16   43   54   12
  IS2   0.051   0.15   1.89   0.13   0.50   0.50   0.01  5   0.04  0   0.04  0   0.02  3   0.2   10   10   39   70   10
  IS3   0.052   0.15   1.89   0.15   0.49   0.50   0.01  5   0.03  8   0.03  9   0.02  2   0.2   11   20   36   70   8
  IS4   0.050   0.15   1.90   0.30   0.30   0.49   0.01  5   0.04  0   0.04  3   0.02  2   0.2   14   11   45   58   9
  CS1   0.024   0.16   1.91   0.25   0.38   0.51   0.01  6   0.04  1   0.04  2   0.02  0   0.2   13   18   39   65   11
  CS2   0.122   0.15   1.88   0.16   0.45   0.51   0.01  6   0.04  3   0.03  8   0.02  1   0.2   10   15   38   56   9
  CS3   0.052   0.16   2.32   0.18   0.46   0.48   0.01  5   0.04  1   0.04  2   0.02  0   0.2   10   14   37   52   11
  CS4   0.051   0.15   1.88   0.20   0.46   0.49   0.03  8   0.04  2   0.04  0   0.02  0   0.2   12   14   42   62   10
  CS5   0.051   0.15   1.89   0.15   0.50   0.50   0.01  5   0.04  1   0.03  9   0.02  0   0.2   12   31   35   70   7
  CS6   0.052   0.16   1.91   0.25   0.53   0.51   0.01  7   0.04  3   0.03  7   0.02  1   0.2   12   43   37   60   8
IS：本发明钢，CS：对照钢
在表1中，标记有“＊”的元素的含量单位是ppm，其它元素的含量单位以重量％(wt％)计。
如从表1可见，本发明钢1-4满足本发明的条件。然而，对照钢1的C含量过低，而对照钢2的C含量过高。另外，对照钢3的Mn含量过高，而对照钢4的Ti含量过高。对照钢5和6的B含量都过高。
将用具有表1所示组成的板坯制造的钢板样品进行抗拉试验、冲击试验并测量韧脆转变温度，结果示于表2中。
表2
[表2]
[表]
   编号   BF+AF的   分数(％)   初始奥氏体晶粒大   小(μm)   抗张强度   (MPa)   vE-40  (J)   vTrs  (℃)
  IS1   83   12   984   276   -113
  IS2   88   13   993   254   -94
  IS3   78   11   976   258   -93
  IS4   92   13   965   245   -79
  CS1   65   12   467   285   -98
  CS2   86   13   1053   102   -48
  CS3   88   12   1012   175   -64
  CS4   84   11   983   187   -58
  CS5   62   13   1034   192   -52
  CS6   57   13   1038   136   -43
IS：本发明钢，CS：对照钢
在表2中，vE-40表示-40℃冲击韧性，vTrs表示韧脆转变温度，BF表示贝氏铁素体，且AF表示针状铁素体。
如从表2可见，所有具有本发明组成的本发明钢都具有930MPa或更高的抗张强度、230J或更高的-40℃冲击韧性和-70℃的韧脆转变温度，从而表现出良好的机械性能。对于C含量过低的对照钢1，尽管其冲击韧性良好，但其抗张强度很低，只有本发明钢的一半左右。对于C含量过高的对照钢2，尽管其具有1000MPa或更高的超高抗张强度，但其-40℃冲击韧性为102J，且其韧脆转变温度为-48℃。如此，对照钢2表现出如同传统钢的强度和韧性的不相容。另外，Mn含量过高的对照钢3表现出与对照钢2相似的性质。对于Ti含量过高的对照钢4，其-40℃冲击韧性和韧脆转变温度不符合要求。对于B含量过高的对照钢5和6，尽管其 强度良好，但其冲击韧性和韧脆转变温度不尽如人意。
如此，可找到取决于本发明钢板组成的影响。
对于具有本发明钢1的组成的板坯，在表3所示条件下进行轧制。
表3
[表3]
[表]
  编号   板坯二次加  热温度(℃)   重结晶区内  的压下率(％)   未重结晶区内  的压下率(％)   冷却速率  (℃/s)   冷却完成  温度(℃)
  IE1   1110   73   76   22   225
  IE2   1122   74   75   25   350
  IE3   1134   70   78   29   372
  IE4   1145   77   72   33   296
  CE1   1112   75   74   24   425
  CE2   1165   75   74   32   250
  CE3   1185   74   75   27   472
  CE4   1114   73   76   15   289
  CE5   1120   70   78   17   466
  CE6   1130   90   35   25   244
IE：本发明实例，CS：对照实例
如表3中可见，本发明实例1-4满足本发明的所有条件。然而，对照实例1以过高的冷却速率被冷却。对照实例2和3在过高的二次加热温度下被二次加热。特别地，对于对照实例3，不仅二次加热温度过高，而且冷却完成温度也过高。对于对照实例4和5，冷却速率过低。特别地，对于对照实例5，不仅冷却速率过低，而且冷却完成温度过高。对于对照实例6，在未重结晶区的压下率过低。
将按表3条件制造的钢板样品进行抗拉试验、冲击试验并测量韧脆转变温度，结果示于表4。
表4
[表4]
[表]
   编号   BF+AF的   分数(％)   初始奥氏体晶粒大   小(μm)   抗张强度   (MPa)   vE-40  (J)   vTrs  (℃)
  IE1   88   8   984   276   -113
  IE2   84   12   993   254   -94
  IE3   88   14   976   258   -93
  IE4   94   13   965   245   -79
  CE1   65   14   865   268   -98
  CE2   86   25   934   197   -64
  CE3   88   30   823   189   -50
  CE4   64   15   834   187   -48
  CE5   61   12   852   218   -52
  CE6   57   15   879   143   -42
IE：本发明实例，CE：对照实例
在表4中，vE-40表示-40℃冲击韧性，vTrs表示韧脆转变温度，BF表示贝氏铁素体，AF表示针状铁素体。
如从表4可见，按本发明条件制造的本发明实例1-4全部都具有930MPa或更高的抗张强度和230J或更高的-40℃冲击韧性，从而表现出良好的机械性能。然而，由于对照钢1以过高的冷却速率被冷却，因此不能合适地形成细的低温相，且抗张强度低。对于对照钢2，由于过高的板坯二次加热温度，形成了粗化的奥氏体晶粒，从而降低了低温韧性。对于板坯二次加热温度过高和冷却完成温度过高的对照钢3，其低温韧性由于与对照实例2相同的原因而较低，且其抗张强度由于与对照实例1相同的原因也较低。对于冷却速率过低的对照钢4，形成了多边形铁素体和粒状铁素体的混合物而不是所想要的微结构，从而降低了抗张强度和低温韧性。对于对照钢5，过低的冷却速率和过高的冷却完成温度由于与上面相同的原因造成了低的抗张强度和低温韧性。对于在未重结晶区内以过低的压下率轧制的对照钢6，不仅奥氏体晶粒充分地延伸，而且位错不在晶粒中堆积，这导致低温相的形成不充分。作为结果，对照实例6具有极充分低的低温韧性。
由上述结果，可找出本发明制造方法的效果。
如可由以上描述明显看出的，本发明可提供具有高强度和优异低温韧性的不含大量Mo的钢板。

Claims (8)

1.一种具有超高强度和优异低温韧性的钢板，以重量％计包括：0.03-0.10％C、0-0.6％Si、1.6-2.1％Mn、0-1.0％Cu、0-1.0％Ni、0.02-0.06％Nb、0-0.1％V、0.1-0.5％Mo、0-1.0％Cr、0.005-0.03％Ti、0.01-0.06％Al、0.0005-0.0025％B、0.001-0.006％N、0-0.006％Ca、0.02％或更少的P、0.005％或更少的S，以及余量的Fe和不可避免的杂质，其中微结构含有至少75面积百分比的贝氏铁素体和针状铁素体的混合物。
2.一种具有超高强度和优异低温韧性的钢板，以重量％计包括：0.03-0.10％C、0-0.6％Si、1.6-2.1％Mn、0-1.0％Cu、0-1.0％Ni、0.02-0.06％Nb、0-0.1％V、0.1-0.5％Mo、0-1.0％Cr、0.005-0.03％Ti、0.01-0.06％Al、0.0005-0.0025％B、0.001-0.006％N、0-0.006％Ca、0.02％或更少的P、0.005％或更少的S，以及余量的Fe和不可避免的杂质，其中微结构含有至少75面积百分比的贝氏铁素体和针状铁素体的混合物，抗张强度为930MPa或更高且-40℃却贝冲击吸收能量为230J或更多。
3.权利要求1或2的钢板，其中所述钢板含有0.15wt％或更少的Mo。
4.权利要求1或2的钢板，其中所述钢板的微结构包括以面积分数计为5％或更少的粒状贝氏体。
5.权利要求1或2的钢板，其中奥氏体晶粒的全厚度尺寸应小于15μm。
6.一种制造具有超高强度和优异低温韧性的钢板的方法，所述方法包括：
将钢板坯二次加热至1050-1150℃，所述板坯以重量％计包括：0.03-0.10％C、0-0.6％Si、1.6-2.1％Mn、0-1.0％Cu、0-1.0％Ni、0.02-0.06％Nb、0-0.1％V、0.1-0.5％Mo、0-1.0％Cr、0.005-0.03％Ti、0.01-0.06％Al、0.0005-0.0025％B、0.001-0.006％N、0-0.006％Ca、0.02％或更少的P、0.005％或更少的S，以及余量的Fe和不可避免的杂质；
在奥氏体重结晶温度区内在一个或多个热轧道次上以20-80％的压下率轧制经二次加热的钢板坯；
在奥氏体重结晶温度或更低至Ar3温度或更高的温度范围内在一个或多个热轧道次上以40-80％的压下率将经轧制的钢板坯轧制成钢板；
以20-50℃/s的冷却速率冷却经轧制的钢板；和
在200-400℃的温度下停止冷却所述钢板。
7.权利要求6的方法，其中所述钢板坯含有0.15wt％或更少的Mo。
8.权利要求6或7的方法，还包括：在冷却完成步骤后用空气冷却或在室温下冷却所述钢板。
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