CN101868560A - 具有优良低温韧性的高强度且低屈强比的结构用钢 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种高强度高且低屈强比低的结构用钢，所述钢用作建筑物的结构用钢并且具有优良的特性，如低温韧性、接近600MPa或更高的抗拉强度，以及80％或更低的低屈强比。所述高强度且低屈强比的钢，包括，以重量百分数计：C：0.02至0.12％，Si：0.01至0.8％，Mn：0.3至2.5％，P：0.02％或更低，S：0.01％或更低，Al：0.005至0.5％，Nb：0.005至0.10％，B：3至50ppm，Ti：0.005至0.1％，N：15至150ppm，Ca：60ppm或更低，以及余量的铁和不可避免的杂质；并且还包括至少一种选自以下元素的成分，以重量百分数计：Cr：0.05至1.0％，Mo：0.01至1.0％，Ni：0.01至2.0％，Cu：0.01至1.0％，以及V：0.005至0.3％，其中在所述精轧过程后将最终冷却温度限制在500至600℃。本发明可提供满足诸如低温韧性、止脆裂性和低屈强比的特性的高强度且低屈强比的钢，以及其制备方法。
Description
技术领域
本发明涉及一种具有优良特性如低温韧性的高强度且低屈强比的结构用钢及其制备方法，更具体地说，涉及一种满足优良的主要特性如低温韧性和低屈强比——这两种特性均是结构用钢所需的——的高强度钢及其制备方法，所述优良的主要特性是通过采用使用贝氏铁素体和粒状贝氏体结构作为钢的基质结构并且使用具有高硬度的双相的方法来实现的。
背景技术
诸如建筑物和桥梁的结构主要要求高强度，因为其荷载高。随着持续要求降低用于建造建筑结构的建筑材料的成本，所用钢的总重量也倾向于降低。因此，对增加用于构建这些建筑结构的钢的强度的需求增加。
然而，由于所述钢的问题在于其性质如低温韧性通常可能会随着其强度的不断增加而变差，因此许多高强度的结构用钢具有不良的低温韧性。低温韧性是钢在超低温下能够承受脆性断裂的时间长度的量度，具有不良的低温韧性的钢的问题在于当将所述钢用在温度很低的区域如极端区域中时，钢可能会易于发生脆性断裂，这会导致对所述钢的使用环境的限制。延性-脆性转变温度(DBTT曲线)通常用作低温韧性的量度。
钢强度的增加通常还会导致屈强比的增加，所述屈强比为屈服强度与抗拉强度的比。然后，屈强比的增加会降低钢发生塑性形变的时间点(屈服点)与钢发生断裂的时间点之间的应力差。因此，由于建筑物几乎没有通过吸收其形变过程中的能量来防止建筑物毁坏的准备时间，因此当建筑结构遭受巨大外力如地震时难以保证所述建筑结构的安全性。
因此，结构用钢应当必须具有低温韧性和低屈强比，这二者均被保持在某些水平之上。
作为用于保证钢的低屈强比的替代技术之一，存在一种通过选择适合的钢合金元素并且适当地调整轧制条件来增强所述钢的低屈强比的方法。该技术通过以下方法提高了钢的抗拉强度，因而保证了钢的低屈强比，所述方法即：将合金元素调整到适合的范围，使最终冷却温度低于500℃以形成贝氏铁素体结构，在700至760℃的临界温度(intercritical temperature)下热处理所述贝氏铁素体结构以在贝氏体板条之间形成奥氏体，以及缓慢冷却奥氏体以形成一种MA(马氏体或/和残余奥氏体)结构。
然而，为了制备一种贝氏铁素体结构形式的钢微结构，最终冷却温度应当被调整到低于贝氏体转变终了温度——Bf温度。在这种情况下，生产线中可能会发生产率低的问题。通过在轧制过程之后在临界温度范围下热处理贝氏铁素体结构获得MA结构的方法的问题在于产品供应延迟、生产成本增加、产率降低等。
因此，需要开发具有高产率并且满足以下要求的钢，所述要求如高强度特性、低温韧性特性和低屈强比。
发明内容
技术问题
设计本发明的目的是解决现有技术的问题，因此本发明的一个目的是提供满足所有特性如低温韧性和低屈强比的高强度钢。
本发明的另一个目的为提供一种用于制备满足所有特性如低温韧性和低屈强比的高强度钢的方法。
技术方案
本发明的一个方面提供了一种高强度且低屈强比的结构用钢，其包括以重量百分数计：C：0.02至0.12％，Si：0.01至0.6％，Mn：0.3至2.5％，Nb：0.005至0.10％，Ti：0.005至0.1％，Al：0.005至0.5％，P：0.02％或更低，B：5至40ppm，N：15至150ppm，Ca：60ppm或更低，S：100ppm或更低，以及余量的Fe和不可避免的杂质，其中高强度且低屈强比的钢包含以重量百分数计1至5％的一种平均粒度为5μm或更低的MA(马氏体/奥氏体)结构，以及余量的一种粒状贝氏体和贝氏铁素体的双相组织。
在这种情况下，所述高强度且低屈强比的结构用钢还可包括至少一种选自以下的成分，以重量百分数计：Cr：0.05至1.0％，Mo：0.01至1.0％，Ni：0.01至2.0％，Cu：0.01至1.0％，以及V：0.005至0.3％。
本发明的另一个方面提供了一种用于制备高强度且低屈强比的钢的方法。本发明中，所述方法包括：在1050至1250℃下再加热钢坯，所述钢坯包括，以重量百分数计：C：0.02至0.12％，Si：0.01至0.8％，Mn：0.3至2.5％，P：0.02％或更低，S：0.01％或更低，Al：0.005至0.5％，Nb：0.005至0.10％，B：3至50ppm，Ti：0.005至0.1％，N：15至150ppm，Ca：60ppm或更低，以及余量的Fe和不可避免的杂质；在1250℃至Tnr(重结晶停止温度)的温度下粗轧所述经再加热的钢坯；并且使所述经粗轧的钢坯以2至10℃/s的冷却速度冷却至500至600℃的最终冷却温度。
有益效果
如上文所述，本发明的示例性实施方案可提供一种具有600MPa或更高的高强度并且满足以下特性的钢，所述特性如低温韧性、止脆裂性和80％或更低的低屈强比。
本发明的示例性实施方案还可提供一种满足所有以下特性的高强度钢，所述特性如低温韧性、止脆裂性和80％或更低的低屈强比。
附图说明
图1为示出了本发明一个示例性实施方案的钢的微结构的照片，所述微结构是用扫描电子显微镜观察的。
图2为示出了本发明一个示例性实施方案的MA结构分数与屈强比之间关系随最终冷却温度变化的图。
图3为示出了本发明一个示例性实施方案的MA结构分数与延性-脆性转变温度(DBTT)之间关系随最终冷却温度变化的图。
图4为图示了本发明一个示例性实施方案的制备过程中钢坯内部的温度行为随时间变化的图。
具体实施方式
最佳方式
下文中，本发明的一个示例性实施方案提供了这样一种结构用钢，所述钢通过控制合金元素体系、MA结构的分数和平均大小以及调整轧制条件而使得抗拉强度为600MPa或更高并且屈强比为80％或更低。
下文中，详细描述了本发明一个示例性实施方案的合金体系及其限制范围。
C：0.02至0.12％
碳(C)是一种必需的重要元素，它用于形成马氏体-奥氏体组元(MA)并且决定了所述马氏体-奥氏体组元的大小及分数。因此，根据本发明，所含的碳(C)在一个合适的含量范围内。但是，当C的含量超过0.12％时，钢的低温韧性可能会变差，并且马氏体-奥氏体组元的分数可能超过15％。相反，当C的含量低于0.02％时，由于马氏体-奥氏体组元的分数低(3％或更低)，钢的强度较低。因此，所用C的含量限制在0.02至0.12％。此外，对焊接钢结构中所用的钢板来说，所用C的优选含量范围为0.03至0.09％，以保证较佳的可焊性。
Si：0.01至0.8％
硅(Si)用作脱氧元素以增强马氏体-奥氏体组元的稳定性。因此，Si有助于提高钢的强度和韧性，因为即使在较低的C含量下也可形成大量的马氏体-奥氏体组元。本发明中，当Si的含量超过0.8％时，钢的低温韧性和可焊性均可能会变差。相反，当Si的含量低于0.01％时，Si的脱氧作用不足。因此，所用Si的含量范围可限制在0.01至0.8％，并且优选0.1至0.4％。
Mn：0.3至2.5％
锰(Mn)为一种可用于通过固溶硬化来提高钢强度的元素。在这种情况下，必须加入Mn的含量为0.3％或更高。然而，当Mn的含量超过2.5％时，由于淬透性增加过度，焊接部分的韧性可能会变差。因此，所用Mn的含量范围限制在0.3至2.5％。
P：0.02％或更低
磷(P)是一种有效提高强度并且改善耐蚀性的元素。然而，由于磷可能会显著降低冲击韧性，希望所用磷的含量尽可能地低。其上限也被限定在0.02％。
S：0.01％或更低
硫(S)是一种反应形成硫化物如MnS的元素，其显著降低冲击韧性。因此，希望所用硫的含量尽可能地低，并且其上限被限定在0.01％。
Al：0.005至0.5％
铝(Al)是一种可将钢水脱氧的廉价元素。本发明中，由于溶胶铝(sol.Al)有助于形成马氏体-奥氏体组元，可使用少量的Al来形成马氏体-奥氏体组元，这有助于提高钢的强度和韧性。因此，所加入Al的含量可为0.005％或更高。然而，当所加入Al的含量超过0.5％时，铸口可能会在连铸过程中被堵塞。因此，所用Al的含量范围限制在0.005至0.5％。优选地，所用Al的含量范围可为0.01至0.05％。
Nb：0.005至0.1％
铌(Nb)是一种重要的元素，其用于制备TMCP钢并且以NbC或NbCN形式沉淀以显著提高母体金属及其焊接部分的强度。在再加热过程中固溶处理的Nb也具有通过抑制奥氏体的重结晶和铁素体或贝氏体的转变来精炼结构的作用。此外，根据本发明的一个示例性实施方案，当在粗轧过程后冷却钢坯时，Nb有助于以缓慢的冷却速度形成贝氏体；并且当在最终轧制过程后冷却钢坯时，还有助于增强奥氏体的稳定性，从而即使在缓慢的冷却速度下也有助于形成马氏体-奥氏体组元。因此，应加入Nb的含量为0.005％或更高。然而，当所加入的Nb过量超过0.1％时，可能会在钢的边缘发生脆性断裂。因此，所用Nb的含量范围限制在0.005至0.1％。
B：3至50ppm
硼(B)是一种非常廉价且具有强淬透性的有用元素。特别是，根据本发明的一个示例性实施方案，即使在粗轧过程之后的冷却过程中的缓慢冷却速度下B也高度有助于形成贝氏体，并且即使在最终冷却过程中也具有帮助形成马氏体-奥氏体组元的作用。由于加入少量的B即可导致强度显著增加，因此希望加入B的含量为3ppm或更高。然而，加入过量的B可通过形成Fe23(CB)6而相当程度地降低钢的淬透性，并且使诸如低温韧性的特性变差。因此，所添加B的使用含量范围限制在3至50ppm。
Ti：0.005至0.1％
钛(Ti)的功能是当再加热钢时通过抑制晶粒生长来显著提高钢的低温韧性。在这种情况下，希望加入Ti的含量为0.005％或更高。然而，当所加入Ti的量过量0.1％或更高时，铸口可能会被阻塞，或者钢的低温韧性可能会由于所述钢中央区域内的结晶而降低。因此，所用Ti的含量范围限制在0.005至0.1％。
N：15至150ppm
氮(N)用于增加钢的强度，但是会降低钢的韧性。因此，必须将N的含量限定在150ppm或更低的含量水平。然而，将N控制在15ppm或更低导致难以制备钢，因此将N含量的下限设定在15ppm。
根据本发明一个示例性实施方案，仅当具有的有利钢组分及其含量的上述钢包括所述合金元素的上述含量范围时，其才可发挥充分的作用。然而，为了提高诸如钢的强度和韧性、焊接热影响区的韧性、可焊性等的特性，还可进一步加入合适量的下述合金元素。下述合金元素可以单独或以其组合使用。
Cr：0.05至1.0％
铬(Cr)具有增强钢的淬透性从而提高钢强度的巨大作用。在这种情况下，希望加入Cr的含量为0.05％或更高。当所加入Cr的含量超过1.0％时，可焊性可能会变差。因此，所用Cr的含量限制为1.0％或更低。更优选地，所加入Cr的含量范围为0.2至0.5％，以便在相对较慢的冷却速度下稳定地获得马氏体-奥氏体(MA)组元。
Mo：0.01至1.0％
钼(Mo)具有抑制铁素体形成的作用，因为少量的钼即可显著增强钢的淬透性。特别是，根据本发明的一个示例性实施方案，所加入钼的含量为0.01％或更高，因为钼有助于形成马氏体-奥氏体组元，而马氏体-奥氏体组元又有助于增加抗拉强度。然而，当钼含量超过1.0％时，焊接部分的硬度可能会过分增加，其韧性可能会变差。因此，希望所加入钼的含量可为1.0％或更少。为了增强钢的淬透性，更优选地将所用钼的含量范围限制在0.02至0.2％。
Ni：0.01至2.0％
镍(Ni)是一种可同时提高钢的强度和韧性的元素。为了达到足够的效果，所加入Ni的含量应为0.01％或更高。然而，Ni较昂贵，因此当所加入Ni含量超过2.0％时经济效率可能很低，并且可焊性可能会降低。因此，所加入Ni的含量范围限制在0.01至2.0％。
Cu：0.01至1.0％
铜(Cu)为一种可使减少钢韧性的降低并且同时提高钢强度的元素。为了达到足够的效果，所加入Cu的含量应为0.01％或更高。然而，Cu的上限被限定在1.0％，因为加入过量的Cu可相当显著地降低产品的表面品质。
V：0.005至0.3％
钒(V)的固溶温度低于其他微合金的固溶温度，并且由于V在焊接热影响区附近沉淀因而具有防止钢强度降低的作用。因此，所加入V的含量为0.005％或更高。然而，当V的含量超过0.3％时，钢的韧性可能反而会降低。因此，所加入V的含量范围限制在0.005至0.3％。
Ca：0至0.006重量％
钙(Ca)被广泛用作控制MnS夹杂物形状并且提高钢的低温韧性的元素。然而，加入过量的Ca会因存在大量CaO-CaS而形成粗夹杂物，这可能会降低钢的洁净水平以及可焊性。因此，所加入Ca的含量不超过0.006重量％。
根据本发明的一个示例性实施方案，具有上述组成的钢具有比常规钢更高的淬透性，并且显示出可在钢的内部形成所需结构而不必经历突然水冷处理的特性。
下文中，更加详细地描述了本发明一个示例性实施方案的钢的微结构。
当钢的淬透性得到提高并且钢中形成有硬结构时，所述钢的低温韧性通常会变差。有鉴于此，下文中规定了本发明一个示例性实施方案的期望的钢结构。因此，可形成本发明一个示例性实施方案的钢以防止其低温韧性变差，并且甚至当所述钢的淬透性得到提高时也可容易地实现低屈强比。
如图1所示，本发明一个示例性实施方案的钢的微结构包括1至5％的平均大小为5μm(微米)的MA结构(马氏体/奥氏体双相组织)，以及余量的粒状贝氏体和贝氏铁素体的双相组织。
本发明并未具体地限定所述双相组织情况下的粒状贝氏体与贝氏铁素体之间的分数。这是因为粒状贝氏体和贝氏铁素体均为基质结构，其物理特性(如屈服强度和屈强比)不会特别地根据粒状贝氏体和贝氏铁素体结构两者的分数而变化。
根据本发明的一个示例性实施方案，可通过将最终冷却温度限定在一个适合的温度范围而实现一种能够提高诸如低屈强比和低温韧性的特性的结构。参考图2，最终冷却温度的增加导致MA分数增加而屈强比降低。似乎这是因为作为一种相对较软的基质结构的粒状贝氏体的分数随着最终冷却温度增加而增加，这导致屈服强度降低，并且MA分数的增加会导致抗拉强度增加。
当将最终冷却温度设定在较高温度时，钢的延性-脆性转变温度(DBTT)也会升高，如图3所示。这是因为由于MA结构的分数和平均粒度随着最终冷却温度的升高而增加，钢会很容易因受到外部冲击而断裂，这会导致钢的韧性变差。
因此，图2和3的结果显示当将最终冷却温度保持在500至600℃的温度水平时，所述MA结构与粒状贝氏体-贝氏铁素体双相组织之间达到了一种合适的平衡。因此同时提高了低屈强比和低温韧性。
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钢的方法。
所述本发明一个示例性实施方案中的制造钢的方法包括：再加热钢坯，粗轧所述经再加热的钢坯，在粗轧过程之后冷却所述经粗轧的钢板，精轧及冷却所述经精轧的钢板。下面更加详细地描述所述制备方法的每一步。
钢坯再加热的温度：1050至1250℃
根据本发明的一个示例性实施方案，将钢坯在1050℃或更高的加热温度下再加热。这是为了在铸造过程中将沉淀的Ti和/或Nb的碳氮化物充分固溶处理。然而，当将钢坯在过高的温度下再加热时，奥氏体可能会***。因此，钢坯再加热温度的上限被限定在1250℃。
粗轧温度：1250℃至Tnr
将所述经再加热的钢坯在加热过程后进行粗轧，以适当地调整钢坯的形状。所述粗轧过程是在比奥氏体不再重新结晶的温度(Tnr)高的温度下进行的。在轧制过程中，可能会破坏铸造过程中形成的铸造结构如树枝状晶体，并且使奥氏体粒径变小。
精轧温度：Tnr至Bs
对所述经粗轧钢坯中的奥氏体结构进行精轧，以便将非均匀变形的微结构引入到钢板中。轧制温度范围为从奥氏体未再重结晶的温度(Tnr)至高于贝氏体转变起始温度(Bs)。当所述精轧过程是在高于Tnr的温度下开始的，钢板的屈服强度升高，这使得难以获得80％或更低的低屈强比。
精轧过程之后的冷却条件：在500至600℃的最终冷却温度下，以2至10℃/s的冷却速度冷却。
冷却条件是本发明的主要特征之一。如图3中所示，钢的微结构是通过以下方式形成的：从高于Bs(贝氏体转变起始温度)的温度开始以2至10℃/s的冷却速度水冷钢板，并且在高于Bf(贝氏体转变终止温度)的500至600℃的温度下停止冷却所述钢板。本发明中，所述钢的微结构包括分数为1-5％的一种MA结构，其中所述MA结构的平均粒径为5μm或更低。如图4中所示，当冷却速度低于2℃/s时，钢的产率低，而冷却曲线未经过粒状贝氏体区；而当冷却速度超过10℃/s时，形成坚硬的贝氏体结构，这会导致屈服强度和屈强比升高。
总之，在本发明一个示例性实施方案的钢制备方法中，MA结构是通过以下方式形成的：将具有上述组成的钢坯加热至1050至1250℃，将所述经加热的钢坯在1250℃至Tnr的温度下粗轧，并且将所述经粗轧的钢板在Tnr至Bs的温度下精轧，并且在500至600℃的温度下终止对所述经精轧钢坯进行的冷却，所述冷却的冷却速度为2至10℃/s。本发明中，所述MA结构在粒状贝氏体和贝氏铁素体的双相组织中所占分数为1至5％，并且其平均粒径为5μm或更低。
本发明的实施方式
下文中，现将参照附图对本发明的示例性实施方案进行详细描述。然而，应该理解的是本文中所提出的说明只是仅用于举例说明目的的优选实施例，并非意在限制本发明的范围。这就是为什么本发明的范围是由所附权利要求及其等效方案决定的。
实施例
[表1]
每个以表1中所列出的组分及其含量制备的钢坯均以与表2中所列出的条件相同的条件进行轧制和冷却。对于这些实施例，在超过所述冷却速度的条件下以及在精轧起始温度超过Tnr且最终冷却温度较低的条件下对钢坯进行测试。
[表2]
每个钢坯均是按照表2中所列的条件制备的，并且钢坯的测试结果在下表3中列出。
[表3]
表3中所列出的测试结果揭示了具有本发明的一个示例性实施方案的组分及其含量的本发明的钢确实满足了所有加工条件的要求，并且由此所制备的钢(A-1、B-1、C-1、D-1、E-1、F-1、G-1和H-1)令人满意地具有600MPa或更高的抗拉强度以及80％或更低的低屈强比。相反，可以看出其组成超出本发明的组成体系范围的比较用钢I至L，以及本发明的钢中不满足所述加工条件的钢均未显示出与满足所有加工条件要求的本发明的钢一样的优良物理特性。
Claims (9)
1.一种高强度且低屈强比的钢，包括，以重量百分数计：C：0.02至0.12％，Si：0.01至0.8％，Mn：0.3至2.5％，P：0.02％或更低，S：0.01％或更低，Al：0.005至0.5％，Nb：0.005至0.10％，B：3至50ppm，Ti：0.005至0.1％，N：15至150ppm，Ca：60ppm或更低，以及余量的铁和不可避免的杂质，所述钢的抗拉强度为600MPa或更高且屈强比为80％或更低。
2.权利要求1的高强度且低屈强比的钢，还包括至少一种选自以下元素的成分，以重量百分数计：Cr：0.05至1.0％，Mo：0.01至1.0％，Ni：0.01至2.0％，Cu：0.01至1.0％，以及V：0.005至0.3％。
3.权利要求1的高强度且低屈强比的钢，包括以重量百分数计1至5％的MA(马氏体/奥氏体)结构，所述MA结构的平均粒度为5μm或更低。
4.权利要求1的高强度且低屈强比的钢，包括以重量百分数计至少95％的一种粒状贝氏体与贝氏铁素体的双相组织。
5.一种用于制备高强度且低屈强比的钢的方法，所述方法包括：
在1050至1250℃下再加热钢坯，所述钢坯包括，以重量百分数计：C：0.02至0.12％，Si：0.01至0.8％，Mn：0.3至2.5％，P：0.02％或更低，S：0.01％或更低，Al：0.005至0.5％，Nb：0.005至0.10％，B：3至50ppm，Ti：0.005至0.1％，N：15至150ppm，Ca：60ppm或更低，以及余量的铁和不可避免的杂质；
在1250℃至Tnr的温度下粗轧所述经再加热的钢坯；
在Tnr至Bs的温度下精轧所述经粗轧的钢板；和
使所述经精轧的钢板冷却至500至600℃的最终冷却温度。
6.权利要求5的方法，其中所述钢坯还包括至少一种选自以下的组分，以重量百分数计：Cr：0.05至1.0％，Mo：0.01至1.0％，Ni：0.01至2.0％，Cu：0.01至1.0％，以及V：0.005至0.3％。
7.权利要求5的方法，其中所述钢的微结构是由以重量百分数计1至5％的MA结构(马氏体/奥氏体)形成的，所述MA结构的平均粒度为5μm或更低。
8.权利要求5的方法，其中所述钢的微结构是由以重量百分数计至少95％的一种粒状贝氏体与贝氏铁素体的双相组织形成的。
9.权利要求5的方法，其中冷却所述经精轧的钢板的操作是通过以2至10℃/s的冷却速度水冷所述经精轧的钢板来实施的。
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