CN116145022B - 一种屈服强度不低于900MPa的低屈强比钢板及其制造方法 - Google Patents

一种屈服强度不低于900MPa的低屈强比钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种屈服强度不低于900MPa的低屈强比钢板，其含有Fe和不可避免的杂质元素，其还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：C：0.03～0.10％；Si：0.10～0.50％；Mn：0.3～2.0％；Al：0.10～1.30％；Ni：1.0～10.0％；Nb：0.01～0.05％；V≤0.1％；Ti：0.01～0.05％；Mo：0.20～1.50％；其中，所述低屈强比钢板不含有Cr。相应地，本发明还公开了上述钢板的制造方法，其包括步骤：(1)冶炼和铸造；(2)加热；(3)控制轧制；(4)水冷：冷却速度为5～50℃/s，停冷温度为200～500℃；(5)回火：回火温度为580～680℃，保温时间不低于30min。本发明所述的低屈强比钢板，其不仅具有较高的强度、较低的屈强比，还具有良好的塑性，同时钢板组织应力被充分消除。

Description

一种屈服强度不低于900MPa的低屈强比钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种金属材料及其制造方法，尤其涉及一种低屈强比钢板及其制造方法。
背景技术
高强度钢材是一种适用范围十分广泛的钢材，其广泛应用于建筑、石油管线和工程机械等领域中，尤其是在工程机械领域，屈服强度为690～960MPa级的高强度钢材已经得到了广泛的应用。
在工程机械领域中，除对材料的强度有要求外，亦越来越关注材料的屈强比指标，其还进一步地对钢材的屈强比提出了上限要求；屈强比是表征材料均匀变形的能力，其体现了材料由塑性变形到最终断裂过程的形变容量。
然而，在高强度钢材的实际生产过程中，伴随着钢材强度级别的提高，现有化学成分和工艺技术生产的高强度钢材的屈强比亦随之提高，其并不利于在工程机械领域的应用。因此，如何降低高强钢的屈强比是当前技术人员普遍面临的一个难题。
在现有技术中，已经尝试采用了一些技术手段来降低高强钢的屈强比，但这些技术手段仍然尚有不足。
例如：公开号CN102121060A，公开日为2011年7月13日，名称为“一种利用超快冷和钢板自回火技术改善煤机用高强钢强韧性的方法”的中国专利文献，其采用板坯加热、在线控轧、超快冷及自回火(自回火温度200-400℃)技术，使生产的煤机用高强钢，韧脆性转变温度在-60℃以下，复相组织中的硬相含量30-40％，抗拉强度在1200-1350MPa，屈强比在0.80左右。这种技术方案虽然可以降低并控制钢材的屈强比，但其在生产工艺中采用了自回火，且自回火温度为200-400℃，这一自回火工艺并不足以消除钢板组织应力。
又例如：公开号为CN103215503A，公开日为2013年7月24日，名称为“一种易成型高强度中厚钢板的生产方法”的中国专利文献，该专利公开的钢为C＝0.06～0.08，Si＝0.15～0.30，Mn＝1.40～1.60，P≤0.015，S≤0.005，Nb+V+Ti≤0.6，Cr+Mo≤0.4，Alt≥0.020，Pcm≤0.21，Als：0.040％-0.070％，Ca：0.001％～0.004％，其余为Fe和不可避免的夹杂。生产工艺为转炉炼钢→钢包炉精炼→真空处理→连铸→加热→轧制→预矫直→在线悴火→回火热处理；采用该技术方案生产的Q620E钢板200mm宽冷弯完好，钢板实物冷弯性能满足用户易成型的要求，其钢板屈强比小于0.92，均匀延伸率大于8％。该技术方案虽然可以将屈强比控制为小于0.92，但钢材的强度仅为620MPa级别，其强度并不够高。
再例如：公开号为CN108315671A，公开日为2018年9月24日，“屈服强度1000MPa级低屈强比超高强钢及其制备方法”的中国专利文献公开了一种低屈强比超高强钢，该专利所述的钢的化学成分重量百分数为：C 0.06～0.14％，Mn 2.5～3.5％，Si 1.0～1.6％，Cr0.5～1.2％，Mo 0.1～0.3％，Ni 0.1～0.5％，S 0.002～0.005％，P 0.003～0.010％，A10.01～0.05％，N 0.003～0.005％，余量为Fe及不可避免杂质；将钢坯加热轧制冷却后，对钢板进行离线淬火+低温回火处理，最终获得屈服强度1015～1190MPa，屈强比0.79～0.85钢板。在该技术方案中，虽然可以控制高强度钢材的屈强比在0.79～0.85之间，但其所采用的低温回火不足以消除钢板组织应力。
基于此，针对现有技术中低屈强比钢板所存在的强度级别不足和难以消除组织应力的问题，本发明期望获得一种屈服强度不低于900MPa的低屈强比钢板，其不仅具有较高的强度，较低的屈强比，良好的塑韧性，同时钢板组织应力还被充分消除，有利于在工程机械领域上使用。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种屈服强度不低于900MPa的低屈强比钢板，该低屈强比钢板采用了合理的化学成分设计，其不仅具有较高的强度、较低的屈强比，还具有良好的塑性，同时钢板组织应力被充分消除，其可以有效应用于工程机械领域，并在结构件上使用。
为了实现上述目的，本发明提供了一种屈服强度不低于900MPa的低屈强比钢板，其含有Fe和不可避免的杂质元素，其还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：
C：0.03～0.10％；
Si：0.10～0.50％；
Mn：0.3～2.0％；
Al：0.10～1.30％；
Ni：1.0～10.0％；
Nb：0.01～0.05％；
V≤0.1％；
Ti：0.01～0.05％；
Mo：0.20～1.50％；
其中，所述低屈强比钢板不含有Cr。
进一步地，在本发明所述的低屈强比钢板中，其各化学元素质量百分含量为：
C：0.03～0.10％；
Si：0.10～0.50％；
Mn：0.3～2.0％；
Al：0.10～1.30％；
Ni：1.0～10.0％；
Nb：0.01～0.05％；
V≤0.1％；
Ti：0.01～0.05％；
Mo：0.20～1.50％；
余量为Fe和不可避免的杂质元素。
在本发明所述的低屈强比钢板中，各化学元素的设计原理如下所述：
C：在本发明所述的低屈强比钢板中，C是钢中不可缺少的提高钢材强度的元素之一，其同时也是成本最低的强化元素；为了达到一定的强度级别，钢中需要添加一定含量的C，C元素在钢中可以起到固溶强化的作用，它对于提升钢材强度的贡献最大。但需要注意的是，钢中的C元素含量不宜过高，当钢中C元素含量过高时，会对钢材的焊接性能和韧性产生不利影响。因此，考虑到本技术方案中钢板的性能，在本发明所述的低屈强比钢板中，将C元素的质量百分含量控制在0.03～0.10％之间。
Si：在本发明所述的低屈强比钢板中，Si是脱氧元素，其可以起到脱氧的作用。此外，Si元素还能够溶于铁素体，并起到固溶强化的作用，进而提高钢板强度；Si元素所起到的固溶强化作用仅次于C、N、P元素，超过其他合金元素。因此，在本发明所述的低屈强比钢板中，将Si元素的质量百分含量控制在0.10～0.50％之间。
Mn：在本发明所述的低屈强比钢板中，Mn元素可以降低临界冷却速度，大大提高钢材的淬透性；同时，Mn元素对钢板还具有固溶强化作用。若钢中Mn元素含量太高，则会降低马氏体转变温度点，从而导致室温残余奥氏体增加，不利于钢板强度增加。因此，在本发明所述的低屈强比钢板中，将Mn元素的质量百分含量控制在0.3～2.0％之间。
Al：在本发明所述的低屈强比钢板中，Al不仅可作为钢中的脱氧元素，其还可以与N形成细小难溶的AlN颗粒，从而细化钢板的显微组织。此外，Al元素能够与Ni、Mn元素配合形成Ni-Al-Mn-Fe粒子团簇或金属间化合物，其可以起到提高钢板强度的作用，本发明正是利用了Ni-Al-Mn-Fe纳米粒子强化作用，提高屈服强度和抗拉强度。因此，在本发明所述的低屈强比钢板中，将Al元素的质量百分含量控制在0.10～1.30％之间。
当然，在某些优选的实施方式中，为了获得更优的实施效果，根据其它合金元素如Mn、Ni添加的含量，可以进一步地将Al元素的质量百分含量控制在0.2～0.8％之间。
Ni：在本发明所述的低屈强比钢板中，Ni元素在钢中只溶于基体相铁素体和奥氏体，且不形成碳化物；Ni的奥氏体稳定化作用非常强，是保证钢板高韧性的主要元素。此外，Ni元素与Al、Mn元素配合还可形成纳米粒子，从而起到强化钢材的作用。因此，在本发明所述的低屈强比钢板中，将Ni元素的质量百分含量控制在1.0～10.0％之间。
在某些优选的实施方式中，考虑到成本因素及获得更优的实施效果，可以进一步地将Ni元素的质量百分含量控制在3.0～10.0％之间。
Nb：在本发明所述的低屈强比钢板中，Nb作为微合金化元素可以显著提高钢材的再结晶温度；Nb元素还可以与C、N元素配合形成Nb(C，N)，并在控轧过程中析出，起到强化钢板的作用。因此，在本发明所述的低屈强比钢板中，将Nb元素的质量百分含量控制在0.01～0.05％之间。
V：在本发明所述的低屈强比钢板中，V作为微合金化元素，其可以在控制轧制、Υ向α转变过程以及热处理高温回火过程中，与C、N元素配合形成V(C，N)，从而起到析出强化的作用。根据强度级别可选择添加。因此，在本发明所述的低屈强比钢板中，将V元素的质量百分含量控制为V≤0.1％。
Ti：在本发明所述的低屈强比钢板中，Ti元素会与钢中的C、N形成碳化钛、氮化钛或碳氮化钛，并在钢坯加热轧制阶段，起到细化奥氏体晶粒的作用，从而提高钢板的强度和韧性。但是，钢中Ti元素含量不宜过高，过多的Ti会形成较多粗大氮化钛，对钢板强度和韧性均会产生不利影响。因此，在本发明所述的低屈强比钢板中，将Ti元素的质量百分含量控制在0.01～0.05％之间。
Mo：在本发明所述的低屈强比钢板中，钢中添加适量的Mo元素可以有效提高奥氏体再结晶温度，同时提高钢板淬透性，促进贝氏体转变。因此，在本发明所述的低屈强比钢板中，将Mo元素的质量百分含量控制在0.20～1.50％之间。
进一步地，在本发明所述的低屈强比钢板中，各化学元素满足下述各公式的至少其中之一：
Al：0.2～0.8％；
Ni：3.0～10.0％。
进一步地，在本发明所述的低屈强比钢板中，其微观组织为贝氏体铁素体+极少量残余奥氏体，或者马氏体+极少量残余奥氏体。
进一步地，在本发明所述的低屈强比钢板中，残余奥氏体的体积相比例低于1％。
进一步地，在本发明所述的低屈强比钢板中，其微观组织具有纳米粒子团簇或析出相Ni-Al-Mn-Fe、Ni-Al-Fe、Ni-Fe、Ni-Mn-Fe的至少其中之一。
进一步地，在本发明所述的低屈强比钢板中，其微观组织还具有析出物Nb和Ti的碳氮化物，或Nb、Ti、V的碳氮化物。
进一步地，在本发明所述的低屈强比钢板中，在不可避免的杂质中，P≤0.015％，S≤0.01％，N≤0.006％，O≤0.003％，H≤0.0002％。
在本发明上述技术方案中，P、S、N、O和H均是本发明所述的低屈强比钢板中的杂质元素，在技术条件允许情况下，为了获得性能更好且质量更优的钢材，应尽可能降低本发明所述的低屈强比钢板中杂质元素的含量。
进一步地，在本发明所述的低屈强比钢板中，其厚度为8-50mm。
进一步地，在本发明所述的低屈强比钢板中，其性能满足：屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥1100MPa，延伸率≥16％，至少-20℃下的冲击功≥100J，屈强比≤0.89。
相应地，本发明的另一目的在于提供本发明上述的低屈强比钢板的制造方法，该制造方法工艺简单，采用该制造方法所获得的低屈强比钢板，不仅具有较高的强度、较低的屈强比、良好的塑性，同时还可以充分消除钢板组织应力，其屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥1100MPa，延伸率≥16％，至少-20℃下的冲击功≥100J，屈强比≤0.89。
为了实现上述目的，本发明提出了上述的低屈强比钢板的制造方法，其包括步骤：
(1)冶炼和铸造；
(2)加热；
(3)控制轧制；
(4)水冷：冷却速度为5～50℃/s，停冷温度为200～500℃；
(5)回火：回火温度为580～680℃，保温时间不低于30min。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，加热温度为1100～1250℃。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，粗轧阶段控制最低轧制温度为不低于950℃；精轧阶段控制开始轧制温度不高于890℃，终轧温度为780～850℃，精轧阶段总道次压下率不低于60％。
相较于现有技术，本发明所述的屈服强度不低于900MPa的低屈强比钢板及其制造方法具有如下所述的优点以及有益效果：
本发明所述的屈服强度不低于900MPa的低屈强比钢板通过合理的化学成分设计和生产工艺设计，利用纳米粒子团簇或析出相Ni-Al-Mn-Fe、Ni-Al-Fe、Ni-Fe、Ni-Mn-Fe的析出强化作用，可以在确保较低屈强比的同时，获得较高的屈服强度，获得的低屈强比钢板的屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥1100MPa，延伸率≥16％，至少-20℃下的冲击功≥100J，屈强比≤0.89，其可以有效应用于工程机械领域，并在结构件上使用。
采用本发明所述的制造方法可以有效制得本发明上述的低屈强比钢板，其不仅具有较高的强度、较低的屈强比，还具有良好的塑性，同时钢板组织应力被充分消除。
附图说明
图1为实施例3的低屈强比钢板在1000倍扫描电子显微镜下的金相组织照片。
图2为实施例3的低屈强比钢板的高分辨像照片。
图3为图2所示的实施例3中的低屈强比钢板的高分辨像的对应选区电子衍射花样。
图4显示了实施例1的低屈强比钢板中的析出相(Nb,Ti)(N,C)。
具体实施方式
下面将结合具体的实施例和说明书附图对本发明所述的屈服强度不低于900MPa的低屈强比钢板及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
实施例1-6
本发明所述的实施例1-6的屈服强度不低于900MPa的低屈强比钢板均采用以下步骤制得：
(1)按照表1所示的化学成分进行冶炼和铸造。
(2)加热：控制加热温度为1100～1250℃，控制加热时间180-500min。
(3)控制轧制：控制粗轧阶段控制最低轧制温度为不低于950℃；控制精轧阶段控制开始轧制温度不高于890℃，控制终轧温度为780～850℃，控制精轧阶段总道次压下率不低于60％。
(4)水冷：冷却速度为5～50℃/s，停冷温度为200～500℃。
(5)回火：回火温度为580～680℃，保温时间不低于30min。
在本发明中，实施例1-6的低屈强比钢板的化学成分设计以及相关工艺均满足本发明设计规范要求。下述表1列出了实施例1-6的低屈强比钢板的各化学元素的质量百分配比。
表1.(wt％，余量为Fe和除P、S、N、O、H以外其他不可避免的杂质)
表2-1和表2-2列出了实施例1-6的低屈强比钢板在上述步骤(1)-步骤(5)的流程中的具体工艺参数。
表2-1.
表2-2.
将得到的成品实施例1-6的低屈强比钢板进行观察和分析，以观察得到实施例1-6的低屈强比钢板的微观组织，观察得到部分实施例的低屈强比钢板的微观组织为贝氏体铁素体+极少量残余奥氏体；另一部分实施例的低屈强比钢板的微观组织为马氏体+极少量残余奥氏体。其中，可以进一步观察实施例1-6的低屈强比钢板的残余奥氏体的体积相比例，且注意到微观组织中还具有碳氮化物以及纳米粒子团簇或析出相，相关观察结果列于下述表3之中。
表3列出了实施例1-6的低屈强比钢板的微观组织观察结果。
表3.
编号 微观组织 残余奥氏体的体积相比例
实施例1 贝氏体铁素体+极少量残余奥氏体 ≤1％
实施例2 马氏体+极少量残余奥氏体 ≤1％
实施例3 贝氏体铁素体+极少量残余奥氏体 ≤1％
实施例4 贝氏体铁素体+极少量残余奥氏体 ≤1％
实施例5 贝氏体铁素体+极少量残余奥氏体 ≤1％
实施例6 贝氏体铁素体+极少量残余奥氏体 ≤1％
将通过上述工艺步骤得到的成品实施例1-6的低屈强比钢板分别取样，并对样品进行拉伸和冲击试验，将所得的测试结果均列于表4中。
相关拉伸和冲击试验检测手段如下所述：
(1)拉伸试验：根据GB/T 2975加工拉伸试样，形状为板状，采用全厚度截面；根据GB/T 228进行拉伸试验检测，以得到实施例1-6的低屈强比钢板的屈服强度、抗拉强度和延伸率。
(2)冲击试验：根据GB/T 2975加工冲击试样，8mm板的试样尺寸为7.5×10×55mm，其余厚度规格的试样尺寸为10×10×55mm；控制试验温度为-20℃，根据GB/T 229进行冲击试验检测，以获得实施例1-6的低屈强比钢板的冲击功。
表4列出了实施例1-6的低屈强比钢板的试验检测结果。
表4.
从上述表4可以看出，本发明所述实施例1-6的低屈强比钢板不仅具有优异的强度和塑性，不仅具有较高的强度、较低的屈强比，还具有良好的塑性，同时钢板组织应力被充分消除。实施例1-6的低屈强比钢板的屈服强度在904-1085MPa之间，抗拉强度在1130-1220MPa之间，屈强比在0.79-0.89之间，延伸率在16.0-19.0％之间，-20℃低温下的冲击功在120-297J之间，其可以有效应用于工程机械领域，并在结构件上使用。
图1为实施例1的低屈强比钢板在1000倍扫描电子显微镜下的金相组织照片。
如图1所示，在本实施方式中，实施例1的低屈强比钢板的微观组织为贝氏体铁素体+极少量残余奥氏体，其中，残余奥氏体的体积相比例低于1％。
图2为实施例1的低屈强比钢板的高分辨像照片。
图3为图2所示的实施例1低屈强比钢板的高分辨像的对应选区电子衍射花样。其中，图3中的a为晶格常数，d为晶面间距。参阅图2和图3可以看出，图2和图3为实施例1的屈服强度不低于900MPa的低屈强比钢板的高分辨像及对应选区电子衍射花样，其显示出较弱的超晶格斑点，结合相关分析结果，可以确定该纳米析出相为Ni-Al-Mn-Fe，其为B2型，该结构为体心立方结构。
另外，对实施例1的低屈强比钢板拍摄三维原子探针图像，可以看出其具有Ni-Al-Mn-Fe、Ni-Al-Fe、Ni-Fe、Ni-Mn-Fe四类纳米析出相。
图4中的spectrum1-spectrum5显示了实施例1的低屈强比钢板中的析出相(Nb,Ti)(N,C)。
需要说明的是，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。
还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。

Claims (11)

1.一种屈服强度不低于900MPa的低屈强比钢板，其含有Fe和不可避免的杂质元素，其特征在于，其还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：C：0.03～0.10％；
Si：0.10～0.50％；
Mn：0.3～2.0％；
Al：0.10～1.30％；
Ni：1.0～10.0％；
Nb：0.01～0.05％；
V≤0.1％；
Ti：0.01～0.05％；
Mo：0.20～1.50％；
其中，所述低屈强比钢板不含有Cr；
其微观组织为贝氏体铁素体+极少量残余奥氏体，或者马氏体+极少量残余奥氏体，并且具有纳米粒子团簇或析出相Ni-Al-Mn-Fe、Ni-Al-Fe、Ni-Fe、Ni-Mn-Fe的至少其中之一。
2.如权利要求1所述的低屈强比钢板，其特征在于，其各化学元素质量百分含量为：
C：0.03～0.10％；
Si：0.10～0.50％；
Mn：0.3～2.0％；
Al：0.10～1.30％；
Ni：1.0～10.0％；
Nb：0.01～0.05％；
V≤0.1％；
Ti：0.01～0.05％；
Mo：0.20～1.50％；
余量为Fe和不可避免的杂质元素。
3.如权利要求1或2所述的低屈强比钢板，其特征在于，各化学元素满足下述各公式的至少其中之一：
Al：0.2～0.8％；
Ni：3.0～10.0％。
4.如权利要求1所述的低屈强比钢板，其特征在于，残余奥氏体的体积相比例低于1％。
5.如权利要求1所述的低屈强比钢板，其特征在于，其微观组织还具有析出物Nb和Ti的碳氮化物，或Nb、Ti、V的碳氮化物。
6.如权利要求1或2所述的低屈强比钢板，其特征在于，在不可避免的杂质中，P≤0.015％，S≤0.01％，N≤0.006％，O≤0.003％，H≤0.0002％。
7.如权利要求1或2所述的低屈强比钢板，其特征在于，其厚度为8-50mm。
8.如权利要求1或2所述的低屈强比钢板，其特征在于，其性能满足：屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥1100MPa，延伸率≥16％，至少-20℃下的冲击功≥100J，屈强比≤0.89。
9.如权利要求1-8中任意一项所述的低屈强比钢板的制造方法，其特征在于，其包括步骤：
(1)冶炼和铸造；
(2)加热；
(3)控制轧制；
(4)水冷：冷却速度为5～50℃/s，停冷温度为200～500℃；
(5)回火：回火温度为580～680℃，保温时间不低于30min。
10.如权利要求9所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，加热温度为1100～1250℃。
11.如权利要求9所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)中，粗轧阶段控制最低轧制温度为不低于950℃；精轧阶段控制开始轧制温度不高于890℃，终轧温度为780～850℃，精轧阶段总道次压下率不低于60％。
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