專利名稱：一種屈服強(qiáng)度 960MPa 級鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種合金及其制造方法，尤其涉及一種鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
高強(qiáng)度鋼板應(yīng)用于工程機(jī)械如履帶式起重機(jī)、工程起重機(jī)和混凝土泵車等結(jié)構(gòu)件。工程機(jī)械的大型化對高強(qiáng)度鋼板提出了增強(qiáng)減重的需求。屈服強(qiáng)度960MPa級高強(qiáng)度鋼板已廣泛應(yīng)用于大型工程機(jī)械的結(jié)構(gòu)件。歐標(biāo)10025-6 :2004和國標(biāo)GB/T16270-2009中規(guī)定了屈服強(qiáng)度960MPa級高強(qiáng)鋼的力學(xué)性能和碳當(dāng)量標(biāo)準(zhǔn)。其中，歐標(biāo)中規(guī)定的S960Q和S960QL，屈服強(qiáng)度彡960MPa，抗拉強(qiáng)度980 1150MPa，延伸率彡10%，其中S960Q滿足_20°C縱向沖擊功> 30J, S960QL滿足_40°C縱向沖擊功> 30J。此外，S960Q和S960QL的碳當(dāng)量滿足CEV ( O. 82%，其計(jì)算公式為CEV = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15國標(biāo)GB/T16270-2009規(guī)定Q960E的屈服強(qiáng)度彡960MPa，抗拉強(qiáng)度980 1150MPa，延伸率彡10%, -40°c縱向沖擊功彡27J，碳當(dāng)量滿足CEVS O. 82%。高強(qiáng)韌鋼板的制造技術(shù)主要是控軋控冷+回火(TMCP+T)和調(diào)質(zhì)(Q+T)。TMCP(Thermo-Mechanical Control Process)通過控制鋼板的兩階段軋制溫度、壓下量和冷卻工藝，形成特定的微觀組織，以獲得良好的機(jī)械性能。TMCP工藝的第一階段軋制變形時(shí)，奧氏體發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、靜態(tài)再結(jié)晶和動(dòng)態(tài)回復(fù)等過程，細(xì)化了奧氏體晶粒；第二階段變形時(shí)在奧氏體中累積了大量的位錯(cuò)，軋制后采用優(yōu)化的冷卻工藝，形成了細(xì)小的貝氏體或貝氏體+馬氏體組織。TMCP后的鋼板經(jīng)過再加熱回火，回火過程中碳氮化物析出，異號位錯(cuò)湮滅，改善鋼板的內(nèi)應(yīng)力分布，形成具有很好強(qiáng)韌性匹配的微觀組織。調(diào)質(zhì)工藝是鋼板在加熱奧氏體均勻化后進(jìn)入軋制工藝，軋制到指定厚度后空冷。空冷到室溫后的鋼板進(jìn)入加熱爐，在指定溫度奧氏體化后淬火水冷到室溫。淬火后的鋼板再進(jìn)入回火爐重新加熱到指定溫度，保溫一定時(shí)間后出爐空冷。調(diào)質(zhì)工藝生產(chǎn)高強(qiáng)度鋼板是通過奧氏體化后的淬火過程細(xì)化最終馬氏體組織，再經(jīng)過回火工藝使碳從過飽和鐵素體中排出，同時(shí)形成細(xì)小的碳化物，改善鋼板的內(nèi)應(yīng)力和低溫沖擊韌性。TMCP+T和Q+T工藝生產(chǎn)高強(qiáng)度鋼板均有其各自優(yōu)勢，其中TMCP+T工藝流程短，可充分應(yīng)用合金元素對相變的影響；Q+T工藝簡單可控，鋼板的縱橫向性能差異較小。為縮短工藝流程，近期開發(fā)了直接淬火(DQ :direct quenching)和在線熱處理(HOP :heattreatment online process)。直接淬火工藝是控制軋制結(jié)束后直接進(jìn)入層流冷卻裝置冷卻至室溫；在線熱處理工藝是直接淬火后的鋼板進(jìn)入感應(yīng)加熱爐，以2 20°C /s的加熱速度升溫至指定回火溫度，保溫一段時(shí)間后出爐空冷。相對于傳統(tǒng)的冷卻工藝，直接淬火工藝停冷溫度較低，冷卻速度較快，能夠形成細(xì)化的微觀組織。傳統(tǒng)回火工藝升溫速率較慢，保溫時(shí)間較長，形成的碳化物顆粒粗大。在線熱處理工藝以較快的速度升溫，形成細(xì)化的碳化物析出，提高鋼板的低溫沖擊韌性。鋼板在直接淬火過程中形成的殘余奧氏體組織，在HOP過程中會(huì)部分分解，最終形成了彌散均勻分布的殘余奧氏體。采用DQ+HOP工藝生產(chǎn)的高強(qiáng)度鋼板，具有良好的強(qiáng)韌性。工程機(jī)械用高強(qiáng)度鋼板還須具有良好的焊接性能。碳當(dāng)量是衡量鋼板焊接性能的重要指標(biāo)。碳當(dāng)量越低，鋼板的焊接性能越好。歐標(biāo)10025-6和國標(biāo)GB/T16270中規(guī)定的屈服強(qiáng)度960MPa級鋼板，碳當(dāng)量CEV均不大于O. 82%。公開號為W02000040764，
公開日為2000年7月13日，名稱為“ULTRA-HIGHSTRENGTH AUSAGED S TEELS WITH EXCELLENT CRYOGENIC TEMPERATURE TOUGHNESS” 的專利公開了一種超高強(qiáng)度鋼板，其抗拉強(qiáng)度為830MPa，且含有較多的貴重合金元素Ni (彡I % )。公開號為W01999005335，
公開日為1999年2月4日，名稱為“ULTRA-HIGHSTRENGTH, WELDABLE STEELS WITH EXCELLENT ULTRA-LOW TEMPERATURE TOUGHNESS” 的專利公開了一種超高強(qiáng)度鋼板，其采用兩階段軋制和控制冷卻的方法，并含有Ni、Cu等貴重元素，其鋼板抗拉強(qiáng)度彡930MPa。
發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于提供一種屈服強(qiáng)度960MPa級鋼板，該鋼板不僅具有較高的強(qiáng)度，還具有優(yōu)良的焊接性能。此外，本發(fā)明的目的還在于提供一種該屈服強(qiáng)度960MPa級鋼板的制造方法。本發(fā)明設(shè)計(jì)的整體思路是采用低C(碳含量不大于O. 11%)高胞(1111含量1.60
2.20% )的成分體系，以及控軋控冷和快速回火的工藝體系，通過合金元素配比之間的優(yōu)化，充分利用工藝對鋼板強(qiáng)韌性的提高作用，制造具有較低碳當(dāng)量(CEV ( O. 58% )的高強(qiáng)韌鋼板。合金元素C和Mn均為奧氏體化元素，加入鋼中可提高鋼板的強(qiáng)度，但C+Mn的含量與其它元素含量之間存在最佳配比關(guān)系。為優(yōu)化C、Mn和其它元素含量，本發(fā)明設(shè)定了 C+Mn與其它元素之間的關(guān)系以保證采用合適的成分配比獲得優(yōu)異的性能。合金化當(dāng)量AEQ考慮了在適當(dāng)碳當(dāng)量的條件下，不同合金元素及其相互作用對強(qiáng)韌性的影響。合金元素前的常數(shù)項(xiàng)與該合金元素對強(qiáng)韌性的影響相關(guān)。合金化當(dāng)量同時(shí)考慮了 Cr和Mo、Nb和V復(fù)合添加對鋼板力學(xué)性能的影響。同時(shí)，合金化當(dāng)量過低則無法生產(chǎn)滿足力學(xué)性能要求的鋼板，過高則會(huì)導(dǎo)致碳當(dāng)量提高，焊接性能惡化。根據(jù)上述發(fā)明目的，本發(fā)明提供了一種屈服強(qiáng)度960MPa級鋼板，化學(xué)成分質(zhì)量百分配比是C 0. 07 O. llwt%；Si :0. 10 O. 50wt%；Mn :1. 60 2. 20wt%；P ·.( O. 015wt%；
S ^ O. 003wt % ；Cr 0. 10 0. 35wt % ；Mo :0. 20 0. 50wt % ；Nb :0. 02 0. 06wt % ；V 0. 02 0. 06wt% ；Ti 0. 003 0. 04wt% ；A1 :0. 02 0. 07wt% ；B :0. 0006 0. 0025wt% ；余量為Fe和其他不可避免的雜質(zhì)；所述屈服強(qiáng)度960MPa級鋼板還應(yīng)滿足I. 853Si+2. 078Cr+3. 112Μο_1298· 532Β ( C+Mn ( 5. 891Si+4. 115Cr+4. 797Mo-398.532B ；以及2. 08 ^ In(AEQ) ^ 3. 41 ；式中，AEQ為合金化當(dāng)量，其滿足AEQ = 25. 66C+9. 36Si+ll. 88Cr+17. 95Mo+1152. 21B+31. 58XCrXMo+91. 14XNbXV。本發(fā)明中化學(xué)元素的添加原理如下C :C含量不同對鋼板在冷卻過程的相變有著重要的影響。C含量較高的鋼種，在同樣的冷卻條件下，冷卻過程中容易形成貝氏體或馬氏體等強(qiáng)度較高的組織，但C含量太高，則會(huì)形成較脆的組織，降低鋼板的低溫沖擊韌性?；鼗疬^程中，C含量較高的鋼板會(huì)形成較粗大的碳化物，從而惡化鋼板的沖擊性能。另一方面，C含量太低，容易形成鐵素體等強(qiáng)度較低的組織。為達(dá)到屈服強(qiáng)度960MPa，抗拉強(qiáng)度980MPa，綜合幾方面因素考慮，本發(fā)明將C含量控制在O. 07 O. I Iwt %范圍內(nèi)。 Si =Si元素固溶在鋼中，提高鋼板的強(qiáng)度。Si含量過高，會(huì)抑制滲碳體的形成，同時(shí)較高的Si含量會(huì)惡化鋼板的焊接性能。因此，本發(fā)明中的Si含量控制為O. 10 O. 50wt % οMn Mn是弱碳化物形成元素，通常固溶在鋼中，起到固溶強(qiáng)化的效果。采用控軋控冷方式生產(chǎn)的高強(qiáng)度鋼板，Mn元素通過跨越擴(kuò)散界面耗散自由能，抑制片狀相端面的擴(kuò)散控制長大，形成細(xì)化的片層狀貝氏體板條，從而提高鋼板的強(qiáng)度和韌性等綜合性能。Mn含量過高會(huì)導(dǎo)致板坯開裂傾向加大，容易在板坯生產(chǎn)過程中形成縱裂等缺陷。Mn含量較低則對強(qiáng)度的貢獻(xiàn)較小，因此須添加C元素或者其它貴重合金元素如Mo元素等以保證鋼板的強(qiáng)度。添加C元素會(huì)惡化鋼板焊接性能，添加其它貴重合金元素會(huì)提高鋼板成本。因此，本發(fā)明中加入I. 60 2. 20wt%的胞元素，從而有利于形成細(xì)化的貝氏體組織，使鋼具有良好的強(qiáng)韌性。Cr Cr元素和Fe元素形成連續(xù)固溶體，并與C元素形成多種碳化物。Cr元素可取代滲碳體中的Fe元素形成M3C,并可形成M7C3和M23C6。固溶在鋼中的Cr元素和Cr的碳化物會(huì)提高鋼板的強(qiáng)度。Cr含量增加，會(huì)形成較粗大的碳化物，從而惡化鋼板的沖擊性能。本發(fā)明中加入O. 10 O. 35被％的Cr，以保證鋼板的強(qiáng)度和沖擊功。Mo Mo元素在奧氏體化時(shí)固溶在鋼中，冷卻過程中通過抑制擴(kuò)散界面運(yùn)動(dòng)實(shí)現(xiàn)細(xì)化最終組織。Mo元素對擴(kuò)散界面拖曳作用耗散的自由能約是Mn元素的3倍，因此添加Mo元素會(huì)抑制片狀相端面長大，形成細(xì)化的貝氏體或貝氏體+馬氏體組織。同時(shí)Mo元素是貴重合金元素，為保證鋼板性能和成本，本發(fā)明中加入O. 20 O. 5(^七％的] 0元素以保證鋼板的力學(xué)性能，并兼?zhèn)涫袌龈偁幜Αb :鋼板在軋制過程中會(huì)形成大量的位錯(cuò)等缺陷。奧氏體在缺陷能的作用下發(fā)生再結(jié)晶。再結(jié)晶過程包括奧氏體新晶粒的形核和長大過程。Nb元素通過抑制奧氏體界面運(yùn)動(dòng)提高鋼板的再結(jié)晶溫度。加入一定量的Nb，可實(shí)現(xiàn)兩階段軋制，S卩非再結(jié)晶區(qū)較低溫度軋制以提高奧氏體內(nèi)部位錯(cuò)密度，在隨后的冷卻過程中形成細(xì)化的組織。Nb含量較高會(huì)在回火過程中形成較粗大的NbC析出，從而降低鋼板的低溫沖擊功。因此，本發(fā)明中加入O. 02 O. 06wt% Nb以控制鋼板微觀組織和力學(xué)性能。V V是鐵素體化元素，強(qiáng)烈縮小奧氏體區(qū)。高溫溶入奧氏體中的V元素能夠增加鋼的淬透性。鋼中V元素的碳化物V4C3比較穩(wěn)定，可以抑制晶界移動(dòng)和晶粒長大。V元素和Cu元素在鋼中都是起沉淀強(qiáng)化作用，但是相對Cu元素來說,只需加入極少量的V元素，即可達(dá)到同等的的沉淀強(qiáng)化效果。此外，Cu元素在鋼中容易引起晶界裂紋，因而必須加入至少達(dá)到其一半含量的Ni元素，才能避免裂紋，而Ni元素同樣是十分昂貴的合金元素。因此，以V元素代替Cu元素可以大幅度降低鋼的制造成本。因此，本發(fā)明中加入O. 02 O. 06wt%的V元素以保證鋼板在回火后有較高的屈服強(qiáng)度。B :B元素添加在鋼中會(huì)提高鋼板的淬透性，形成貝氏體或馬氏體組織。B含量較高時(shí)，B原子會(huì)在晶界富集，降低晶界結(jié)合能，從而在受到?jīng)_擊作用時(shí)會(huì)發(fā)生沿晶解離斷裂。因此，本發(fā)明中B元素的加入量為O. 0006 O. 0025wt%。
Al A1元素在高溫時(shí)形成細(xì)小的AlN析出，在板坯加熱奧氏體化時(shí)抑制奧氏體晶粒長大，達(dá)到奧氏體細(xì)化晶粒、提高鋼在低溫下的韌性的目的。Al含量過高會(huì)導(dǎo)致較大的Al的氧化物形成，降低鋼板的低溫沖擊性能和探傷性能。因此，本發(fā)明中加入O. 02
O.07Wt%的Al細(xì)化晶粒，以提高鋼板的韌性并保證其焊接性能。Ti :Ti與N在高溫時(shí)形成TiN，板坯加熱奧氏體化時(shí)，TiN會(huì)抑制奧氏體晶粒長大。Ti與C在較低溫度區(qū)間形成TiC，細(xì)小的TiC顆粒有利于提高鋼板的低溫沖擊性能。Ti含量過高，則會(huì)形成粗大的方形TiN析出，鋼板在受力時(shí)應(yīng)力會(huì)集中在TiN顆粒附近，成為微裂紋的形核長大源，降低鋼板的疲勞性能。綜合Ti元素對力學(xué)性能和疲勞性能的影響，本發(fā)明中的Ti含量控制在O. 003 O. 04wt %范圍內(nèi)。為優(yōu)化C、Mn和其它元素含量，本發(fā)明設(shè)定了 C+Mn與其它元素之間的關(guān)系以保證采用合適的成分配比獲得優(yōu)異的性能。合金化當(dāng)量AEQ考慮了在適當(dāng)碳當(dāng)量的條件下，不同合金元素及其相互作用對強(qiáng)韌性的影響。合金元素前的常數(shù)項(xiàng)與該合金元素對強(qiáng)韌性的影響相關(guān)。合金化當(dāng)量同時(shí)考慮了 Cr和Mo、Nb和V復(fù)合添加對鋼板力學(xué)性能的影響。同時(shí)，合金化當(dāng)量過低則無法生產(chǎn)滿足力學(xué)性能要求的鋼板，過高則會(huì)導(dǎo)致碳當(dāng)量提高，焊接性能惡化。另外，為了實(shí)現(xiàn)本發(fā)明的目的，本發(fā)明還提供一種屈服強(qiáng)度960MPa級鋼板的制造方法，其包括下列步驟(I)冶煉；(2)澆鑄；(3)加熱鋼坯加熱至中心溫度達(dá)到1050 1280°C后，保溫15min以上；(4)軋制a)第一階段以高于再結(jié)晶溫度對鋼坯進(jìn)行軋制，軋制完成后，將鋼坯置放于輥道上待溫；b)第二階段當(dāng)鋼坯待溫至760 850°C時(shí)，開始第二階段軋制，其終軋溫度為740 830 °C ；本發(fā)明采用兩階段控制軋制工藝。第一階段軋制的溫度在鋼板再結(jié)晶溫度之上，軋制過程中鋼板會(huì)發(fā)生再結(jié)晶過程。通過奧氏體再結(jié)晶晶粒的形核長大過程，減小了晶粒尺寸。第一階段軋制后中間坯待溫到760 850°C，開始進(jìn)行第二階段軋制。第二階段軋制在鋼板的再結(jié)晶溫度之下，終軋溫度為740 830°C。低溫區(qū)軋制使奧氏體中累計(jì)了大量的位錯(cuò)，碳氮化物在位錯(cuò)處析出，釘扎了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)。在后繼冷卻過程中，貝氏體在位錯(cuò)和缺陷處形核，形成細(xì)小的貝氏體片層，貝氏體片層間有少量的馬奧組元。細(xì)化的貝氏體組織和細(xì)小的碳化物析出有利于鋼板強(qiáng)韌性匹配。(5)冷卻以12 45°C /s的速度將鋼板冷卻至彡350°C ；鋼板在控制軋制后進(jìn)入冷卻裝置，冷卻速度為12 45°C /s，停冷溫度為彡350°C。軋制變形含有大量位錯(cuò)的奧氏體，快速冷卻時(shí)在較低溫度發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。較快的冷卻速度使奧氏體具有較大的過冷度，即使貝氏體轉(zhuǎn)變具有較大的形核驅(qū)動(dòng)力，提高了貝氏體轉(zhuǎn)變的形核率。本發(fā)明的停冷溫度較低，在較快的冷卻速度和較低的停冷溫度條件下，貝氏體以很高的形核速率和較慢的長大速度形成，未轉(zhuǎn)變的奧氏體形成細(xì)小彌散的MA組元分布在貝氏體基體上，從而提高了鋼板的強(qiáng)度和韌性。(6)在線回火熱處理以3 15°C /s的速度將鋼板升溫至回火溫度470 550°C，保溫5 90s后，空冷。本發(fā)明的鋼板冷卻后進(jìn)入在線感應(yīng)加熱的熱處理回火爐，升溫速率為3 15°C /s，升溫至回火溫度470 550°C，保溫5 90s，回火后空冷。通常回火爐的升溫速率為
O.I O. 3°C /s，感應(yīng)加熱回火爐的升溫速率為3 15°C /s，比通?；鼗馉t的升溫速率高1-2個(gè)數(shù)量級。快速回火過程中，碳氮化物析出的驅(qū)動(dòng)力較大，因此析出的碳氮化物細(xì)小。 在線熱處理設(shè)備回火時(shí)間較短，保溫時(shí)間為5 90s，從而提高鋼板的生產(chǎn)效率。在線回火避免了傳統(tǒng)回火工藝中鋼板下線冷卻等工序，從而縮短生產(chǎn)周期，降低鋼板的生產(chǎn)成本。本發(fā)明優(yōu)選了回火溫度為470 550°C，考慮到碳氮化物析出的強(qiáng)化效果和異號位錯(cuò)湮滅導(dǎo)致的軟化效果，從而保證鋼板在回火過程中屈服強(qiáng)度有明顯提高，而抗拉強(qiáng)度下降不明顯。結(jié)合本發(fā)明鋼種成分與制造工藝來看，本發(fā)明所述成分體系的鋼坯在1050 1280°C下奧氏體化，Nb和V的碳氮化物可部分溶解于奧氏體中，在隨后的軋制過程中可形成細(xì)小的碳氮化物。加熱溫度較低會(huì)導(dǎo)致奧氏體中Nb和V的碳氮化物溶解不充分；力口熱溫度較高會(huì)導(dǎo)致奧氏體晶粒粗大，降低鋼板沖擊功。第二階段軋制開始溫度為760 850°C，終軋溫度為740 830°C。較低的軋制溫度區(qū)間，可形成含有較多位錯(cuò)的奧氏體，細(xì)化最終貝氏體組織，提高鋼板的強(qiáng)度和低溫沖擊性能。鋼板以12 45°C /s的速度冷卻至(350°C。合金元素C、Mn和Mo會(huì)抑制擴(kuò)散相變，在本發(fā)明中采用較快冷卻速度和較低的停冷溫度來使奧氏體轉(zhuǎn)變成細(xì)化的貝氏體板條或貝氏體+馬氏體和沿板條界面分布的馬奧組元，此類組織具有高強(qiáng)韌性等特點(diǎn)。本發(fā)明所述鋼板停冷后需進(jìn)入在線回火熱處理，升溫速率為3 15°C /s，升溫至回火溫度470 550°C，保溫5 90s，回火后空冷。較快的升溫速率和較短的保溫時(shí)間，可使細(xì)小的V的碳氮化物或Cr的碳化物析出，有利于提高鋼板的低溫沖擊韌性。本發(fā)明通過優(yōu)化設(shè)計(jì)成分體系，采用在線熱處理工藝，可生產(chǎn)碳當(dāng)量CEV ^ O. 58%的屈服強(qiáng)度960MPa級高強(qiáng)韌鋼板，遠(yuǎn)低于歐標(biāo)10025-6 :2004和國標(biāo)GB/T16270 2009中規(guī)定的，屈服強(qiáng)度960MPa級鋼板的碳當(dāng)量CEV為(0.82%。優(yōu)選地，在上述屈服強(qiáng)度960MPa級鋼板的制造方法中，空冷采用冷床冷卻。采用本發(fā)明所述的技術(shù)方案具有以下優(yōu)點(diǎn)(I)本發(fā)明所述的屈服強(qiáng)度960MPa級鋼板的屈服強(qiáng)度彡960MPa,抗拉強(qiáng)度彡980MPa，夏氏沖擊功Akv(-40°C )彡80J，碳當(dāng)量CEV ( O. 58%，具有優(yōu)良的焊接性能；(2)本發(fā)明所述的屈服強(qiáng)度960MPa級鋼板的制造方法采用控制軋制、控制冷卻和在線回火熱處理工藝，工藝流程短，從而節(jié)約了鋼板生產(chǎn)的成本；(3)由于本發(fā)明所述的屈服強(qiáng)度960MPa級鋼板的成分與工藝設(shè)計(jì)合理，從實(shí)施效果來看，工藝制度比較寬松，可以在配備有感應(yīng)加熱爐的中、厚鋼板產(chǎn)線上穩(wěn)定生產(chǎn)。
圖I為本發(fā)明所述的屈服強(qiáng)度960MPa級鋼板在一種實(shí)施方式下的光學(xué)顯微鏡照片。
具體實(shí)施例方式實(shí)施例1-6制造本發(fā)明所述的屈服強(qiáng)度960MPa級鋼板的具體步驟如下(本案實(shí)施例1_6中 各鋼種化學(xué)成分見表I)(I)冶煉采用真空感應(yīng)爐、轉(zhuǎn)爐或電爐冶煉，冶煉后通過精煉和脫氣處理。需要注意的是，冶煉包括但不僅限于上述冶煉方法及處理工序，本案實(shí)施例采用真空感應(yīng)爐冶煉，化學(xué)光譜法測定最終成分；(2)澆鑄采用立式連鑄、立彎式連鑄、弧形連鑄、模鑄、定向凝固或電渣重熔等方式。需要注意的是，澆鑄包括但不僅限于上述澆鑄方式，本案實(shí)施例采用模鑄方式澆鑄在耐材鋼錠模中，澆鑄過熱度為25±20°C ；(3)加熱鋼坯加熱至中心溫度達(dá)到1050 1280°C后，保溫15min以上；(4)軋制a)第一階段以高于再結(jié)晶溫度對鋼坯進(jìn)行軋制，軋制完成后，將鋼坯置放于輥道上待溫；b)第二階段當(dāng)鋼坯待溫至760 850°C時(shí)，開始第二階段軋制，其終軋溫度為740 830 °C ；(5)冷卻以12 45°C /s的速度將鋼板冷卻至彡350°C ；(6)在線回火熱處理以3 15°C /s的速度將鋼板升溫至回火溫度470 550°C，保溫5 90s后,冷床冷卻。表I.(余量為Fe和其他不可避免的雜質(zhì)，wt% )
權(quán)利要求
1.一種屈服強(qiáng)度960MPa級鋼板，其特征在于，化學(xué)成分質(zhì)量百分配比是C :0. 07 O. llwt% ；Si 0. 10 O. 50wt% ；Mn :1. 60 2. 20wt% ；P ·.≤ 0. 015wt% ；S :≤ 0. 003wt% ；Cr 0. 10 0. 35wt % ；Mo :0. 20 0. 50wt % ；Nb :0. 02 0. 06wt % ；V :0. 02 0. 06wt % ；Ti 0. 003 0. 04wt% ；A1 :0. 02 0. 07wt% ；B :0. 0006 0. 0025wt% ;余量為 Fe 和其他不可避免的雜質(zhì)； 所述屈服強(qiáng)度960MPa級鋼板還應(yīng)滿足1.853Si+2. 078Cr+3. 112Mo_1298. 532B ( C+Mn ( 5. 891Si+4. 115Cr+4. 797Mo_398. 532B ； 以及 2.08 ≤ In (AEQ) ≤ 3. 41 ； 式中，AEQ為合金化當(dāng)量，其滿足AEQ = 25. 66C+9. 36Si+ll. 88Cr+17. 95Mo+1152. 21B+31. 58XCrXMo+91. HXNbXV0
2.如權(quán)利要求I所述的屈服強(qiáng)度960MPa級鋼板的制造方法，其特征在于，包括下列步驟 (1)冶煉； (2)澆鑄； (3)加熱:鋼坯加熱至中心溫度達(dá)至IJ1050 12800C ； (4)軋制 a)第一階段以高于再結(jié)晶溫度對鋼坯進(jìn)行軋制，軋制完成后，將鋼坯置放于輥道上待溫； b)第二階段當(dāng)鋼坯待溫至760 850°C時(shí)，開始第二階段軋制，其終軋溫度為740 830 0C ； (5)冷卻以12 45°C/s的速度將鋼板冷卻至≤3500C ； (6)在線回火熱處理以3 15°C/s的速度將鋼板升溫至回火溫度470 550°C，保溫5 90s后，空冷。
3.如權(quán)利要求2所述的屈服強(qiáng)度960MPa級鋼板的制造方法，其特征在于，所述空冷采用冷床冷卻。
全文摘要
本發(fā)明公開了一種屈服強(qiáng)度960MPa級鋼板，化學(xué)成分質(zhì)量百分配比是C0.07～0.11wt％；Si0.10～0.50wt％；Mn1.60～2.20wt％；P≤0.015wt％；S≤0.003wt％；Cr0.10～0.35wt％；Mo0.20～0.50wt％；Nb0.02～0.06wt％；V0.02～0.06wt％；Ti0.003～0.04wt％；Al0.02～0.07wt％；B0.0006～0.0025wt％；余量為Fe和其他不可避免的雜質(zhì)；其還應(yīng)滿足1.853Si+2.078Cr+3.112Mo-1298.532B≤C+Mn≤5.891Si+4.115Cr+4.797Mo-398.532B；以及2.08≤ln(AEQ)≤3.41。本發(fā)明還公開了上述鋼板的制造方法，獲得的鋼板抗拉強(qiáng)度≥980MPa，夏氏沖擊功Akv(-40℃)≥80J，碳當(dāng)量CEV≤0.58％，具有優(yōu)良的焊接性能。
文檔編號C22C38/38GK102618793SQ20121009087
公開日2012年8月1日 申請日期2012年3月30日 優(yōu)先權(quán)日2012年3月30日
發(fā)明者姚連登, 張慶峰, 焦四海, 趙四新 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司