一种厚度60mm以下屈服强度690MPa级钢板及其制备方法
【专利摘要】本发明属于钢铁【技术领域】，具体地，本发明涉及一种厚度60mm以下屈服强度690MPa级钢板，其化学成分按重量百分比计包含：C：0.10％～0.20％、Si：0.15％～0.50％、Mn：1.00％～1.60％、Cr：0.10％～0.60％、Als：0.015％～0.050％、Ti：0.008％～0.025％、Mo：0.10％～0.30％、B：0.0008％～0.0030％、P≤0.025％、S≤0.008％、N≤40ppm、O≤20ppm、H≤2ppm，其余为铁和不可避免的杂质。本发明的钢板具有优良的力学性能，其屈服强度≥690MPa，并且具有良好的塑韧性，可广泛应用于煤矿液压支架、重型工程机械、海洋平台等大型工程机械装备或钢结构的制造。
【专利说明】-种厚度60mm以下屈服强度690MPa级钢板及其制备方法
【技术领域】
[0001] 本发明属于钢铁【技术领域】，具体地，本发明涉及一种厚度60mm以下屈服强度 690MPa级钢板及其制备方法。
【背景技术】
[0002] 随着国内钢结构产业、工程机械、矿山机械等行业蓬勃发展，同时为顺应起重机 械、挖掘机悬臂梁、矿井用液压支架等工程机械大型化、高强化的市场需求趋势，对于屈服 强度690MPa级高强钢板的需求日益强烈。该强度级别钢板，国内钢厂普遍采用离线淬火 +回火（即调质处理）方式生产，这种生产工艺不仅增加了设备投资，而且工序繁多，生产 组织调度困难，生产周期长，生产工序成本高，同时此种工艺体系下开发的钢板合金成本较 高，造成高强钢经济效益不佳。为降低生产成本，国内也有采用非调质处理工艺生产高强度 钢板的报道。
[0003] 在中国专利CN101215624B中，公开了一种高强韧厚钢板的在线淬火生产工艺方 法，在钢的成分设计方面采用Cr-Cu-Ni-Mo-V-Nb-Ti-B复合添加，钢的屈服强度在565MPa 以下，抗拉强度在645MPa以下。该专利虽然提供了一种基于气雾及水幕两阶段冷却方式的 轧后在线淬火生产工艺，但不足之处在于仅公开了厚度32_钢板的力学性能，而且成分体 系复杂、合金成本较高、强度太低，未能充分发挥在线淬火快速提高强度的作用。
[0004] 在中国专利CN102230057B中，公开了一种采用直接淬火工艺生产石油储罐钢板 的方法，在钢的成分设计方面采用Ni-Mo-V-Nb-Ti-Ca-B复合添加，钢的屈服强度在604MPa 以下，抗拉强度在686MPa以下。该专利公开了采用直接淬火工艺生产厚度12?45mm钢板， 但强度同样太低。
[0005] 在中国专利CN102851604A中，公开了一种屈服强度690MPa级高强度钢板的生产 方法，板坯经控制轧制后采用在线淬火（DQ)+回火（T)工艺生产，在钢的成分设计方面采用 Cr-Mo-V-Nb-Ti-B复合添加，由于是低碳成分体系设计，需要添加较高含量的锰铁、铌铁及 钥;铁合金，造成合金成本较高。
[0006] 在中国专利CN101328564B中，公开了一种具有优良焊接性的低屈强比HT780钢板 及其制造方法，在钢的成分设计方面采用Cu-Ni-Mo-V-Nb-Ti-Ca-B复合添加，钢的屈服强 度在686MPa以下。该专利公开了采用直接淬火工艺生产的钢板不仅强度低，而且后续还需 要正火和回火热处理工序，生产工艺复杂，合金和工序成本高昂。
[0007] 对现有技术分析之后发现，已经公开的文献中大部分钢板的屈服强度不高于 690MPa，或者屈服强度达到690MPa，但贵重金属含量高或热处理工艺复杂造成生产成本较 高，或者未能实现工业生产；同时，针对同时屈服强度达到690MPa级高强钢板，未发现只进 行一道离线热处理的生产工艺。
【发明内容】
[0008] 本发明的目的在于提供一种厚度60mm以下屈服强度690MPa级高强钢板及其减量 化制造方法，通过对化学成分、乳制工艺、冷却工艺和回火热处理工艺的控制，在钢板中获 得一种由板条贝氏体/马氏体为主的组织，实现了屈服强度690MPa级高强钢板的生产；同 时通过对轧制和冷却工艺模型的创新开发，实现了钢板轧后省去离线淬火工序，仅进行一 道离线回火热处理，降低生产组织难度，减少生产工序，缩短生产周期。
[0009] 本发明的厚度60mm以下屈服强度690MPa级钢板，其化学成分按重量百分比计包 含：C:0· 10%?0· 20%、Si:0· 15%?0· 50%、Mn:1· 00%?I. 60%、Cr:0· 10%?0· 60%、Als:0. 015 % ?0. 050%、Ti:0. 008 % ?0. 025%、Mo:0. 10 % ?0. 30%、B:0. 0008 % ? 0· 0030%、P彡 0· 025%、S彡 0· 008%、N彡 40ppm、0 彡 20ppm、H彡 2ppm，其余为铁和不可 避免的杂质；其中，Als表示酸溶铝。
[0010] 本发明的钢板组织由板条贝氏体和马氏体为主组成，其屈服强度大于等于 690MPa〇
[0011] 以下对根据本发明的厚度60mm以下屈服强度690MPa级高强钢板的化学成分进行 详细说明。
[0012] C:C既是最主要的固溶强化元素，能显著提高钢的淬透性，对马氏体钢的强度和 硬度起决定性的作用，但碳含量的增加使钢的塑性和冲击韧性降低，冷脆倾向性和时效倾 向性提高，恶化焊接性能。考虑到降碳的同时必须额外增加其它贵重的微合金含量才能保 证钢强度，而这将造成成本大幅度增加，综合考虑将C的适宜量控制在0. 10%?0. 20%。
[0013]Si:Si进入铁素体起固溶强化作用，但Si会显著地提高钢的韧脆转变温度，同时 也会恶化塑性及焊接性能，因此，Si的适宜量控制在0. 15%?0. 50%。
[0014]Mn:Mn能够降低临界转变温度Ar3,明显提高钢的淬透性，同时具有一定的固溶强 化作用，起到提高钢的强度和硬度的作用。由于锰和硫具有较大的亲和力，MnS在高温时 有一定的塑性，避免了钢的热脆，但过高的Mn会影响钢的焊接性能，也会加剧铸坯的中心 偏析，造成产品带状组织严重，进而影响到冲击韧性。因此，Mn的适宜量控制在1. 00%? 1. 60%。
[0015]P:P属于低温脆性元素，P显著扩大液相和固相之间的两相区，在钢凝固过程中偏 析于晶粒之间，形成高磷脆性层，提高带状组织的级别，使钢的局部组织异常，造成机械性 能不均匀，降低钢的塑性，使钢易产生脆性裂纹，抗腐蚀性下降，对焊接性能也有不利影响， 增加焊接裂纹敏感性，所以应尽可能降低磷在钢中的含量。考虑到生产成本，将P的含量控 制在0.025%以下。
[0016]S:当S以FeS的形式存在于钢中时，如果S含量高则易产生热脆现象。当S以MnS 的形式存在于钢中时，S常以条状形态沿轧制方向分布，形成严重的带状组织，破坏了钢的 连续性，对钢材不同方向的性能也会产生重要影响，降低钢的塑性和冲击韧性，提高韧脆转 变温度。因此，将S的含量控制在0.008%以下。
[0017]Cr:Cr能防止加Mo钢的石墨化倾向，属于稳定奥氏体元素，可极大地提高钢的 淬透性，提高钢的强度，但过高的Cr会降低钢的焊接性能，综合考虑，Cr的适宜量控制在 0· 10 ?0· 60%。
[0018]Al:A1能细化钢的晶粒，提商钢的强度，同时也能提商冲击初性。由于Al和N有 较强的亲和力，还可以消除N元素造成的时效敏感性，因此，Als的含量定为0.015 %? 0. 050%。
[0019]Ti:Ti在1200?1300°C高温下即可析出TiN颗粒，可以作为Nb(C、N)的析出核 心，从而减少微细铌析出物的数量，进而降低含Nb钢的裂纹敏感性。Ti可形成细小的钛的 碳化物、氮化物颗粒，在板坯加热过程中通过阻止奥氏体晶粒的粗化从而得到较为细小的 奥氏体显微组织。Ti与N结合生成稳定的高弥散化合物，不但可以消除钢中的自由氮，而且 能在热加工过程和焊接时的热影响区中控制晶粒尺寸，改善钢结构各部位的低温韧性。过 量的Ti将形成微米级尺寸的液析TiN，不仅无法细化晶粒，反而会恶化钢板韧性。因此，Ti 的适宜量控制在0. 008 %?0. 025 %。
[0020] Mo:Mo在钢中存在于固溶体相和碳化物相中，属于稳定奥氏体元素，可极大地提 高钢的淬透性，可将C曲线强烈右移，以促进贝氏体/马氏体转变，同时可改善钢的回火脆 性，极大地提高钢的低温韧性，提高钢的耐延迟断裂性能。综合成本因素，Mo的适宜量控制 在 0· 10%?0· 30%。
[0021]B:B强烈偏聚于奥氏体晶界及其它晶体缺陷处，能够增加钢的淬硬性，提高钢的 淬透性。加入微量B可明显抑制铁素体在奥氏体晶界上的形核，使铁素体转变曲线明显右 移，以促进贝氏体/马氏体转变，但硼含量超过〇. 0030%后上述作用达到饱和，而且还可能 形成各种对热加工性能和韧性不利的含B析出相，综合考虑，硼含量应控制在0. 0008%? 0· 0030%。
[0022] N:N含量过高会恶化高强钢的冲击韧性，一般控制在40ppm以下。
[0023] 0:0含量过高表明钢中夹杂物太多，对钢的各项机械性能均会产生不利的影响， 故〇含量应尽量控制在20ppm以下，以提高钢水洁净度。
[0024]H:H对于屈服强度大于690MPa的高强钢而言，危害较大，易造成探伤不合，并影响 低温冲击韧性，需要通过真空处理等手段控制在2ppm以下。
[0025]本发明针对不同厚度的钢板，结合各规格的具体生产工艺，优化成分设计。随着厚 度增加，考虑到钢板水冷过程的淬透能力有所下降，越厚钢板的屈服强度要达到690MPa级 另Ij，各淬透性元素需要有不同程度的提高，如Cr和Mo,确保强冷条件下C曲线右移，钢板中 形成更多的贝氏体/马氏体硬相组织；但为改善厚规格钢板的冲击韧性，碳含量应适当降 低，同时Mo含量适当增加；薄规格钢板可以利用冷却过程热传导效率更高的优势，使得钢 板全厚度能够淬透，因此，越薄的钢板要达到同样强度级别，合金含量可适当降低，尤其对 于贵重金属元素，较低的含量可明显降低钢板合金成本，同时薄规格钢板总的压缩比更大， 晶粒更加细化，冲击韧性也相对更有保障，因此，C含量也可适当提高，在保证钢板强韧性合 理匹配的前提下，用价格低廉的元素代替昂贵的元素，进一步地降低钢板的合金成本，提高 产品市场竞争力。
[0026] 另外，本发明还提供了一种厚度60mm以下屈服强度690MPa级高强钢板的减量化 制造方法，所述制造方法包括冶炼、浇铸、加热、乳制、冷却和回火。
[0027] 具体地，本发明的上述厚度60mm以下屈服强度690MPa级高强钢板的制备方法，包 括以下步骤：
[0028] (1)冶炼和浇铸；
[0029] (2)加热：对浇铸后获得的钢坯加热，钢坯出炉温度控制在1150?1230°C;
[0030] (3)轧制：步骤⑵加热后的钢坯粗轧获得中间述，中间坯厚度为成品厚度的 2. 0?4. 0倍，钢坯精轧开轧温度为900?IKKTC，终轧温度为850?940°C;
[0031] (4)冷却：开冷温度为750?830 °C，终冷温度不高于300 °C，冷却速度为5? 50〇C/s；
[0032] (5)回火处理：回火温度为570?640°C，回火保温时间为8?45min。
[0033] 上述冶炼和浇铸：采用转炉或电炉冶炼，浇铸采用连铸或模铸。
[0034] 上述制备方法，采用中厚板轧机或炉卷轧机轧制：
[0035] (a)轧制前的加热温度：钢坯出炉温度控制在1150?1230°C。为了充分发挥Ti 微合金元素在控轧过程中延迟奥氏体再结晶、乳制及轧后冷却过程中析出强化等作用，应 保证微合金元素更多的固溶到奥氏体中，充分发挥其固溶优势，所以钢坯加热温度至少应 提高1150°C以上；同时考虑到加热温度过高，奥氏体晶粒将过分长大，并遗传到轧后钢板， 对钢板冲击韧性会造成不良影响，故应尽可能保证钢坯出炉温度控制在1230°C以下。
[0036] (b)轧制条件：中间坯厚度为成品厚度的2.0?4.0倍，钢坯精轧开轧温度为 900?1KKTC，终轧温度为850?940°C。钢坯经过粗轧机轧制后得到中间坯，在辊道上待 温到目标开轧温度后，进行精轧。精轧过程为改善轧制板形，以减轻后续强水冷的板形控制 难度，可适当提高精轧开轧温度以减少轧制抗力，同时还要避免精轧开轧温度过高，奥氏体 再结晶过快，乳后钢板混晶严重对钢板冲击韧性的影响，故精轧开轧温度不能高于ll〇〇°C， 同时为避免钢板入水前发生过多的先共析铁素体转变，以保证钢板组织由奥氏体经强冷直 接转变成贝氏体/马氏体组织，结合微合金碳氮化物钉扎位错的作用，共同细化钢板冷却 后贝氏体/马氏体板条团晶粒尺寸，快速提高厚规格钢板强度，故精轧开轧温度不能低于 900。。。
[0037] 通过大压下轧制，奥氏体晶粒呈压扁和拉长状态，随着压下量的增加，晶粒内产生 大量滑移带和位错，增大了有效晶界面积，增加相变细化效果，提高钢的强韧性，同时考虑 到钢板应保证粗轧阶段的足够的压下量，以均匀细化钢板断面组织，改善钢板低温冲击韧 性，综合考虑，中间坯厚度应控制在成品厚度的2. 0?4. 0倍。
[0038] (c)冷却条件：开冷温度为750?830°C，终冷温度不高于300°C，冷却速度为5? 50°C/s。在该发明钢板生产过程中，为确保钢板入水前组织基本以奥氏体为主，在钢板强冷 过程中，奥氏体直接转变成贝氏体/马氏体，通过在线强冷手段快速提高钢板强度水平，因 此为避免基体中过多软相（先共析铁素体）的形成，钢板开冷温度不得低于750°C;考虑到 轧后到入水前钢板需要在辊道上走行10秒左右时间，若此时钢板温度过高，乳后可能会存 在应变诱导奥氏体组织再结晶、部分再结晶或者亚晶回复的现象，导致钢板入水前晶粒粗 大，影响厚板的低温韧性，因此钢板开冷温度不得高于830°C。
[0039] 考虑到终冷温度过高，贝氏体/马氏体相变不完全，钢板强度难以大幅快速提高， 故终冷温度控制在300°C以下。
[0040] 随着冷却速度的增加，促进奥氏体向低温组织的转变，提高板条贝氏体/马氏体 硬相组织体积分数，从而实现钢板强度大幅提升，同时考虑到厚钢板热传导能力有限，综合 考虑，冷却速度控制在5?50°C/s范围内。
[0041] (d)回火：通过对钢板实施合理的回火热处理，有效均匀组织，提高钢板的塑韧 性，同时促进二相粒子的充分析出，发挥钢中微合金元素的析出强化作用，确保钢板获得稳 定的强度、塑性和韧性指标。综合考虑，回火温度控制在570?640°C范围内，回火保温时间 控制在8?45min范围内。
[0042] 本发明的钢板具有高强度、优良的塑韧性并且生产工艺可实现减量化，成本低廉， 节能绿色环保，适用于推广使用。
[0043] 具体地，本发明的优点在于：
[0044] (1)本发明钢轧后直接进行回火热处理，无需进行离线淬火，相比传统调质工艺可 简化生产工序，大幅降低生产成本，同时还可明显缩短交货周期，综合效益显著；
[0045] (2)对磷含量要求较宽松，可极大降低冶炼成本，同时合金化时，可采用价格低廉 的高碳锰铁代替低碳锰铁，而且通过对成分进行合理优化，省去了Nb、Ni和V贵重金属，结 合轧后超快速冷却工艺的实施，大幅降低钢种的合金成本；
[0046] (3)轧后超快速冷却工艺能够极大地保留轧制过程所产生的高密度位错组织，为 冷却过程相变提供更多的形核点，基体组织明显细化，同时钢板强度也得到快速提升；
[0047] (4)经过超快速冷却的轧后组织具备非常稳定的回火稳定性，在热加工或焊接过 程中，由于位错强化和第二相粒子的析出强化作用，钢板表现出更加稳定的力学性能。
[0048] 综上所述，本发明钢的综合力学性能优越，不易断裂和破坏，使用安全可靠，可广 泛应用于煤矿液压支架、重型工程机械、海洋平台等大型工程机械装备或钢结构的制造。
【专利附图】
【附图说明】
[0049] 图1为本发明实施例6钢的微观组织。
【具体实施方式】
[0050] 本发明涉及的厚度60mm以下屈服强度690MPa级高强钢板的化学成分按表1所示 化学成分进行转炉冶炼并浇注成连铸坯或铸锭，将连铸坯或铸锭开坯后在加热炉中加热， 采用中厚板轧机或炉卷轧机轧制，乳后钢板仅进行一道离线回火热处理。铸坯出炉温度、终 轧温度、终冷温度等主要工艺参数见表2。相应钢板拉伸性能、-20°C纵向冲击功、厚度规格 在表3中列出，可见本发明钢的低温冲击韧性优异，-20°C纵向AKv不低于150J。图1示出 了实施例6钢的SEM微观组织照片，显示组织为板条贝氏体/马氏体。
[0051] 下面的表1示出了根据本发明实施例1至实施例8的钢的化学成分。
[0052] 表1本发明实施例的化学成分（wt. % )
[0053]
【权利要求】
1. 一种厚度60mm以下屈服强度690MPa级钢板，其特征在于，所述钢板的化学成分按 重量百分比计包含：C :0· 10%?0· 20%、Si :0· 15%?0· 50%、Mn :L 00%?L 60%、Cr : 0· 10%?0· 60%、Als :0· 015%?0· 050%、Ti :0· 008%?（λ 025%、M〇 :0· 10%?0· 30%、 B :0· 0008%?0· 0030%、P 彡 0· 025%、S 彡 0· 008%、N 彡 40ppm、0 彡 20ppm、H 彡 2ppm，其 余为铁和不可避免的杂质。
2. 根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述钢板的屈服强度大于等于690MPa。
3. 根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述钢板的组织主要由板条贝氏体和马 氏体组成。
4. 一种权利要求1-3中任一所述钢板的制备方法，包括以下步骤： (1) 冶炼和浇铸； (2) 加热：对浇铸后获得的钢坯加热，钢坯出炉温度控制在1150?1230°C ; (3) 轧制：步骤（2)加热后的钢坯粗轧获得中间坯，中间坯厚度为成品厚度的2. 0? 4. 0倍，钢坯精轧开轧温度为900?1100°C，终轧温度为850?940°C ; (4) 冷却：开冷温度为750?830°C，终冷温度不高于300°C，冷却速度为5?50°C /s ; (5) 回火处理：回火温度为570?640°C，回火保温时间为8?45min。
【文档编号】C22C38/32GK104278206SQ201410546964
【公开日】2015年1月14日 申请日期:2014年10月15日 优先权日:2014年10月15日
【发明者】杨建勋, 刘菲, 孙其家, 李广艳, 李新东 申请人:山东钢铁股份有限公司