專利名稱：基于tmcp工藝的表層超細(xì)晶高強(qiáng)度鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種具有表層超細(xì)晶組織的高強(qiáng)高韌性鋼板，適用于制造低溫環(huán)境下使用的高功能性船體結(jié)構(gòu)，具體是一種基于TMCP工藝的表層超細(xì)晶高強(qiáng)度鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
晶粒尺寸與材料的強(qiáng)度、塑性和韌性有密切關(guān)系。由顯微組織結(jié)構(gòu)分析得知，晶粒越細(xì)小，晶粒內(nèi)的空位數(shù)目和位錯均減少，塞積位錯數(shù)目下降，只能產(chǎn)生輕度的應(yīng)力場，從而將推遲微孔和微裂紋的萌發(fā)，致使斷裂應(yīng)變增加，材料斷裂所需的能量加大，即提高了斷裂朝性。因此，細(xì)化晶粒成為提聞鋼鐵材料朝性的最主要和最有效的方法。超細(xì)晶粒鋼(Ultra fine-Grained Steel簡稱UFG)作為21世紀(jì)的代表性先進(jìn)高性能金屬結(jié)構(gòu)材料，其強(qiáng)化思路具有鮮明的特點(diǎn)，即通過晶粒的超細(xì)化同時實現(xiàn)強(qiáng)韌化，完 全不同于傳統(tǒng)的以合金元素添加及熱處理為主要手段的強(qiáng)化思路。其優(yōu)點(diǎn)在于能同時實現(xiàn)強(qiáng)韌化；盡可能減少合金元素的加入量，降低成本、降低碳當(dāng)量，改善焊接性，并利于循環(huán)利用以降低對環(huán)境的損害；同時，超細(xì)化的晶粒增加了晶界面積，加大了裂紋擴(kuò)展路徑，增加材料斷裂時的消耗能，具有良好的低溫韌性、抗裂紋敏感性和抗疲勞性。目前，制備超細(xì)晶粒鋼板的主要方法包括形變強(qiáng)化相變、形變誘導(dǎo)鐵素體相變和雙相區(qū)溫軋等工藝。形變強(qiáng)化相變強(qiáng)調(diào)的是過冷奧氏體在形變過程中發(fā)生相變，相變溫度在Ae3和Ar3之間。形變強(qiáng)化以形核過程為主導(dǎo)，長大過程并不明顯。形變強(qiáng)化相變與相變誘導(dǎo)相變的不同之處在于，其相變是在過冷和形變雙重條件下進(jìn)行，相組成在熱力學(xué)上是穩(wěn)定的，不會出現(xiàn)形變誘導(dǎo)相變時可能發(fā)生的逆相變，從而有利于工藝的控制和優(yōu)化。而形變誘導(dǎo)鐵素體相變發(fā)生于奧氏體未再結(jié)晶區(qū)的較低溫度范圍內(nèi)(Ar3 < Tdift < Ad3),其中Ad3為形變誘導(dǎo)鐵素體相變的上限溫度。對于傳統(tǒng)的控制軋制(再結(jié)晶控軋和未再結(jié)晶控軋)，形變的作用是促使奧氏體的狀態(tài)發(fā)生改變，使其發(fā)生再結(jié)晶或形成扁平狀奧氏體。Y — α相變發(fā)生在形變后的冷卻過程中，即形變和相變分別發(fā)生在不同的溫度和時間階段。兩相區(qū)溫軋使鐵素體在軋制過程中發(fā)生動態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶，從而細(xì)化鐵素體晶粒。CN200710011724. 6公開了一種在室溫或低溫條件下，通過高速塑性變形的機(jī)械處理方法，使金屬材料表層微米級粗大晶粒結(jié)構(gòu)細(xì)化成近于等軸的亞微米晶?；蚣{米晶粒結(jié)構(gòu)，其應(yīng)變速率> IOOiT1、總剪切變形量> 2. 9等高速加工方法難以在工業(yè)生產(chǎn)中實現(xiàn)。CN200910075647. X、CN200910038833. 6 和 CN200710046298. X 等專利分別公開了幾種超細(xì)晶低碳鋼板材的制備方法，其韌性難以滿足低溫環(huán)境下結(jié)構(gòu)用鋼的使用要求。CN200910063768. 2、CN200810012977. X 和 CN200810038047. I 等低焊接裂紋敏感性高強(qiáng)鋼板申請專利，在成分上采用低Pcm( ( O. 26% )體系設(shè)計，結(jié)合控軋或軋后正火、調(diào)質(zhì)處理，獲得B+F或回火屈氏體及回火索氏體組織，正火及調(diào)質(zhì)處理無法保證在線生產(chǎn)的連續(xù)性，不僅增加了生產(chǎn)工藝環(huán)節(jié)和成本，而且獲得的表層和基體組織相對粗大，不具有優(yōu)良的止裂性。
TO2009/072753、CN200810033765. X 和 CN200810119506. 9 等低溫韌性優(yōu)良的船用鋼采用傳統(tǒng)TMCP工藝或結(jié)合軋后正火處理，以消除帶狀組織、粗大魏氏組織并細(xì)化晶粒，雖然在一定程度上提高了低溫韌性，但鋼板強(qiáng)度低，基體組織為F+P，而且表層組織未能深度細(xì)化，晶粒度僅為8. 5 9級，對提高止裂性作用不顯著。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明專利公開一種基于TMCP工藝的表層超細(xì)晶高強(qiáng)度鋼板及其制造方法，采用低成本合金設(shè)計，配以改進(jìn)的TMCP控制軋制工藝，首先在奧氏體區(qū)形變，隨后以> 50C /s的冷卻速率快速冷卻，將鋼板表層快冷至Acl溫度以下，使鋼板上下表層奧氏體發(fā)生鐵素體相變；在隨后的軋制過程中，表層在鋼板自身蓄積的熱量作用下受熱升溫，從而引起表面變形組織的再結(jié)晶并形成超細(xì)鐵素體晶粒，采用該制備技術(shù)所獲得的高強(qiáng)度高韌性結(jié)構(gòu)用鋼，其表層的超細(xì)化晶粒可抑制裂紋傳播，可焊性、高強(qiáng)度和低淬透性可用于制造低溫環(huán)境下使用的船舶或海洋平臺結(jié)構(gòu)用鋼。本發(fā)明鋼化學(xué)成分的重量百分比為 C :0· 06 % O. 20 %，Si :0. 10 % O. 6 %，Mn :0· 8 % I. 6 %，P 彡 O. 02 %，S 彡 O. 01 %，Al :0· 02 % O. 07 %，N 彡 O. 005 %，Nb 0. 005 % O. 05 %，Ti 0. 005 % O. 03%，作為化學(xué)成分還有Cu彡O. 35% ,Ni彡O. 40%,Ca彡O. 004%中的I種或2種以上，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明制備工藝包括以下步驟I)冶煉連鑄采用低P、S原料，轉(zhuǎn)爐冶煉、爐外精煉和喂Ca線，保證鋼質(zhì)潔凈度和夾雜物變性，鑄坯厚度230 300mm。2)鑄坯加熱奧氏體化溫度1050°C 1150°C，保溫30 60min。3)第一階段軋制在奧氏體再結(jié)晶區(qū)進(jìn)行，開軋溫度1050 950°C，采用8% 10%的道次壓下率進(jìn)行多道次連續(xù)軋制，累積總變形量> 50%。確保鋼板在此階段發(fā)生動態(tài)/靜態(tài)再結(jié)晶，以細(xì)化奧氏體晶粒。軋后鋼板以彡IO0C /s快速冷卻至550 500°C，此時鋼板厚度60 80mm。4)第二階段軋制當(dāng)鋼板表面回溫至780 750°C時，進(jìn)行第二階段軋制，道次壓下率彡10%，累積變形量彡40%,終軋溫度700 730°C，終軋鋼板厚度30 40mm，軋后鋼板水冷，冷卻速率5 10°C /s，終冷溫度480 550°C。本發(fā)明表層的鐵素體晶粒尺寸在2 5 μ m,心部鐵素體晶粒尺寸8 15 μ m。本發(fā)明采用低碳并添加少量Nb、Ti或Cu、Ni等低成本成分體系，通過TMCP控軋和加速冷卻實現(xiàn)組織、性能控制，在連續(xù)生產(chǎn)線上獲得成品，節(jié)省熱處理工序、降低生產(chǎn)成本。本發(fā)明第一階段充分利用再結(jié)晶區(qū)大變形量軋制，獲得足夠的形變相變形核部位和畸變能，細(xì)化形變奧氏體晶粒，優(yōu)化冷卻速率，使細(xì)小的奧氏體晶粒保持下來，實現(xiàn)對相變前、后的組織細(xì)化。第二階段軋制中，借助鋼板自身溫度回升，細(xì)小的表層奧氏體晶粒內(nèi)大量缺陷提供了鐵素體形核位置，軋制累積的畸變能使相變驅(qū)動力增大，極高的形核率最終導(dǎo)致超細(xì)晶粒鐵素體的產(chǎn)生。采用上述工藝軋制的鋼板，其表層組織得到明顯細(xì)化，由超細(xì)的鐵素體晶粒和短條狀珠光體構(gòu)成，受鋼板第一階段軋制后回升溫度的影響，從鋼板表層到中心層，鐵素體和珠光體的晶粒尺寸逐漸增大，呈梯度分布，其中，表層的鐵素體晶粒尺寸在2 5 μ m，心部鐵素體晶粒尺寸8 15 μ m。這種表層超細(xì)化的晶粒增大了裂紋擴(kuò)展路徑的長度，提高了材料斷裂阻力和消耗能，因而增強(qiáng)了材料的止裂能力。


附圖I為本發(fā)明近表層金相顯微組織；附圖2本發(fā)明心部的金相顯微組織。
具體實施例方式下面結(jié)合具體實施例對本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)說明。本發(fā)明鋼化學(xué)成分的重量百分比為
C :0· 06 % O. 20 %，Si :0. 10 % O. 6 %，Mn :0· 8 % I. 6 %，P 彡 O. 02 %，S 彡 O. 01 %，Al :0· 02 % O. 07 %，N 彡 O. 005 %，Nb 0. 005 % O. 05 %，Ti 0. 005 % O. 03%，作為化學(xué)成分還有Cu彡O. 35% ,Ni彡O. 40%,Ca彡O. 004%中的I種或2種以上，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明制備工藝包括以下步驟I)冶煉連鑄采用低P、S原料，轉(zhuǎn)爐冶煉、爐外精煉和喂Ca線，保證鋼質(zhì)潔凈度和夾雜物變性，鑄坯厚度230 300mm ；2)鑄坯加熱奧氏體化溫度1050°C 1150°C，保溫30 60min ；3)第一階段軋制在奧氏體再結(jié)晶區(qū)進(jìn)行，開軋溫度1050 950°C，采用8% 10%的道次壓下率進(jìn)行多道次連續(xù)軋制，累積總變形量> 50% ;確保鋼板在此階段發(fā)生動態(tài)/靜態(tài)再結(jié)晶，以細(xì)化奧氏體晶粒；軋后鋼板以彡10°C/s快速冷卻至550 500°C，此時鋼板厚度60 80mm ；4)第二階段軋制當(dāng)鋼板表面回溫至780 750°C時，進(jìn)行第二階段軋制，道次壓下率彡10%，累積變形量彡40%,終軋溫度700 730°C，終軋鋼板厚度30 40mm，軋后鋼板水冷，冷卻速率5 10°C /s，終冷溫度460 550°C。本發(fā)明鋼表層及近表層，自鋼板表面至其下4_范圍內(nèi)，鐵素體晶粒尺寸在2 5 μ m，心部鐵素體晶粒尺寸8 15 μ m。下面是本發(fā)明按照上述成分及生產(chǎn)工藝在具體生產(chǎn)實踐中的實施例。實施例I 7的化學(xué)組成如表I所示。采用改進(jìn)的TMCP制備工藝參數(shù)，如表2所示。本發(fā)明實施例I 7經(jīng)改進(jìn)型TMCP工藝制備后，分別從測定鋼板的拉伸力學(xué)性能和低溫沖擊韌性，其中縱向沖擊樣品分別取自鋼板的近表層(表層向下I. Omm處)和心部，測試結(jié)果如表3所不表I發(fā)明鋼化學(xué)成分)
權(quán)利要求
1.一種基于TMCPエ藝的表層超細(xì)晶高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，化學(xué)成分的重量百分比為C :0· 06% O. 20%，Si :0· 10% O. 6%，Mn :0· 8% I. 6%，P 彡 O. 02%，S 彡 O. 01%，Al 0. 02% O. 07%, N 彡 O. 005%, Nb 0. 005% O. 05%, Ti 0. 005% O. 03%，作為化學(xué)成分還有Cu く O. 35%, Ni く O. 40%, Ca く O. 004%中的I種或2種以上，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。
2.一種如權(quán)利要求I所述的基于TMCPエ藝的表層超細(xì)晶高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其特征在于，包括以下步驟1)冶煉連鑄采用低P、S原料，轉(zhuǎn)爐冶煉、爐外精煉和喂Ca線，保證鋼質(zhì)潔凈度和夾雜物變性，鑄坯厚度230 300mm ；2)鑄坯加熱奧氏體化溫度1050°C 1150°C，保溫30 60min；3)第一階段軋制在奧氏體再結(jié)晶區(qū)進(jìn)行，開軋溫度1050 950°C，采用8% 10%的道次壓下率進(jìn)行多道次連續(xù)軋制，累積總變形量> 50% ;確保鋼板在此階段發(fā)生動態(tài)/靜態(tài)再結(jié)晶，以細(xì)化奧氏體晶粒，軋后鋼板彡IO0C /s快速冷卻至550 500°C ；4)第二階段軋制當(dāng)鋼板表面回溫至780 750°C時，進(jìn)行第二階段軋制，道次壓下率^ 10%,累積變形量彡40%,終軋溫度700 730°C，終軋鋼板厚度30 40mm，軋后鋼板水冷，冷卻速率5 10°C /s，終冷溫度480 550°C。
3.如權(quán)利要求I所述的基于TMCPエ藝的表層超細(xì)晶高強(qiáng)度鋼板，其特征在于，鋼板表層的鐵素體晶粒尺寸在2 5 μ m,心部鐵素體晶粒尺寸8 15 μ m。
全文摘要
本發(fā)明公開基于TMCP工藝的表層超細(xì)晶高強(qiáng)度鋼板及其制造方法，其化學(xué)成分為C0.06～0.20％，Si0.10～0.6％，Mn0.8～1.6％，P≤0.02％，S≤0.01％，Al0.02～0.07％，N≤0.005％，Nb0.005～0.05％，Ti0.005～0.03％，另Cu≤0.35％，Ni≤0.40％，Ca≤0.004％中的1種或2種以上，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。分兩個階段軋制，第一階段累積總變形量≥50％，軋后≥10℃/s快速冷卻至550～500℃；第二階段軋制，道次壓下率≥10％，累積變形量≥40％，終軋溫度700～730℃，終軋鋼板厚度30～40mm，冷卻速率5～10℃/s，終冷溫度480～550℃。這種表層超細(xì)化的晶粒增大了裂紋擴(kuò)展路徑的長度，提高了材料斷裂阻力和消耗能，因而增強(qiáng)了材料的止裂能力。
文檔編號C22C38/16GK102828116SQ20111015999
公開日2012年12月19日 申請日期2011年6月14日 優(yōu)先權(quán)日2011年6月14日
發(fā)明者嚴(yán)玲, 郝森, 葉其斌, 張朝鋒, 周成, 楊玉 申請人:鞍鋼股份有限公司