一种屈服强度960MPA级调质钢及其制造方法.pdf

《一种屈服强度960MPA级调质钢及其制造方法.pdf》由会员分享，可在线阅读，更多相关《一种屈服强度960MPA级调质钢及其制造方法.pdf（8页完整版）》请在专利查询网上搜索。

1、(10)申请公布号 CN 104328350 A (43)申请公布日 2015.02.04 CN 104328350 A (21)申请号 201410684446.0 (22)申请日 2014.11.25 C22C 38/38(2006.01) C22C 38/32(2006.01) C21D 8/02(2006.01) (71)申请人 湖南华菱涟源钢铁有限公司 地址 417009 湖南省娄底市娄星区黄泥塘沿 河路 001 号 (72)发明人 肖爱达 周明伟 肖尊湖 王慎德 曾交民 王昭东 康健 梁亮 曾斌 邓之勋 徐德强 赵刚 韩钧 (74)专利代理机构 湖南省娄底市兴娄专利事务 所 431。

2、06 代理人 邬松生 (54) 发明名称 一种屈服强度 960MPa 级调质钢及其制造方 法 (57) 摘要 本发明公开了一种屈服强度 960MPa 级调质 钢及其制造方法， 控制好此调质钢的碳、 硅、 锰、 磷、 硫、 铬、 钼、 铌、 钒、 钛、 铝及硼的质量百分含量 和碳当量。 经预处理的高炉脱硫铁水入转炉冶炼， 冶炼合格钢水经 LF+HR+ 钙处理后连铸成钢坯， 钢 坯在均 / 加热炉中加热到 1100 1250后轧成 钢板， 终轧温度为 820 880， 终轧后使用 50 100/S超快冷却和1025/S层流冷却， 将卷 取温度控制在500700卷成钢卷， 对温度低于 80钢卷横切矫。

3、直成钢板， 矫直的定尺或非定尺 钢板在850880/2060min淬火及在500 700 /90 180min 回火。经如上制造方法获得 的钢板其抗拉强度 （Rel） 980Mpa、 夏氏冲击功 AKv(-40)47J， 其实用与推广价值显而易见。 (51)Int.Cl. 权利要求书 1 页 说明书 6 页 (19)中华人民共和国国家知识产权局 (12)发明专利申请 权利要求书1页 说明书6页 (10)申请公布号 CN 104328350 A CN 104328350 A 1/1 页 2 1. 一种屈服强度 960MPa 级调质钢， 其特征在于 ： 化学成分以质量百分含量计 ： C=0.100。

4、.20、 Si=0.100.50、 Mn=1.001.60、 P0.015、 S0.005、 Cr=0.100.50、 Mo=0.200.60、 Nb=0.0150.055、 V=0.0200.060、 Ti=0.0030.04、 Al=0.020.07、 B=0.0006 0.0025， 余量为 Fe 及其它不可避免的杂质 ； CEV 0.61% ； 所述 CEV 为钢的碳当量。 2.实施权利要求1所述的一种屈服强度960MPa级调质钢的制造方法， 把经脱硫预处理 的高炉铁水倒入氧气顶底复合吹炼转炉进行冶炼， 将合格的冶炼钢水经吹氩、 真空及加钙 处理后由连铸机连铸成钢坯 ； 其特征在于 ：。

5、 将连铸钢坯送入加 / 均热炉中加热， 当钢坯加热 至 1100 1250后使保温时间 15min ； 把加热后的钢坯进行轧制 ： 在奥氏体可发生再结晶温度范围内， 钢坯的压下率 60%， 在 700 10 Ar3 转变点的温度至奥氏体发生再结晶温度范围内， 钢板的压下率 50% ； 钢坯的终轧温度控制在 820 880， 钢坯经终轧后的钢板厚度为 4.0mm 25.0mm; 把终轧后的钢板以冷却速度为 50 /S 100 /S 进行冷却和以 10 /S 25 /S 层流 冷却方式冷却到 500 700， 终冷后的钢板经卷取机卷取成钢卷， 钢板卷取温度控制在 500 700 ； 对温度低于 8。

6、0的钢卷进行定尺或非定尺横切后矫正成钢板 ； 把矫直的钢板进行 调质处理 ： 淬火加热温度为 850 880、 保温时间为 20mim 60min， 回火加热温度为 500 700、 保温时间为 90min 180min。 权 利 要 求 书 CN 104328350 A 2 1/6 页 3 一种屈服强度 960MPa 级调质钢及其制造方法 技术领域 0001 本发明涉及一种调质钢及其制造方法， 尤其涉及一种应用于工程机械 （如履带式 起重机、 工程起重机和 / 或混凝土泵车等） 用的其屈服强度为 960MPa 级调质钢及其制造方 法。 背景技术 0002 高强度钢板应用于工程机械如履带式起重。

7、机、 工程起重机和混凝土泵车等结构 件。工程机械的大型化对高强度钢板提出了增强减重的需求。屈服强度 960MPa 级高强度 钢板已广泛应用于大型工程机械的结构件。欧标 10025-6 ： 2004 和国标 GB/T16270-2009 中 规定了屈服强度 960MPa 级高强钢的力学性能和碳当量标准。其中， 欧标中规定的 S960Q 和 S960QL 其屈服强度 960MPa、 抗拉强度 980 1150MPa 及延伸率 10%， 其中 S960Q 满 足 -20纵向冲击功 30J， S960QL 满足 -40纵向冲击功 30J。此外， S960Q 和 S960QL 的碳当量满足 CEV=0.。

8、82%（其计算公式为 CEV=C+Mn/6+（Cr+Mo+V） /5+(Ni+Cu/15） 。国 标 GB/T16270-2009 规定 Q960E 的屈服强度 960MPa， 抗拉强度 980 1150MPa， 延伸率 10%， -40纵向冲击功 27J， 碳当量满足 CEV=0.82%。 0003 高强韧钢板的制造技术主要是控轧控冷 + 回火 （TMCP+T）和调质 （Q+T） 。TMCP （Thermo-Mechanical Control Process） 通过控制钢板的两阶段轧制温度、 压下量和冷却 工艺， 形成特定的微观组织， 以获得良好的机械性能。TMCP 工艺的第一阶段轧制变形。

9、时， 奥 氏体发生动态再结晶、 静态再结晶和动态回复等过程， 细化了奥氏体晶粒 ； 第二阶段变形时 在奥氏体中累积了大量的位错， 轧制后采用优化的冷却工艺， 形成了细小的贝氏体或贝氏 体 + 马氏体组织。TMCP 后的钢板经过再加热回火， 回火过程中碳氮化物析出， 异号位错湮 灭， 改善钢板的内应力分布， 形成具有很好强韧性匹配的微观组织。调质工艺是钢板在加 热奥氏体均匀化后进入轧制工艺， 轧制到指定厚度后空冷。空冷到室温后的钢板进入加热 炉， 在指定温度奥氏体化后淬火水冷到室温， 淬火后的钢板再进入回火炉重新加热到指定 温度， 保温一定时间后出炉空冷。调质工艺生产高强度钢板是通过奥氏体化后的。

10、淬火过程 细化， 最终为马氏体组织， 再经过回火工艺使碳从过饱和铁素体中排出， 同时形成细小的碳 化物， 改善钢板的内应力和低温冲击韧性。 0004 TMCP+T 和 Q+T 工艺生产高强度钢板均有其各自优势， 其中 TMCP+T 工艺流程短， 可充分应用合金元素对相变的影响 ； Q+T 工艺简单可控， 钢板的纵横向性能差异较小。为 缩短工艺流程， 近期开发了直接淬火 (DQ ： direct quenching) 和在线热处理 (HOP:heat treatment online process) 工艺。 直接淬火工艺是控制轧制结束后直接进入层流冷却装 置冷却至室温， 在线热处理工艺是把直接。

11、淬火后的钢板进入感应加热炉， 以 2 20 /S 的 加热速度升温至指定回火温度， 保温一段时间后出炉空冷。 0005 相对传统的冷却工艺， 直接淬火工艺停冷温度较低， 冷却速度较快， 能够形成细化 的微观组织， 传统回火工艺升温速率较慢， 保温时间较长， 形成的碳化物颗粒粗大 ； 在线热 处理工艺以较快的速度升温， 形成细化的碳化物析出， 提高钢板的低温冲击韧性。 钢板在直 说 明 书 CN 104328350 A 3 2/6 页 4 接淬火过程中形成的残余奥氏体组织在 HOP 过程中会部分分解， 最终形成弥散均匀分布的 残余奥氏体。采用 DQ+HOP 工艺生产的高强度钢板具有良好的强韧性。。

12、 0006 工程机械用高强度钢板还须具有良好的焊接性能。 碳当量是衡量钢板焊接性能的 重要指标。碳当量越低， 钢板的焊接性能越好。欧标 10025-6 和国标 GB/T16270 中规定屈 服强度 960MPa 级钢板的碳当量 （CEV） 均不大于 0.82%。 0007 公开号为 W02000040764（公开日为 2000 年 7 月 13 日） 的 “ULTRA-HIGH STRENGTH AUSAGED STEELS WITH EXCELLENT CRYOGENIC TEMPERATURE TOUGHNESS” 的专利公开了一种 超高强度钢板， 抗拉强度为 830MPa， 且含有较多的。

13、贵重合金元素 Ni。 0008 公开号为 W01999005335（公开日为 1999 年 2 月 4 日） 的 “ULTRA-HIGH STRENGTH， WELDABLE STEELS WITH EXCELLENT ULTRA-LOW TEMPERATURE TOUGHNESS” 的专利公开了一 种超高强度钢板， 它采用两阶段轧制和控制冷却的方法， 并含有 Ni、 Cu 等贵重元素， 钢板抗 拉强度 930MPa。 0009 以上公开的专利， 它们均存在以下一个或多个不足 ： 加入较高含量的昂贵合 金元素， 钢材成本高。如 JP60121219 和 JP89025371 中加入镍为 1.0。

14、0% 3.50%， 铬含量 0.40% 1.20% ； WO200039352 中镍含量不小于 1.0% ； 工艺复杂， 工序成本高。如专利 WO9905335 中碳含量为 0.05 0.10% （较低） ， 专利 GB2132225 中碳含量为 0.04% 0.16%， 专利98802878.6中碳含量为0.02%0.10%。 过低的碳含量造成炼钢过程脱碳时间长， 炼钢 炉劳动生产率低 ； 瑞典 SSAB 公司生产的 Weldox960 系列和德国迪林根生产的 Dillimax 系 列高强钢中， 均采用高铝含量 （不小于 0.018%） 。它们有以下若干缺点 ： 在高铝钢钢水浇注 时水口容易。

15、结瘤， 容易将钢包水口耐材带入钢水 ； 过多的铝会造成钢中氧化铝夹杂显著增 多， 需要较长的吹氩时间促使夹杂物上浮 ； 铝细化晶粒的氮化铝细小析出物在钢板焊接时 完全溶解， 从而使焊接热影响区晶粒粗大。 钢板强度级别低。 如专利WO200039352和专利 98812446.7， 抗拉强度只能达到 830MPa 以上， 专利 98802878.6 抗拉强度只能达到 900MPa 以上。 0010 由于重载卡车、 工程机械等产业的发展， 对车辆的载重和机械强度的要求不断提 高， 同时也要求减轻自重， 因此要求采用成本更低、 强度级别更高、 低温冲击韧性好的超高 强度钢板。 发明内容 0011 本。

16、发明的目的在于提供一种屈服强度 （Rel） 960MPa 级和有优良焊接性能及较高 抗拉强度 （Rm） 的调质钢 （板） 及其制造方法。 0012 为实现上述目的， 本发明采用的技术方案是 ： 所述的一种屈服强度 960MPa 级调质 钢， 它的化学成分设计为 （以 wt% 计） C=0.10 0.20、 Si=0.10 0.50、 Mn=1.00 1.60、 P 0.015、 S 0.005、 Cr=0.10 0.50、 Mo=0.20 0.60、 Nb=0.015 0.055、 V=0.020 0.060、 Ti=0.003 0.04、 Al=0.02 0.07、 B=0.0006 0.0。

17、025， 余量为 Fe 及其它不可避 免的杂质， CEV 0.61% ； 所述 CEV 为钢的碳当量。 0013 所述的一种屈服强度 960MPa 级调质钢的制造方法包括如下程序 ： 把经脱硫预处 理的高炉铁水倒入氧气顶底复合吹炼转炉进行冶炼， 将合格的冶炼钢水经吹氩、 真空及加 钙处理后由连铸机连铸成钢坯。将连铸钢坯送入均热炉或加热炉中加热， 当钢坯加热至 说 明 书 CN 104328350 A 4 3/6 页 5 1100 1250后使其保温时间 15min。 0014 把加热后的钢坯进行轧制 ： 在奥氏体可发生再结晶温度范围内钢坯的压下率 60%， 在 700 10 Ar3 转变点的温。

18、度至奥氏体发生再结晶温度范围内， 钢板的压下率 50% ； 钢坯的终轧温度控制在820880， 钢坯经终轧后的钢板厚度为4.0mm25.0mm; 把终轧后的钢板以冷却速度为 50 /S 100 /S 进行 （超快） 冷却和以 10 /S 25 / S 层流冷却方式冷却到 500 700， 终冷后的钢板经卷取机卷取成钢卷， 钢板卷取温度 控制在 500 700 ； 对温度低于 80的钢卷进行定尺或非定尺横切， 其后再矫直成钢板。 0015 把矫直的钢板进行调质处理 ： 淬火加热温度为 850 880、 保温时间为 20mim 60min， 回火加热温度为 500 700、 保温时间为 90min。

19、 180min。 0016 采用如上技术方案提供的一种屈服强度 960MPa 级调质钢及其制造方法与现有技 术相比， 其技术效果在于 ： 本发明提供的一种屈服强度960MPa级调质钢 （板） 不仅具有较高的抗拉强度， 还具有 优良的焊接性能。 0017 本发明设计的整体思路是采用低 C+ 高 Mn 的成分体系， 以及控轧控冷和调质热 处理的工艺体系， 通过合金元素配比之间的优化， 充分利用工艺对钢板强韧性的提高作用， 制造具有较低碳当量 （CEV 0.58%） 的高强韧钢板。合金元素 C 和 Mn 均为奥氏体化元素， 加入钢中可提高钢板的强度。但 C+Mn 的含量与其它元素含量之间存在最佳配比。

20、关系， 为优 化 C、 Mn 和其它元素含量， 本发明设定了 C+Mn 与其它元素之间的关系以保证采用合适的成 分配比获得优异的性能。 合金化当量AEQ考虑了在适当碳当量CEV的条件下， 不同合金元素 及其相互作用对强韧性的影响。合金元素前的常数项与该合金元素对强韧性的影响相关， 合金化当量同时考虑了 Cr 和 Mo、 Nb 和 V 复合添加对钢板力学性能的影响， 合金化当量过低 则无法生产满足力学性能要求的钢板， 过高则会导致碳当量提高， 焊接性能恶化。 具体实施方式 0018 下面对本发明的具体实施方式作进一步的详细描述。 0019 本发明所述的一种屈服强度 960MPa 级调质钢 （板）。

21、的化学成分配比 （wt%）为 C=0.100.20、 Si=0.100.50、 Mn=1.001.60、 P0.015、 S0.005、 Cr=0.100.50、 Mo=0.20 0.60、 Nb=0.015 0.055、 V=0.02 0.06、 Ti=0.003 0.04、 Al=0.02 0.07、 B=0.006 0.0025， 余量为 Fe 和其他不可避免的杂质 ； 碳当量 （CEV） 0.61%。其中碳当量 CEV 的计算公式为 CEV（%） =C+Mn/6+(Mo+Cr+V)/5+(Ni+Cu)/15， 其中 Cu 可随机检测。 0020 本发明中化学元素的添加原理如下 ： C 。

22、： C含量不同对钢板在冷却过程的相变有着重要的影响。 C含量较高的钢种， 在同样的 冷却条件下， 冷却过程中容易形成贝氏体或马氏体等强度较高的组织 ； 但 C 含量太高， 则会 形成较脆的组织， 降低钢板的低温冲击韧性， 在回火过程中， C 含量较高的钢板会形成较粗 大的碳化物， 从而恶化钢板的冲击性能 ； 另一方面， C 含量太低， 容易形成铁素体等强度较 低的组织。为达到屈服强度 960MPa、 抗拉强度 980MPa 及综合几方面因素考虑， 本发明将 C 含量控制在 0.10 0.20wt% 范围内。 说 明 书 CN 104328350 A 5 4/6 页 6 0021 Si:Si 元。

23、素固溶在钢中， 提高钢板的强度。Si 含量过高， 会抑制渗碳体的形成， 同 时较高的 Si 含量会恶化钢板的焊接性能。因此， 本发明中的 Si 含量为 0.10 0.50wt%。 0022 Mn:Mn 是弱碳化物形成元素， 通常固溶在钢中， 起到固溶强化的效果。采用控轧控 冷方式生产的高强度钢板， Mn 元素通过跨越扩散界面耗散自由能， 抑制片状相端面的扩散 控制长大， 形成细化的片层状贝氏体板条， 从而提高钢板的强度和韧性等综合性能。Mn 含 量过高会导致板坯开裂倾向加大， 容易在板坯生产过程中形成纵裂等缺陷 ； Mn 含量较低则 对强度的贡献较小， 因此须添加C元素或者其它贵重合金元素如M。

24、o元素等以保证钢板的强 度。添加 C 元素会恶化钢板的焊接性能， 添加其它贵重元素会提高钢板成本。因此， 本发明 中加入 1.00 1.60wt%Mn 元素， 从而有利于形成细化的贝氏体组织， 使钢板具有良好的强 韧性。 0023 Cr:Cr 元素和 Fe 元素形成连续固溶体， 并与 C 元素形成多种碳化物。Cr 元素可取 代渗碳体中的 Fe 元素形成 M3C， 并可形成 M7C3 和 M23C6。固溶在钢中的 Cr 元素和 Cr 的碳 化物会提高钢板的强度。但 Cr 含量增加会形成较粗大的碳化物， 从恶化钢板的冲击性能。 本发明中加入 0.10 0.50wt% 的 Cr， 以保证钢板的强度和。

25、冲击功。 0024 Mo:Mo 元素在奥氏体化时固溶在钢中， 冷却过程中通过抑制扩散界面运动实现细 化最终组织。Mo 元素对扩散界面拖曳作用耗散的自由能约是 Mn 元素的 3 倍， 因此添加 Mo 元素会抑制片状相端面长大， 形成细化的贝氏体或贝氏体 + 马氏体组织。同时 Mo 元素是贵 重合金元素， 为保证钢板性能和成本， 本发明中加入 0.20 0.60wt% 的 Mo。 0025 Nb ： 钢板在轧制过程中会形成大量的位错等缺陷。奥氏体在缺陷能的作用下发生 再结晶， 再结晶过程包括奥氏体新晶粒的形核和长大， Nb 元素通过抑制奥氏体界面运动提 高钢板的再结晶温度。加入一定量的 Nb 可实。

26、现两阶段轧制， 非再结晶区较低温度轧制以 提高奥氏体内部位错密度， 在随后的冷却过程中形成细化的组织。Nb 含量较高会在回火过 程中形成较粗大的 NbC 析出， 从而降低钢板的低温冲击功。因此， 本发明中加入 0.015 0.055wt% 的 Nb 以控制钢板微观组织和力学性能。 0026 V ： V 是铁素体化元素， 强烈缩小奥氏体区。高温溶入奥氏体中的 V 元素能够增加 钢的淬透性。钢中 V 元素的碳化物 V4C3 比较稳定， 可以抑制晶界移动和晶粒长大。V 元素 和 Cu 元素在钢中都是起沉淀强化作用， 但是相对 Cu 元素来说， 只需加入极少量的 V 元素， 即可达到同等的沉淀强化效果。

27、。此外， Cu 元素在钢中容易引起晶界裂纹， 因而必须加入至 少达到其一半含量的Ni元素， 才能避免裂纹， 而Ni元素同样是十分昂贵的合金元素， 因此， 以 V 元素代替 Cu 元素可以大幅度降低钢的制造成本。因此， 本发明中加入 0.02 0.06wt% 的 V 元素以保证钢板在回火后有较高的屈服强度。 0027 B ： B元素添加在钢中会提高钢板的淬透性， 形成贝氏体或马氏体组织。 B含量较高 时， B原子会在晶界富集， 降低晶界结合能， 从而在受到冲击作用时会发生沿晶解离断裂。 因 此， 本发明中 B 元素的加入量为 0.0006 0.0025wt%。 0028 Al ： Al 元素在高。

28、温时形成细小的 AlN 析出， 在板坯加热奥氏体化时抑制奥氏体 晶粒长大， 达到奥氏体细化晶粒、 提高钢在低温下的韧性的目的。Al 含量过高会导致较大 的 Al 的氧化物形成， 降低钢板的低温冲击性能和探伤性能。因此， 本发明中加入 0.02 0.07wt% 的 Al， 细化晶粒， 以提高钢板的韧性并保证其焊接性能。 0029 Ti ： Ti 与 N 在高温时形成 TiN， 板坯加热奥氏体化时， TiN 会抑制奥氏体晶粒长大。 说 明 书 CN 104328350 A 6 5/6 页 7 Ti 与 C 在较低温度区间形成 TiC， 细小的 TiC 颗粒有利于提高钢板的低温冲击性能。Ti 含 量。

29、过高， 则会形成粗大的方形 TiN 析出， 钢板在受力时应力会集中在 TiN 颗粒附近， 成为微 裂纹的形核长大源， 降低钢板的疲劳性能。综合 Ti 元素对力学性能和疲劳性能的影响， 本 发明中的 Ti 含量控制在 0.003 0.04wt% 范围内。 0030 为优化 C、 Mn 和其它元素含量， 本发明设定了 C+Mn 与其它元素之间的关系以保证 采用合适的成分配比获得优异的性能。合金化当量 （AEQ） 考虑了在适当碳当量 （CEV） 的条 件下， 不同合金元素及其相互作用对强韧性的影响。合金元素前的常数项与该合金元素对 强韧性的影响相关， 合金化当量同时考虑了 Cr 和 Mo、 Nb 和。

30、 V 复合添加对钢板力学性能的 影响。 同时， 合金化当量过低则无法生产满足力学性能要求的钢板， 过高则会导致碳当量提 高， 焊接性能恶化。 0031 可知本发明采用相对其它专利更为适中的碳含量 （0.10% 0.20wt%） ， 此碳含量 既不是很低也不是很高， 既可满足炼钢工序的要求， 也可保证钢板后续对焊接性能的要求。 其中 C 含量与钢板中加入的 Nb 含量尽可能保证按溶度积公式 LgNbC=2.96 7510/T， 计算的 T 小于 1523K（1250） ； 加入 V， 也要保证按类似公式计算的 T 小于 1523K， 这是要 以便在后续的轧制和冷却过程中析出强化， 充分发挥各元素。

31、的作用。加入的元素 Ti 与 N 含 量保证 Ti/N 3.42， 让 Ti 完全固定 N， 使 Nb 能形成足够的 NbC 强化 ； 加入的 Ca 与 S 含量 保证 Ca/S=0.5 2.0， 使硫化物完全球化成近似纺锤形， 提高钢板的横向冲击性能和冷弯 性能。钢中的 Cu、 Ni、 Cr、 Mo 同时加入时， 不可同时接近上限或者下限， 这样做的目的是保 证强度和碳当量。 对以上所述元素的适当控制， 目的在于用较低的合金成本、 精确的成分配 比、 简单的炼钢、 轧制与冷却工艺获得钢板 （材） 较好的力学、 焊接等综合性能。 0032 如上所述成分质量百分含量及其屈限强度为 960MPa 。

32、的调质钢 （板） 的制造方法包 括 ： 冶炼 ： 对高炉铁水进行脱硫预处理， 经预处理的高炉铁水入氧气顶底复合吹炼转炉 （如 210t 级） 冶炼， 冶炼钢水经吹氩、 真空及加钙热处理后， 钢水化学成分 （即合格钢水中各冶金 元素的质量百分含量） 相同于成品材的化学成分。钢水经 LF+RH+ 钙处理后的钢水送连铸机 连铸成所需断面的钢坯。 0033 将钢坯送入均热炉 （或加热炉） 加热， 当钢坯加热至 1100 1250后使保温时 间 15min， 这样的加热温度与保温时间可以使钢坯的奥氏体组织均匀化， 还可使钢坯中的 Nb、 V 和 Ti 等的碳化物充分溶解， 而氮化钛也会有部分熔解以阻止原。

33、始奥氏体晶粒的长大。 0034 把加热后的钢坯进行轧制 ： 在奥氏体可发生再结晶温度范围内， 采用一个或多 个道次轧制钢坯， 期间允许采用一次或多次转钢以提高成品钢板的横向塑性和韧性， 此温 度区间的压下率不小于 60%。这样固溶于钢中的微合金元素起着阻滞奥氏体动态再结晶 的作用， 形变的奥氏体发生再结晶并达到细化的目的。在低于奥氏体发生再结晶但高于 700 10 Ar3 转变点的温度范围内， 采用一个或多个道次并允许采用一次或多次转钢， 将上述钢板轧制成最终厚度的钢板， 此温度区间钢板的压下率不小于 50%。 0035 在轧制的第二阶段钢坯的终轧温度控制在 820 880之间。在此轧制过程中。

34、， 奥氏体不发生再结晶， 而形成拉长的奥氏体， 在拉长的奥氏体晶内存在大量的形变带， 铌、 钒和钛等固溶原子由于形变诱导而析出为碳化物和碳氮化物。经未再结晶区终轧后， 钢的 组织由变形的奥氏体组织。终轧后钢板厚度控制在 4.0mm 25.0mm。 说 明 书 CN 104328350 A 7 6/6 页 8 0036 钢坯经终轧后的钢板以冷却速度为 50 /s 100 /s （称之为超快速冷却） 和以 1025/s层流冷却的方法将钢板冷却到500700。 在轧制变形的钢板中含有大 量位错的奥氏体， 快速冷却时在较低温度发生贝氏体转变。较快的冷却速度体奥氏体具有 较大的过冷度， 即使贝氏体转变具。

35、有较大的形核驱动力， 提高了贝氏体转变的形核率。 本发 明的终冷温度较低， 在较快的冷却速度和较低的终冷温度条件下， 贝氏体以很高的形核速 率和较慢的长大速度形成， 未转变的奥氏体形成细小弥散的 MA 组元分布在贝氏体基体上， 从而提高了钢板的强度和韧性。 0037 终冷后的钢板经卷取机卷成钢卷， 钢板卷取温度控制在 500 700。对温度低 于 80的钢卷进行定尺或非定尺横切， 其后矫直成钢板。 0038 把矫直的钢板进行调质处理 ： 淬火加热温度为 850 880， 保温时间为 20min 60min ； 回火加热温度为 500 700， 保温时间为 90min 180min。 0039 经如上方法获得的钢板的抗拉强度 （Rm） 980MPa， 夏氏冲击功 AKv（-40） 47J， 并具有优良的焊接性能。 说 明 书 CN 104328350 A 8 。