一种双重硬度复合钢板及其制造方法 |
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| 申请号 | CN201510926272.9 | 申请日 | 2015-12-14 | 公开(公告)号 | CN105499269A | 公开(公告)日 | 2016-04-20 |
| 申请人 | 宝山钢铁股份有限公司; | 发明人 | 赵小婷; 闫博; 姚连登; 焦四海; 李红斌; | ||||
| 摘要 | 本 发明 公开了一种双重硬度复合 钢 板，其一个表面为高硬度层，其另一个表面为低硬度层，高硬度层与低硬度层之间通过 轧制 复合实现 原子 结合，其中低硬度层为Mn13钢，高硬度层的布氏硬度大于600。本发明还公开了一种双重硬度复合钢板，其包括步骤：1)分别制备高硬度层 板坯 和低硬度层板坯；2)组坯：对板坯结合面进行预处理，并对板坯贴合面进行四周 焊接 密封， 对焊 接密封后的复合坯进行抽 真空 处理；3)加热；4)复合轧制；5)冷却；6) 热处理 ：加热 温度 为1050～1100℃，加热时间为2～3min/mm×板厚，对加热后的复合板进行 水 冷，水温小于40℃。该钢板兼具不同硬度特性和良好的低温韧性。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种双重硬度复合钢板，其特征在于：其一个表面为高硬度层，其另一个表面为低硬度层，所述高硬度层与低硬度层之间通过轧制复合实现原子结合，其中低硬度层为Mn13钢，所述高硬度层的布氏硬度大于600。 |
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| 说明书全文 | 一种双重硬度复合钢板及其制造方法技术领域[0001] 本发明涉及一种钢板及其制造方法，尤其涉及一种复合钢板及其制造方法。 背景技术[0002] 一般来说，钢板厚度和硬度级别的增加有利于提高装甲车辆的防护能力。然而，钢板的厚度增加并不利于车量减重，影响车辆的战术机动性。同时，钢板硬度超出一定范围后，接触到枪弹或炮弹后会产生崩落，这些碎片则会直接危及人身安全和仪器设备的正常运行。 [0003] 公告号为CN202750372U，公开日为2013年2月20日，名称为“一种新型防弹机柜”的中国专利文献公开了一种具有防弹功能的柜体。该柜体外设置有防弹披甲，防弹披甲由616装甲钢板和凯夫拉复合板粘接而成，616装甲钢板为防弹披甲的外层，凯夫拉复合板为防弹披甲的内层。外层616装甲钢板采用采用8毫米厚的钢板，内层凯夫拉复合板为7毫米厚的钢板。然而，该篇中国专利文献中并没有涉及相关钢板的产品特点和综合性能。 [0004] 为此，期望获得一种钢板，这种钢板应当既具有很高的硬度，又能够吸收较大的冲击动能。 发明内容[0005] 本发明的目的在于提供一种双重硬度复合钢板，其在两个不同的表面具有两种不同的硬度特性。该双重硬度复合钢板的其中一个表面具有超高硬度，相对于该表面的另一表面则具有相对较低的硬度与较高的低温韧性。本发明所述的双重硬度复合钢板实现了高、低硬度和高韧性的结合。另外，本发明所述的双重硬度复合钢板具有良好的机械加工性能和优良的防弹性能。 [0006] 为了实现上述目的，本发明提出了一种双重硬度复合钢板，其一个表面为高硬度层，其另一个表面为低硬度层，高硬度层与低硬度层之间通过轧制复合实现原子结合，其中低硬度层为Mn13钢，高硬度层的布氏硬度大于600。 [0007] 在本技术方案中，低硬度层是指其相对于高硬度层具有较低的硬度。另外，由于低硬度层为Mn13钢，因此，其布氏硬度一般低于250。 [0008] 在本技术方案中，Mn13钢是指将Mn含量控制在10％＜Mn＜20％范围之间的钢，此类钢的微观组织基本为单一的奥氏体组织。 [0009] 进一步地，上述高硬度层的化学元素质量百分比为： [0010] C：0.35～0.45％； [0011] Si：0.80～1.60％； [0012] Mn：0.3～1.0％； [0013] Al：0.02～0.06％； [0014] Ni：0.3～1.2％； [0015] Cr：0.30～1.00％； [0016] Mo：0.20～0.80％； [0017] Cu：0.20～0.60％； [0018] Ti：0.01～0.05％； [0019] B：0.001～0.003％； [0020] 余量为Fe和不可避免的杂质。 [0021] 上述高硬度层中的各化学元素的设计原理为： [0022] C：在钢中可以起到固溶强化的作用，其是对钢的强度贡献最大且成本最低的强化元素。为了达到一定的硬度级别，希望钢中含有较高含量C，然而，C含量过高，会对钢的焊接性能和韧性产生不利影响。为此，综合考虑钢板的强韧性匹配，在本发明所述的双重硬度复合钢板的高硬度层中的C含量应当控制为0.35～0.45％。 [0023] Si：Si是脱氧元素。另外，Si可以溶于铁素体中，以起到固溶强化的作用，其仅次于碳、氮、磷而超过其它合金元素，因此，Si能够显著地提高钢的强度和硬度。如果需要利用Si固溶强化作用，其加入量通常不低于0.6％。在上述高硬度层中，Si含量需要被控制0.8～1.6％的范围之间以起到固溶强化作用。 [0024] Mn：Mn可以降低钢的临界冷却速度，以此大大提高淬透性，并且会对钢产生固溶强化作用。但是，当Mn含量过高时，会使得马氏体转变温度下降幅度太多，导致室温残余奥氏体增加，不利于钢的强度增加；在铸坯中心偏析部位生成粗大的MnS，令板厚中心的韧性降低。鉴于此，在上述高硬度层中的Mn含量应当控制为0.3～1.0％。 [0025] Al：Al也是脱氧元素。同时，Al还可以与氮形成细小难溶的AlN颗粒，细化钢的显微组织，并且抑制BN的生成，使B以固溶状态存在，从而保证钢的淬透性。一旦Al含量超过0.06％时，会在钢中生成粗大的氧化铝夹杂物。因此，将高硬度层中的Al含量控制为0.02～ 0.06％。 [0026] Ni：Ni在钢中只溶于基体相铁素体和奥氏体中，并且不形成碳化物，其所产生的奥氏体稳定化作用非常强。Ni是保证钢的高韧性的主要元素，考虑到Ni的强化作用及其添加成本，将高硬度层中的Ni含量设定为0.3～1.2％。 [0027] Cr：Cr是缩小奥氏体相区元素，其也是中强碳化物元素。Cr也可溶于铁素体。Cr能够提高奥氏体的稳定性，使得C曲线向右偏移，由此来降低临界冷却速度，以提高钢的淬透性。上述高硬度层中的Cr含量需要控制为0.3～1.0％。 [0028] Mo：由于Mo在钢中可以同时存在于固溶体相和碳化物相中，因此，Mo对于钢兼具有固溶强化和碳化物弥散强化的作用，从而起到显著提高钢的硬度和强度的作用。为此，上述高硬度层中的Mo含量需要控制为0.20～0.80％。 [0029] Cu：Cu在钢中主要以固溶态和单质相沉淀析出状态存在，固溶的Cu可以起到固溶强化作用。由于Cu在铁素体中的固溶度会随着温度降低而迅速减小，因而，在较低温度下，以过饱和固溶的Cu以单质形式沉淀析出，从而起到析出强化作用。在上述高硬度层的加入0.2～0.6％的Cu，可以显著地提高钢的抗大气腐蚀能力。 [0030] Ti：Ti可以与钢中的C、N形成碳化钛、氮化钛或碳氮化钛，从而在钢坯加热轧制阶段，起到细化奥氏体晶粒的作用，进而提高钢的强度和韧性。但是，过高的Ti含量会使得钢中形成较多粗大的氮化钛，对于钢的强度和韧性产生不利影响。基于本发明的技术方案，上述高硬度层中的Ti含量应当控制在0.01～0.05％范围之间。 [0031] B：较少量地添加B就能够显著地提升钢的淬透性，并在钢中较为容易地获得马氏体组织。然而，不宜添加太多的B，其原因在于：B与晶界之间存在着较强的结合力，其容易偏聚到晶界处，从而影响钢的综合性能。为此，上述高硬度层中的B含量需要控制在0.001～0.003％范围之间。 [0032] 本发明所述的双重硬度复合钢板的高硬度层中的不可避免的杂质主要为P和S。 [0033] 更进一步地，上述高硬度层的微观组织为马氏体和少量残余奥氏体。 [0034] 更进一步地，上述残余奥氏体的相比例低于1％。 [0035] 在此，基于本发明的技术方案，将高硬度层的微观组织控制为马氏体和少量残余奥氏体的原因在于：残余奥氏体是在淬火后过冷奥氏体发生相变时不可避免出现的组织，严格控制残余奥氏体有利于保证钢种的性能，而马氏体中由于溶解于α相中的碳起到固溶强化作用及存在高密度位错亚结构引起的强化作用，使得马氏体具有高硬度特征，因此为了保证高硬度层的硬度，需要将微观组织控制为几乎全部为马氏体组织。 [0036] 进一步地，上述低硬度层的化学元素质量百分比为： [0037] C：1.00～1.35％； [0038] Si：0.30～0.90％； [0039] Mn：11.0～19.0％； [0040] Al：0.02～0.06％； [0041] 余量为Fe和其他不可避免的杂质。 [0042] 上述低硬度层中的各化学元素的设计原理为： [0043] C：C是稳定奥氏体的元素，进行快冷时可使奥氏体组织保持到室温。碳含量增加使钢的固溶强化作用增强，这样可以提高Mn13钢的强度和硬度。若含碳量过高，钢中的碳化物在固溶处理时，会溶入奥氏体中，因碳化物与奥氏体比容差别大，使固溶后的高锰钢产生孔洞缺陷，导致密度下降，对高锰钢的性能产生影响；若经水韧处理，碳化物有可能沿晶界分布，导致钢的韧性大大下降。 [0044] Si：Si作为脱氧元素加入，同时还有强化固溶体、提高屈服强度的作用。 [0045] Mn：Mn是高锰钢中的主要合金元素，具有扩大奥氏体相区，稳定奥氏体和降低Ms点的作用，锰可以使奥氏体组织保持到室温。在钢中锰除了固溶在奥氏体中外，还有一部分存在(Mn,Fe)C型碳化物中。若锰含量增加，则高锰钢的强度和韧性都会增加，这是因为锰具有增加晶间结合力的作用；若锰含量过高，钢的导热性增加，进而容易产生穿晶组织，影响高锰钢的力学性能。为获得稳定的力学性能，碳含量在0.9-1.5％时，锰含量一般控制在11-19％。 [0046] Al：Al也是脱氧元素。同时，Al还可以与氮形成细小难溶的AlN颗粒，以细化钢的显微组织，并且抑制BN的生成，使B以固溶状态存在，从而保证钢的淬透性。一旦Al含量超过0.06％时，会在钢中生成粗大的氧化铝夹杂物。因此，将低硬度层中的Al含量控制为0.02～ 0.06％。 [0047] 更进一步地，上述低硬度层还可以进一步添加Mo：0.90～1.80％。 [0048] 在低硬度层中进一步添加合金元素Mo的原因在于：Mo与铁的结合力比较强，同时钼原子尺寸较大，不易扩散，故在加Mo的铸态高锰钢中碳化物的析出量较少，且在奥氏体晶界上不呈网状分布。经水韧化处理后，钼固溶于奥氏体中，推迟奥氏体分解，这对高锰钢的强度和韧性都有利。 [0049] 进一步地，本发明所述的双重硬度复合钢板在-40℃下的冲击功不低于50J。 [0050] 进一步地，上述高硬度层与低硬度层的厚度比为(0.43～3):1。 [0051] 本发明的目的还在于提供一种双重硬度复合钢板的制造方法。该制造方法能够获得一种复合钢板，该复合钢板的两个表面具有不同的硬度特性，其中一个表面具有超高的硬度，另一个表面则具有相对较低的硬度与较高的低温韧性。通过该制造方法实现了在同一钢板中高、低硬度和高韧性的结合。另外，由该制造方法所获得双重硬度复合钢板具备良好的机械加工性能和优良的防弹性能。 [0052] 为了达到上述发明目的，本发明所涉及的双重硬度复合钢板的制造方法包括步骤： [0053] (1)分别制备高硬度层板坯和低硬度层板坯； [0055] (3)加热； [0056] (4)复合轧制； [0057] (5)冷却； [0059] 本发明所述的双重硬度复合钢板的制造方法的关键之处在于：通过复合轧制将具有不同硬度特性的板坯原子结合在一起。该制造方法的另一关键之处在于：将热处理步骤中的加热温度设定为1050～1100℃，以在低硬度层板坯中获得单一均匀的奥氏体微观组织。对于加热后的复合板采取用温度小于40℃的水进行冷却的目的在于：对于复合板的低硬度层板坯进行水韧化处理，以获得单一的奥氏体微观组织。与此同时，该热处理步骤对于复合板的高硬度层板坯来说是淬火处理，以获得马氏体微观组织。 [0060] 进一步地，在上述步骤(3)中，加热温度为1130～1250℃，加热时间为120～180min。 [0061] 在步骤(3)中将加热温度控制为1130～1250℃，且控制加热时间为120～180min则是为了保证复合板坯中的合金成分均匀，以在低硬度层中获得完全的奥氏体相，从而减小板坯的屈服应力，进而降低成品复合钢板的变形抗力。 [0062] 更进一步地，在上述步骤(4)中，控制终轧温度为850-1000℃。 [0063] 在步骤(4)中将终轧温度设定为≥950℃也是为了降低复合板坯在轧制阶段的变形抗力。 [0064] 本发明的技术方案中的合金成分简单且易于控制，以中碳低合金元素为主，充分利用C、Si、Mn、Cr、Ni、Cu和B等合金元素的固溶强化作用，以及微合金化元素Ti与C、N元素形成的细小Ti(C,N)质点所起到的细化奥氏体晶粒的作用，在制造过程中通过轧制、热处理等工艺步骤，获得具有不同硬度特性的双重硬度复合钢板。 [0065] 另外，本发明所述的双重硬度复合钢板中的高硬度层的微观组织为马氏体和少量残余奥氏体，而本发明所述的双重硬度复合钢板中的低硬度层的微观组织为单一奥氏体。 [0066] 此外，根据实际生产情况来调节高硬度层与低硬度层的厚度比后进行复合组坯，以获得兼具高、低两种不同硬度的双重复合钢板。 [0067] 本发明所述的双重硬度复合钢板的制造方法通过同一热处理工艺步骤，实现了对于复合钢板中的低硬度层的水韧化处理的同时，还完成了对于复合钢板中的高硬度层的淬火处理。 [0068] 本发明所述的双重硬度复合钢板具有不同的表面硬度，其中一个表面的布氏硬度＞600，另一表面的布氏硬度＜250，其具备优良的防弹性能，能够满足国内装甲车辆对于钢板提出的防弹要求。 [0069] 另外，本发明所述的双重硬度复合钢板具有优异的低温韧性，其-40℃夏比V型纵向冲击功不低于50J。 [0070] 此外，本发明所述的双重硬度复合钢板还具有良好的机械加工性能，适用于制造生产获得具有防弹要求的车辆及其结构部件。 [0071] 本发明所述的双重硬度复合钢板的制造方法可以获得兼具不同表面硬度特性的复合钢板，且该钢板具有优异的低温韧性、优良的防弹性能和良好的机械加工性能。 [0073] 图1为实施例A4的双重硬度复合钢板的金相组织照片。 [0074] 图2为实施例A4的双重硬度复合钢板中的高硬度层的微观组织图。 具体实施方式[0075] 下面将结合附图说明和具体的实施例对本发明所述的双重硬度复合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。 [0076] 实施例A1-A4 [0077] 上述实施例中的双重硬度复合钢板采用以下步骤制得： [0078] (1)分别制备高硬度层板坯和低硬度层板坯，并分别控制高硬度层板坯和低硬度层板坯中的各化学元素如表1所示； [0079] (2)组坯： [0080] (2a)根据实际需要对于高硬度层板坯和低硬度层板坯进行轧制开坯，开坯厚度根据成品双重硬度复合钢板的厚度以及高硬度层与低硬度层的厚度比决定； [0081] (2b)对板坯结合面进行预处理，采用铣床或刨床对高硬度层板坯和低硬度层板坯的结合面分别进行加工，去除板坯表面的氧化铁皮或夹渣等缺陷，再对板坯的单面进行清理后，对于板坯单面的四条边进行坡口加工； [0082] (2c)将经过清洁处理后的两个板坯的清理面对清理面相对放置，并对板坯-板坯的贴合面进行四周焊接密封； [0083] (2d)在经过焊接后的板坯边部留有真空通道，对焊接密封后的复合板坯进行抽真空处理； [0084] (3)加热：加热温度为1130～1250℃，加热时间为120～180min； [0085] (4)复合轧制，并控制终轧温度为850-1000℃； [0086] (5)冷却； [0087] (6)热处理：热处理加热温度为1050～1100℃，加热时间为2～3min/mm×板厚，对加热后的复合板在辊道或水池进行水冷，水温小于40℃。 [0088] 表1列出了实施例A1-A6的双重硬度复合钢板的高硬度层和低硬度层中的各化学元素的质量百分配比。 [0089] 表1.(wt％，余量为Fe和其他不可避免的杂质元素) [0090] [0091] *注：I表示高硬度层，II表示低硬度层。 [0092] 表2列出了实施例A1-A6的双重硬度复合钢板的制造方法的具体工艺参数。 [0093] 表2. [0094] [0095] [0096] 对上述实施例的双重硬度复合钢板取样后，进行各项力学性能测试，将试验测得到的相关力学性能列于表3中。同时，对于双重硬度复合钢板样品进行射击测试，测试后的结果列于表4中。 [0097] 表3列出了实施例A1-A4的双重硬度复合钢板的相关力学性能参数。 [0098] 表3. [0099] [0100] 注：A1、A2中试验板的冲击试样尺寸为5×10×55mm；A3～A6中试验板的冲击试样尺寸为10×10×55mm。冲击试样在试验板厚度截面方向位置为：在钢板的低硬度层一侧取样，去掉钢板表面层1mm后，加工纵向冲击试样。表中，HB10/3000表示采用直径为10mm的压头，在3000公斤的载荷下测得的布氏硬度值。 [0101] 从表3可以看出，实施例A1-A6的双重硬度复合钢板的高硬度层的布氏硬度均≥613HB，且低硬度层的布氏硬度均＜250HB，由此说明该实施例的复合钢板的两个表面的硬度不同，该复合钢板兼具有两种不同的硬度特性。另外，实施例A1-A6的双重硬度复合钢板的冲击功KV2(-40℃)均＞50J，由此说明上述实施例的复合钢板具备优良的低温韧性。 [0102] 表4列出了实施例A1-A4的双重硬度复合钢的射击测试结果。 [0103] 表4 [0104] [0105] 从表4可以看出，采用同一枪弹型号，以基本相同的射击速度，对于处在不同的射击距离的实施例A1-A6进行射击，实施例A1-A6的双重硬度复合钢板均未被击穿，说明了实施例A1-A6具有优良的防弹性能，其抗弹性能符合EN.1063中FB5级标准。 [0106] 图1显示了实施例A4的双重硬度复合钢板的金相组织。同时，图2显示了实施例A4的双重硬度复合钢板中的高硬度层的微观组织。 [0107] 从图1可以看出，该双重硬度复合钢板具有高硬度层与低硬度层，其中，上层为高硬度层，其微观组织为马氏体和少量残余奥氏体，下层为低硬度层，其微观组织为单一的奥氏体。从图2则可以看出，高硬度层的微观组织基本全部为马氏体，残余奥氏体的相比例低于1％。 [0108] 需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。 |
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