CN105177425B - 一种含铜纳米相强化低合金钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供的是一种含铜纳米相强化低合金钢及制备方法。质量百分比组成为Mn：0.8～1.5％、Cu：2.0～2.5％、Ni：2～4％、Al：0.6～1％、B：0.003～0.01％、Mo：1～1.5％、Nb：0.04～0.1％、Ti：0.03～0.1％、W：0.8～1.5％、C：0.02‑0.08％、Si：0.4～1％，余量为铁和不可避免的杂质元素。本发明中添加了B元素，优化其成分配比，使用一定量的B元素替代Mo元素，提高钢的热轧和淬透性。消除过多B元素而引起的回火脆性倾向，而且避免了由于过少引起的对淬透性不利影响。本发明设计了一个合理绝佳的B元素含量，使得含铜纳米相强化超强钢的力学性能大幅度提高。

Description

一种含铜纳米相强化低合金钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及的是一种低碳低合金超高强度钢，本发明也涉及的是一种低碳低合金超高强度钢的制备方法。特别涉及一种含铜纳米相强化低合金超高强度钢及其制备方法

背景技术

低碳低合金钢由于其优异的力学性能以及生产和使用成本，被广泛应用于海洋平台、船舶制造、桥梁和锅炉压力容器等方面。一般低合金钢的抗拉强度通常在1000MPa以下，而且通常具有高强度的同时却难以保证良好的塑形。随着科技和经济发展，对低合金强度和塑形提出更高要求，例如科考船用钢在复杂的低温和动态载荷条件下，就要求船板钢拥有更高的强度和更高的韧性。

目前，国内外发表了利用添加合金元素和控制轧制工艺而得到具有高强度的低合金高强度钢，但其强度未能提高到1500MPa以上的级别。

专利公开号CN 101550515A的专利文件中介绍了一种达到1000MPa的含铜高强度钢及其制造方法。其添加大量的Mn元素来实现高强度，并且利用Cu元素提高该钢力学性能。但是其强度未能突破1100MPa。

专利公开号CN 103361566A的专利文件中介绍了通过控制铸造、轧制和热处理工艺，实现高强高韧的含铜低合金钢。但其强度未达到1000MPa以上。

发明内容

本发明的目的在于提供一种具有优良的力学性能的含铜纳米相强化低合金钢。本发明的目的还在于提供一种生产成本的含铜纳米相强化低合金钢的制备方法。

本发明的含铜纳米相强化低合金钢的质量百分比组成为Mn：0.8～1.5％、Cu：2.0～2.5％、Ni：2～4％、Al：0.6～1％、B：0.003～0.01％、Mo：1～1.5％、Nb：0.04～0.1％、Ti：0.03～0.1％、W：0.8～1.5％、C：0.02-0.08％、Si：0.4～1％，余量为铁和不可避免的杂质元素。

本发明的含铜纳米相强化低合金钢的制备方法为：

(1)熔炼：按照质量百分比组成为Mn：0.8～1.5％、Cu：2.0～2.5％、Ni：2～4％、Al：0.6～1％、B：0.003～0.01％、Mo：1～1.5％、Nb：0.04～0.1％、Ti：0.03～0.1％、W：0.8～1.5％、C：0.02-0.08％、Si：0.4～1％，余量为铁和不可避免的杂质元素的比例配料后，进行熔炼，然后浇注钢锭，进入下一步待用；

(2)钢锭加热温度为再结晶区850℃～950℃，加热时间为0.5-1.0小时，多道次轧轧制，开轧温度为850℃～900℃，终轧温度为750℃～850℃，每道次轧下量为5％-20％，每道次间在 900℃退火5～15分钟；

(3)热处理为固溶处理和时效处理，固溶温度为850℃～900℃，保温时间0.5-2小时，时效温度为500℃～600℃，保温时间为0.5-5.0小时。

本发明经过优化成分配比，添加Mo-B元素，利用Mo元素细化晶粒提高淬透性以及热强性；利用B元素改善钢致密性热轧性能。通过改善轧制工艺，在再结晶区进行轧制，进而生成新型双尺寸晶粒分布结构的含铜纳米相强化低合金超强钢。这种新型的显微结构相比传统结构(例如多边形铁素体结构、贝氏体结构等)，塑形没有损耗的情况下，强度提高了300～400MPa左右，到达1500MPa以上的级别。

本发明中添加了B元素，优化其成分配比，使用一定量的B元素替代Mo元素，提高钢的热轧和淬透性。消除过多B元素而引起的回火脆性倾向，而且避免了由于过少引起的对淬透性不利影响。本发明设计了一个合理绝佳的B元素含量，使得含铜纳米相强化超强钢的力学性能大幅度提高。

本发明轧制温度在再结晶区，利用多道次轧制，使得变形的奥氏体晶粒部分再结晶，生成不均匀的双尺寸晶粒分布的结构。大晶粒在双尺寸晶粒分布结构中施加应力，会处于三向应力状态。而且由于大晶粒内部许多位错滑移途径，从而会出现多种变形模式。三向应力和多种变形模式从而有利于位错交错，进而位错缠结。这样加剧了加工硬化，因此双尺寸晶粒分布结构可以在使用普通工艺钢的抗拉强度基础上强度显著提高。本发明仅调整工艺方法获取双尺寸晶粒分布结构，降低了生产成本，提升了含铜纳米相强化超强钢的力学性能。

附图说明

图1(a)为实施例1普通工艺的金相照片。

图1(b)为实施例2使用本发明的金相照片。

图2为实施例的普通工艺和使用本发明的力学性能曲线对比。

具体实施方式

以下为两个实施例，其中实施例1为使用普通工艺的对比例，实施例2为使用本发明的具体例。实施例1产生的金相为均匀的贝氏体，而实施例2产生的金相为双尺寸晶粒的铁素体。由于显微结构的不同从而导致不同的力学性能的出现，相比具有贝氏体结构的实施例1，双尺寸晶粒结构的实施例2塑性没有损耗的情况下，强度升高400MPa，达到1700MPa。以下进行对两个实施例进详细阐述具体工艺，以下都属于本发明的保护范围：

实施例1：

该实施例的化学成分(质量百分比)为：Mn：1.5％Cu：2.5％Ni：4％Al：1％B：0.005％Mo：1.5％Nb：0.05％Ti：0.1％W：1.5％C：0.08％Si：0.5％Fe：Bal.

该实施例的制造工艺如下：

(1)熔炼：按照本发明合金元素设计成分及重量百分比进行称重配料后，按照常规方法熔炼，然后浇注钢锭，进入下一步待用；

(2)钢锭加热温度为1000℃，加热时间为0.5小时，多道次轧轧制，开轧温度为1000℃，终轧温度为950℃，每道次轧下量为5％，每道次间在1000℃退火5分钟；

(3)热处理为固溶处理和时效处理，固溶温度为900℃，保温时间0.5小时，时效温度为500℃℃，保温时间为5小时。

经过普通工艺处理后的含铜纳米相强化超强钢，显微结构为均匀的条状贝氏体(见图1(a))。其力学性能见图2，可以显著看出其强度达到1400MPa。

实施例2：

该实施例的化学成分(质量百分比)为：Mn：1.5％Cu：2.5％Ni：4％Al：1％B：0.005％Mo：1.5％Nb：0.05％Ti：0.1％W：1.5％C：0.08％Si：0.5％Fe：Bal.

该实施例的制造工艺如下：

(1)熔炼：按照本发明合金元素设计成分及重量百分比进行称重配料后，按照常规方法熔炼，然后浇注钢锭，进入下一步待用；

(2)钢锭加热温度为900℃，加热时间为0.5小时，多道次轧轧制，开轧温度为900℃，终轧温度为850℃，每道次轧下量为5％，每道次间在900℃退火5分钟；

(3)热处理为固溶处理和时效处理，固溶温度为900℃，保温时间1小时，时效温度为500℃℃，保温时间为5小时。

经过本发明新工艺处理后的含铜纳米相强化超强钢，显微结构为不均匀的双尺寸晶粒(见图1(b ))。其力学性能见图2，可以显著看出其强度达到1700MPa。相比实例1，其抗拉强度提高大约400MPa。

Claims (2)

1.一种含铜纳米相强化低合金钢，其特征是：质量百分比组成为Mn：0.8～1.5％、Cu：2.0～2.5％、Ni：2～4％、Al：0.6～1％、B：0.003～0.01％、Mo：1～1.5％、Nb：0.04～0.1％、Ti：0.03～0.1％、W：0.8～1.5％、C：0.02-0.08％、Si：0.4～1％，余量为铁和不可避免的杂质元素，按照如下方法制备得到的双尺寸晶粒分布结构的含铜纳米相强化低合金钢，所述制备方法为：

(1)比例配料后，进行熔炼，然后浇注钢锭；

(2)钢锭加热温度为再结晶区850℃～950℃，加热时间为0.5-1.0小时，多道次轧制，开轧温度为850℃～900℃，终轧温度为750℃～850℃，每道次轧下量为5％-20％，每道次间在900℃退火5～15分钟；

(3)热处理为固溶处理和时效处理，固溶温度为850℃～900℃，保温时间0.5-2小时，时效温度为500℃～600℃，保温时间为0.5-5.0小时。

2.一种含铜纳米相强化低合金钢的制备方法，其特征是包括如下步骤：

(1)熔炼：按照质量百分比组成为Mn：0.8～1.5％、Cu：2.0～2.5％、Ni：2～4％、Al：0.6～1％、B：0.003～0.01％、Mo：1～1.5％、Nb：0.04～0.1％、Ti：0.03～0.1％、W：0.8～1.5％、C：0.02-0.08％、Si：0.4～1％，余量为铁和不可避免的杂质元素的比例配料后，进行熔炼，然后浇注钢锭，进入下一步待用；

(2)钢锭加热温度为再结晶区850℃～950℃，加热时间为0.5-1.0小时，多道次轧制，开轧温度为850℃～900℃，终轧温度为750℃～850℃，每道次轧下量为5％-20％，每道次间在900℃退火5～15分钟；

(3)热处理为固溶处理和时效处理，固溶温度为850℃～900℃，保温时间0.5-2小时，时效温度为500℃～600℃，保温时间为0.5-5.0小时。