CN105506494B - 一种屈服强度800MPa级高韧性热轧高强钢及其制造方法 - Google Patents

一种屈服强度800MPa级高韧性热轧高强钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

一种屈服强度800MPa级高韧性热轧高强钢及其制造方法,其化学成分的重量百分比:C 0.02~0.05%,Si≤0.5%,Mn 1.5~2.5%,P≤0.015%,S≤0.005%,Al 0.02~0.10%,N≤0.006%,Nb 0.01~0.05%,Ti 0.01~0.03%,0.03%≤Nb+Ti≤0.06%,Cr 0.1%~0.5%,Mo 0.1~0.5%,B 0.0005~0.0025%,其余为Fe以及不可避免的杂质。本发明采用超低碳马氏体的设计思路,通过Nb、Ti复合添加细化奥氏体晶粒尺寸、Cr、Mo复合添加提高淬透性和抗回火软化能力,利用热连轧工艺,通过直接淬火或低温卷取工艺获得超低碳马氏体组织,高强度结构钢屈服强度可达800MPa级,在室温到‑80℃的温度范围内仍具有非常优异的低温冲击韧性,‑80℃冲击功可达100J以上。

Description

_种屈服强度800MPa级局顿性热乳局强钢及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明属于结构钢领域,特别涉及一种屈服强度SOOMPa级高韧性热乳高强钢及其 制造方法。
背景技术
[0002] 在汽车起重机、混凝土栗车以及混凝土搅拌车等工程机械行业,越来越多的企业 逐步加大高强结构钢的使用比例,在新车型的设计上采用高强减薄,同时加快产品的升级 换代。目前,屈服强度在600和700MPa级别的的高强钢已经得到了广泛应用。而屈服强度在 800MPa以上的高强钢的应用还较为有限。600和700MPa级的热乳高强钢成分设计上大多采 用添加高钛进行析出强化为主,组织也多为粒状贝氏体。高钛型的粒状贝氏体组织高强钢 的韧脆转变温度通常在_40°C左右,且冲击性能波动较大。与此同时,有些工程机械用户要 求的使用环境在-30〜_40°C之间,同时要求具有更高的强度。在此背景下,高钛型的热乳高 强钢不仅强度难以满足,低温冲击韧性更是难以保证,这就迫切需要开发一种具有较低成 本的尚强度尚初性钢材。
[0003] 低碳或超低碳马氏体是一种多尺度结构。低碳或超低碳马氏体的强度主要取决于 板条束尺寸,且与板条束尺寸之间呈Hall-Petch关系,板条束尺寸越小,钢的强度越高,韧 性越好。细小的马氏体板条束可更为有效的阻碍裂纹的扩展,从而提高低碳或超低碳马氏 体钢的低温冲击韧性。本发明正是基于超低碳马氏体这一设计思路而提出的。
[0004] 中国专利03110973. X公开了 一种超低碳贝氏体钢及其制造方法,由于其水冷后的 停冷温度在贝氏体转变温度Bs和马氏体转变温度Ms之间或者Bs点以下0-150°C范围内,故 其强度较低,即使加入了较高含量的Cu和Ni且经过中高温度回火,钢板的最高屈服强度未 达到SOOMPa,其组织主要为超低碳贝氏体;而且Cu含量超过0.4%之后必须进行回火处理, 增加了工艺流程和制造成本,故采用该专利只能制造出强度较低的系列高强钢,无法达到 屈服强度800MPa以上。
[0005] 中国专利201210195411.1公开一种超低碳贝氏体钢及其制造方法,该专利的主要 设计思路仍采用超低碳贝氏体,尽量不添加&!,附,〇1〇等较为贵重的合金元素,而是采用 中Mn的设计思路,即Mn含量控制在3.0-4.5 %。众所周知,Mn含量达到3%以上时,虽然钢板 的力学性能较好,但是对于钢厂而言,如此高的Mn含量在炼钢尤其是连铸时是极其困难的, 连铸时钢坯容易产生裂纹,且热乳乳制时容易发生开裂,实用性较差;而且,其实施例4中的 碳含量达0.07%以上,已经不属于通常意义上的超低碳范畴。
发明内容
[0006] 本发明的目的在于提供一种屈服强度SOOMPa级高韧性热乳高强钢及其制造方法, 获得的钢板在室温到-80°C的温度范围内仍具有非常优异的低温冲击韧性,-80°C冲击功可 达100J以上。
[0007] 为达到上述目的,本发明的技术方案是:
[0008] 本发明采用超低碳马氏体的设计思路,通过Nb、Ti复合添加细化奥氏体晶粒尺寸、 Cr、Mo复合添加提高淬透性和抗回火软化能力,利用热连乳工艺,通过直接淬火或低温卷取 工艺获得超低碳马氏体组织,高强度结构钢屈服强度可达SOOMPa级,且具有优异的低温冲 击韧性。
[0009] 具体的,本发明的屈服强度SOOMPa级高韧性热乳高强钢,其化学成分的重量百分 比:C 0.02〜0.05%,Si彡0·5%,Μη 1.5〜2·5%,Ρ彡0.015%,S彡0·005%,Α1 0.02〜 0·10%,Ν彡 0.006%,Nb 0.01 〜0.05%,Ti 0.01 〜0·03%,0·03% 彡 Nb+Ti 彡 0.06%,Cr 0.1%〜0·5%,Μ〇 0.1〜0·5%,Β 0.0005〜0.0025%,其余为Fe以及不可避免的杂质。
[0010] 进一步,所述热乳高强钢的屈服强度彡800MPa,抗拉强度彡900MPa,延伸率彡 13%,-80°C冲击功达100J以上。
[0011] 本发明所述热乳高强钢的显微组织为板条马氏体。
[0012] 在本发明高强钢成分设计中:
[0013] 碳是钢中的基本元素,同时也是本发明中最重要的元素之一。碳作为钢中的间隙 原子,对提高钢的强度起着非常重要的作用,对钢的屈服强度和抗拉强度影响最大。通常情 况下,钢的强度越高,冲击韧性越差。为获得超低碳马氏体组织,钢中的碳含量必须保持在 较低的水平。根据超低碳钢的一般分类,碳含量应控制在0.05%以下。同时,为了保证钢的 屈服强度达到SOOMPa以上,钢中的碳含量不能太低,否则钢的强度难以保证,通常不低于 0.02%。因此,钢中比较合适的碳含量应控制在0.02-0.05 %,同时辅以细晶强化等可保证 钢板具有高强度和良好的冲击韧性匹配。
[0014] 硅是钢中的基本元素。硅在炼钢过程中起到一定的脱氧作用,同时对强化铁素体 基体有较强的作用。硅含量较高时如>〇. 8 %,热乳时钢板表面容易出现红铁皮缺陷。本发 明主要利用硅的脱氧作用,故其含量范围控制在0.5%以内即可。
[0015] 锰是钢中最基本的元素,同时也是本发明中最重要的元素之一。众所周知,Mn是扩 大奥氏体相区的重要元素,可以降低钢的临界淬火速度,稳定奥氏体,细化晶粒,推迟奥氏 体向珠光体的转变。在本发明中,由于碳含量很低,增加Mn含量一方面可以补偿由于碳含量 降低带来的强度损失,同时可以细化晶粒保证获得较高的屈服强度和良好的冲击韧性。为 保证钢板的强度,Mn含量一般应控制在1.5 %以上,Mn的含量一般也不宜超过2.5 %,炼钢时 容易发生Mn偏析,同时板坯连铸时易发生热裂,不利于生产效率的提高。同时,Mn含量高使 得钢板的碳当量较高,焊接时容易产生裂纹。因此,钢中Mn的含量一般控制在1.5-2.5%之 间,优选范围在1.8-2.2%。
[0016] 磷是钢中的杂质元素。P极易偏聚到晶界上,钢中P的含量较高〇0.1%)时,形成 Fe2P在晶粒周围析出,降低钢的塑性和韧性,故其含量越低越好,一般控制在0.015%以内 较好且不提高炼钢成本。
[0017] 硫是钢中的杂质元素。钢中的S通常与Mn结合形成MnS夹杂,尤其是档S和Mn的含量 均较高时,钢中将形成较多的MnS,而MnS本身具有一定的塑性,在后续乳制过程中MnS沿乳 向发生变形,降低钢板的横向拉伸性能。故钢中S的含量越低越好,实际生产时通常控制在 0.005% 以内。
[0018] 铝是钢中常用的脱氧剂。此外,Al还可与钢中的N结合形成AlN并细化晶粒。Al含量 在0.02-0.10%之间对细化奥氏体晶粒有明显的效果,在此范围之外,奥氏体晶粒过于粗 大,对钢的性能不利。因此,钢中Al含量需控制在合适的范围内,一般控制在0.02-0.1 %。
[0019] 氮在本发明中属于杂质元素,其含量越低越好。N也是钢中不可避免的元素,通常 情况下,钢中N的残余含量在0.002-0.004%之间,这些固溶或游离的N元素可以通过与酸溶 Al结合而固定。为了不提高炼钢成本,N的含量控制在0.006%以内即可,优选范围为小于 0.004%〇
[0020] 铌是本发明中的重要添加元素。众所周知,钢中加入微量的Nb可以提高钢的未再 结晶温度,在乳制过程中,通过控制终乳温度和增加乳制变形量获得变形硬化的奥氏体晶 粒,有利于变形的奥氏体晶粒在随后的冷却相变过程中获得更加细小的组织,提高钢的强 度和冲击韧性;同时,理论和试验已经证明,Nb和Ti复合添加对细化奥氏体晶粒最为有效。 在本发明中,Nb和Ti的复合添加量应满足0.03%彡Nb+Ti彡0.06%。
[0021] 钛的加入量与钢中氮的加入量相对应。钢中Ti和N的含量控制在较低的范围内,热 乳时可在钢中形成大量细小弥散的TiN粒子;同时钢中Ti/N需控制在3.42以下以保证Ti全 部形成TiN。细小且具有良好的高温稳定性的纳米级TiN粒子在乳制过程中可有效细化奥氏 体晶粒;若Ti/N大于3.42,则钢中容易形成比较粗大的TiN粒子,对钢板的冲击韧性造成不 利影响,粗大的TiN粒子可成为断裂的裂纹源。另一方面,Ti的含量也不能太低,否则形成的 TiN数量太少,起不到细化奥氏体晶粒的作用。因此,钢中钛的含量要控制在合适的范围,通 常钛的加入量在0.01-0.03%。
[0022] 铬是本发明中的重要元素。超低碳钢若不加入其他合金元素,其自身的淬透性较 差,较厚的钢板难以获得全部马氏体组织,可能含有一定量的贝氏体,这势必降低钢的强 度。铬加入钢中可以提高超低碳钢的淬透性;同时,铬的加入使得钢在淬火冷却之后获得的 马氏体组织更加细小,且呈类似针状特征,对提高强度和冲击韧性有益;铬的含量过低,对 提高超低碳钢淬透性作用有限,故铬的含量控制在0.1-0.5%较为合适。
[0023] 钼是本发明中的重要元素。钼能够提高钢的淬透性,显著推迟珠光体转变。本发明 中加入钼的一个最主要目的是提高超低碳马氏体钢抗回火软化能力。钼的含量一般在 0.1%以上才能起到提高淬透性和抗回火软化的作用;考虑到钼属于贵重金属,其加入量一 般控制在0.5%以内,故钼的含量控制在0.1-0.5%。铬和钼在提高淬透性和提高超低碳马 氏体钢抗回火软化能力方面有一定相似性,二者可部分替换,本发明要求铬和钼的复合添 加量应满足〇. 3 %彡Cr+Mo彡0.6 %。
[0024] 硼是本发明中的重要元素之一。硼加入钢中可以显著提高超低碳钢的临界淬火冷 速,加入微量的硼可使钢的临界冷却速度提高2-3倍,从而使得规格较厚的钢板在线淬火时 仍可以得到全部超低碳马氏体组织;硼加入钢中还可以一直先共析铁素体析出,从而获得 超高强钢;硼含量必须大于5ppm,其淬透性作用才开始发挥,但硼的含量不可添加过多,否 则多余的硼偏聚在晶界附近,与钢中的氮结合形成BN等脆性析出物,降低晶界的结合强度, 显著降低钢的低温冲击韧性,故硼的含量一般控制在5-25ppm即可获得较好的效果;
[0025] 需要特别说明的是,在本发明成分设计中,他、11、&、1〇、8这几个元素实际上都是 很关键。由于钢本身碳含量很低,淬透性相应地也比较低,要获得马氏体需要很高的临界淬 火速度,通常在100°c/s以上或者更高。这种淬火速度对一些较厚的钢卷而言是难以达到的 冷速。因此,为了降低临界淬火速度,加入B是比较经济可行的办法之一。Nb和Ti的主要目的 已经在元素的作用里做过详细的描述,需要说明的是,虽然Nb和Ti复合加入可以获得更细 小的奥氏体晶粒。但是奥氏体晶粒越细小,其临界淬火速度越高,二者实际上是有一定矛盾 的。所以从这个意义上来说,继续加入Cr和Mo是保证在较低冷速下获得马氏体的关键,同时 Cr和Mo的加入对降低焊接热影响区的软化起着很重要的作用。虽然钢的基体组织为高强度 的超低碳马氏体,为了保证钢板焊接之后的热影响区不软化,还必须加入一定量的Cr和Mo。 因此,他、11、0、1〇、8的选择和含量确定非常重要。
[0026] 氧是炼钢过程中不可避免的元素,对本发明而言,钢中0的含量通过Al脱氧之后一 般都可以达到30ppm以下,对钢板的性能不会造成明显不利影响。因此,将钢中的0含量控制 在0.0003%以内即可。
[0027] 本发明的屈服强度SOOMPa级高韧性热乳高强钢的制造方法,其包括如下步骤:
[0028] 1)冶炼、铸造
[0029] 按上述成分采用转炉或电炉冶炼、真空炉二次精炼,浇铸成铸坯或锭;
[0030] 2)加热
[0031] 铸坯或锭加热,加热温度:1100〜1200°C,保温时间:1〜2小时;
[0032] 3)热乳
[0033] 开乳温度:1000〜IHKTC,在950°C以上多道次大压下且累计变形量多50%;随后 中间坯待温至900〜950°C,然后进行最后3〜5个道次乳制且累计变形量彡70% ;
[0034] 4)在线淬火工艺,
[0035] 在铁素体析出开始温度之上800〜900°C之间以彡5°C/s的冷速快速在线淬火至Ms 点以下某一温度或室温以获得细小的超低碳板条马氏体。
[0036] 在本发明制造方法中;
[0037] 钢坯的加热温度若低于1100°C以及保温时间过短,则不利于合金元素的均匀化; 而当温度高于1200°C时,不仅提高了制造成本,而且使得钢坯的加热质量有所下降。因此, 钢坯的加热温度一般控制在1100〜1200 °C比较合适。
[0038] 类似地,保温时间也需要控制在一定范围内。保温时间过短,溶质原子如Si,Mn等 的扩散不够充分,钢坯的加热质量得不到保证;而保温时间过长则使得奥氏体晶粒粗大以 及提高了制造成本,故保温时间应控制在1〜2小时之间。加热温度越高,相应的保温时间可 适当缩短。
[0039] 在乳制工艺上控制终乳温度,在要求的范围内尽量降低终乳温度,对细化晶粒有 好处。
[0040] 本发明的有益效果:
[0041] 本发明通过设计一种全新的超低碳马氏体组织,可在获得高强度的同时具备非常 优异的低温和超低温冲击韧性。Nb,Ti复合添加且控制在一定范围内以尽可能细化原始奥 氏体晶粒尺寸,进而细化超低碳马氏体组织中的马氏体板条尺寸;同时Cr、Mo在要求的范围 内复合添加提高钢的淬透性和抗回火软化能力。Mn含量控制在较高的范围内以补偿由于碳 含量降低带来的强度损失,同时细化马氏体组织。通过合理的成分设计,采用热连乳工艺和 在线淬火即可制造出屈服强度大于SOOMPa且具有优异的低温冲击韧性的高强结构钢,可用 于在低温环境下使用的工程机械等行业。
[0042] 本发明所提供的技术可用于制造屈服强度彡SOOMPa,抗拉强度彡900MPa,且厚度 在3-12mm的高韧性热乳高强钢,钢板具有非常优异的低温冲击韧性,同时具有良好的延伸 率(彡13%),表现出优异的高强度、高韧性和良好的塑性匹配,由此带来以下几个方面的有 益效果:
[0043] 1、钢板具有优异的强度、低温冲击韧性和塑性的匹配。采用本发明提供的技术科 获得屈服强度在800MPa以上、延伸率多13%,特别是优异的低温冲击韧性。钢板的冲击功在 0到-80°C之间仍保持超高的冲击韧性,韧脆转变温度低于_80°C,可广泛应用于在低温环境 下使用的工程机械等行业。
[0044] 2、采用本发明提供的技术生产工艺简单,采用在线淬火至Ms点以下即可制造出具 有优异的低温冲击韧性的热乳高强高韧结构钢,生产工艺简单,钢板性能优异。
附图说明
[0045] 图1为本发明制造工艺的示意图;
[0046] 图2为本发明钢实施例1的典型金相照片;
[0047] 图3为本发明钢实施例2的典型金相照片;
[0048] 图4为本发明钢实施例3的典型金相照片;
[0049] 图5为本发明钢实施例4的典型金相照片;
[0050] 图6为本发明钢实施例5的典型金相照片。
具体实施方式
[0051] 下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。
[0052] 本发明钢成分的实施例参见表1,表2为本发明钢实施例的制造工艺,表3本发明钢 实施例的力学性能。
[0053] 本发明实施例的工艺流程:转炉或电炉冶炼—真空炉二次精炼—铸坯(锭)—铸坯 (锭)再加热4热乳+在线淬火工艺4钢卷;其中,铸坯(锭)加热温度:1100〜1200°C,保温时 间:1〜2小时,开乳温度:1000〜1100°C,在950°C以上多道次大压下且累计变形量彡50%, 随后中间坯待温至900-950°C,然后进行最后3-5个道次乳制且累计变形量彡70%;在铁素 体析出开始温度之上800-900 °C之间以>5 °C /s的冷速快速在线淬火至Ms点以下某一温度或 室温以获得细小的超低碳板条马氏体,如图1所示。
[0054] 表1单位:重量百分比
[0055]
Figure CN105506494BD00071
[0056] 表 2
[0057]
Figure CN105506494BD00081
[0058] 注:钢坯厚度120mm。
[0059] 表3钢板的力学性能
[0060]
Figure CN105506494BD00082
[0061] 图2-图6给出了实施例1-5试验钢的典型金相照片。
[0062] 从金相照片上可以清楚地看出,钢板的组织为细小的板条马氏体,沿着乳制方向 可以清楚地看出原始奥氏体晶界呈扁平状,其宽度大约在6-7um,具有细小的原始奥氏体等 效晶粒尺寸。原始奥氏体晶粒越细小,钢板淬火后的板条越细小,强度越高且低温冲击韧性 越好。通过扫描电镜观察可以发现,钢板淬火至室温时,碳化物来不及形成,组织中基本不 含碳化物,而淬火至不同温度如150、250和350°C时,钢板的组织中含有一定数量的碳化物, 由于合金本身为超低碳设计,故析出的碳化物数量有限,对强度的贡献较小。
[0063] 综上所述,本发明采用超低碳马氏体的设计思路,通过Nb、Ti复合添加细化奥氏体 晶粒尺寸、Cr、Mo复合添加提高淬透性和抗回火软化能力,利用热连乳工艺,通过直接淬火 或低温卷取工艺获得超低碳马氏体组织,在高强度(屈服彡SOOMPa)的同时仍能保持-80°C 的条件下仍有优异的冲击韧性(_80°C冲击功>100J,实际上都基本达到了 150J以上)。这是 目前类似的超低碳贝氏体钢设计思路所难以达到的性能,要么强度低,冲击韧性与本发明 相当,要么强度相当,冲击韧性差一些。而本发明则集合了这两个优点。

Claims (2)

1. 一种屈服强度800MPa级高韧性热乳高强钢,其成分重量百分比:C 0.02〜0.05 %,Si 彡 0·5%,Μη 1.5 〜2·5%,Ρ彡 0.015%,S彡 0·005%,Α1 0.02 〜0·10%,Ν彡 0.006%,Nb
0.01 〜0.05%,Ti 0.01 〜0·03%,0·03% 彡 Nb+Ti 彡 0.06%,Cr 0.1% 〜0·5%,Μ〇 0.1 〜
0.5 %,B 0.0005〜0.0025 %,其余为Fe以及不可避免的杂质;所述热乳高强钢的屈服强度 彡800MPa,抗拉强度彡900MPa,延伸率彡13%,-80°C冲击功达100J以上;所述热乳高强钢的 显微组织为超低碳板条马氏体。
2. 如权利要求1所述的屈服强度SOOMPa级高韧性热乳高强钢的制造方法,其包括如下 步骤: 1) 冶炼、铸造 按权利要求1所述的成分采用转炉或电炉冶炼、真空炉二次精炼,浇铸成铸坯或锭; 2) 加热 铸坯或锭加热,加热温度:1100〜1200°C,保温时间:1〜2小时; 3) 热乳 开乳温度:1000〜ll〇〇°C,在950°C以上多道次大压下且累计变形量彡50%;随后中间 坯待温至900〜950°C,然后进行最后3〜5个道次乳制且累计变形量多70% ; 4) 在线淬火工艺, 在铁素体析出开始温度之上800〜900°C之间以彡5°C/s的冷速快速在线淬火至Ms点以 下某一温度或室温以获得细小的超低碳板条马氏体。
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