CN106086661A - 高强度高韧性铸钢材及其制造方法 - Google Patents

高强度高韧性铸钢材及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本申请涉及高强度高韧性铸钢材及其制造方法。本发明的目的是即使在大型铸钢材中也可以确保高强度和高韧性而无需实施需要快速冷却如液体浸渍的制造方法。本发明的高强度高韧性铸钢材所具有的组成包含0.10至0.20质量％的C、0.10至0.50质量％的Si、0.40至1.20质量％的Mn、2.00至3.00质量％的Ni、0.20至0.70质量％的Cr和0.10至0.50质量％的Mo、还包含Fe和不可避免的杂质。本发明的高强度高韧性铸钢材通过如下制造：对具有上述组成的铸块进行在1000至1100℃下退火、在850至950℃下淬火、在610至670℃下回火、并随后如果需要在低于610℃下实施应力消除退火。

Description

高强度高韧性铸钢材及其制造方法
本申请是申请日为2010年9月24日、国际申请号为PCT/JP2010/066602、中国申请号为201080042542.5的中国专利申请的分案申请。
技术领域
本发明涉及适用于具有大的壁厚和复杂形状且重量超过1吨的大型铸钢制品并还能够进行焊接的高强度高韧性铸钢材，以及其制造方法。
背景技术
作为能够进行焊接并具有高韧性和高强度的铸钢材，在日本工业标准中所述的SCW480、SCW550等是公知的。此外，过去，已经发明了专利文献1至4中示出的钢材。
专利文献1所示的钢是用于塑料用模具的预硬化钢，且已经在将含有预定成分的钢热加工之后进行了时效硬化热处理。在专利文献2示出的钢中，通过实施塑性加工如锻造和压延而实现了高强度和高韧性，或者在热处理如淬火、正火等中，通过使用显示高冷却效果的方法如水冷却或油冷却进行冷却而获得了高强度和高韧性。在专利文献3示出的钢中，为了确保机械性能，将奥氏体化处理时的平均冷却速度控制为约250℃/分钟，其是对于板厚约300mm的大型铸钢制品可与水冷却相匹敌的冷却速度。此外，在专利文献4中，公开了一种制造方法，其中将含有预定成分的板坯在所述板坯的凝固温度和1000℃之间以0.5℃/秒以上的冷却速度进行冷却。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2005-82814号公报
专利文献2：日本特公表2004-514060号公报
专利文献3：日本特开2001-181783号公报
专利文献4：日本特开2000-26934号公报
发明内容
本发明要解决的技术问题
然而，在铸钢材中，鉴于冷却时的热应力所导致的裂纹发生的问题以及安全问题如水蒸汽爆炸，对于具有大的壁厚和复杂形状且重量超过1吨的大型制品难以实施水冷却或油冷却，因此，通常在热处理如淬火和正火中实施空气冷却或风扇冷却。当冷却速度如上所述低时，存在的问题是，在SCW480或SCW550或上述专利文献的每一个中所述的成分范围中难以确保充分的强度和韧性。
本发明旨在确保上述大型铸钢制品中的高强度和高韧性，本发明的目的是提供一种即使通过空气冷却或风扇冷却也能够获得充分高的强度和韧性的铸钢材，以及所述材料的制造方法。
解决问题的手段
本发明涉及以下高强度高韧性铸钢材及其制造方法。
(1)一种高强度高韧性铸钢材，其具有的组成包含0.10至0.20质量％的C、0.10至0.50质量％的Si、0.40至1.20质量％的Mn、2.00至3.00质量％的Ni、0.20至0.70质量％的Cr和0.10至0.50质量％的Mo、还包含Fe和不可避免的杂质。
(2)根据(1)所述的高强度高韧性铸钢材，其中制品的质量为1吨以上。
(3)根据(1)或(2)所述的高强度高韧性铸钢材，还包含0.05质量％以下的V作为组成成分。
(4)根据(1)至(3)中任一项所述的高强度高韧性铸钢材，还包含20至150质量ppm的N作为组成成分。
(5)根据(1)至(4)中任一项所述的高强度高韧性铸钢材，其中所述高强度高韧性铸钢材包含小于0.01质量％的Al、小于0.01质量％的Ti、0.025质量％以下的Sn、小于0.015质量％的P、和小于0.015质量％的S作为不可避免的杂质。
(6)一种高强度高韧性铸钢材的制造方法，所述方法包括对铸块在1000至1100℃下实施热处理的退火步骤，在850至950℃下实施热处理的淬火步骤，以及在610至670℃下实施热处理的回火步骤，所述铸块具有的组成包含0.10至0.20质量％的C、0.10至0.50质量％的Si、0.40至1.20质量％的Mn、2.00至3.00质量％的Ni、0.20至0.70质量％的Cr和0.10至0.50质量％的Mo、还包含Fe和不可避免的杂质。
(7)根据(6)所述的高强度高韧性铸钢材的制造方法，还包括在所述回火步骤之后在低于610℃下实施热处理的应力消除退火步骤。
(8)根据(6)或(7)所述的高强度高韧性铸钢材的制造方法，其中所述退火步骤和所述淬火步骤各自包括冷却步骤，且其中在两个冷却步骤中，以比通过液体浸渍进行冷却的情况下的冷却速度更低的冷却速度实施冷却。
(9)根据(6)至(8)中任一项所述的高强度高韧性铸钢材的制造方法，其中所述铸块的组成进一步满足以下两个要求的至少一个：所述铸块包含0.05质量％以下的V以及所述铸块包含20至150质量ppm的N。
发明效果
如上所说明的，由于本发明的高强度高韧性铸钢材具有特定的组成，所以即使在大型铸钢材中，在淬火时通过空气冷却或风扇冷却也可以获得充分高的强度和韧性而无需实施塑性加工且无需实施液体冷却如水冷却或油冷却。
附图说明
图1是示出以与大型铸钢制品相同进料制造的试验材料和从所述试验材料取样各种机械试验片的位置的图。
图2是示出基于表6中所示结果的拉伸强度与吸收能量之间的关系的图。
图3是示出基于表7中所示结果的拉伸强度与吸收能量之间的关系的图。
具体实施方式
(铸钢材)
以下将描述本发明的一个实施方式。
在本说明书中，以“％”和“ppm”简单描述的情况分别指“质量％”和“质量ppm”。
本发明的高强度高韧性铸钢材(下文中也称之为“本发明的铸钢材”)包含C：0.10至0.20质量％，Si：0.10至0.50质量％，Mn：0.40至1.20质量％，Ni：2.00至3.00质量％，Cr：0.20至0.70质量％，Mo：0.10至0.50质量％、还包含Fe和不可避免的杂质作为其他成分。此外，如果需要，其包含V：0.05质量％以下以及N：20至150ppm的一种或两种。
以下将示出本发明中上述组成的限定理由。
C(碳)：0.10至0.20％
C是提高强度和淬透性的元素。然而，当过量添加C时，变得难以获得预定的韧性，且对焊接裂纹的敏感性变高。考虑到这些因素，将C含量确定为0.10至0.20％。由于相同的原因，期望的下限为0.12％，且期望的上限为0.16％。
Si(硅)：0.10至0.50％
Si用作脱氧剂，且是提高淬透性的元素。然而，由于当过量添加Si时，偏析增大并过多地形成非金属夹杂物而降低韧性，因此将该含量确定为0.10至0.50％。由于相同的原因，期望的下限为0.20％，且期望的上限为0.40％，更期望的上限为0.30％。
Mn(锰)：0.40至1.20％
Mn是提高强度和淬透性的元素。然而，当含量小于0.40％时，不能获得预定强度。另一方面，当含量超过1.20％时，强度太高而不能获得预定的延展性和韧性，且会出现回火脆化。因此，将Mn的含量确定为0.40至1.20％。由于相同的原因，期望的下限为0.50％，且期望的上限为1.00％。
Ni(镍)：2.00至3.00％
Ni是提高强度和淬透性的元素，并具有提高低温韧性的效果。另一方面，Ni具有因过量添加而相反地降低强度和韧性的作用，并存在发生焊接裂纹的担忧。此外，由于Ni是高价金属，因此期望抑制其添加量。考虑到上述事实，确定Ni的含量为2.00至3.00％。由于相同的原因，期望的下限为2.20％，且期望的上限为2.60％。
Cr(铬)：0.20至0.70％
Cr是提高强度和淬透性的元素。由于因碳化物的形成而提高了强度，因此当含量低时不能获得预定强度。另一方面，其过量添加导致焊接性下降。因此，确定Cr的含量为0.20至0.70％。由于相同的原因，期望的下限为0.40％，且期望的上限为0.65％。
Mo(钼)：0.10至0.50％
Mo是提高淬透性并降低回火脆化的元素。另一方面，其过量添加导致焊接性下降。因此，确定Mo的含量为0.10至0.50％。由于相同的原因，期望的下限为0.15％，且期望的上限为0.25％。
如果需要，本发明的铸钢材可还包含以下组成成分。
V(钒)：0.05％以下
V是通过析出硬化而提高强度的元素，因此如果需要可包含在内。另一方面，其是抑制焊接性的元素，并还因过量添加而显著降低韧性。因此，当含有V时，确定其含量为0.05％以下。为了充分获得由析出硬化造成的效果，优选以0.02％以上的量包含钒。
N(氮)：20至150ppm
N是不可避免地包含的成分，但是通过与V等形成氮化物而具有使晶粒微细化并增大屈服强度的效果。然而，存在TiN的过量析出会造成韧性下降的担忧。为了确保机械性能，20至150ppm的残存量是期望的，更期望的是下限为50ppm，上限为120ppm。
(不可避免的杂质)
本发明的铸钢材可还包含容许含量的不可避免的杂质。作为本发明的铸钢材中包含的不可避免的杂质，优选将Al、Ti、Sn、P和S限制在上文中示出的特定量内。此外，对于除上述杂质之外的其他不可避免的杂质，优选为了提高机械性能而抑制其含量。
Al(铝)：小于0.01％
Al是作为脱氧剂而添加的元素，并具有在脱氧化和热处理时形成AlN以防止奥氏体晶粒粗大化的效果。然而，在铸钢中，由于Al2O3所导致的砂痕、冰糖所导致的缺陷产生等成为问题，所以期望尽可能降低其残存量。因此，小于0.01％的量是合适的。
Ti(钛)：小于0.01％
Ti是通过析出TiN而提高强度的元素。另一方面，过量析出TiN导致韧性下降。由于在通过在空气气氛下进行铸造而制成的大型铸钢制品中，一定程度的N污染是不可避免的，因此，期望尽可能地降低Ti的量以确保高韧性，因此小于0.01％的量是更期望的。
Sn(锡)：0.025％以下
Sn是通过以0.03％以上的量添加而显著降低韧性的元素。为了确保高韧性，期望将其含量控制为0.025％以下，且小于0.01％的含量是更期望的。
P(磷)：小于0.015％
S(硫)：小于0.015％
P和S是不可避免地包含的杂质成分，但是P使晶粒边界变脆，而S结合至Mn等以形成夹杂物，因此，两者均具有降低机械性能的作用。为了确保机械性能，期望尽可能地减少残存量，且小于0.015％的含量是适合的。
(制造方法)
以下将描述制造本发明的铸钢材的方法。
对于本发明的铸钢材，通过根据常见方法进行铸造可获得铸钢材(粗形材)，且铸造方法不受特别限制。
对于本发明的上述铸钢材，例如，在通过根据常见方法进行熔融而制备熔融原料并将其调整为上述组分之后，通过使用模具进行铸造而获得铸块。之后，实施在1000至1100℃下的热处理作为退火步骤，随后实施在850至950℃下的热处理作为淬火步骤，此外实施在610至670℃下的热处理作为回火步骤，此外，如果需要，实施在低于610℃下的热处理作为随后的应力消除退火步骤，由此可以制造铸钢材。
退火步骤：1000至1100℃
为了消除在铸造时在模具中产生的应力并使在凝固时产生的不均匀成分均匀化而实施退火，并在至少1000℃以上实施加热。然而，由于当在超过1100℃的温度下实施加热时晶粒过度粗化且韧性下降，因此将加热限制为1000至1100℃的温度范围。
淬火步骤：850至950℃
实施淬火和回火以确保机械性能。在淬火中，必须将温度控制为850℃以上以实现奥氏体单相状态，但是当温度超过950℃时开始晶粒的粗大化且韧性过度下降，因此，将温度限制为850至950℃的温度范围。
回火步骤：610至670℃
由于当温度过高时拉伸强度下降，且当奥氏体相通过逆相变而析出时韧性下降，因此必须在670℃以下实施回火。此外，当在过低温度下实施回火时，强度与韧性之间的平衡变差，且韧性下降，从而期望在610℃以上实施回火。因此，将回火限制为610至670℃的温度范围。
顺便提及，在上述退火、淬火和回火时的加热保持时间根据制品的厚度而确定，但是期望将加热保持10小时以上以获得充分的效果。
应力消除退火步骤：低于610℃
为了消除在构造焊接和补焊时产生的应力而实施应力消除退火步骤，且如果需要，在回火步骤之后添加其。为了充分发挥应力消除效果，必须在尽可能高的温度下实施本步骤。然而，当在与回火温度相等的温度下实施其时，机械性能受到影响，因此期望在低于610℃下实施该步骤。此外，保持时间也根据焊接量而确定，但是期望将温度保持4小时以上以获得充分的效果。
此外，根据本发明，即使当在包括退火和淬火的所谓的奥氏体化处理时，以比通过液体浸渍而实现的冷却速度更低的冷却速度实施冷却时，也可以获得充分高的强度和韧性。作为以这种冷却速度的冷却方法，例如可提及空气冷却和风扇冷却。
通过上述制造方法获得的本发明的铸钢材具有高强度和高韧性。所述材料可适当地用于质量为1吨以上且最大壁厚为100nm以上的最终制品。
本发明的铸钢材适用于制品质量特别是1吨以上，进一步优选5吨以上，更优选10吨以上的铸钢制品。此外，其适用于最大壁厚为100mm至300mm的复杂形状的制品。然而，本发明不限于制品质量或最大壁厚落入上述范围内的那些制品。
实施例
以下通过将本发明的实施例与比较例进行对比来描述本发明。
将表1中所示的成分在真空感应熔融炉(下文中称为VIM)中熔融，并浇铸到长240mm、高250mm且宽90mm的砂型中以获得铸块。将该铸块切割为具有长80mm、高120mm和宽30mm的尺寸，在将切割的铸块在1050℃下保持20小时之后，通过以50℃/小时的速度进行冷却而实施退火。随后，在将其于890℃下保持20小时之后，通过以300℃/小时的速度进行冷却而实施淬火。淬火时的冷却速度模拟了在从大型铸钢制品的表面起125mm深度的地点处进行风扇冷却时的冷却速度。
此外，在610℃下保持20小时之后，通过以50℃/小时的速度进行冷却而实施回火，而且，在600℃下保持6小时之后，通过以75℃/小时的速度进行冷却而实施退火。所述退火模拟了消除由焊接等负载的残余应力的应力消除退火。
由热处理之后的上述切割铸块制备拉伸试验片和却贝冲击(Charpy impact)试验片，随后对其进行试验。利用JIS 14-A号试验片实施拉伸试验，且利用JIS 4号试验片实施却贝冲击试验。
此外，由以与具有表1中所示成分的上述大型铸钢制品相同进料制造的试验材料来制备拉伸试验片和却贝冲击试验片，随后对其进行试验。
图1示出了上述试验材料和从所述试验材料取样上述拉伸试验片和上述却贝冲击试验片的位置。
使用所述拉伸试验片实施拉伸试验，并确认拉伸强度、0.2％屈服强度、伸长率和断面收缩率。在室温下进行所述试验。
此外，使用所述却贝冲击试验片实施却贝冲击试验，并确认吸收能量。在0℃下进行所述试验。
将上述铸块和上述试验材料的试验结果示于表2中。由于作为需要高强度和高韧性的构造材料，这种程度的强度和韧性是必须的，所以判断对于大型铸钢制品的各机械性能的目标为620MPa以上的拉伸强度和75J以上的吸收能量。
此外，从表2中所示的结果可确认，在强度中没有观察到大的差别，但是试验材料的吸收能量比铸块的吸收能量低约20J。因此，判定对于小型试验材料的目标值为620MPa以上的拉伸强度和95J以上的吸收能量。
此外，由于应力消除退火温度为600℃，因此规定退火温度为610℃以上。
以下示出了由其确定各成分范围的试验结果。
将改变了V的量的比较材料的成分示于表3中。将表3中示出的成分在VIM中熔融，并浇铸到长240mm、高250mm且宽90mm的砂型中以获得铸块。将所述铸块切割为具有长80mm、高120mm和宽30mm的尺寸，且在将切割的铸块在1020℃下保持20小时之后，通过以50℃/小时的速度进行冷却而实施退火。随后，在910℃下保持20小时之后，通过以300℃/小时的速度进行冷却而实施淬火。此外，在640℃下保持20小时之后，通过以50℃/小时的速度进行冷却而实施回火，然后在600℃下保持6小时之后，通过以75℃/小时的速度进行冷却而实施应力消除退火。
将上述试验材料的试验结果示于表4中。如结果所示，当仅以少量含有V时，强度提高，但韧性下降。这归因于由V导致的析出硬化，因此，该事实指示，对于大型铸钢材，V的过量添加是禁止的。
将改变了Mn和Ni的量的试验材料的成分示于表5中。将表5中示出的成分在VIM中熔融，并浇铸到长240mm、高250mm且宽90mm的砂型中以获得铸块。将所述铸块切割为具有长80mm、高120mm和宽30mm的尺寸，且在将切割的铸块在1050℃下保持20小时之后，通过以50℃/小时的速度进行冷却而实施退火。随后，在890℃下保持20小时之后，通过以300℃/小时的速度进行冷却而实施淬火。此外，在640℃和610℃下保持20小时之后，通过以50℃/小时的速度进行冷却而实施回火，然后在600℃下保持6小时之后，通过以75℃/小时的速度进行冷却而实施应力消除退火。
将上述试验材料的试验结果示于表6中。图2示出了基于表6中所示结果的拉伸强度与吸收能量之间的关系。如结果所示，在Ni添加为约2.50％以下(发明钢2和3)的情况下，强度和韧性提高，而目标强度和韧性可通过添加2.00至3.00％的Ni而获得。然而，当添加Ni直至3.50％(比较材料3和4)时，强度和韧性两者反而降低，因此这些情况被认为是过量添加。
对于Mn，通过将上述表4中的比较材料2与上述表6中的发明钢2和3进行比较，可推定合适含量。即，当添加约1.80％的Mn时，强度太高而不能获得预定的韧性。另一方面，在含有0.50％至1.00％的Mn的发明钢2和3中，获得了目标强度和韧性。然而，考虑到强度与韧性之间的平衡，当进一步减少Mn时，不能获得目标强度。
根据以上结果，确定了Ni的添加量为2.00至3.00％，且确定了Mn的添加量为0.40至1.20％。
此外，对于发明钢3，以50℃/小时、300℃/小时和900℃/小时的冷却速度实施淬火。50℃/小时和900℃/小时的冷却速度分别模拟了在从大型铸钢制品的表面起125mm深度的地点处进行炉内冷却和喷雾冷却的冷却速度。
将以各种冷却速度将发明钢3淬火而获得的试验铸块的拉伸试验和却贝冲击试验的试验结果示于表7中。
图3示出了基于表7中所示结果的拉伸强度与吸收能量之间的关系。
可确认，随着淬火时的冷却速度的增大，发明钢的强度和韧性两者都倾向于提高。
尽管通过炉内冷却不能确保充分的强度和韧性，但是可确认，当实施风扇冷却和喷雾冷却时可确保充分的强度和韧性。
根据以上结果，对于发明钢1至3的成分可确认，在上述大型铸钢制品中进行热处理如淬火和正火时未实施液体冷却如水冷却或油冷却而获得了高强度和高韧性钢。
顺便提及，尽管回火温度的升高对于提高韧性是有效的，但是发明钢1至3具有约690℃的共析温度，因此当考虑工业操作中的温度误差时，670℃是回火温度的上限。当包括试验结果进行考虑时，回火温度适当地为610至670℃。
尽管已经参考其具体实施方式详细描述了本发明，但是对于本领域的技术人员显而易见，在不违背本发明的主旨和范围的情况下可以在其中进行各种改变和修改。本申请基于在2009年9月25日提交的日本特愿2009-220750，且通过参考将其内容并入本文中。
产业实用性
由于即使通过空气冷却或风扇冷却也可获得充分高的强度和韧性，因此本发明的高强度和高韧性铸钢材特别适用于大型铸钢制品，对于该大型铸钢制品，在热处理如淬火和正火时难以实施液体冷却如水冷却或油冷却，且该大型铸钢制品具有最大壁厚为100mm至300mm的大厚度和复杂形状或具有超过1吨的重量。

Claims (6)

1.一种高强度高韧性铸钢材，其具有的组成包含0.10至0.20质量％的C、0.20至0.50质量％的Si、0.40至1.20质量％的Mn、2.00至3.00质量％的Ni、0.40至0.70质量％的Cr、0.10至0.50质量％的Mo和0.02至0.05质量％的V，还包含Fe和不可避免的杂质，还包含20至150质量ppm的N作为组成成分。
2.根据权利要求1所述的高强度高韧性铸钢材，
其中制品的质量为1吨以上。
3.根据权利要求1或2所述的高强度高韧性铸钢材，
其中所述高强度高韧性铸钢材包含小于0.01质量％的Al、小于0.01质量％的Ti、0.025质量％以下的Sn、小于0.015质量％的P和小于0.015质量％的S作为所述不可避免的杂质。
4.一种高强度高韧性铸钢材的制造方法，所述方法包括对铸块在1000至1100℃下实施热处理的退火步骤，在850至950℃下实施热处理的淬火步骤，以及在610至670℃下实施热处理的回火步骤，所述铸块具有的组成包含0.10至0.20质量％的C、0.20至0.50质量％的Si、0.40至1.20质量％的Mn、2.00至3.00质量％的Ni、0.40至0.70质量％的Cr、0.10至0.50质量％的Mo和0.02至0.05质量％的V，还包含Fe和不可避免的杂质，所述铸块包含20至150质量ppm的N。
5.根据权利要求4所述的高强度高韧性铸钢材的制造方法，还包括在所述回火步骤之后在低于610℃下实施热处理的应力消除退火步骤。
6.根据权利要求4或5所述的高强度高韧性铸钢材的制造方法，
其中所述退火步骤和所述淬火步骤各自包括冷却步骤，且
其中在两个冷却步骤中，以比通过液体浸渍进行冷却的情况下的冷却速度更低的冷却速度实施冷却。
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