CN109295391B - 一种高强韧性非调质钢及其制备方法 - Google Patents

一种高强韧性非调质钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种高强韧性非调质钢及其制备方法，属于合金结构钢技术领域，通过增加N含量、合理添加Mn、Cr及V以及精确控制V/N质量比解决了现有技术中非调质钢无法兼顾强度、韧性和使用成本的难题。高强韧性非调质钢的组成按质量百分比为：C：0.23～0.27％；Si：0.22～0.35％；Mn：1.81～1.90％；Cr：0.50～0.55％；S：0.045‑0.06％；P：≤0.02％；V：0.11～0.14％；N：0.025～0.040％，其余为铁和不可避免的杂质。高强韧性非调质钢抗拉强度≥950MPa，夏比冲击功KU2(20℃)≥55J。高强韧性非调质钢的制备方法包括冶炼、锻造和锻后冷却过程。本发明可用于汽车保安件。

Description

一种高强韧性非调质钢及其制备方法
技术领域
本发明属于合金结构钢技术领域，涉及一种高强韧性非调质钢及其制备方法。
背景技术
非调质钢在锻后或轧后无须进行调质就可以获得较高的强度，是一种可以提高生产效率、降低生产成本、有利于节能减排及环境保护的绿色钢材，广泛应用于汽车、工程机械、农用机械等领域。
目前应用量大且面广的是珠光体-铁素体型非调质钢，其不足之处在于：在同样的强度级别下，其韧性较调质钢低。与珠光体-铁素体型非调质钢相比，贝氏体型非调质钢在同样的强度级别下，韧性更好，有着很好的应用前景。
25Mn2CrVS是目前使用的一种贝氏体型非调质钢，其典型成分：C：0.22～0.28％；Si：0.20～0.40％；Mn：1.80～2.10％；S：0.035-0.065％；P：≤0.03％；Cr：0.40～0.60％；V：0.10～0.15％。在GB/T15712(非调质机械结构钢)标准中提到，为了保证钢材的力学性能，推荐N含量0.008％～0.020％；在中国汽车工程学会标准中，规定N含量为0.01～0.02％。目前的25Mn2CrVS材料的锻后力学性能指标：抗拉强度为900-1040MPa，夏比冲击功KU2(20℃)≥45J，此种钢材的强韧性还有待提高。
发明内容
鉴于上述的分析，本发明旨在提供一种高强韧性非调质钢及其制备方法，通过增加N含量，合理添加Mn、Cr及V以及精确控制V/N质量比，解决了现有技术中无法兼顾合金性能和使用成本以提高非调质钢综合性能的难题。
本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：
本发明提供了一种高强韧性非调质钢，其特征在于，组成按质量百分比为：C：0.23～0.27％；Si：0.22～0.35％；Mn：1.81～1.90％；Cr：0.50～0.55％；S：0.045-0.06％；P：≤0.02％；V：0.11～0.14％；N：0.025～0.040％，其余为铁和不可避免的杂质；高强韧性非调质钢中，V/N的质量比为：3.7≤V/N<5.0。
进一步地，组成按质量百分比为：C：0.24～0.25％；Si：0.24～0.30％；Mn：1.81～1.85％；Cr：0.50～0.52％；S：0.045-0.055％；P：≤0.01％；V：0.11～0.14％；N：0.025～0.032％，其余为铁和不可避免的杂质。
进一步地，高强韧性非调质钢中，V/N的质量比为：4.14≤V/N≤4.40。
进一步地，高强韧性非调质钢的平均有效晶粒尺寸小于或等于7.5μm。
进一步地，高强韧性非调质钢的抗拉强度≥950MPa，高强韧性非调质钢在20℃的夏比冲击功≥55J。
本发明还提供了一种高强韧性非调质钢的制备方法，用于制备上述高强韧性非调质钢，制备方法包括如下步骤：
步骤1：对高强韧性非调质钢的原料进行冶炼，得到合金锭；
步骤2：将合金锭锻造成棒材；
步骤3：将锻造后棒材冷却至室温。
进一步地，步骤2中，始锻温度高于1150℃，终锻温度在840～1000℃之间。
进一步地，步骤2中，始锻温度在1180-1200℃，终锻温度在860～950℃之间。
进一步地，步骤3中，将锻造后的棒材在空气中冷却至700～750℃，然后以1～2℃/s的冷却速度冷却至450℃以下。
与现有技术相比，本发明有益效果如下：
(1)本发明提供的高强韧性非调质钢在25Mn2CrVS基础上，通过提高N的含量，增加奥氏体中V(N,C)粒子的析出驱动力，使V(N,C)粒子的析出速度更快，并且增加奥氏体中V(N,C)粒子的析出数量。这些粒子一方面能够钉扎奥氏体晶界，抑制其长大，另一方面它们对锻后或轧后冷却过程中的贝氏体相变产生有利影响：独立析出或附着在MnS上析出的V(N,C)粒子作为针状铁素体的形核核心，促进针状铁素体形成；于奥氏体内部形成的针状铁素体对未相变的奥氏体晶粒起到分割作用，相当于细化奥氏体晶粒，最终细化相变后的贝氏体组织，提高钢的强韧性；N同样促进V(N,C)粒子在贝氏体中的析出，使粒子更加细小且弥散，强化基体。同时添加合理配比的Mn、Cr、Si及V进行基体固溶强化，以提高钢板的强度和韧性。
(2)本发明提供的高强韧性非调质钢，通过精确控制V/N的质量比，使V充分而且稳定地发挥其调控组织和析出强化的作用，在不增加钢生产成本的条件下，提高现有钢的强度和韧性。
(3)本发明提供的高强韧性非调质钢，通过控制锻造工艺保证锻材的力学性能稳定：抗拉强度≥950MPa，夏比冲击功KU2(20℃)≥55J，显著提高钢的强度和韧性。
本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在所写的说明书和权利要求书中所特别指出的结构来实现和获得。
附图说明
附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。
图1为实施例2锻造棒材二分之一半径处的金相组织；
图2为比较例1锻造棒材二分之一半径处的金相组织。
具体实施方式
下面具体描述本发明的优选实施例。
本发明提供了一种高强韧性非调质钢，其组成按质量百分比为：C：0.23～0.27％；Si：0.22～0.35％；Mn：1.81～1.90％；Cr：0.50～0.55％；S：0.045-0.06％；P：≤0.02％；V：0.11～0.14％；N：0.025～0.040％，其余为铁和不可避免的杂质。
与现有技术相比，本发明提供的高强韧性非调质钢在25Mn2CrVS基础上，通过提高N的含量来增加奥氏体中V(N,C)粒子的析出，最终细化相变后的贝氏体组织，同时添加合理配比的Mn、Cr、Si及V进行基体固溶强化，以提高钢板的强度和韧性。
此外通过精确控制V/N的质量比值，使V充分而且稳定地发挥其调控组织和析出强化的作用，在不增加钢生产成本的条件下，提高现有钢的综合性能。
上述高强韧性非调质钢中各元素的作用如下：
C：C是最经济的强化元素，能显著提高钢的强度，提高钢的淬硬性，减少铁素体生成；但是C含量过高会降低钢材的韧性；C的含量宜控制在0.23～0.27％的范围内。
Mn：Mn固溶于奥氏体中时，增加其淬透性，降低相变温度，促进贝氏体组织的形成，Mn还可以提高钒在钢中的溶解度，以使钒充分发挥作用，Mn与钢中的S结合形成MnS，可以改善钢的切削加工性能；但Mn在钢中也易于偏析。Mn的含量宜控制在1.81～1.90％的范围内。
Cr：Cr固溶于奥氏体中时，增加其淬透性，促进贝氏体组织的形成；Cr的含量过高时，会影响合金的组织稳定性和加工性能。Cr的含量宜控制在0.50～0.55％的范围内。
Si：Si固溶于铁素体中，可以起到强化铁素体的作用；但是Si含量过高，会恶化钢的热加工性能。Si的含量宜控制在0.22～0.35％的范围内。
S：S与Mn结合，形成细小、分散的MnS进而改善钢的切削加工性能；S含量过高将损害钢的热加工性能。S的含量宜控制在0.045-0.06％的范围内。
P：P是钢中的有害元素，特别是降低钢的韧性，P的含量宜控制在0.02％以下。
V：V是钢中溶解度最大的微合金元素，固溶于奥氏体中的V，可以增加奥氏体的淬透性；当钢中含有足够的N时，V与N结合，即可以在奥氏体中析出，起到调控奥氏体及最终相变组织的作用，也可以在贝氏体中析出起到强化基体的作用。但是V含量过高，增加合金化的成本。V的含量宜控制在0.11～0.14％的范围内。
N：N在含V钢中有着重要作用。非调质钢的锻造与轧制通常在奥氏体相区完成。增加N含量，可以增加奥氏体中V(N,C)粒子的析出驱动力，使V(N,C)粒子的析出速度更快、粒子数量更多；这些析出物一方面能够钉扎奥氏体晶界，抑制其长大，另一方面它们对锻后或轧后冷却过程中的贝氏体相变产生影响；独立析出或附着在MnS上析出的V(N,C)粒子可以作为针状铁素体的形核核心，形成针状铁素体，这些在奥氏体内部形成的针状铁素体对未相变的奥氏体晶粒起到分割作用，相当于细化了奥氏体晶粒，最终细化相变后的贝氏体组织，提高钢板强韧性；N同样促进V(N,C)粒子在贝氏体中的析出，使粒子更加细小且弥散，强化基体；但是N含量过高，当其不能完全结合于V而以自由N形式存在时，会显著损害钢的韧性。N的含量宜控制在0.025～0.040％的范围内。
为了进一步提高上述高强韧性非调质钢的的综合性能，可以对上述高强韧性非调质钢的组成成分做进一步调整。示例性地，其组成按质量百分比可以为：C：0.24～0.25％；Si：0.24～0.30％；Mn：1.81～1.85％；Cr：0.50～0.52％；S：0.045-0.055％；P：≤0.01％；V：0.11～0.14％；N：0.025～0.032％，其余为铁和不可避免的杂质。
另外，为了使V充分而且稳定地发挥其调控组织和析出强化的作用，应当精确控制V/N的质量比，本发明通过研究发现，将V/N的质量比控制在：3.7≤V/N<5.0，可以得到综合性能较好的贝氏体非调质钢。低于此值，钢中会存在自由N，损害钢的韧性；高于此值，即钢中N含量不足，大量V以固溶形式存在，从一定意义上是造成了V的浪费。
示例性地，V/N的质量比为：4.14≤V/N≤4.40。
从而，高强韧性非调质钢的平均有效晶粒尺寸小于或等于7.5μm，此种贝氏体组织得到细化，且组织分布均匀，在保证一定抗拉强度的情况下，夏比冲击功显著提高，综合性能显著提高，上述高强韧性非调质钢，其抗拉强度≥950MPa，例如，980～1005MPa；夏比冲击功KU2(20℃)≥55J，例如，58～66J。
另一方面，本发明还提供了一种高强韧性非调质钢的制备方法，包括冶炼、锻造和锻后冷却过程。
具体来说，高强韧性非调质钢的制备方法，可以包括如下步骤：
步骤1：采用真空感应炉对高强韧性非调质钢的原料进行冶炼，得到合金锭。
步骤2：将合金锭锻造成Φ90mm圆棒，将Φ90mm圆棒改锻成Φ40mm圆棒，始锻温度高于1150℃，终锻温度在840～1000℃之间；
具体来说，始锻温度在1180-1200℃，终锻温度在860～950℃之间。
步骤3：将锻后棒材在空气中冷却至700～750℃，然后以1～2℃/s的冷却速度冷却至450℃以下，以得到均匀的贝氏体组织。
实施例1
本实施例提供一种高强韧性非调质钢，以质量百分比计，包括：C：0.25％；Si：0.30％；Mn：1.82％；Cr：0.50％，S：0.053％；P：0.0055％；V：0.11％；N：0.025％；V/N：4.40，其余为铁和不可避免的杂质。
该非调质钢的制备方法如下：
(1)冶炼：采用真空感应炉对高强韧性非调质钢的原料进行冶炼，得到合金锭。
(2)锻造：将合金锭锻造成Φ90mm圆棒，将Φ90mm圆棒改锻成Φ40mm圆棒，始锻温度1190℃，终锻温度在880℃。
(3)锻后控制冷却：将锻后棒材在空气中冷却至700～750℃，然后以1～2℃/s的冷却速度冷却至450℃以下。
实施例2
本实施例提供一种高强韧性非调质钢，以质量百分比计，包括：C：0.25％；Si：0.24％；Mn：1.81％；Cr：0.52％，S：0.054％；P：0.0056％；V：0.12％；N：0.029％；V/N：4.14，其余为铁和不可避免的杂质。
该非调质钢的制备方法如下：
(1)冶炼：采用真空感应炉对高强韧性非调质钢的原料进行冶炼，得到合金锭。
(2)锻造：将合金锭锻造成Φ90mm圆棒，将Φ90mm圆棒改锻成Φ40mm圆棒，始锻温度1200℃，终锻温度在885℃。
(3)锻后控制冷却：将锻后棒材在空气中冷却至700～750℃，然后以1～2℃/s的冷却速度冷却至450℃以下。
实施例3
本实施例提供一种高强韧性非调质钢，以质量百分比计，包括：C：0.24％；Si：0.26％；Mn：1.85％；Cr：0.52％，S：0.053％；P：0.0055％；V：0.14％；N：0.032％；V/N：4.38，其余为铁和不可避免的杂质。
该非调质钢的制备方法如下：
(1)冶炼：采用真空感应炉对高强韧性非调质钢的原料进行冶炼，得到合金锭。
(2)锻造：将合金锭锻造成Φ90mm圆棒，将Φ90mm圆棒改锻成Φ40mm圆棒，始锻温度1190℃，终锻温度在870℃。
(3)锻后控制冷却：将锻后棒材在空气中冷却至700～750℃，然后以1～2℃/s的冷却速度冷却至450℃以下。
比较例1
本发明比较例，以质量百分比计，包括：C：0.25％；Si：0.27％；Mn：1.90％；Cr：0.53％，S：0.046％；P：0.0055％；V：0.11％；N：0.013％；V/N：8.46，其余为铁和不可避免的杂质。
该非调质钢的制备方法如下：
(1)冶炼：采用真空感应炉对高强韧性非调质钢的原料进行冶炼，得到合金锭。
(2)锻造：将合金锭锻造成Φ90mm圆棒，将Φ90mm圆棒改锻成Φ40mm圆棒，始锻温度1200℃，终锻温度在880℃。
(3)锻后控制冷却：将锻后棒材在空气中冷却至700～750℃，然后以1～2℃/s的冷却速度冷却至450℃以下。
比较例2
本发明比较例，以质量百分比计，包括：C：0.24％；Si：0.24％；Mn：1.81％；Cr：0.52％，S：0.054％；P：0.0056％；V：0.13％；N：0.047％；V/N：2.77，其余为铁和不可避免的杂质。
该非调质钢的制备方法如下：
(1)冶炼：采用真空感应炉对高强韧性非调质钢的原料进行冶炼，得到合金锭。
(2)锻造：将合金锭锻造成Φ90mm圆棒，将Φ90mm圆棒改锻成Φ40mm圆棒，始锻温度1200℃，终锻温度在870℃。
(3)锻后控制冷却：将锻后棒材在空气中冷却至700～750℃，然后以1～2℃/s的冷却速度冷却至450℃以下。
比较例3
本发明比较例，以质量百分比计，包括：C：0.27％；Si：0.25％；Mn：2.05％；Cr：0.58％，S：0.052％；P：0.0054％；V：0.10％；N：0.026％；V/N：3.85，其余为铁和不可避免的杂质。
该非调质钢的制备方法如下：
(1)冶炼：采用真空感应炉对高强韧性非调质钢的原料进行冶炼，得到合金锭。
(2)锻造：将合金锭锻造成Φ90mm圆棒，将Φ90mm圆棒改锻成Φ40mm圆棒，始锻温度1200℃，终锻温度在870℃。
(3)锻后控制冷却：将锻后棒材在空气中冷却至700～750℃，然后以1～2℃/s的冷却速度冷却至450℃以下。
表1实施例1～3与比较例1～3的非调质钢主要化学成分(wt.％)
Figure BDA0001876087240000091
Figure BDA0001876087240000101
将实施例1～3与比较例1～3做显微组织分析，组织全部为贝氏体型组织。图1为实施例2锻造棒材二分之一半径处的金相组织，图2为比较例1锻造棒材二分之一半径处的金相组织；以大于15o的大角晶界作为分割晶粒的边界，得到有效晶粒尺寸，其结果如表2所示。由图1～2可以看出，实施例2的贝氏体组织较比较例1的贝氏体组织更加均匀，细小；由表2可以看出，通过适当增加N含量、添加合理配比的Mn、Cr及精确控制V/N质量比，3种实施例非调质钢的平均有效晶粒尺寸明显细化。
表2实施例1～3与比较例1～3的平均有效晶粒尺寸
序号 平均有效晶粒尺寸，μm
实施例1 6.54
实施例2 6.95
实施例3 6.25
比较例1 10.32
比较例2 10.05
比较例3 8.10
将实施例1～3与比较例1～3做力学性能测试，其结果如表3所示，由表3可以看出来，在同样的强度级别下，3种实施例非调质钢的夏比冲击功均高于对比例的夏比冲击功，可见，通过适当增加N含量、添加合理配比的Mn、Cr及精确控制V/N质量比，3种实施例非调质钢的夏比冲击功均有显著提高。
表3实施例1～3与比较例1～3非调质钢性能对比
Figure BDA0001876087240000102
Figure BDA0001876087240000111
综上所述，本发明实施例提供了一种高强韧性非调质钢及制备方法，通过适当增加N含量，添加合理配比的Mn、Cr及精确控制V/N质量比，贝氏体组织更加均匀，细小，不仅提高非调质钢的抗拉强度，而且能明显提高非调质钢的夏比冲击功，显著提高非调质钢的强韧性。
以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (7)

1.一种高强韧性非调质钢，其特征在于，组成按质量百分比为：C：0.23～0.27％；Si：0.22～0.35％；Mn：1.81～1.90％；Cr：0.50～0.55％；S：0.045-0.06％；P：≤0.02％；V：0.11～0.14％；N：0.025～0.040％，其余为铁和不可避免的杂质；
所述高强韧性非调质钢中，V/N的质量比为：3.7≤V/N<5.0；
所述高强韧性非调质钢的组织为贝氏体型组织；
所述高强韧性非调质钢的平均有效晶粒尺寸小于或等于7.5μm；
所述高强韧性非调质钢的抗拉强度≥950MPa；
所述高强韧性非调质钢在20℃的夏比冲击功≥55J。
2.根据权利要求1所述的高强韧性非调质钢，其特征在于，组成按质量百分比为：C：0.24～0.25％；Si：0.24～0.30％；Mn：1.81～1.85％；Cr：0.50～0.52％；S：0.045-0.055％；P：≤0.01％；V：0.11～0.14％；N：0.025～0.032％，其余为铁和不可避免的杂质。
3.根据权利要求1或2所述的高强韧性非调质钢，其特征在于，V/N的质量比为：4.14≤V/N≤4.40。
4.一种高强韧性非调质钢的制备方法，其特征在于，用于制备如权利要求1至3任一项所述的高强韧性非调质钢，所述制备方法包括如下步骤：
步骤1：对高强韧性非调质钢的原料进行冶炼，得到合金锭；
步骤2：将合金锭锻造成棒材；
步骤3：将锻造后棒材冷却至室温。
5.根据权利要求4所述的高强韧性非调质钢的制备方法，其特征在于，所述步骤2中，始锻温度高于1150℃，终锻温度在840～1000℃之间。
6.根据权利要求5所述的高强韧性非调质钢的制备方法，其特征在于，所述步骤2中，始锻温度在1180-1200℃，终锻温度在860～950℃之间。
7.根据权利要求6所述的高强韧性非调质钢的制备方法，其特征在于，所述步骤3中，将锻造后的棒材在空气中冷却至700～750℃，然后以1～2℃/s的冷却速度冷却至450℃以下。
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CN110468268B (zh) * 2019-09-05 2021-08-17 首钢集团有限公司 一种提高非调质钢耐磨性和韧性的轧制工艺
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