CN111206191B

CN111206191B - 一种Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢及其控锻控冷工艺和生产工艺

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Publication number: CN111206191B
Application number: CN202010152270.XA
Authority: CN
Inventors: 胡芳忠; 汪开忠; 郝震宇; 陈世杰; 杨少鹏; 胡乃悦; 金国忠; 姜婷
Original assignee: Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2020-03-06
Filing date: 2020-03-06
Publication date: 2021-08-27
Anticipated expiration: 2040-03-06
Also published as: CN111206191A

Abstract

本发明公开了一种Ti‑V复合微合金化超细贝氏体非调质钢及其控锻控冷工艺和生产工艺，所述Ti‑V复合微合金化超细贝氏体非调质钢包括如下重量百分比的化学成分：C 0.20‑0.30％、Si 0.20‑0.40％、Mn 1.90‑2.10％、P≤0.010％、S 0.030‑0.050％、Cr 0.40‑0.60％、V 0.10‑0.20％、Ti 0.030‑0.050％、Ni≤0.20％、Mo≤0.20％、Al 0.015‑0.045％、N≤0.0070％，其余为Fe和不可避免的杂质元素，并且Ti‑3.43*N≥0.017％且Ti×N≤0.00016％；通过高Ti含量合金化设计，辅以V‑N微合金化，使得此钢种和普通贝氏体非调质钢相比，贝氏体组织细化明显，获得类似于回火索氏体组织，强韧性得到大幅度提高。

Description

一种Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢及其控锻控冷工艺和生产工艺

技术领域

本发明属于合金结构钢技术领域，具体涉及一种Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢及其控锻控冷工艺和生产工艺。

背景技术

传统的非调质钢一般是在中碳(0.2～0.5％C)钢中加入微量V，Nb，Ti等元素，进行控制轧制(锻造)和控制冷却，使得V，Nb，Ti等元素的碳化物和氮化物析出，实现强化作用，获得与调质处理相近的力学性能，从而省去调质处理工序。在变形后的冷却过程中，V元素的碳氮化物的析出强化作用最强，其强化作用在较宽的温度范围内处于较高的水平且变化不大，因而在铁素体+珠光体型非调质钢中，多采用单独添加V或以V为主，同时添加Ti、Nb的复合微合金化。

但对于铁素体+珠光体型非调质钢，其抗拉强度最大只能达到～900MPa，当强度超过这一值时，其韧性急剧下降，很难满足现代机械制造行业特别是汽车前轴等保安部件对钢材强韧性的要求。在一定条件下，贝氏体可以兼具高温转变产物的塑、韧性和低温转变产物的强度，对此，贝氏体型非调质钢由于具有良好强韧性配合而受到国内外研究者的重视。

贝氏体型非调质钢主要通过相对较低的相变温度获得较高的位错密度，从而保证相对较高的强度，同时贝氏体型非调质钢中还保留一定的残余奥氏体，从而使贝氏体型非调质钢获得相对较高的韧性。由于相变温度低，相变过程中合金元素扩散受到抑制，使得钉扎位错的碳化物析出困难，导致贝氏体型非调质钢中可动位错密度很高，从而导致贝氏体型非调质钢在一般的控锻控冷工艺条件下屈强比较低(≤0.70)，降低了贝氏体非调质钢疲劳性能。

为了提高贝氏体型非调质钢的屈强比，很多贝氏体型非调质钢采用400℃以上回火处理，一方面采用回火工艺提高了工艺成本，另一方面导致贝氏体非调质钢强度偏低。

发明内容

为解决上述技术问题，本发明提供了一种Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢及其控锻控冷工艺和生产工艺。通过高Ti含量合金化设计，辅以V-N微合金化，使得此钢种和普通贝氏体非调质钢相比，贝氏体组织细化明显，获得类似于回火索氏体组织，强韧性得到大幅度提高。

本发明采取的技术方案为：

一种Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢，包括如下重量百分比的化学成分：C0.20-0.30％、Si 0.20-0.40％、Mn 1.90-2.10％、P≤0.010％、S 0.030-0.050％、Cr 0.40-0.60％、V 0.10-0.20％、Ti 0.030-0.050％、Ni≤0.20％、Mo≤0.20％、Als 0.015-0.045％、N≤0.0070％，其余为Fe和不可避免的杂质元素，并且Ti-3.43*N≥0.017％且Ti×N≤0.00016％。

进一步地，所述V元素的重量百分比优选为0.10～0.18％。

所述Ni元素的重量百分比优选为0.04～0.15％.

所述Mo元素的重量百分比为优选为0.04～0.15％。

所述Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢的抗拉强度≥1150MPa，屈服强度≥850MPa，断后伸长率≥14％，室温冲击功KU₂≥70J，屈强比≥0.70，残余奥氏体含量4％～10％，奥氏体晶粒度≥8.0级，M-A岛平均尺寸≤5μm。

本发明还提供了所述的Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢的控锻控冷工艺，具体为：锻造结束后在控冷线上采用保温罩自然冷却，待零件表面温度达到850℃±10℃时开始强风冷却，冷却至零件表面温度450℃±10℃时下控冷线堆垛或进入缓冷坑缓冷，缓冷结束时零件表面温度≤150℃。

进一步地，锻造加热温度1200～1250℃，始锻温度1100～1150℃，终锻温度900～950。

所述强风冷却的冷却速率为0.8℃/s～2.4℃/s。

本发明还提供了所述的Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢的生产工艺，包括以下步骤：电炉冶炼，经LF精炼+RH真空脱气后连铸成

的圆坯或边长150mm～450mm方坯，连铸圆坯/方坯经加热轧制成

圆钢，在圆钢经下料、中频感应炉加热，经所述的控锻控冷工艺进行控锻控冷。。

本发明提供Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢中各元素成分的作用及依据如下：

C：C元素是获得高的强度、硬度所必需的。高的C含量虽然对钢的强度、硬度等有利，但对钢的塑性和韧性极为不利，且使屈强比降低、脱碳敏感性增大，恶化钢的抗疲劳性能和加工性能。因此和传统铁素体+珠光体型非调质钢相比，适当降低钢中的C含量，将其控制在0.30％以下。然而，为了获得贝氏体型非调质钢所需的高强度，C含量须在0.20％以上，因而C含量宜控制为0.20～0.30％。

Si：Si是钢中主要的脱氧元素，具有很强的固溶强化作用，但Si含量过高将使钢的塑性和韧性下降，C的活性增加，促进钢在轧制和锻造加热过程中的脱碳和石墨化倾向，并且使冶炼困难和易形成夹杂物，恶化钢的抗疲劳性能。因此控制Si含量为0.20～0.40％。

Mn：Mn是脱氧和脱硫的有效元素，还可以促进贝氏体相变，含量小于1.90％时，难以起到上述作用。但Mn含量过高，导致相变后残余奥氏体含量过高，贝氏体相变温度过低，导致钢的屈服强度及屈强比过低，内应力过大，恶化贝氏体非调质钢疲劳性能。因而控制Mn含量在1.90％～2.10％。

Cr：Cr能够有效地提高钢的淬透性和推迟贝氏体相变，以获得所需的高强度，并且通过固溶强化还能够显著提升贝氏体型铁素体硬度；同时Cr还可降低C的活度，可降低加热、轧制、锻造过程中的钢材表面脱碳倾向，有利用获得高的抗疲劳性能。但含量过高会恶化钢的韧性，因而控制Cr含量为0.40～0.60％。

Ni：Ni可提高钢的淬透性、耐蚀性和保证钢在低温下的韧性，但添加Ni元素价格较高，导致非调质钢成本较高，若在控冷工艺条件下强度不能满足要求情况下可适量添加，添加Ni含量应≤0.20％。

Mo：Mo在钢中的作用主要为提高淬透性、促进贝氏体转变。和Ni元素类似，Mo元素价格较高，导致非调质钢成本较高，若在控冷工艺条件下强度不能满足要求情况下可适量添加，添加Mo含量应≤0.20％。

P：在钢液凝固时形成微观偏析，随后在奥氏体后温度加热时偏聚到晶界，使钢的脆性显著增大，从而使钢的塑韧性降低。因此，P含量应控制在0.010％以下。

S：不可避免的不纯物，形成MnS夹杂物和在晶界偏析会恶化钢的韧性，从而降低钢的韧塑性，但S与Mn形成MnS，显著改善贝氏体型非调质钢的切削加工性能。因此，S含量应控制在S 0.030-0.050％。

V：V与钢中的N、C元素形成V(C、N)析出相，在奥氏体中析出可细化奥氏体晶粒、提高贝氏体相变形核率，但由于V在奥氏体中固溶度积较大，上述作用有限；在相变过程中及相变之后铁素体中析出具有较强的析出强化作用，但由于贝氏体相变温度较低，V的扩散受到严重抑制，析出强化效果也有限，本发明主要利用固溶的V可显著抑制贝氏体相变过程中C的扩散，可起到细化贝氏体型铁素体作用，V含量过高成本较高，并且还会促进先共析铁素体析出，降低钢的强度。因此，V含量应控制在0.10-0.20％。

Ti：Ti与钢中N、C元素形成Ti(C、N)析出相具有强烈抑制加热过程和锻造过程中晶粒长大的效果，起到细化晶粒的效果。在相变过程中及相变之后铁素体中析出，具有较强的析出强化效果，但由于贝氏体相变温度较低，Ti的析出强化作用有限。本发明中，Ti除了起到抑制加热过程和锻造过程中晶粒长大的效果外，最主要利用固溶Ti具有强烈抑制贝氏体相变过程中C的扩散，可起到细化贝氏体型铁素体和M-A岛作用；但过高的Ti含量易产生液析大颗粒TiN甚至是大颗粒Ti(C、N)夹杂物，降低钢的疲劳性能，还易导致锻造裂纹的产生，因此，Ti含量应控制在0.030-0.050％。

Al：Al是钢中主要的脱氧元素，与钢中N元素形成AlN析出相具有抑制晶粒长大的效果，过低的Al含量导致AlN析出量不足，不能起到抑制晶粒长大的效果，过高的Al含量易导致钢的纯净降低，因此，Al含量应控制在0.015-0.045％。

N：如前所述，N可以与钢中的V、Ti、Al结合起到细化晶粒和析出强化效果，N含量过低，上述作用降低，但过高的N含量易导致TiN液析，固溶N也会降低钢的塑韧性，由于本发明钢Ti含量较高，因此，N含量应控制在≤70ppm。同时，Ti-3.43*N≥0.017且Ti×N≤0.00016来确保钢中无液析TiN的同时，有足够固溶Ti和V起到抑制贝氏体相变过程中C的扩散，细化贝氏体铁素体和M-A岛作用。

本发明通过在在传统铁素体+珠光体型非调质钢钢成分的基础上适当降低C含量来提高钢的塑韧性，通过提高Mn含量来保证控冷条件下获得粒状贝氏体组织；采用高Ti及V-N复合微合金化，Ti含量在0.030％～0.050％，N含量≤70ppm，同时Ti-3.43*N≥0.017％且Ti×N≤0.00016％，不同于传统Ti-V-N微合金化主要通过细化钢的晶粒度和析出强化来提高钢的强韧性，本发明钢在通过Ti-V-N微合金化来细化钢的晶粒度和析出强化外，最主要是通过Ti及V在贝氏体相变过程中在相界面上的偏聚(Ti的作用更强)，抑制贝氏体相变过程中的碳的扩散，从而在不大幅度降低贝氏体相变温度的同时，极大细化贝氏体型铁素体和M-A岛尺寸，得到超细的贝氏体组织，从而获得高强韧性。

另外，Ti-3.43*N≥0.017且Ti×N≤0.00016的目的，一方面来抑制TiN的液析，避免大颗粒的液析TiN降低钢的强韧性，另一方面，保证钢中有足够的固溶Ti、V来保证在贝氏体相变过程中在相界面上的偏聚，抑制贝氏体相变过程中的碳的扩散，从而在不大幅度降低贝氏体相变温度的同时，极大细化贝氏体型铁素体和M-A岛尺寸，从而获得超细贝氏体组织及高强韧性的作用。

在控锻控冷过程采用相对较高的终锻温度，终锻温度为900～950℃，锻造结束后的高温段采用保温罩降低工件冷却速率，从而提高工件组织均匀性；中温段(850℃～450℃)采用强风冷却，确保工件获得贝氏体组织，确保工件强度；低温段(450℃以下)采用堆垛或入坑缓冷工艺，确保自回火充分，降低贝氏体相变内应力，从而提高发明钢的塑韧性和屈强比。

与现有技术相比，通过高Ti含量合金化设计，辅以V-N微合金化，使得此钢种和普通贝氏体非调质钢相比，贝氏体组织细化明显，获得类似于回火索氏体组织，强韧性得到大幅度提高。

附图说明

图1为实施例1中的贝氏体型非调质钢的组织形貌图；

图2为实施例2中的贝氏体型非调质钢的组织形貌图；

图3为实施例3中的贝氏体型非调质钢的组织形貌图；

图4为对比例1中的贝氏体型非调质钢的组织形貌图；

图5为对比例2中的贝氏体型非调质钢的组织形貌图；

图6为对比例3中的贝氏体型非调质钢的组织形貌图；

图7为42CrMo调质钢的组织形貌图。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明进行详细说明。

其中，对比例1～3为采用实施例1中的钢成分，但未采用本发明控锻控冷工艺，下表中的传统钢为42CrMo调质钢。

实施例1-3的汽车前轴用高强韧性贝氏体型非调质钢及传统调质钢42CrMo的化学成分重量百分比如表1所示，实施例1-3及传统钢均采用电炉冶炼，经LF精炼+RH真空脱气后连铸成

的圆坯，圆坯经加热轧制成

圆钢，在圆钢经下料、中频感应炉加热，滚锻、模锻、切边后上控冷线进行控制冷却，即控锻控冷，具体控锻控冷工艺及传统钢热处理工艺见表2。在零件成品上取标准拉伸和冲击试样及金相试样进行力学性能分析和微观组织分析。

表1实施例1-3及传统钢的化学成分(wt％)

表2各实施例、对比例及传统钢控锻控冷工艺、力学性能及残余奥氏体含量汇总

表2为各实施例、对比例及传统钢的控锻控冷工艺参数及力学性能及残余奥氏体含量汇总，可见，本发明钢采用本发明提供的控锻控冷工艺完全试制的零件抗拉强度≥1150MPa，屈服强度≥850MPa，断后伸长率≥14％，室温冲击功(KU₂)≥70J，屈强比≥0.70，残余奥氏体含量4％～10％，奥氏体晶粒度≥8.0级，M-A岛平均尺≤5μm，其综合力学性能能够满足零件性能要求。而虽然采用本发明钢成分但未采用本发明控锻控冷工艺的对比例1-3，屈强比及冲击韧性明显较低。

上述参照实施例对一种Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢及其控锻控冷工艺和生产工艺进行的详细描述，是说明性的而不是限定性的，可按照所限定范围列举出若干个实施例，因此在不脱离本发明总体构思下的变化和修改，应属本发明的保护范围之内。

Claims

1.一种Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢，其特征在于，包括如下重量百分比的化学成分：C 0.20-0.30%、Si 0.20-0.40%、Mn 1.90-2.10%、P≤0.010%、S 0.030-0.050%、Cr0.40-0.60%、V 0.10-0.20%、Ti 0.030-0.050%、Ni≤0.20%、Mo ≤0.20%、Al 0.015-0.045%、N ≤0.0070%，其余为Fe和不可避免的杂质元素，并且Ti-3.43×N≥0.017%且Ti×N≤0.00016%；所述Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢残余奥氏体含量4%~10%，奥氏体晶粒度≥8.0级，M-A岛平均尺寸≤5μm。

2.根据权利要求1所述的Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢，其特征在于，V元素的重量百分比为0.10~0.18%。

3.根据权利要求1所述的Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢，其特征在于，Ni元素的重量百分比为0.04~0.15%。

4.根据权利要求1所述的Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢，其特征在于，Mo元素的重量百分比为0.04~0.15%。

5.根据权利要求1所述的Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢，其特征在于，所述Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢的抗拉强度≥1150MPa，屈服强度≥850MPa，断后伸长率≥14%，室温冲击功KU₂≥70J，屈强比≥0.70。

6.如权利要求1-4任意一项所述的Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢的控锻控冷工艺，其特征在于，锻造结束后在控冷线上采用保温罩自然冷却，待零件表面温度达到850℃±10℃时开始强风冷却，冷却至零件表面温度450℃±10℃时下控冷线堆垛或进入缓冷坑缓冷，缓冷结束时零件表面温度≤150℃。

7.根据权利要求6所述的Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢的控锻控冷工艺，其特征在于，锻造加热温度1200~1250℃，始锻温度1100~1150℃，终锻温度900~950℃。

8.根据权利要求6所述的Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢的控锻控冷工艺，其特征在于，所述强风冷却的冷速为0.8℃/s~2.4℃/s。

9.如权利要求1-4任意一项所述的Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢的生产工艺，其特征在于，包括以下步骤：电炉冶炼，经LF精炼+RH真空脱气后连铸成φ300~φ500mm的圆坯或边长150mm~450mm方坯，连铸圆坯/方坯经加热轧制成φ40~160mm圆钢，在圆钢经下料、中频感应炉加热，采用权利要求6-8任意一项所述的控锻控冷工艺进行控锻控冷。