CN113215500A - 一种超高强析出强化钢及其制备工艺、应用 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种超高强析出强化钢，属于钢材生产技术领域，以质量分数计，所述钢的化学成分为：C：0.17％～0.22％、Si：0.35％～0.55％、Mn：1.70％～2.00％、Alt：0.015‑0.060％、P：≤0.015％、S：≤0.004％、Cr：0.30％～0.60％、Ti：0.18％～0.26％、B：0.0012‑0.0023％、Sn：0.035～0.055％，其余为铁及不可避免的杂质；所述钢的金相组织以面积分数计包括：83％～95％的贝氏体和/或针状铁素体，3％～17％的多边形铁素体。所述钢具有高强度、高耐磨性和高耐蚀性。本发明还提供了一种超高强析出强化钢的制备工艺及应用。

Description

一种超高强析出强化钢及其制备工艺、应用

技术领域

本发明属于钢材生产技术领域，特别涉及一种超高强析出强化钢及其制备工艺、应用。

背景技术

随着我国基建项目的持续快速发展，混凝土行业迎来快速发展阶段，混凝土机器向轻量化、大型化、高端化、一体化偏向成长。混凝土搅拌运输车是用来运送建筑用混凝土的专用卡车；由于它的外形，也常被称为田螺车。这类卡车上都装置圆筒型的搅拌筒以运载混合后的混凝土，在运输过程中会始终保持搅拌筒转动，以保证所运载的混凝土不会凝固。运送完混凝土后，通常都会用水冲洗搅拌筒内部，防止硬化的混凝土占用空间。

关于搅拌罐用钢，中国专利CN201410421933.8公开了一种抗拉强度650MPa级搅拌罐用钢，其特征在于：它的化学成分按重量百分比计为：C：0.14～0.18％，Si≤0.15％， Mn：1.56～1.80％，P≤0.015％，S≤0.005％，Als：0.020～0.060％，Cu：0.20～ 0.33％，Nb：0.036～0.055％，Ti：0.051～0.069％，余量为Fe及不可避免的杂质。该钢下屈服强度≥550MPa、抗拉强度≥650MPa，延伸率能够达到A≥16％，同时其表面硬度 HV10达到200以上(含200)，由此提高搅拌罐用钢的耐磨性能。

中国专利CN201410420787.7公开了一种抗拉强度590MPa级搅拌罐用钢及其生产方法，该钢的化学成分按重量百分比计为：C：0.14～0.18％，Si≤0.15％，Mn：1.35～1.55％，P≤0.015％，S≤0.005％，Als：0.020～0.060％，Cu：0.20～0.33％，Nb： 0.020～0.035％，Ti：0.030～0.050％，余量为Fe及不可避免的杂质。该钢的下屈服强度≥500MPa、抗拉强度≥590MPa，延伸率能够达到A≥18％，同时其表面硬度HV10达到 170以上(含170)，由此提高搅拌罐用钢的耐磨性能。

中国专利CN201410420788.1公开了一种抗拉强度520MPa级搅拌罐用钢，其特征在于：它的化学成分按重量百分比计为：C：0.14～0.18％，Si≤0.15％，Mn：1.20～ 1.50％，P≤0.015％，S≤0.005％，Als：0.020～0.060％，Cu：0.20～0.33％，余量为 Fe及不可避免的杂质。该钢的下屈服强度≥365MPa、抗拉强度≥520MPa，延伸率能够达到 A≥20％，同时其表面硬度HV10达到140以上，由此提高搅拌罐用钢的耐磨性能。

目前的混凝土搅拌罐制造领域，现有技术有以下几方面不足：

(1)钢材强度级别低，搅拌罐的罐体厚度较大，导致整个罐体和搅拌车难以实现轻量化；

(2)钢材的耐磨性能差，罐体在服役过程中磨损严重，影响使用寿命；

(3)钢材基本不具备耐蚀性，现有技术普遍使用的低合金钢Q355B和500MPa级的搅拌罐用钢，搅拌罐罐体在服役过程中存在腐蚀问题，影响使用寿命。

发明内容

为了解决现有搅拌罐用钢强度级别低、耐磨性和耐蚀性不足的技术问题，本发明提供了一种超高强析出强化钢，所述钢具有高强度、高耐磨性、高耐蚀性及良好的可焊性，解决了高强度钢板冷成形开裂、焊接后热影响区软化、耐磨性能和耐蚀性差、罐体偏重等问题。

本发明还提供了一种超高强析出强化钢的制备工艺及应用。

本发明通过以下技术方案实现：

本发明实施例提供一种超高强析出强化钢，以质量分数计，所述钢的化学成分为：

C：0.17％～0.22％、Si：0.35％～0.55％、Mn：1.70％～2.00％、Alt：0.015-0.060％、P：≤0.015％、S：≤0.004％、Cr：0.30％～0.60％、Ti：0.18％～0.26％、 B：0.0012-0.0023％、Sn：0.035～0.055％，其余为铁及不可避免的杂质；

所述钢的金相组织以面积分数计包括：83％～95％的贝氏体和/或针状铁素体，3％～17％的多边形铁素体；

所述多边形铁素体的平均晶粒尺寸为1.8μm～3.4μm，所述贝氏体和/或针状铁素体的平均晶粒尺寸为1.8μm～3.4以m；

所述钢中20nm及以下尺寸的TiC析出物比例≥86％。

进一步的，所述钢的厚度规格为3mm～10mm。

基于同一发明构思，本发明实施例还提供一种超高强析出强化钢的制备工艺，所述制备工艺包括：

获得所述超高强析出强化钢的铸坯；

将所述铸坯进行再加热、粗轧、精轧、轧后冷却、卷取、缓冷和开平，获得所述超高强析出强化钢；

所述粗轧的结束温度为1000～1080℃；

所述精轧的终轧温度为840～880℃；

所述轧后冷却采用前段超快冷冷却模式，前段冷却速度大于60℃/s。

进一步的，所述再加热采用热装热送工艺，入炉温度≥600℃，所述再加热温度为1250～1290℃，保温时间＜180min。

进一步的，所述粗轧采用6道次往复轧制，所述粗轧所得中间坯的厚度为38～52mm。

进一步的，所述精轧采用6机架连续轧制。

进一步的，所述卷取温度为560℃～590℃。

进一步的，所述轧后冷却的后段精调水水量占总冷却水水量比例≤10％。

进一步的，所述缓冷的处理时间≥72h，所述缓冷后的钢卷进行所述开平处理。

基于同一发明构思，本发明实施例还提供一种超高强析出强化钢在搅拌罐或搅拌车中的应用。

本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：

1.本发明一种超高强析出强化钢，对钢的化学成分及比例进行合理设计，化学成分采用中高含量的C、Si、Mn设计，充分发挥C、Si、Mn的强化作用提高强度，添加较高的Si 以及一定量的Cr和Sn元素提高钢材的耐腐蚀性能，同时，结合精确工艺窗口的控轧控冷技术，控制组织类型、控制析出物状态，提高材料耐磨性、耐蚀性和强度，钢材屈服强度＞800MPa，抗拉强度＞1000Mpa，超高的强度可满足混凝土搅拌车或搅拌罐的轻量化需求。

2.本发明一种超高强析出强化钢，通过合理设计钢中化学成分，结合控轧控冷工艺，制得的钢具有良好的可焊性和冷成形性能，解决了现有高强度钢板冷成形开裂、焊接后热影响区软化的问题，在满足成形性能和其他各项使用要求的同时达到减重、降耗、减排的目的。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作一简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其它的附图。

图1是实施例1制备的超高强析出强化钢的金相组织照片；

图2是实施例1制备的超高强析出强化钢的析出物透射电镜照片。

具体实施方式

下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。

在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。

除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。

还需要说明的是，本发明中的术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。

同时，本发明中的术语“第一”、“第二”等，不表示任何顺序或次数，可将这些单词解释为名称。

本发明实施例提供的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：

本发明通过合理设计钢中化学成分及比例，精准添加高性价比耐蚀性元素和元素组合，结合精确工艺窗口的控轧控冷技术，使最终获得的钢板成品具有超高的强度、良好的冷成形性能、良好的低温韧性和焊接性能，以及优异的耐腐蚀耐磨性能；同时具有较低的屈强比，易于搅拌罐在制罐过程中的成形。

根据本发明一种典型的实施方式，提供一种超高强析出强化钢，以质量分数计，所述钢的化学成分为：

C：0.17％～0.22％、Si：0.35％～0.55％、Mn：1.70％～2.00％、Alt：0.015-0.060％、P：≤0.015％、S：≤0.004％、Cr：0.30％～0.60％、Ti：0.18％～0.26％、 B：0.0012-0.0023％、Sn：0.035～0.055％，其余为铁及不可避免的杂质；

所述钢的金相组织以面积分数计包括：83％～95％的贝氏体和/或针状铁素体，3％～17％的多边形铁素体；

所述多边形铁素体的平均晶粒尺寸为1.8μm～3.4μm，所述贝氏体和/或针状铁素体的平均晶粒尺寸为1.8μm～3.4μm；

所述钢中20nm及以下尺寸的TiC析出物比例≥86％。

进一步的，所述钢的厚度规格为3mm～10mm。

本发明实施例所述的超高强析出强化钢的化学成分采用中高含量的C、Si、Mn设计，充分发挥C、Si、Mn的廉价及强化作用提高强度，合金方面采用Ti-Cr-B-Sn复合添加的微合金化思路，通过控制贵重耐候性元素的加入量有效控制和降低了合金成本。其中，添加较高的Si以及一定量的Cr和Sn元素提高钢材的耐腐蚀性能，同时，控制组织类型、控制析出物状态对提高材料耐磨性和强度也有较大贡献。

各元素在本发明所述的超高强析出强化钢中的作用如下：

C：本发明中采用中高含量的C设计，主要目的是提高材料的强度和耐磨性；通过结合精准的控轧控冷工艺，控制贝氏体及针状铁素体保持较为细小的形貌，由于C对钢材的可焊性和韧性影响较大，因此需控制添加上限；本发明采用的C含量为0.17％～0.22％；

Si：本发明采用了中高Si设计，添加Si可提高材料的耐腐蚀性能，但过高的Si对材料的韧性和可焊性产生不利影响。因此，本发明添加Si含量为0.35％～0.55％；

Mn：Mn具有固溶强化作用，同时可提高材料淬透性，但Mn含量添加过高容易产生偏析并会降低材料韧性，同时降低可焊性，本发明添加Mn含量为1.7％～2.0％；

P：本发明中P为有害元素，降低焊接接头性能，不利于保证搅拌罐的疲劳强度，因此应控制上限。因此，本发明添加P含量为≤0.015％；

S：本发明S为有害元素，不利于超噶强钢的韧性及疲劳寿命的保证。S同时会消耗Ti元素，减少钢中的有效Ti含量，降低材料的各项性能指标。因此，应控制添加上限，因此，本发明添加S含量为≤0.004％；

Al：Al为脱氧元素，提高钢材的洁净度和夹杂物控制水平，本发明Al含量范围控制为0.015-0.060％；

Ti：Ti为本发明提高强度和保证材料综合力学性能和工艺性能的核心元素，与传统 Ti微合金化高强钢不同，本发明添加了较高含量的Ti元素，依靠在不同类型组织中形成的纳米级析出物提高钢材的强度和耐磨性。通过添加过量的Ti，保证了生产各工序Ti的充分析出，未析出固溶存在的Ti对提高材料的强度也存在一定的贡献。本发明添加 0.18％～0.26％的Ti元素。

Cr：本发明添加Cr的目的为提高材料的耐蚀性和淬透性，Cr相对于Mo、Ni、Cu等贵重合金元素，具有成本低、效果大的优势，本发明通过添加一定量的Cr提高搅拌罐服役过程内壁的耐蚀性，通过控制相变转变的中低温相比例，提高钢材的强度和耐磨性能，最终提高搅拌罐的使用寿命。但Cr元素不宜添加过高，添加过高耐蚀性将不再提高，同时会对材料的韧性和可焊性产生不利影响。因此，本发明添加了0.30～0.60％的Cr元素。

Sn：本发明添加了Sn元素以提高钢材的耐蚀性。Sn元素可以在钢材表面形成致密氧化膜以及改变基体电极电位提高耐蚀性。同时，本发明复合添加的Si-Cr-Sn将进一步增加钢材表面的耐蚀性。但Sn元素为低熔点元素，添加过多会对材料的焊接性能产生不利影响。因此，本发明添加0.035～0.055％的Sn。

B：本专利中添加B元素的作用是控制目标组织类型和避免焊接接头软化，替代部分 Cr或者Mo的效果，降低合金成本。通过添加B，结合合适的控制冷却工艺，得到耐蚀性能优良的70以上比例的中低温转变组织。另一方面，由于高Ti析出强化钢普遍存在焊接热影响区软化问题，添加B元素可提高焊接热影响区的淬透性，保证焊接接头的强度和耐磨性。但B添加过多容易对材料的韧性产生负面的影响，因此应控制上限。因此，本发明添加12-23ppm的B元素。

本发明为提高钢材强度，基体目标金相组织控制为83％以上面积比例的贝氏体和/或针状铁素体，并结合较低的轧制温度和快速冷却等手段细化相变组织，控制渗C体尺寸和分布，避免粗大渗C体板条造成韧性和耐蚀性的下降。金相组织中还存在17％以下比例的多边形铁素体组织，并通过低温轧制和快速冷却提高铁素体形核率，细化晶粒尺寸至1.8μ m～3.4μm，防止由于出现多边形铁素体造成强度和耐磨性的大幅下降及塑韧性的下降。本发明控制组织类型是通过Cr、B等相变控制元素及精准控轧控冷工艺结合实现的；在控制钢的组织类型的同时，控制Ti的析出物的尺寸和数量，进一步的将钢的强度等级提高至950MPa以上。核心思路为通过降低轧制温度、提高冷却速度促进层流冷却超快冷后的析出形核数量，并通过后续缓冷工序使Ti的析出在较低温度也能充分进行。

基于同一发明构思，本发明实施例还提供一种超高强析出强化钢的制备工艺，所述制备工艺包括：

获得所述超高强析出强化钢的铸坯；

将所述铸坯进行再加热、粗轧、精轧、轧后冷却、卷取、缓冷和开平，获得所述超高强析出强化钢；

所述粗轧的结束温度为1000～1080℃；

所述精轧的终轧温度为840～880℃；

所述轧后冷却采用前段超快冷冷却模式，前段冷却速度大于60℃/s。

进一步的，所述再加热采用热装热送工艺，入炉温度≥600℃，所述再加热温度为1250～1290℃，保温时间＜180min。

进一步的，所述粗轧采用6道次往复轧制，所述粗轧所得中间坯的厚度为38～52mm。

进一步的，所述精轧采用6机架连续轧制。

进一步的，所述卷取温度为560℃～590℃。

进一步的，所述轧后冷却的后段精调水水量占总冷却水水量比例≤10％。

进一步的，所述缓冷的处理时间≥72h，所述缓冷后的钢卷进行所述开平处理，通过矫直和横切获得最终超高强析出强化钢板材。

本发明实施例在冶炼过程中严格控制P、S含量及控制夹杂物尺寸数量，获得连铸板坯。由于铸坯的Ti含量高，在铸坯冷却过程中会生成大量Ti的析出物，增加铸坯的脆性倾向，因此，为避免铸坯脆性引发断坯事故，本发明采用铸坯热装热送工艺，即连铸后的铸坯在高于600℃的温度进入热轧加热炉进行再加热，铸坯再加热温度为1250～1290℃，保温时间＜180min。加热温度的设定主要是为保证TiC等析出物充分回溶及合金元素的均匀化，同时获得较为均匀的原始奥氏体组织。限定加热时间小于180分钟，目的是避免长时间高温加热引起奥氏体过分长大或不均匀长大及解决能源，提高生产效率。

粗轧采用6道次往复轧制，粗轧结束温度为1000～1080℃，轧制至中间坯的目标厚度为38～52mm。粗轧阶段采用奥氏体再结晶区的往复大变形，使得奥氏体再结晶充分进行，通过控制粗轧结束温度控制中间坯的组织状态。本发明采用了1000～1080℃较低的粗轧结束温度，目的为细化中间坯奥氏体晶粒尺寸，并减少部分再结晶区的轧制量，避免混晶缺陷的发生。如粗轧温度低于1000℃，轧制力增大并无法保证整个轧制产线的顺畅进行；如果粗轧温度高于1080℃，会引起晶粒粗大或混晶，降低材料的冲击韧性。

精轧采用6机架连续精轧，终轧温度为840～880℃。根据不同厚度选择不同的终轧温度，获得较多的奥氏体未再结晶区累计压下量细化奥氏体晶粒，及增加后续的形核数量，从而细化晶粒。如果终轧温度低于840℃，轧制负荷增加，同时不利于轧制板形的控制；如果终轧温度高于880℃，会造成组织粗大，降低材料的强度、韧性和成形性能。

带钢轧后进行冷却，采用前段超快冷冷却模式，目标卷取温度为560℃～590℃，冷却速度大于60℃/s；其中，后段的精调水水量占总冷却水水量比例小于10％。采用前段冷却模式即冷却水从第一组开始连续打开，目的为获得足够比例的中低温硬相转变组织；使用超快冷冷却模式，冷却速度大于60℃/s，通过使用大的冷却速率，获得更多的析出物数量及更小尺寸的TiC析出，同时采用高的冷却速率，有利于获得83％以上比例的贝氏体或针状铁素体组织；卷取温度的设定是决定组织和析出物状态的关键工艺点，本发明采用 560～590℃的卷取温度，如带钢出精轧后连续冷却至此卷取温度，将会得到100％贝氏体或针状铁素体组织，而实际的生产过程中，为了保证卷取温度的波动区间，需通过后段冷却精调水进行卷取温度的实时调整，在前段超快冷和后段精调冷却水之间，带钢的温度区间处于铁素体相变区，带钢在层冷辊道上会进行部分相变，生成一定比例的多边形铁素体组织。通过设定后段的精调水水量占总冷却水水量比例小于10％，通过屏蔽部分精调水水口实现，从而保证获得17％以下比例的多边形铁素体组织，其平均晶粒尺寸为1.8μm～3.4 μm，此种组织配比和细化组织控制保证了钢板的强度、耐磨性能及冷成形性能。在形成多边形铁素体的同时，带钢处于TiC的析出温度区间，在铁素体晶界和晶粒内部形成大量纳米级析出物。在终冷结束后及卷取过程中，带钢完成相变并持续进行TiC的析出，其中 20nm以下尺寸的TiC析出物比例大于86％，这种纳米级的析出物在提高材料强度、耐磨性的同时，对材料韧性和其他性能的恶化性能较低。

将冷却后的带钢卷取成卷，并对钢卷进行缓冷处理，缓冷时间大于72小时。缓冷过程可以降低带钢不均匀的残余应力，提高板形质量，以及使得通卷性能更加均匀；缓冷后的钢卷进行开平，通过矫直和横切获得最终超高强析出强化钢钢板。

综上所述，本发明实施例通过对钢的化学成分及轧制冷却工艺进行改进，得到一种超高强析出强化钢。具体为：采用中高C高Ti成分设计，结合Si、Cr、Sn对钢耐蚀性的提升，并控制钢的组织类型为83％以上的贝氏体和/或针状铁素体，及17％以下比例的多边形铁素体组织，平均晶粒尺寸控制为1.8μm～3.4μm，同时生成大量的纳米级TiC的析出，其中20nm以下尺寸的TiC析出物比例大于86％，进而使获得的超高强析出强化钢具备高强度、高耐磨性、高耐蚀性及良好的可焊性，解决了高强度钢板冷成形开裂、焊接后热影响区软化、耐磨性能和耐蚀性差、罐体偏重等问题。

下面将结合实施例、对比例及实验数据对本申请一种超高强析出强化钢及其制备工艺进行详细说明。

实施例

本发明提供8个实施例和2个对比例。

一种超高强搅拌罐用钢的化学成分按重量百分比为：C：0.17％～0.22％；Si：0.35％～0.55％；Mn：1.70％～2.00％；Alt：0.015-0.060％；P：≤0.015％；S：≤ 0.004％；Cr：0.30％～0.60％；Ti：0.18％～0.26％，B：0.0007-0.0018％，Sn： 0.035～0.055％，其余为铁及不可避免的杂质。

实施例1-8及对比例1、2的具体冶炼化学成分见表1：

表1实施例1-8和对比例1、2的铸坯化学成分(％)

序号	C	Si	Mn	P	S	Alt	Ti	Cr	B	Sn
											实施例1	0.18	0.40	1.83	0.010	0.002	0.032	0.19	0.52	0.0009	0.040
实施例2	0.19	0.42	1.96	0.009	0.003	0.038	0.20	0.45	0.0012	0.035
											实施例3	0.20	0.55	1.70	0.011	0.002	0.041	0.25	0.30	0.0017	0.042
实施例4	0.22	0.48	1.79	0.012	0.003	0.035	0.18	0.42	0.0013	0.050
											实施例5	0.21	0.35	1.92	0.008	0.004	0.047	0.22	0.35	0.0018	0.047
实施例6	0.18	0.39	2.00	0.011	0.002	0.027	0.24	0.60	0.0007	0.049
											实施例7	0.17	0.47	1.87	0.010	0.003	0.038	0.23	0.40	0.0010	0.055
实施例8	0.18	0.43	1.85	0.009	0.002	0.036	0.26	0.50	0.0012	0.037
											对比例1	0.17	0.20	1.10	0.018	0.007	0.028	-	-	-	-
对比例2	0.14	0.10	1.50	0.014	0.004	0.032	0.016	0.31	-	-

本发明实施例一种超高强析出强化钢的制备工艺，所述制备工艺包括：冶炼-连铸-铸坯再加热-粗轧-精轧-轧后冷却-卷取-缓冷-开平。

S1：钢水经过冶炼和连铸获得铸坯。

S2：将铸坯送入热轧加热炉进行再加热，使用热装热送工艺，入炉温度≥600℃，铸坯再加热温度为1250～1290℃，保温时间＜180min。

S3：粗轧采用6道次往复轧制，粗轧结束温度为1000～1080℃，轧制至中间坯的目标厚度为38～52mm。

S4：进行6机架连续精轧，终轧温度为840～880℃。

S5：带钢轧后进行冷却，采用前段超快冷冷却模式，目标卷取温度为560℃～590℃，冷却速度大于60℃/s；其中，后段的精调水水量占总冷却水水量比例小于10％。

S6：将冷却后的带钢卷取成卷，并对钢卷进行缓冷处理，缓冷时间大于72小时。

S7：缓冷后的钢卷进行开平，通过矫直和横切获得最终超高强搅拌罐用钢钢板。

具体的，实施例1-8及对比例1、2的具体工艺参数见表2：

表2实施例1-8及对比例1、2的工艺参数

实施例1-8及对比例1、2制得钢材的组织类型及力学性能见表3。

金相组织类型测试方法为：使用线切割机取横向(观察面垂直于轧向)金相试样，使用150#-2000#砂纸进行打磨，后使用抛光机进行研磨抛光，将抛光后的金相试样观察面使用3％硝酸乙醇溶液进行侵蚀，在倍率500倍观察5个视野，使用图片解析软件分辨金相组织类型，取5个视野的平均值作为金属金相组织的面积比例。

金相组织粒径的测试方法为：5个视野中每个视野进行20个多边形铁素体晶粒尺寸的测量，每个多边形铁素体测量相互垂直的长和宽两个数据，将所有数据取平均值得到多边形铁素体晶粒尺寸。

析出物尺寸和比例测试方法为：使用透射电镜观察C膜复型试样析出物形貌和数量，测量5个视野的析出物尺寸和比例，并取平均值。

表3实施例1-8及对比例1、2钢材的组织类型和力学性能

从表1-3的数据可知：

本发明实施例1-8制备的超高强析出强化钢通过合理设计钢中化学成分的比例，结合精确工艺窗口的控轧控冷技术，使最终获得的钢板成品具有超高的强度、良好的冷成形性能、良好的低温韧性和焊接性能，以及优异的耐腐蚀性能；同时具有较低的屈强比(，易于搅拌罐在制罐过程中的成形。抗拉强度较普通Q355B和520MPa搅拌罐用钢提升了近1 倍，耐磨性能得到大幅提升，同时，由于添加了Sn元素，与Cr和Si共同作用，提升钢材的耐腐蚀性能。

本发明实施例1-8制备的超高强析出强化钢相比对比例1、2制备的钢材而言，在保证良好的冷成形性能、良好的耐蚀耐磨性能、良好的低温韧性和焊接性能的同时，具有更高的强度和屈强比，在满足成形性能和其他各项使用要求的同时达到减重、降耗、减排的目的，成为新一代环境友好型材料，可用于搅拌罐制造，提高罐体耐磨性并实现搅拌车的轻量化。

附图1、2的详细说明：图1和图2为实施例1金相组织照片和析出物透射电镜图。

本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少还具有如下技术效果或优点：

(1)本发明的实施例中，制得的钢具有高强度、高耐磨性和高耐蚀性特点，屈服强度＞800MPa，抗拉强度＞1000Mpa，超高的强度可满足混凝土搅拌车或搅拌罐的轻量化需求。

(2)本发明实施例中，制得的钢具有良好的可焊性和冷成形性能，解决了现有高强度钢板冷成形开裂、焊接后热影响区软化的问题。

(3)本发明实施例中，制得的钢具有良好的稳定性，避免在加压过程中出现鼓包或者塌陷缺陷。

最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。

尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。

显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。

Claims (10)

1.一种超高强析出强化钢，其特征在于，以质量分数计，所述钢的化学成分为：

C：0.17％～0.22％、Si：0.35％～0.55％、Mn：1.70％～2.00％、Alt：0.015-0.060％、P：≤0.015％、S：≤0.004％、Cr：0.30％～0.60％、Ti：0.18％～0.26％、B：0.0012-0.0023％、Sn：0.035～0.055％，其余为铁及不可避免的杂质；

所述钢的金相组织以面积分数计包括：83％～95％的贝氏体和/或针状铁素体，3％～17％的多边形铁素体；

所述多边形铁素体的平均晶粒尺寸为1.8μm～3.4μm，所述贝氏体和/或针状铁素体的平均晶粒尺寸为1.8μm～3.4μm；

所述钢中20nm及以下尺寸的TiC析出物比例≥86％。

2.根据权利要求1所述的一种超高强析出强化钢，其特征在于，所述钢的厚度规格为3mm～10mm。

3.一种如权利要求1或2所述的超高强析出强化钢的制备工艺，其特征在于，所述制备工艺包括：

获得所述超高强析出强化钢的铸坯；

将所述铸坯进行再加热、粗轧、精轧、轧后冷却、卷取、缓冷和开平，获得所述超高强析出强化钢；

所述粗轧的结束温度为1000～1080℃；

所述精轧的终轧温度为840～880℃；

所述轧后冷却采用前段超快冷冷却模式，前段冷却速度大于60℃/s。

4.根据权利要求3所述的一种超高强析出强化钢的制备工艺，其特征在于，所述再加热采用热装热送工艺，入炉温度≥600℃，所述再加热温度为1250～1290℃，保温时间＜180min。

5.根据权利要求3所述的一种超高强析出强化钢的制备工艺，其特征在于，所述粗轧采用6道次往复轧制，所述粗轧所得中间坯的厚度为38～52mm。

6.根据权利要求3所述的一种超高强析出强化钢的制备工艺，其特征在于，所述精轧采用6机架连续轧制。

7.根据权利要求3所述的一种超高强析出强化钢的制备工艺，其特征在于，所述卷取温度为560℃～590℃。

8.根据权利要求3所述的一种超高强析出强化钢的制备工艺，其特征在于，所述轧后冷却的后段精调水水量占总冷却水水量比例≤10％。

9.根据权利要求3所述的一种超高强析出强化钢的制备工艺，其特征在于，所述缓冷的处理时间≥72h，所述缓冷后的钢卷进行所述开平处理。

10.一种如权利要求1或2所述的超高强析出强化钢在搅拌罐或搅拌车中的应用。

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