CN113832410A - 一种高性能软磁结构钢板及其制造方法 - Google Patents

一种高性能软磁结构钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

一种高性能软磁结构钢板及其制造方法，通过合金元素的组合匹配设计，并采用Ca处理等技术手段，优化再结晶控轧和离线正火工艺(RCR+N)及后续缓冷工艺，使成品钢板的显微组织为均匀细小的等轴铁素体+珠光体，珠光体含量≤5％，显微组织平均晶粒尺寸在15～25μm，实现了软磁结构钢板的高强度、高韧性、良好的焊接性及优良电磁特性的有机统一，钢板的磁感应强度B3≥0.50T，B50≥1.50T，电阻率≥0.35μΩm。

Description

一种高性能软磁结构钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及软磁结构钢板，特别涉及一种高性能软磁结构钢板及其制造方法。
背景技术
用于磁悬浮的普通软磁结构钢板最先出现在德国，德国蒂森钢铁股份公司分别于1982年和1999年申请的美国专利US 4350525“Magnetic suspension railroad parts”和美国专利US 6287395“可高能焊接的软磁钢及其在磁悬浮铁轨部件上的应用”，揭示了软磁结构钢板发明过程，美国专利US 4350525和US 6287395阐述了软磁结构钢中各合金元素的作用。但是按此专利技术生产出的软磁结构钢板，实物质量较低，表现为冲击韧性较低，尤其0℃以下的低温冲击韧性很低，0℃横向冲击功(Akv)在12J～57J之间，可能给列车运行带来隐患；同时磁感也不高，B40只有1.60T左右，低磁场下磁感B3只有0.60T，电磁转化效率偏低，无效损耗大，电能损耗大，不能适应日益严格环境保护要求。
中国专利ZL01126937.5公开的“磁悬浮列车用高性能软磁钢”，用于磁悬浮轨道梁的软磁结构钢板性能较德国发明有大幅度地提高，但其磁通密度、电阻率及低温冲击韧性仍然不够高(B40约1.60T～1.61T、B3约0.9T～1.00T、电阻率ρ约0.39～0.40μΩm，0℃Akv≥140J)，尤其冲击韧性在低于-10℃时，不能保证≥27J，焊接性也较差，焊接热输入只能控制在≤12kJ/cm才能保证热影响区(HAZ)0℃Akv≥27J，因此，此种软磁结构钢板在比较寒冷的北方使用仍存在较大安全隐患。
中国专利ZL02136192.4，用于磁悬浮轨道梁的软磁结构钢板性能较中国专利ZL01126937.5有大幅度地提高，其磁通密度、电阻率具有大幅度提高(B40约1.65T～1.68T、B3约1.15T～1.30T、电阻率ρ约0.42～0.45μΩm)，低温冲击韧性虽然提高幅度很大，Akv(-20℃)＞150J，焊接性也有大幅度提高，可以采用较大热输入焊接，模拟焊接热影响区(HAZ)-20℃Akv＞27J(模拟参数：峰值温度为1350℃、t8/5为50秒、单循环)，但是－20℃以下的母材和焊接接头的冲击韧性Akv波动很大，尤其是焊接热影响区存在局部脆性区(LBZ)，-20℃以下的Akv不能满足≥27J，同时工序比较复杂，生产成本也较高，需要离线正火热处理。
中国专利ZL03116097.2，不但制造工序简单，生产成本也较低，无需离线常化热处理，而且钢板性能也较中国专利ZL02136192.4有大幅度地提高，尤其低温冲击韧性提高幅度很大，Akv(-30℃)≥100J，焊接性也有大幅度提高，可以采用较大热输入焊接，模拟焊接热影响区(HAZ)-30℃Akv≥21J(模拟参数：峰值温度为1350℃、t8/5为50秒、单循环)，但是-30℃以下的母材和焊接接头的冲击韧性Akv波动很大，尤其是焊接热影响区存在局部脆性区(LBZ)，-30℃以下的Akv不能总能满足≥27J，尤其研究发现高Si含量的合金体系决定了软磁结构钢板的低温韧性无法稳定地满足在-30℃以下寒冷地区的使用安全。
中国专利ZL200410017999.7，采用极低C、中等Si含量、高Als、高Mn、中等Cr含量、铁磁性元素Ni合金化、加Ca或稀土元素REM处理、并采用控制Ti/N在2.5～3.2之间等技术手段，优化再结晶控轧和加速冷却工艺(RCR+ACC或RCR+IDQ(Interrupted DirectQuenching))及后续缓冷工艺，使成品软磁结构钢板的晶粒尺寸在10～30μm，获得优异的机械性能、电磁性能和焊接性。-40℃的Akv≥150J，可以采用较大线能量焊接，模拟焊接热影响区(HAZ)-40℃Akv≥50J(模拟参数：峰值温度为1350℃、t8/5为50秒、单循环)，满足了在-30℃以下寒冷地区的使用安全；但软磁结构钢板磁感应强度，尤其钢板磁感应强度波动较大(尤其低磁场强度下的磁感应强度波动更大)，影响高速运行磁悬浮列车安全，造成这一现象的成因是钢板TMCP制造工艺所产生的低温相变组织---贝氏体含量、大小、分布及形貌相相联。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高性能软磁结构钢板及其制造方法，实现软磁结构钢板的较高强度、高韧性、良好的焊接性及优良的电磁特性的有机统一，更重要的是彻底消除软磁结构钢板生产制造、焊接加工过程中出现的磁感应强度波动(尤其低磁场强度条件下磁感应强度剧烈波动)，提高钢板制造工艺及现场焊接工艺性的窗口与工艺适应性，且进一步适配钢板的电磁性能(磁感应强度、电阻率)、力学性能及焊接性；特别适用于磁悬浮轨道梁制造；其不仅有较高的强度、优良的电磁性能和低温韧性、良好的焊接性(焊前无预热、焊后无需消应处理、可以承受较大热输入焊接，焊接热影响区韧性优良)，下屈服强度Rel≥300MPa，抗拉强度Rm≥490MPa，延伸率δ5≥27％，母材横向-20℃冲击功KV2≥47J，焊接热影响区(55kJ/cm)-20℃冲击功KV2(J)≥47J，相对腐蚀率≤60％，又具有高的磁感应强度(B3≥0.50T、B50≥1.50T)、高电阻率(≥0.35μΩm)以及优良的抗磁时效性、耐大气腐蚀。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
本发明通过简单的合金元素的组合匹配设计，采用超低C、1.20％～1.50％Si含量、中高Mn含量、高Als含量、Ni和Cr合金化、加入0.008％～0.016％的Ti、控制N含量低于0.0050％、奥氏体稳定化指数Au≥2.70、25≤电阻率成分指数γ≤31、0.90≤成分适配性指数λ≤1.15，并采用Ca理等技术手段。
具体的，本发明所述的高性能软磁结构钢板，其成分重量百分比为：
C：0.040％～0.070％，
Si：1.20％～1.60％，
Mn：0.60％～1.00％，
P：≤0.013％，
S：≤0.0030％，
Cu：0.25％～0.45％，
Ni：0.20％～0.45％，
Cr：0.40％～0.60％，
Ti：0.008％～0.016％，
N：≤0.005％，
Als：0.035％～0.070％，
Ca：0.0010％～0.0035％，
其余为Fe和不可避免的杂质；且上述元素含量必须同时满足如下关系：
奥氏体稳定化指数Au≥2.70，其中Au＝2.54+40.53(％C+％N)+0.43(％Cu+％Ni+％Mn)-0.22(％Als)-2.64(％P+％S)-1.26(％Cr+％Mo)-(％Si)；
25≤电阻率成分指数γ≤31，其中γ＝6.25(％Mn)+11.3[(％Si)+(％Als)]+6.5(％Cr)+3.17[(％Cu)+(％Ni)]；
0.90≤成分适配性指数λ≤1.15，其中λ＝[1.67(％Mn)+(％Ni)+0.33(％Cu)]/[1.21(％Si)+0.87(％Als)]。
本发明所述钢板的显微组织为均匀细小的等轴铁素体+珠光体，珠光体含量≤5％，显微组织平均晶粒尺寸在15～25μm。
本发明所述钢板的下屈服强度Rel≥300MPa，抗拉强度Rm≥490MPa，延伸率δ5≥27％，母材横向-20℃冲击功KV2≥47J，焊接热影响区(55kJ/cm)-20℃冲击功KV2(J)≥47J，相对腐蚀率≤60％，磁感应强度B3≥0.50T，B50≥1.50T，电阻率≥0.35μΩm。
在本发明所述钢板的成分设计中：
C：C对软磁结构钢的磁感应强度(尤其低磁场强度条件下磁感应强度)、低温冲击韧性及焊接性影响很大，从改善钢的磁感应强度(尤其低磁场强度条件下磁感应强度)、低温冲击韧性及焊接性角度，希望钢中C含量比较低为宜；但从软磁结构钢的强度，更重要的从热轧过程和正火过程的显微组织控制角度，C含量不宜过低，因为软磁结构钢中Si含量比较高，过低C含量(＜0.045％)造成Ac1、Ac3、Ar1、Ar3较高且高温奥氏体单相区过于狭窄，甚至无奥氏体单相区，这给再结晶控轧和正火过程中细化、均匀化显微组织带来较大问题，易形成混晶组织，造成软磁结构钢低温韧性低下和焊接热影响区低温韧性劣化；其次，C含量过低将导致晶粒长大速度变快，造成组织粗化，劣化低温冲击韧性。当C含量过高时，高于0.070％时，由于软磁结构钢中Si含量很高，强烈抑制碳化物析出而促进M-A形成，焊接热影响区(HAZ)M-A岛大量形成，严重劣化HAZ的冲击韧性，更为主要的是钢中C含量高时，钢板的磁感应强度(尤其低磁场强度条件下磁感应强度)急剧劣化。综合以上的因素，并考虑C在铁素体内最大固溶度0.02％左右，因此，C含量合理范围为0.040％～0.070％。
Si：Si元素可以提高钢的电阻率和磁导率，减小磁致伸缩、涡流损耗及磁滞损耗，软磁结构钢中加入一定量的Si可以极大地提高钢的电磁性能和电阻率，而过低的硅含量不仅(＜1.20％)对减小磁致伸缩、涡流损耗及磁滞损耗不利，而且大幅度降低钢板电阻率，导致侧导板服役过程中涡流急剧增大，侧导板温度急剧上升，侧导板磁感应强度急剧下降，造成侧向力与导向力急剧降低，危机高速磁悬浮列车运行安全；而Si是强铁素体稳定化元素，太多加入Si(＞1.55％)不仅会造成磁感应强度降低，还会造成Ac1、Ac3、Ar1、Ar3较高，更重要的是高温奥氏体单相区过于狭窄甚至无单相奥氏体区，这给热轧和正火的均匀细化组织带来较大问题，易形成混晶组织，造成软磁结构钢低温冲击韧性低下和焊接热影响区低温冲击韧性劣化；其次，Si是钢中的脆化元素，过多合金化不仅给钢本身造成很大的脆性，而且严重损害钢的焊接性，此外Si有抑制C从奥氏体和铁素体中析出，提高钢的淬硬性，促进A/M岛形成，因此，钢中Si含量合理范围为1.20％～1.60％。
Mn：Mn元素作为合金元素在软磁结构钢中除提高其电阻率、强度和改善韧性外，还具有扩大高温奥氏体单相区，降低Ac1、Ac3、Ar1、Ar3点温度，具有强烈细化再结晶控轧态及正火态铁素体晶粒之作用；但是加入过多Mn(＞1.00％)会降低软磁结构钢的磁感应强度(尤其低磁场强度条件下磁感应强度)；尤其在高Si含量条件下，提高软磁结构钢的淬硬性，劣化软磁结构钢的焊接性，尤其较小热输入焊接时，易形成脆硬组织如马氏体，因此，Mn含量合理范围为0.60％～1.00％之间。
P作为钢中有害夹杂对钢的机械性能，尤其低温冲击韧性、延伸率及焊接接头SR性能具有巨大的损害作用，理论上要求越低越好，但考虑到炼钢可操作性和炼钢成本，对于要求低成本、优良焊接性、-40℃韧性及优良强韧性匹配的超高强度、超厚调质钢板，P含量需要控制在≤0.013％。
S作为钢中有害夹杂对钢的低温韧性具有很大的损害作用，更重要的是S在钢中与Mn结合(尤其C、Mn含量均较高时)，极易形成MnS夹杂物，在热轧过程中，MnS的可塑性使MnS沿轧向延伸，形成沿轧向MnS夹杂物带，严重损害钢板的低温冲击韧性、延伸率、Z向性能及焊接性，同时S还是热轧过程中产生热脆性的主要元素，理论上要求越低越好，但考虑到炼钢可操作性、炼钢成本和物流顺畅原则，对于要求低成本、优良焊接性、-40℃韧性及优良强韧性匹配的超高强度、超厚调质钢板，S含量需要控制在≤0.0030％。
Cu：软磁结构钢用作磁悬浮轨道梁侧面导向板，因此要求其具有极其优良的耐大气腐蚀性能，Cu是非常有效的耐候元素，在软磁结构钢中加入一定量的Cu能很大地改善其耐大气腐蚀性；但是加入Cu过多时(＞0.45％)，在焊接熔合线附近形成龟裂状的晶界裂纹，造成构件返修甚至报废，不仅影响工程进度和造价，更重要的是焊接熔合线附近龟裂状的晶界裂纹影响工程结构的安全性；其次，当钢中有过高的Cu含量时，易在板坯浇铸和板坯加热过程中造成表面龟裂状的晶界裂纹即所谓铜脆，影响钢板生产制造过程的进行，严重时造成板坯或钢板报废，不仅提高了钢板制造成本，更重要的是影响钢板制造周期和交货进度，进而影响工程建设进度；再次，当钢中有过高的Cu含量时，Cu在钢中发生ε-Cu析出，降低钢板的磁感应强度(尤其低磁场强度条件下磁感应强度)、提高软磁结构钢板的矫顽力，大幅度降低钢板软磁性能；而Cu含量低于0.25％时，钢板耐大气腐蚀性能不足。因此Cu含量合理范围为0.25％～0.45％。
添加Ni具有以下作用：
1)Ni是唯一能够同时提高钢的强度、低温韧性及改善钢的焊接性的元素；
2)Ni还是铁磁性元素，Fe-Ni合金是一种性能优良的软磁材料，在铁基合金中加入Ni不但不会降低材料的电磁性能，而且会进一步改善电磁性能；
3)当钢中添加超过0.20％的Ni元素，能够抑制铜脆发生，最后，Ni是奥氏体稳定化元素，还具有扩大高温奥氏体单相区，降低Ac1、Ac3、Ar1、Ar3点温度，具有较强细化再结晶控轧态及正火态铁素体晶粒之作用；
从理论上讲，钢中Ni含量越高越好，但是Ni是一种很贵重元素，从性能/价格比的角度来考虑，因此，Ni含量控制在0.20％～0.45％之间。
Cr：Cr与Cu所起的作用基本一样，在软磁结构钢中加入一定含量Cr元素，也能改善软磁结构钢耐大气腐蚀性能。加入Cr过少，不足以改善软磁结构钢的耐大气腐蚀性，如果加入过多Cr(＞0.60％)，将严重损害钢的电磁性能、低温韧性，更重要的是钢中Cr含量过高时，促进焊接HAZ内的上贝氏体Bu生长和M-A岛形成，降低HAZ低温冲击韧性，因此从综合考虑软磁结构钢的成分体系出发，因此，Cr含量合理范围为0.40％～0.60％。
Ti：钢中加入微量的Ti时，Ti与钢中N结合，生成稳定性很高的TiN粒子，抑制焊接热影响区(HAZ)奥氏体晶粒长大和改变二次相变产物，改善软磁结构钢的焊接性。加入Ti含量过少(＜0.008％)，形成TiN粒子数量不足，不足以抑制HAZ的奥氏体晶粒长大和改变二次相变产物而改善HAZ的低温韧性。加入Ti含量过多(＞0.016％)时，在钢液凝固过程中，液析出大尺寸TiN粒子，这种大尺寸TiN粒子不但不能抑制HAZ的奥氏体晶粒长大，反而成为裂纹萌生的形核点；此外，生成TiN数量过多，将导致软磁结构钢的磁感应强度(尤其低磁场强度条件下磁感应强度)劣化和矫顽力升高。因此从改善软磁结构钢板焊接性角度的出发，同时又不损害软磁结构钢的电磁性能，Ti含量合理范围为0.008％～0.016％。
N：N的控制范围与Ti的控制范围相对应，其根本的出发点是抑制TiN粒子在钢水或钢水凝固过程中，从液态钢水中析出(从钢水中析出的TiN粒子不仅数量稀少，更主要的是尺寸十分粗大，这种粗大的TiN粒子不但不能抑制HAZ的奥氏体晶粒长大，反而成为裂纹萌生的起始点)；而是要控制在钢水完全凝固以后，从固相中析出，如此，析出的TiN粒子不仅细小而且弥散，能够有效地细化晶粒和改善软磁结构钢的焊接性。依据上述分析，TiN粒子析出开始温度应低于1450℃，根据log[％Ti][％N]＝4.72-16192/T，N含量应控制在0.0050％以下。但是，N含量较高时，钢中自由[N]增加，软磁结构钢不仅磁感应强度(尤其低磁场强度条件下磁感应强度)急剧下降，而且在后续使用过程中可能产生严重磁时效，同时钢中N含量增加，焊接HAZ区自由[N]含量急剧增加，严重损害HAZ低温冲击韧性，恶化软磁结构钢的焊接性。因此，N含量控制在≤0.0050％。
Als：Als与Si一样，可以大幅度提高钢板的电阻率；此外，适当Als含量可以与钢中自由[N]结合，形成细小均匀的AlN粒子，不仅可以细化正火钢板的晶粒尺寸，而且能够降低焊接热影响区自由[N]，改善钢板焊接接头低温韧性；更为重要的是Als可以消除钢中自由[N]，消除后续侧导板服役过程中可能产生严重磁时效、提高软磁结构钢板磁感应强度；但钢中加入过量的Als不但会降低钢的磁感应强度，而且会在钢中形成大量弥散的针状Al2O3夹杂物，损害钢的电磁性能、低温韧性和焊接性，因此，最佳Als含量的最佳控制范围为0.035％～0.070％。
Ca：对钢进行Ca处理，一方面可以进一步纯洁钢液，另一方面对钢中硫化物进行变性处理，使之变成不可变形的、稳定细小的球状硫化物，提高软磁钢的电磁性能、抑制S的热脆性、提高软磁钢冲击韧性和Z向性能、改善软磁结构钢冲击韧性的各向异性。Ca加入量的多少，取决于钢中S含量的高低，Ca加入量过低，处理效果不大；Ca加入量过高，形成Ca尺寸过大，脆性也增大，可成为断裂裂纹起始点，降低钢的低温韧性，同时还降低钢质纯净度、污染钢液。一般控制Ca或REM含量按ESSP＝(wt％Ca)[1-124(wt％O)]/1.25(wt％S)，其中ESSP为硫化物夹杂形状控制指数，取值范围0.5～5之间为宜，因此，Ca含量的合适范围为0.0010％～0.0035％。
在本发明成分设计中特别控制：
奥氏体稳定化指数Au≥2.70，其中，Au＝2.54+40.53(％C+％N)+0.43(％Cu+％Ni+％Mn)-0.22(％Al)-2.64(％P+％S)-1.26(％Cr+Mo)-(％Si)；大幅度降低Ac1、Ac3、Ar1、Ar3点温度，保证再结晶控轧与正火温度区间均为奥氏体单相区，确保再结晶控轧细化晶粒及正火细化晶粒工艺过程地顺利进行，获得较为细小均匀的显微组织，保证软磁结构钢板强韧性匹配及优良的低温韧性，这是本发明关键技术之一。
25≤电阻率成分指数γ≤31，其中，γ＝6.25(％Mn)+11.3[(％Si)+(％Als)]+6.5(％Cr)+3.17[(％Cu)+(％Ni)]；确保软磁结构钢板电阻率≥0.35μΩm的同时，钢板低温韧性与电阻率不发生冲突，这是本发明关键技术之一。
0.90≤成分适配性指数λ≤1.15，其中λ＝[1.67(％Mn)+(％Ni)+0.33(％Cu)]/[1.21(％Si)+0.87(％Als)]；实现软磁结构钢板的较高强度、优良的韧性、良好的焊接性的同时，钢板具有高磁感应强度(尤其低磁场强度条件下磁感应强度)、高电阻率，消除软磁结构钢板力学性能、焊接性与磁感应强度(尤其低磁场强度条件下磁感应强度)、电阻率之间的不匹配性，这是本发明关键技术之一。
本发明所述的高性能软磁结构钢板的制造方法，其包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按照上述所述成分冶炼、连铸成板坯；中间包浇注温度为1520～1550℃；
2)板坯加热，加热温度控制在1000℃～1150℃之间；
3)轧制
再结晶轧制，控轧开轧温度820～870℃，轧制道次压下率≥8％，累计压下率≥60％，终轧温度800～860℃；
4)冷却
控轧结束后，对钢板进行缓冷，缓冷工艺为钢板表面温度≥200℃的条件下保温24小时以上；
5)正火热处理
正火温度为930～950℃，正火时间＝1.5～2.0min/mm×t，其中t为钢板厚度，单位为mm，随后钢板自然空冷至室温。
优选的，步骤4)中，所述缓冷为堆垛缓冷或缓冷坑缓冷。
优选的，所述钢板的显微组织为均匀细小的等轴铁素体+珠光体，珠光体含量≤5％，显微组织平均晶粒尺寸在15～25μm。
优选的，所述钢板的磁感应强度B3≥0.50T，B50≥1.50T，电阻率≥0.35μΩm。
在本发明所述钢板制造工艺设计中：
本发明的铸造工艺推荐采用连铸工艺，重点控制浇铸温度和钢液凝固速度，浇铸温度控制在1520℃～1550℃之间，推荐采用低过热度浇铸。
采用超低温板坯加热，板坯加热温度控制在1000℃～1150℃之间，确保原始板坯奥氏体晶粒度均匀并且细小。
在完全再结晶温度范围内，大轧制道次压下率进行快速连续轧制，确保变形金属发生完全再结晶，为此，钢板开轧温度控制在820℃～870℃，轧制道次压下率≥8％，轧制总压下率≥60％；控制终轧温度在800℃～860℃。
轧制结束后，钢板堆垛缓冷至200℃以下，随后自然空冷至室温；钢板的缓冷工艺为在200℃以上缓冷时间不得低于24小时，采用堆垛缓冷或缓冷坑缓冷的目的是消除应加速冷却在钢板内部形成的内应力、提高电磁性能及钢板脱氢。
正火工艺重点控制钢板正火温度、正火时间及正火后冷却速度。钢板正火温度控制在930℃～950℃之间；正火时间按钢板厚度而定，一般正火在炉时间取1.5～2.0min/mm×t(钢板厚度)，钢板正火出炉后，自然空冷到室温。
本发明的有益效果：
本发明采用低成本合金组合设计，匹配再结晶控轧和离线正火工艺(RCR+N)及后续缓冷工艺，实现了软磁结构钢板的高强度、高韧性、良好的焊接性及优良电磁特性的有机统一，彻底消除软磁结构钢板在力学性能(高强度、高韧性)、焊接性与磁感应强度(尤其低磁场强度条件下磁感应强度)、电阻率之间的不匹配性，提高了钢板现场焊接工艺性与焊接工艺窗口，改善了软磁结构钢板加工制造过程中的工艺适应性；并且进一步提高钢板的电磁磁感应强度，满足了我国新一代660km/h高速磁悬浮列车系统轨道梁侧导板专用软磁结构钢板的需求。
附图说明
图1为本发明实施例3钢的显微组织照片。
具体实施方式
下面结合附图和实施例对本发明做进一步说明。
本发明实施例钢板成分参见表1，表2～表4为本发明实施例的制造工艺参数，表5为本发明实施例的性能参数。
由图1可知，软磁结构钢板金相显微组织为均匀细小的等轴铁素体+珠光体，珠光体含量≤5％，显微组织平均晶粒尺寸在15～25μm。
本发明通过合金元素的组合设计，匹配再结晶控轧和离线正火工艺(RCR+N)及后续缓冷工艺，使钢板获得优异的机械性能、电磁性能和焊接性，尤其改善软磁结构钢板低温韧性、焊接性与优良电磁性能和电阻率之间的完全匹配。
磁悬浮快速列车系统是一种快速、安全、高效、环保型的交通工具，目前国际上最快的磁悬浮列车时速已达到560公里/小时以上。随着美国9.11恐怖事件发生和世界各地一系列的空难事件，航空业受到前所未有的挑战，高速磁悬浮快速列车系统作为快速、安全、高效、环保型的交通工具越来越受到人们的青睐，在600km～1500km运输距离之间具有无与伦比的竞争优势，高速磁悬浮列车系统是继高铁之后又一个陆上高速交通的重大突破。作为磁悬浮快速列车系统轨道梁关键部件－侧面导向软磁结构钢板，它在磁悬浮轨道中不仅能够吸收承载力、导向力和驱动力，同时还具有高的磁通密度、高的电阻率、良好的抗老化性、抗磁时效性及好的焊接性，因而成为高效、节能、环保型的高附加值产品，尤其在长大干线、跨多个温度地区使用的高性能软磁结构钢板，必将具有广阔的市场前景。
Figure BDA0002551921420000121
Figure BDA0002551921420000131
Figure BDA0002551921420000141
Figure BDA0002551921420000151

Claims (7)

1.一种高性能软磁结构钢板，其成分重量百分比为：
C：0.040％～0.070％，
Si：1.2％～1.6％，
Mn：0.60％～1.00％，
P：≤0.013％，
S：≤0.003％，
Cu：0.25％～0.45％，
Ni：0.20％～0.45％，
Cr：0.40％～0.60％，
Ti：0.008％～0.016％，
N：≤0.0050％，
Als：0.035％～0.070％，
Ca：0.0010％～0.0035％，
其余为Fe和其他不可避免的杂质；且上述元素含量必须同时满足如下关系：
奥氏体稳定化指数Au≥2.70，其中Au＝2.54+40.53(％C+％N)+0.43(％Cu+％Ni+％Mn)-0.22(％Als)-2.64(％P+％S)-1.26(％Cr+％Mo)-(％Si)；
25≤电阻率成分指数γ≤31，其中γ＝6.25(％Mn)+11.3[(％Si)+(％Als)]+6.5(％Cr)+3.17[(％Cu)+(％Ni)]；
0.90≤成分适配性指数λ≤1.15，其中λ＝[1.67(％Mn)+(％Ni)+0.33(％Cu)]/[1.21(％Si)+0.87(％Als)]。
2.如权利要求1所述的高性能软磁结构钢板，其特征是，所述钢板的显微组织为均匀细小的等轴铁素体+珠光体，珠光体含量≤5％，显微组织平均晶粒尺寸在15～25μm。
3.如权利要求1或2所述的高性能软磁结构钢板，其特征是，所述钢板的下屈服强度Rel≥300MPa，抗拉强度Rm≥490MPa，延伸率δ5≥27％，母材横向-20℃冲击功KV2≥47J，焊接热影响区(55kJ/cm)-20℃冲击功KV2(J)≥47J，相对腐蚀率≤60％，磁感应强度B3≥0.50T，B50≥1.50T，电阻率≥0.35μΩm。
4.如权利要求1～3任一项所述的高性能软磁结构钢板的制造方法，其特征是，包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按照权利要求1所述成分冶炼、连铸成板坯；中间包浇注温度为1520～1550℃；
2)板坯加热，加热温度控制在1000℃～1150℃之间；
3)轧制
再结晶轧制，控轧开轧温度820～870℃，轧制道次压下率≥8％，累计压下率≥60％，终轧温度800～860℃；
4)冷却
控轧结束后，对钢板进行缓冷，缓冷工艺为钢板表面温度≥200℃的条件下保温24小时以上；
5)正火热处理
正火温度为930～950℃，正火时间＝1.5～2.0min/mm×t，其中t为钢板厚度，单位为mm，随后钢板自然空冷至室温。
5.如权利要求4所述的高性能软磁结构钢板的制造方法，其特征是，步骤4)中，所述缓冷为堆垛缓冷或缓冷坑缓冷。
6.如权利要求4所述的高性能软磁结构钢板的制造方法，其特征是，所述钢板的显微组织为均匀细小的等轴铁素体+珠光体，珠光体含量≤5％，显微组织平均晶粒尺寸在15～25μm。
7.如权利要求4所述的高性能软磁结构钢板的制造方法，其特征是，所述钢板的下屈服强度Rel≥300MPa，抗拉强度Rm≥490MPa，延伸率δ5≥27％，母材横向-20℃冲击功KV2≥47J，焊接热影响区(55kJ/cm)-20℃冲击功KV2(J)≥47J，相对腐蚀率≤60％，磁感应强度B3≥0.50T，B50≥1.50T，电阻率≥0.35μΩm。
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Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1410584A (zh) * 2001-09-29 2003-04-16 宝山钢铁股份有限公司 磁悬浮列车用高性能软磁钢
CN1470669A (zh) * 2002-07-25 2004-01-28 宝山钢铁股份有限公司 软磁结构钢及其制造方法
CN1534105A (zh) * 2003-03-31 2004-10-06 上海磁悬浮交通发展有限公司 具有良好低温韧性易焊接的软磁结构钢及其制造方法
CN1690242A (zh) * 2004-04-27 2005-11-02 宝山钢铁股份有限公司 低温韧性优良的软磁结构钢板及制造方法
CN1888115A (zh) * 2005-06-30 2007-01-03 宝山钢铁股份有限公司 耐盐雾腐蚀的软磁结构钢及其制造方法
CN101045979A (zh) * 2006-03-27 2007-10-03 宝山钢铁股份有限公司 焊接工艺性优良的软磁结构钢板及其制造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1410584A (zh) * 2001-09-29 2003-04-16 宝山钢铁股份有限公司 磁悬浮列车用高性能软磁钢
CN1470669A (zh) * 2002-07-25 2004-01-28 宝山钢铁股份有限公司 软磁结构钢及其制造方法
CN1534105A (zh) * 2003-03-31 2004-10-06 上海磁悬浮交通发展有限公司 具有良好低温韧性易焊接的软磁结构钢及其制造方法
CN1690242A (zh) * 2004-04-27 2005-11-02 宝山钢铁股份有限公司 低温韧性优良的软磁结构钢板及制造方法
CN1888115A (zh) * 2005-06-30 2007-01-03 宝山钢铁股份有限公司 耐盐雾腐蚀的软磁结构钢及其制造方法
CN101045979A (zh) * 2006-03-27 2007-10-03 宝山钢铁股份有限公司 焊接工艺性优良的软磁结构钢板及其制造方法

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