CN114410936A - 一种止裂钢材及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及一种止裂钢材及其制备方法，涉及金属材料技术领域。本发明所述的止裂钢材先将钢坯加热至临界区进行保温1‑2h，所述临界区的温度为Ac1‑Ac3；然后对保温后的钢坯进行轧制，使钢坯厚向总应变大于0.8；最后将轧制后的钢坯空冷，或先水冷至600℃以上，再进行空冷。本发明所述的止裂钢材通过临界区轧制在钢材中引入层状结构，使裂纹扩展至层状界面时发生偏转，以钝化裂纹，显著提高韧性。
Description
技术领域
本发明涉及金属材料技术领域，尤其涉及一种止裂钢材及其制备方法。
背景技术
强度和韧性是钢材的最基本的两项性能指标。随着节能减排、结构件大型化等趋势要求，钢材高强化和高韧性的方向发展。钢材的强度可以通过固溶强化、析出强化、位错强化和细晶强化等机制得到提高。但对于韧性，除了析出强化之外，其他强化机制均会恶化韧性。对于结构钢，由于变形量和冷却速度的限制，很难大幅度细化晶粒。因此，钢材的韧化是一件非常困难的工程和科学问题。
现有技术中为提高钢材的韧性，一般需添加大量的Ni等元素，并结合严格的控制轧制控制冷却工艺，以获得目标组织、并最大限度细化组织。这在开发用于建造大型集装箱船止裂钢的开发中表现的尤为明显，如一种BCA2级集装箱船用止裂钢板及其制造(CN112501504A)和低成本、高止裂特厚钢板及其制造方法(CN111621694B)等专利所述。但此种钢材，韧性在-80℃以上可以保证，当温度降至-80℃以下时，韧性快速降低。为进一步提高钢材的低温韧性，研究者一般通过在钢材中添加大量的Ni元素，如典型的镍系低温钢，如低温钢及其制造方法(CN112941409A)和冲击韧性优秀的低温钢及其制造方法(CN111433383A)等专利所述。虽然镍系低温钢韧性优异，但镍含量添加大，资源消耗大、成本高。
钢材的组织一般是各向等大的，即等轴组织。当钢材受到外力冲击并产生初始裂纹时，由于组织的等轴，裂纹会继续沿着外力方向扩展，直至钢材发生断裂。前述的细化晶粒提高韧性的原理是增大裂纹的扩展路径，以吸收能量，提高韧性。对于镍系低温钢，提高韧性的机理是晶粒细化和残余奥氏体的相变效应。残余奥氏体的相变会吸收大量能量，钝化裂纹，并且相变后形成的马氏体会阻碍裂纹扩展，从而显著提高韧性。由上可知，钝化裂纹是一种提高韧性的有效方法。如裂纹在扩展过程中，发生转向，则裂纹会显著钝化，大幅度提高韧性。
对于等轴的组织，裂纹会沿着受力方向扩展，不会发生转向。复合板中由于复合界面的存在，当裂纹扩展至复合界面时，裂纹会发生90°偏转，沿着复合界面扩展，显著钝化裂纹。随后，剩余部分钢材的表面不再有裂纹，在外力的作用下降发生塑性变形，吸收大量的能量，从而大幅度提高韧性。此种韧性增加的方法，可称为分裂增韧。虽然复合结构是提高钢材韧性的有效方法，但由于复合钢材的生产过程中涉及打磨、清洗和焊接等工序，工艺繁琐，成本高，限制其大规模应用。对于单一的钢材，如在其组织中引入层状结构，而不是等轴结构，则有可能在裂纹扩展过程中使裂纹同样发生90°偏转，达到复合钢材中增韧的效果。
发明内容
为此，本发明所要解决的技术问题在于克服现有技术中钢材韧性不足或Ni元素等添加量大的问题。
为解决上述技术问题，本发明提供了一种止裂钢材及其制备方法。通过临界区轧制在钢材中引入层状结构，使裂纹扩展至层状界面时发生偏转，以钝化裂纹，显著提高韧性。
本发明的第一个目的是提供一种止裂钢材的制备方法，包括以下步骤，
S1、将钢坯加热至临界区进行保温1-2h，所述临界区的温度为t，Ac1≤t≤Ac3；
S2、对保温后的钢坯进行轧制，使钢坯厚向总应变大于0.8；
S3、将轧制后的钢坯空冷，或先水冷至600℃以上，再进行空冷，得到所述止裂钢材。
在本发明的一个实施例中，在S1步骤中，所述临界区的温度为t，Ac1+20℃≤t≤Ac3-30℃。之所以把加热温度设定在临界区的范围内，而不是铁素体区，是为了在变形过程中铁素体除发生动态回复之外，可以发生一定的动态再结晶，以减轻组织中的位错密度，提高钢材的韧性。因高密度位错的存在，会显著恶化韧性。
在本发明的一个实施例中，钢坯在制备过程中需保证铁素体的体积分数在70％以上。
在本发明的一个实施例中，钢坯在制备过程中需保证铁素体的体积分数在80％以上。
在本发明的一个实施例中，在S1步骤中，所述Ac1和Ac3的计算公式如下：
Ac1＝739－22.8ωC－6.8ωMn+18.2ωSi+11.7ωCr－15ωNi－6.4ωMo－5ωV－28ωCu；
Ac3＝937.3－224.5ωC ^(1/2)－17ωMn+34ωSi－14ωNi+21.6ωMo+41.8ωV－20ωCu；
其中，ω为止裂钢材的相应化学成分组的质量百分数。
在本发明的一个实施例中，在S1步骤中，所述加热的速率为0.1-0.5℃/s。加热速率由加热炉的实际能力和坯料的厚度确定。实际加热过程中，加热速率不能太低，不然效率低。
在本发明的一个实施例中，在S2步骤中，所述厚向总应变大于0.8。
在本发明的一个实施例中，在S2步骤中，所述厚向总应变大于1.1。
在本发明的一个实施例中，厚向总应变可以保证组织形成层状结构，层状结构组织的形成与变形量有关。在变形过程中，铁素体基体主要发生动态回复，使晶界逐渐沿轧向分布。只有变形量达到一定值，晶界沿轧向分布的特征才能明显，从而形成层状结构。
在本发明的一个实施例中，在S2步骤中，所述应变的速率为0.5-10s-1。应变的速率决定变形过程中铁素体的动态回复行为。应变的速率越大，动态回复越明显，错位密度越高。为降低位错密度，应变速率需降至10s-1以下。此外，应变速率太大，变形抗力也会增加，不利于轧制的进行。如应变速率太小，会显著促进动态再结晶的发生，生成大量等轴的组织，降低组织的层状结构。因此，应变速率需大于0.5s-1。
在本发明的一个实施例中，在S3步骤中，所述空冷后的温度为20-40℃。空冷后钢板冷至此温度范围内，少量的奥氏体已完全发生相变，钢板的组织已确定。为便于之后钢板的运输，空冷后的温度控制在20-40℃的范围内。
在本发明的一个实施例中，在S3步骤中，所述空冷的速率为0.1-2℃/s；所述水冷的速率为2-10℃/s；所述水冷的终冷温度大于600℃。空冷的冷速由空冷温度和板厚决定，在0.1-2℃/s的范围内。水冷的冷速大于空冷。但冷速也不能太大，太大不容易控制，容易温度过低，使组织中少量的奥氏体转变为贝氏体或马氏体，从而恶化韧性。水冷的终冷温度如小于600℃，少量的奥氏体容易转变为贝氏体，甚至马氏体，恶化韧性。
本发明的第二个目的是提供一种止裂钢材，其化学成分及其质量百分比为：碳0.01-0.3％、硅0-0.5％、锰0-2％、铌0-0.1％、钒0-0.1％、钛0-0.04％、铬0-0.5％和钼0-0.4％，余量为铁和其他不可避免的杂质。
在本发明的一个实施例中，所述钢材为低合金钢。
在本发明的一个实施例中，所述低合金钢为低碳微合金钢、普碳钢或管线钢。
在本发明的一个实施例中，所述钢材的组织呈现微观层状结构。此层状结构可使裂纹在扩展过程中转向，显著释放应力，提高韧性。
在本发明的一个实施例中，所述钢材的厚度为6-25mm。
本发明的原理是：通过本发明所述的制备方法，得到层状结构的微观组织，以使裂纹发生转向，达到分裂增韧的目的。之所以能得到层状结构的组织，是因为铁素体具有高的层错能，在变形过程中主要发生动态回复，其变形导致的拉长形貌会保留下来。此外，变形温度不能太低。过低的变形温度会使组织中保留大量的位错，降低韧性。变形量不能太低。太低的变形量，不利于生产层状结构的组织，从而无法实现裂纹转向的目的。
本发明的技术方案相比现有技术具有以下优点：
(1)本发明所述的止裂钢材，通过韧性机理的转变，使钢材的组织中不需要保留一定量的奥氏体，从而不需要添加Ni等元素，减轻了资源消耗，降低了成本。
(2)本发明所述的止裂钢材的制备方法简单，把钢坯加热至临界区后累积一定的变形量即可，不需要采用相对复杂的两阶段控轧等技术。轧后空冷或水冷至600℃以上再空冷至室温即可，不需更为严格的冷却路径控制，工艺更为简单，省去了打磨、清洗和焊接等工序。
(3)本发明所述的止裂钢材通过临界区轧制在钢材中引入层状结构，使裂纹扩展至层状界面时发生偏转，以钝化裂纹，显著提高韧性，最佳的韧性在-140℃高达300J，韧性特别优异，达到5Ni钢的水平。
附图说明
为了使本发明的内容更容易被清楚地理解，下面根据本发明的具体实施例并结合附图，对本发明作进一步详细的说明，其中：
图1为本发明实施例1中钢材的组织图。
图2为本发明实施例1中钢材的冲击断口形貌图。
图3为本发明实施例1中钢材的韧性图。
图4为本发明实施例2中钢材的组织图。
图5为本发明实施例2中钢材的冲击断口形貌图。
图6为本发明实施例2中钢材的韧性图。
图7为本发明实施例3中钢材的组织图。
图8为本发明实施例3中钢材的冲击断口形貌图。
图9为本发明实施例3中钢材的韧性图。
图10为本发明对比例1中钢材的组织图。
图11为本发明对比例1中钢材的冲击断口形貌图。
图12为本发明对比例1中钢材的韧性图。
图13为本发明对比例2中钢材的组织图。
图14为本发明对比例2中钢材的冲击断口形貌图。
图15为本发明对比例2中钢材的韧性图。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施例对本发明作进一步说明，以使本领域的技术人员可以更好地理解本发明并能予以实施，但所举实施例不作为对本发明的限定。
在本发明中，除非另有说明，钢材中未提及的组分默认含量为0。
实施例1
一种止裂钢材及其制备方法，具体包括以下步骤：
采用典型的低碳微合金钢，化学成分为0.10C-0.32Si-1.50Mn-0.015P-0.003S-0.04Nb-0.06V-0.015Ti，质量百分数，剩余为Fe和其他不可避免的杂质。钢坯经冶炼后热锻成23mm的板坯。实验钢的Ac1和Ac3温度采用以下公式计算，分别为732℃和854℃。
Ac1＝739－22.8ωC－6.8ωMn+18.2ωSi+11.7ωCr－15ωNi－6.4ωMo－5ωV－28ωCu。
Ac3＝937.3－224.5ωC ^(1/2)－17ωMn+34ωSi－14ωNi+21.6ωMo+41.8ωV－20ωCu。
把38mm厚的钢坯以0.3℃/s的速率加热至780℃保温1.5h，铁素体的体积分数为80％，随后进行多道次轧制，应变的速率为1s-1，厚向总真应变为0.8。轧后以1℃/s的速率空冷至室温。钢材的组织、冲击断口形貌和夏比冲击韧性如图1-3所示。组织沿轧向呈一定的层状结构分布，-40℃以下温度冲击时，试样的断口发生分裂，改变了主裂纹的扩展方向，韧性显著提高。-60℃时的吸收功高达253J，-80℃时冲击吸收功为68J，韧性较高。
实施例2
一种止裂钢材及其制备方法，具体包括以下步骤：
采用典型的低碳微合金钢，化学成分为0.10C-0.32Si-1.50Mn-0.015P-0.003S-0.04Nb-0.06V-0.015Ti，质量百分数，剩余为Fe和其他不可避免的杂质。钢坯经冶炼后热锻成23mm的板坯。实验钢的Ac1和Ac3温度采用以下公式计算，分别为732℃和854℃。
Ac1＝739－22.8ωC－6.8ωMn+18.2ωSi+11.7ωCr－15ωNi－6.4ωMo－5ωV－28ωCu。
Ac3＝937.3－224.5ωC ^(1/2)－17ωMn+34ωSi－14ωNi+21.6ωMo+41.8ωV－20ωCu。
把38mm厚的钢坯以0.3℃/s的速率加热至795℃保温1.5h，铁素体的体积分数为78％，随后进行多道次轧制，应变的速率为1s-1，厚向总真应变为1.1。轧后以1℃/s的速率空冷至室温。钢材的组织、冲击断口形貌和夏比冲击韧性如图4-6所示。组织的层状结构程度加强，-40℃以下温度冲击时，试样的断口发生分裂，改变主裂纹的扩展方向，使剩余部分金属发生大量的塑性变形，韧性显著提高。-80℃时的吸收功高达314J，-100℃时冲击吸收功为134J，低温韧性优异。
实施例3
一种止裂钢材及其制备方法，具体包括以下步骤：
采用典型的普碳钢，化学成分为0.06C-0.22Si-1.52Mn-0.015P-0.003S，质量百分数，剩余为Fe和其他不可避免的杂质。钢坯经冶炼后热锻成25mm的板坯。实验钢的Ac1和Ac3温度采用以下公式计算，分别为731℃和864℃。
Ac1＝739－22.8ωC－6.8ωMn+18.2ωSi+11.7ωCr－15ωNi－6.4ωMo－5ωV－28ωCu。
Ac3＝937.3－224.5ωC ^(1/2)－17ωMn+34ωSi－14ωNi+21.6ωMo+41.8ωV－20ωCu。
把60mm厚的钢坯以0.3℃/s的速率加热至830℃保温1.5h，铁素体的体积分数为70％，随后进行多道次轧制，应变的速率为1s-1，厚向总真应变为1.5。轧后以1℃/s的速率空冷至室温。钢材的组织、冲击断口形貌和夏比冲击韧性如图7-9所示。组织沿层状结构更明显，-60℃以下温度冲击时，试样的断口发生分裂，改变了主裂纹的扩展方向，使剩余部分金属发生大量的塑性变形，韧性显著提高。-60℃至-140℃时的吸收功高达300J，低温韧性特别优异。
对比例1
采用低合金钢，化学成分为0.12C-0.22Si-1.45Mn-0.015P-0.003S-0.02Nb-0.03V-0.012Ti，质量百分数，剩余为Fe和其他不可避免的杂质。采用常规的控轧控冷工艺制备钢材。钢坯厚度65mm，加热温度至1200℃后保温2h，之后进行轧制实验。粗轧的开始轧制温度为1090℃，终轧温度为1055℃，把钢坯轧至30mm。精轧的轧制温度为854℃，终轧温度为814℃，钢板的最终厚度为12mm。轧后先以10℃/s的速度把钢板水冷至620℃，随后空冷至室温。钢材的组织、冲击断口形貌和夏比冲击韧性如图10-12所示。因组织呈等轴状，在整个冲击温度范围内，断口不未发生分裂，钢材在-40℃及以上温度具有高的韧性，-60℃时吸收功直接降至8J，完全发生脆性断裂，韧性较差。
对比例2
采用典型的低碳微合金钢，化学成分为0.10C-0.32Si-1.50Mn-0.015P-0.003S-0.04Nb-0.06V-0.015Ti，质量百分数，剩余为Fe和其他不可避免的杂质。钢坯经冶炼后热锻成23mm的板坯。实验钢的Ac1和Ac3温度采用以下公式计算，分别为732℃和854℃。
Ac1＝739－22.8ωC－6.8ωMn+18.2ωSi+11.7ωCr－15ωNi－6.4ωMo－5ωV－28ωCu。
Ac3＝937.3－224.5ωC ^(1/2)－17ωMn+34ωSi－14ωNi+21.6ωMo+41.8ωV－20ωCu。
把38mm厚的钢坯以0.3℃/s的速率加热至780℃保温1.5h，铁素体的体积分数为85％，随后进行多道次轧制，应变的速率为1s-1，厚向总真应变为0.5。轧后以1℃/s的速率空冷至室温。钢材的组织、冲击断口形貌和夏比冲击韧性如图13-15所示。组织的层状结构不明显，冲击断口不分裂，-40℃时的冲击吸收功为176J，-60℃时降为114J，-80℃时仅剩31J，韧性偏低。
显然，上述实施例仅仅是为清楚地说明所作的举例，并非对实施方式的限定。对于所属领域的普通技术人员来说，在上述说明的基础上还可以做出其它不同形式变化或变动。这里无需也无法对所有的实施方式予以穷举。而由此所引申出的显而易见的变化或变动仍处于本发明创造的保护范围之中。
Claims (10)
1.一种止裂钢材的制备方法，其特征在于，包括以下步骤，
S1、将钢坯加热至临界区进行保温1-2h，所述临界区的温度为t，Ac1≤t≤Ac3；
S2、对保温后的钢坯进行轧制，使钢坯厚向总应变大于0.8；
S3、将轧制后的钢坯空冷，或先水冷至600℃以上，再进行空冷，得到所述止裂钢材。
2.根据权利要求1所述的止裂钢材的制备方法，其特征在于，在S1步骤中，所述Ac1和Ac3的计算公式如下：
Ac1＝739－22.8ωC－6.8ωMn+18.2ωSi+11.7ωCr－15ωNi－6.4ωMo－5ωV－28ωCu；
Ac3＝937.3－224.5ωC ^(1/2)－17ωMn+34ωSi－14ωNi+21.6ωMo+41.8ωV－20ωCu；
其中，ω为止裂钢材的相应化学成分的质量百分数。
3.根据权利要求1所述的止裂钢材的制备方法，其特征在于，在S1步骤中，所述加热的速率为0.1-0.5℃/s。
4.根据权利要求1所述的止裂钢材的制备方法，其特征在于，在S2步骤中，所述应变的速率为0.5-10s-1。
5.根据权利要求1所述的止裂钢材的制备方法，其特征在于，在S3步骤中，所述空冷后的温度为20-40℃。
6.根据权利要求1所述的止裂钢材的制备方法，其特征在于，在S3步骤中，所述空冷的速率为0.1-2℃/s；所述水冷的速率为2-10℃/s。
7.权利要求1-6任一项所述方法制备的止裂钢材，其特征在于，所述止裂钢材化学成分组成及其质量百分比为：碳0.01-0.3％、硅0-0.5％、锰0-2％、铌0-0.1％、钒0-0.1％、钛0-0.04％、铬0-0.5％和钼0-0.4％，余量为铁和其他不可避免的杂质。
8.根据权利要求7所述的止裂钢材，其特征在于，所述钢材为低合金钢。
9.根据权利要求8所述的止裂钢材，其特征在于，所述低合金钢为低碳微合金钢、普碳钢或管线钢。
10.根据权利要求7所述的止裂钢材，其特征在于，所述钢材的厚度为6-25mm。
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