CN115821169B

CN115821169B - 一种高强钢及其制备方法与应用

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Publication number: CN115821169B
Application number: CN202211650496.8A
Authority: CN
Inventors: 徐光�; 陈奎; 罗钢; 邓必荣; 梁亮; 齐江华; 万雪峰; 邓之勋; 李阳
Original assignee: Lysteel Co Ltd
Current assignee: Lysteel Co Ltd
Priority date: 2022-12-21
Filing date: 2022-12-21
Publication date: 2024-04-05
Anticipated expiration: 2042-12-21
Also published as: CN115821169A

Abstract

本发明公开了一种高强钢及其制备方法与应用，涉及冶金技术领域，该高强钢包括以下质量分数的元素：C 0.77％～1.0％、Si 0.15％～0.25％、Mn0.35％～0.45％、Cr 0.30％～0.35％、Ni 1.5％～1.7％、Mg 0.03％～0.3％、O0％～0.002％、P 0.006％～0.008％和S 0％～0.003％。镁具有净化钢液、变性夹杂物、细化组织、球化碳化物和改善钢性能等冶金作用，本发明的高强钢中加入一定量的镁元素从而对高强钢的强度进行提升，同时还会使高强钢成本的降低。

Description

一种高强钢及其制备方法与应用

技术领域

本发明属于冶金技术领域，具体是一种高强钢及其制备方法与应用。

背景技术

共析钢、过共析钢及合金工具钢由于具有良好的强度、硬度、塑性、韧性及工艺性能，被广泛应用于生产生活中。为了提高钢的性能，常用的解决方法为向钢中加入较为贵重的合金化元素，如Cr、W、Mo、V、Ni和Nb等元素。虽然这些元素可以使钢的性能提高，但显然这将导致钢中合金质量分数增加，钢的成本也随之增加。

因此，本发明提供了一种高强钢，以解决上述背景技术中提出的问题。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高强钢，以解决上述背景技术中提出的问题和缺陷的至少一个方面。

本发明还提供了上述高强钢的制备方法。

本发明还提供了上述高强高的应用。

具体如下，本发明第一方面提供了一种高强钢，包括以下质量分数的元素：

C 0.77％～1.0％、Si 0.15％～0.25％、Mn 0.35％～0.45％、Cr 0.30％～0.35％、Ni 1.5％～1.7％、Mg 0.03％～0.3％、O 0％～0.002％、P 0.006％～0.008％和S0％～0.003％。

根据本发明高强钢技术方案中的一种技术方案，至少具备有益效果：

镁具有净化钢液、变性夹杂物、细化组织、球化碳化物和改善钢性能等冶金作用，本发明的高强钢中加入一定量的镁元素从而对高强钢的强度进行提升，同时还会造成高强钢成本的提升。

当前工具钢开发中有一个较新的概念，省资源化。即向钢中加入一定量的镁或稀土元素，提升钢性能的同时，不会造成钢成本的提升。

根据本发明的一些实施方式，所述高强钢，由以下质量分数的元素组成：

C 0.77％～1.0％、Si 0.15％～0.25％、Mn 0.35％～0.45％、Cr 0.30％～0.35％、Ni 1.5％～1.7％、Al 0.04％～0.06％、Mg 0.03％～0.3％、O 0％～0.002％、P0.006％～0.008％和S 0％～0.003％和余量为Fe。

根据本发明的一些实施方式，所述高强钢中镁元素的质量分数在0.03％～0.2％之间。

根据本发明的一些实施方式，所述高强钢中镁元素的质量分数在0.03％～0.07％之间。根据本发明的一些实施方式，所述高强钢的屈服强度在1350MPa以上。

根据本发明的一些实施方式，所述高强钢的屈服强度为1350MPa～1500MPa。

根据本发明的一些实施方式，所述高强钢的屈服强度为1400MPa～1500MPa。

根据本发明的一些实施方式，所述高强钢的抗拉强度为1495MPa以上。

根据本发明的一些实施方式，所述高强钢的抗拉强度为1495MPa～1600MPa。

根据本发明的一些实施方式，所述高强钢的断后伸长率10％以下。

根据本发明的一些实施方式，所述高强钢的断后伸长率为6.0％～9.0％。

根据本发明的一些实施方式，所述高强钢的断后伸长率为3.0％～8.5％。

根据本发明的一些实施方式，所述高强钢的断面收缩率为23％以下。

根据本发明的一些实施方式，所述高强钢的断面收缩率为10.0％～22.0％。

本发明第二方面提供了上述高强钢的制备方法，包括以下步骤：

S1、将铁源、铬源和锰源熔炼后，制得炉料；

S2、将铝源、石墨和硅源添加至炉料中，制得脱氧炉料；

S3、加压至2MPa～4MPa之后，将镍镁合金添加至所述脱氧炉料中保温，制得镁处理炉料；

S4、将所述镁处理炉料浇铸后，制得钢锭；

S5、将所述钢锭进行轧制、球化退火、淬火和第二次退火。

根据本发明制备方法技术方案中的一种技术方案，至少具备如下有益效果：

本发明中通过对加压状态下添加镍镁合金，从而提高了镁元素在高强钢的含量，进一步提高了镁元素在高强钢中的析出强化和细晶强化效果。

根据本发明的一些实施方式，所述硅源中硅的质量分数在99％以上。

根据本发明的一些实施方式，所述铬源中铬的质量分数为99％以上。

根据本发明的一些实施方式，所述锰源中锰的质量分数在99％以上。

根据本发明的一些实施方式，所述铁源中铁的质量分数在99％以上。

根据本发明的一些实施方式，所述镍镁合金由镍和镁组成。

根据本发明的一些实施方式，所述镍镁合金中镍的质量分数为65％～75％。

根据本发明的一些实施方式，所述铝源中铝的质量分数在99％以上。

根据本发明的一些实施方式，所述熔炼过程中的压力在10Pa以下。

10Pa以下可以避免熔炼过程中易氧化元素(硅元素和锰元素等)烧损，稳定收得率。同时还减少钢中氧含量，即减少镁加入后与氧反应，从而形成过多氧化镁夹杂物，影响镁的收得率及作用效果。

根据本发明的一些实施方式，所述熔炼过程中的温度为1500℃～1700℃。

熔炼温度过低，制备原料难以熔化，温度过高则导致镁蒸气压更大，影响镁收得率；同时还会降低冶炼安全性，因此温度要控制在一定的范围内。

根据本发明的一些实施方式，所述熔炼过程中结束标志为铁源、铬源和锰源完全熔融。

根据本发明的一些实施方式，步骤S2中所述铝源加入后保温2min～4min。

根据本发明的一些实施方式，步骤S2中所述硅源加入后保温2min～3min。

根据本发明的一些实施方式，步骤S3中所述加压的压力为2.98MPa～3.02MPa。

根据本发明的一些实施方式，步骤S3中所述保温的时间为3min～7min。

通过控制保温时间，保证了炉料的完全熔化，提高钢水中各成分的均一性。

根据本发明的一些实施方式，所述浇铸的温度在钢液相线温度上100K以上。

液相线温度由经验公式：t1＝1538-90w[C]-6.2w[Si]-1.7w[Mn]-1.3w[V]-1.0w[W]-1.8w[Cr]-33w[Mo]-28w[P]-40w[S]-90w[N]-65w[O]，(其中w表示各元素的质量分数)计算得出，以避免因温度过低钢液粘稠浇钢不顺。

根据本发明的一些实施方式，所述浇铸的温度为1560℃～1570℃。

根据本发明的一些实施方式，所述浇铸完成后保压15min～25min。

根据本发明的一些实施方式，所述轧制的温度为1400K～1500K。

根据本发明的一些实施方式，所述钢锭轧制前在1400K～1500K下保温80min～120min。

根据本发明的一些实施方式，所述钢锭轧制后的厚度为2mm～5mm。

根据本发明的一些实施方式，所述轧制后冷却至20℃～30℃。

根据本发明的一些实施方式，所述钢锭轧制后制得钢板。

根据本发明的一些实施方式，所述球化退火的温度为900K～1100K。

根据本发明的一些实施方式，所述球化退火包括以下步骤：

将钢板升温至1000K～1100K后保温7min～10min；再冷却至900K～950K，保温80min～100min；再冷却至750K～800K；最后空冷至293K～303K。

根据本发明的一些实施方式，所述淬火的温度为1000K～1200K。

根据本发明的一些实施方式，所述淬火包括以下步骤：

将球化退火后的钢板升温至1100K～1150K后保温7min～9min，再油冷至293K～303K。

根据本发明的一些实施方式，所述第二次退火的温度为650K～700K。

根据本发明的一些实施方式，所述第二次退火包括以下步骤：

将淬火后的钢板升温至650K～700K保温15min～25min，空冷至293K～303K。

根据本发明的一些实施方式，所述镍镁合金分两次加入。

根据本发明的一些实施方式，所述镍镁合金第一次加入和第二次加入的时间差为2min～3min。

本发明第三方面提供了上述高强钢在制备共析钢、过共析钢或合金工具钢中的应用。

附图说明

为了便于本领域技术人员理解，下面结合附图对本发明作进一步的说明。

图1为本发明实施方式中利用Thermol-calc软件对Mg＝0.0006％的SKS51钢进行相图计算结果(宏观图)。

图2为本发明实施方式中利用Thermol-calc软件对Mg＝0.0006％的SKS51钢进行相图计算结果(微观图)。

图3为本发明实施方式中利用Thermol-calc软件对Mg＝0.03％的SKS51钢进行相图计算结果(宏观图)。

图4为本发明实施方式中利用Thermol-calc软件对Mg＝0.03％的SKS51钢进行相图计算结果(微观图)。

图5为本发明对比例1淬火后SKS51钢的EBSD图。

图6为本发明实施例2淬火后SKS51钢的EBSD图。

图7为本发明对比例1中最终制得的SKS51钢的断口形貌图。

图8为本发明实施例1中最终制得的SKS51钢的断口形貌图。

图9为本发明实施例2中最终制得的SKS51钢的断口形貌图。

图10为本发明实施例3中最终制得的SKS51钢的断口形貌图(较低倍率)。

图11为本发明实施例3中最终制得的SKS51钢的断口形貌图(中等倍率)。

图12为图11中谱图115位置的元素含量对比图。

图13为本发明实施例3中最终制得的SKS51钢的断口形貌图(较高倍率)。

图14为图12中谱图118位置的元素含量对比图。

具体实施方式

以下将结合实施例对本发明的构思及产生的技术效果进行清楚、完整地描述，以充分地理解本发明的目的、特征和效果。显然，所描述的实施例只是本发明的一部分实施例，而不是全部实施例，基于本发明的实施例，本领域的技术人员在不付出创造性劳动的前提下所获得的其他实施例，均属于本发明保护的范围。

本发明的描述中，参考术语“一个实施例”、“一些实施例”、“示意性实施例”、“示例”、“具体示例”、或“一些示例”等的描述意指结合该实施例或示例描述的具体特征、结构、材料或者特点包含于本发明的至少一个实施例或示例中。在本说明书中，对上述术语的示意性表述不一定指的是相同的实施例或示例。而且，描述的具体特征、结构、材料或者特点可以在任何的一个或多个实施例或示例中以合适的方式结合。

实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。

为了更好的解释本发明内容，以便理解，通过具体的实施方式，对本发明作更为详细地描述。

本发明下面所举的实施方式中，冶炼设备为25kg加压感应炉，装炉为20kg，冶炼钢种为SKS51钢，其所用冶炼原料的主要成分如表1所示，其成分控制范围及目标如表2所示。

表1冶炼所用原料主要成分表(wt％)

表2SKS51钢成分控制范围和实验钢种目标成分(wt％)

元素

C

Si

Mn

Cr

Ni

Al

P

S

O

N

成分

0.85

0.22

0.42

0.36

1.8

0.05

≤0.02

0.0020

0.005

实施例1

本实施例为高强钢的制备方法，由以下步骤组成：

S1、配料：

工业硅0.04kg、金属铬0.7kg、镍镁合金0.12kg、石墨块0.17kg、电解锰0.08kg、铝粒0.01kg和工业纯铁18.5kg。

将工业纯铁、金属铬、电解锰放置于坩埚中；石墨块、工业硅和镍镁合金按顺序置于内置密封仓内；

S2、熔炼：

将炉料(工业纯铁、金属铬和电解锰)置于加压感应炉中，抽真空至低于10Pa，后升温至1600℃，待炉料熔清；

S3、脱氧与合金化：

向步骤S2熔炼后炉料中，添加铝粒后保温3min；依次加入石墨块和工业硅，保温2min；

S4、加压下镁处理：

充入2.98MPa～3.02MPa氩气，并待压力稳定后，加入镍镁合金，达到稳定压力(即压力为2.98MPa～3.02MPa)后保温5min；

S5、浇铸：

浇铸温度控制在1560℃～1570℃；将步骤S4镁处理后炉料浇铸结束后保压20min(压力为2.98MPa～3.02MPa)，排出气体至常压(101.325kPa)，待冷却后取出钢锭；

S6、轧制：

将钢锭在1473K保温120min，经过7道次轧制，将钢锭轧制为3mm薄板，然后空冷至室温(298K)，制得钢板；

S7、球化退火：

将按步骤S6轧制的钢板随炉升温至1013K，保温10min，然后随炉冷却至933K保温90min，随炉冷却至773K，出炉空冷至298K。

S8、淬火：

将经过步骤S7处理的钢板随炉升温至1103K并保温8min，然后油冷至室温(298K)。

S9、将经过S8处理过的钢板随炉升温至693K并保温20min，然后空冷至室温(298K)。

实施例2

本实施例为高强钢的制备方法，与实施例1的差异在于：本实施例中镍镁合金的用量为0.24kg。

实施例3

本实施例为高强钢的制备方法，与实施例1的差异在于：本实施例中镍镁合金的用量为0.48kg。

对比例1

本对比例为高强钢的制备方法，与实施例1的差异在于：本对比例中不加入镍镁合金。

本发明实施例1～3和对比例1中制得的SKS51钢中各元素的质量分数见表3。

表3本发明实施例1～3和对比例1中制得的SKS51钢中各元素的质量分数(wt％)

本发明利用Thermol-calc软件对不同镁含量的SKS51钢进行相图计算，计算结果如图1～4所示。由图1～4可知，加入一定量的镁后，SKS51钢冷却过程中有MgC₂产生，其析出温度在A3线以上，很可能具备细化晶粒、析出强化效果。

将对比例1和实施例2制备的经过淬火的SKS51钢板依次用240、400、600、800、1000、1200、1500、2000目砂纸对样品进行磨光。采用W1.5抛光膏和抛光布对样品进行抛光。对抛光后的样品用质量浓度4％硝酸酒精进行腐蚀。用扫描电镜对样品进行EBSD进行分析。分析结果如图5～6所示，由图5～6的对比得知，实施例2的马氏体较对比例明显细化，其中对比例1马氏体的平均直径为0.74μm，实施例2的马氏体平均直径为0.69μm。

将实施例1～3和对比例1制备的SKS51钢依照GB/T228-2010《金属材料室温拉伸试验》的标准进行试样加工后进行常温拉伸试验，试验温度为25℃，拉伸速度为2mm·min^-1，最终统计结果如表4所示。

表4实施例1～3和对比例1制备的SKS51钢的力学性能

从表4中可以看出，实施例1～2的抗拉强度、屈服强度较对比例1明显提升，其中实施例2较对比例1抗拉强度提升82Mpa，屈服强度提升83Mpa。实施例1～2强度提升的原因为：Mg加入后的产生的氧化物及碳化物的细化晶粒作用及析出强化作用。

本发明实施例1～3和对比例1中拉伸断口形貌如图7～10所示，对比例1和实施例1的断裂方式为韧性断裂，实施例2的断裂方式为韧性断裂加沿晶断裂，实施例3的断裂方式主要为沿晶断裂。

实施例3中拉伸断口形貌和元素分布见图11～14(图12和图14中count的单位为cps)；元素分布测试数据见表5。

表5本发明实施例3中拉伸断口元素分布测试数据

从表5中得知：实施例3强度降低的原因可能由于镁加入过量导致析出物过量，导致晶界脆化；含镁化合物主要为MgO和MgC₂，主要分布于晶界，晶内也存在。

从上述测试结果得知：本发明的方法适用于碳含量范围为0.77％～1.00％的共析钢、过共析钢和合金工具钢，且钢中的Mg的质量分数需要控制在0.03％～0.1％范围内。

镁元素相较于其他几种元素沸点更低，1873K时的蒸气压更高。这使得常规冶炼条件下镁在钢中的应用非常困难。相关技术中，镁的冶金作用多为微量镁的研究，即所研究的镁质量分数不超过0.03％，应用场景中镁的质量分数则更是低于此范围。

微量镁在钢中具有多种冶金作用，净化钢液、改变夹杂物数量、形态、球化碳化物、提升钢的淬透性和耐磨性等等，其作用机理的解释为微量镁的加入引起了夹杂物变化，而后引起组织、性能的转变。基于微量镁的此类作用，本发明通过综合利用加压手段，将钢中的镁含量提高到了较高水平，确定了镁提升钢强度的最佳作用范围，从而制得了一种高强钢。

本发明通过在冶炼以及浇铸过程中添加3MPa压力，并在冶炼过程中加入适量的镍镁合金将钢中的镁的质量分数保持在合理范围内，实现了镁合金化，并且大幅度提高了钢的抗拉强度和屈服强度。

综上所述，本发明提供高强钢的制备方法，主要是在高压条件下，调控冶炼时间、合金加入顺序，添加镍镁合金进行合金化，大幅提升钢中镁含量，充分利用镁细化晶粒，析出强化的效果，并结合理论分析及实验论证界定了强化效果的质量分数区间，从而制得了一种高强钢。

以上所述的具体实施例，对本发明的目的、技术方案和有益效果进行了进一步详细说明，所应理解的是，以上所述仅为本发明的具体实施例而已，并不用于限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内，所做的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims

1.一种高强钢，其特征在于，由以下质量分数的元素组成：

C 0.77%~1.0%、Si 0.15%~0.25%、Mn 0.35%~0.45%、Cr 0.30%~0.35%、Ni 1.5%~1.7%、Al0.04-0.06%、Mg 0.03%~0.3%、O 0%~0.002%、P 0.006%~0.008%和S 0%~0.003%，余量为Fe；

所述的高强钢的制备方法，包括以下步骤：

S1、将铁源、铬源和锰源熔炼后，制得炉料；

S2、将铝源、石墨和硅源添加至炉料中，制得脱氧炉料；

S3、加压至2MPa~4MPa之后，将镍镁合金添加至所述脱氧炉料中保温，制得镁处理炉料；

S4、将所述镁处理炉料浇铸后，制得钢锭；

S5、将所述钢锭进行轧制、球化退火、淬火和第二次退火；

所述高强钢的抗拉强度为1495MPa以上。

2.根据权利要求1所述的高强钢，其特征在于，所述高强钢的屈服强度在1350MPa以上。

3.根据权利要求1所述的高强钢，其特征在于，熔炼过程中的压力在10Pa以下。

4.根据权利要求1所述的高强钢，其特征在于，步骤S3中所述保温的时间为3min~7min。

5.根据权利要求1所述的高强钢，其特征在于，所述钢锭轧制后的厚度为2mm~5mm。

6.根据权利要求1所述的高强钢，其特征在于，所述球化退火的温度为900K~1100K。

7.根据权利要求1所述的高强钢，其特征在于，所述淬火的温度为1000K~1200K。

8.根据权利要求1所述的高强钢，其特征在于，所述浇铸的温度在钢液相线温度上100K以上。

9.一种如权利要求1或2所述的高强钢在制备共析钢、过共析钢或合金工具钢中的应用。