CN116926415A - 一种高强度可控屈强比钢材、圆钢及其制造方法 - Google Patents

一种高强度可控屈强比钢材、圆钢及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN116926415A
CN116926415A CN202210372884.8A CN202210372884A CN116926415A CN 116926415 A CN116926415 A CN 116926415A CN 202210372884 A CN202210372884 A CN 202210372884A CN 116926415 A CN116926415 A CN 116926415A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
percent
strength
yield ratio
less
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN202210372884.8A
Other languages
English (en)
Inventor
赵四新
章军
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Original Assignee
Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Baoshan Iron and Steel Co Ltd filed Critical Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority to CN202210372884.8A priority Critical patent/CN116926415A/zh
Publication of CN116926415A publication Critical patent/CN116926415A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明公开了一种高强度可控屈强比钢材，其除了Fe以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：C：0.21～0.28％、Si：0.15～0.35％、Mn：1.0～1.35％、Cr：0.40～0.75％、Mo：0.35～0.65％、Ni：0.55～0.85％、Nb：0.01～0.05％、Al：0.01～0.05％。此外，本发明还公开了一种由上述的高强度可控屈强比钢材制得的圆钢。相应地，本发明还公开了上述圆钢的制造方法，其包括步骤：(1)冶炼和浇铸；(2)加热；(3)锻造或轧制；(4)淬火：淬火步骤的奥氏体化温度为840‑1020℃，奥氏体化后采用水淬；(5)回火：回火温度为570‑660℃，回火后进行空冷或水冷。本发明所述的高强度可控屈强比钢材在具有良好的强度、低温韧性和塑性的同时，其还具备可控屈强比的特点。

Description

一种高强度可控屈强比钢材、圆钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种钢材、圆钢及其制造方法，尤其涉及一种高强度钢材、圆钢及其制造方法。
背景技术
众所周知，屈服是判断工件开始发生塑性变形的强度设计准则。在设计时，较高的屈服强度有利于减轻工件的重量，但过高的屈服强度，会增加材料的屈强比，同时过高的屈强比会导致材料的脆性增加，其不利于在某些应力集中区域的应力释放，容易引起脆性断裂。
由此，在当前工件加工的过程中，控制工件具有较低的屈强比，对于零件的加工非常有利，其可以使得材料更易于成型。然而，屈强比又不宜过低，在服役的过程中，过低的屈强比很容易造成工件屈服失效。因此，在很多工程应用中，许多企业都希望将工件钢材的屈强比控制在所需的特定范围，以使得钢材在获得较高强度的同时，还拥有优良的冲击韧性。
在材料领域中，本领域技术人员公知的钢材强化机制可以包括：固溶强化、位错强化、弥散强化、细晶强化、沉淀强化等多种手段。然而，在实际制备时，由于热处理工艺的多样性所产生的影响，上述这些不同的强化手段所产生的效果很难以有效控制，其也会导致屈强比的控制难度急剧增加。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种高强度可控屈强比钢材，该高强度可控屈强比钢材在保证高强度的同时，还具有良好的低温韧性和延伸率，其屈服强度Rp0.2≥700MPa，抗拉强度Rm≥800MPa，-20℃以下的夏比冲击功Akv≥110J，延伸率A≥15％，断面收缩率Z≥50％，屈强比Rp0.2/Rm为0.85-0.92。
该高强度可控屈强比钢材可以有效应用于需要高强韧材料的场合，例如：海工系泊链、汽车、机械工程结构等多种领域，其适用性广泛，具有良好的使用前景和价值。
为了实现上述目的，本发明提出了一种高强度可控屈强比钢材，其除了Fe以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：
C：0.21～0.28％、Si：0.15～0.35％、Mn：1.0～1.35％、Cr：0.40～0.75％、Mo：0.35～0.65％、Ni：0.55～0.85％、Nb：0.01～0.05％、Al：0.01～0.05％。
进一步地，在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，其各化学元素质量百分含量为：
C：0.21～0.28％、Si：0.15～0.35％、Mn：1.0～1.35％、Cr：0.40～0.75％、Mo：0.35～0.65％、Ni：0.55～0.85％、Nb：0.01～0.05％、Al：0.01～0.05％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。
在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，各化学元素的设计原理具体如下所述：
C：在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，C元素可以有效提高钢材的淬透性，钢中C元素的含量直接决定着马氏体的相结构，进而影响着钢材的强度。此外，C元素在钢中还可以与一些合金元素形成碳化物，这些碳化物在基体中可以产生弥散强化效果。但需要注意的是，钢中C元素含量不宜过高，过高的C含量对于钢材的低温冲击韧性非常不利，其会导致钢材的抗冲击韧性变低；同时钢中C元素含量也不宜过低，当钢中C元素含量太低时，会导致低温相变组织如马氏体和下贝氏体的含量较低，其使得钢材无法获得较高的抗拉强度。基于此，考虑到C元素对于钢材性能的影响，在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，将C元素的质量百分含量控制在0.21-0.28％之间。
Si：在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，Si元素在钢中以置换固溶体的形式存在，其可以提高晶格畸变能，提高对位错运动的阻碍，有利于钢材强度的提升。同时，Si元素可降低C元素在铁素体中的扩散能力，在进行回火时，适量的Si元素可避免形成粗大的碳化物在缺陷处析出。但钢中Si元素含量不宜过高，较高的Si含量会对钢材的焊接性能和低温冲击韧性产生不利影响。因此，在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，将Si元素的质量百分含量控制在0.15～0.35％之间。
Mn：在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，Mn是一种良好的脱氧剂和脱硫剂，钢中添加一定量的Mn，可以有效消除或减少由硫引起的钢的热脆性，从而提高钢的热加工性。此外，钢中的Mn主要以固溶形式存在，其能够有效增加材料的晶格畸变；在钢材进行淬火的过程中，Mn会抑制扩散型相变，提高钢的淬透性，形成低温相变组织，此类组织具有较高的强度。但需要注意的是，钢中Mn含量同样也不宜过高，当钢中Mn元素含量过高时，会增加钢材基体的屈服强度，进而提高钢材的屈强比；同时钢中的Mn含量也不宜过低，当钢中Mn元素含量太低时，会导致钢材的强度不够。基于此，考虑到Mn元素对于钢材性能的影响，在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，将Mn元素的质量百分含量控制在1.0～1.35％之间。
Cr：在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，Cr是强碳化物形成元素，钢中添加适量的Cr后，在回火过程中Cr的碳化物析出能够产生沉淀强化效果，并会在热处理过程中形成高强度的马氏体组织，获得具有较高强度的钢材。同时，在加热过程中，若Cr的碳化物未完全溶解，则会钉扎在晶界位置，有效细化晶粒。但需要注意的是，钢中Cr元素含量同样不宜过高，当钢中Cr元素的质量百分含量过高时，会形成粗大的碳化物，恶化低温冲击性能。因此，为确保钢材的强度和低温冲击性能，在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，将Cr元素的质量百分含量控制在0.40～0.75％之间。
Mo：在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，添加适量的Mo元素可以有效改善钢材的抗回火脆性，并能够在较高的温度回火环境下，形成细小的碳化物，从而提高钢的强度。Mo元素的碳化物十分稳定，其不易长大，且可以起到细化晶粒的效果。考虑到Mo是一种贵重合金元素，Mo元素添加过多，会导致成本上升。因此，在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，为获得强韧性和焊接性能的匹配，将Mo元素的质量百分含量控制在0.35～0.65％之间。
Ni：在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，Ni元素在钢中以固溶形式存在，尤其是在本案所设计的成分体系当中，Ni可以有效降低材料的韧脆转变温度，改善基体韧度，同时Ni能有抑制扩散型相变，提高钢的淬透性。此外，需要注意的是，由于Ni是奥氏体化形成元素，过高含量的Ni会导致钢材中的残余奥氏体含量过高，而残余奥氏体又会增加钢中组织和性能的不稳定性。因此，在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，为了确保钢材的低温冲击韧性和强度，将Ni的质量百分含量控制在0.55～0.85％之间。
Nb：在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，Nb元素加入钢中，会与钢中的C和N形成高熔点的碳化物和氮化物析出相，其可以起到对钢再结晶的抑制作用，这些析出相容易在位错线处偏聚，对位错移动产生强烈拖曳作用。但需要注意的是，钢中Nb元素含量同样不宜过高，当钢中Nb元素含量过高时，在高温回火条件下会形成粗大的NbC颗粒，其会恶化钢材的低温冲击功。因此，在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，将Nb元素的质量百分含量控制在0.01～0.05％之间，以保证钢材的力学性能。
Al：在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，Al是常用的脱氧剂，添加适量的Al能够有效降低钢中氧的含量，同时Al在炼钢时会形成细小的AlN析出相，在轧制冷却过程中能够有效钉扎晶界，抑制奥氏体晶粒长大，达到细化奥氏体晶粒、提高钢材低温韧性的目的。但需要注意的是，钢中Al元素含量同样不宜过高，当钢中Al元素的质量百分比过高时，会形成较大的含Al氧化物，粗大的Al2O3硬质夹杂会恶化钢的疲劳性能。基于此，为了提高钢材的韧性，在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，将Al元素的质量百分含量控制在0.01～0.05％之间。
综上所述可以看出，在本发明中，发明人采用了全新的化学成分设计，其所采用的化学成分体系，充分利用了各种合金元素对相变和微观组织的影响，进而能够保证钢的强度、低温冲击韧性和延伸率以及可控的屈强比，从而获得具有高强韧性和优良低温冲击韧性匹配的高强度可控屈强比钢材。
进一步地，在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，其还含有下述各化学元素的至少其中之一：
0＜Ti＜0.06％；
0＜Cu≤0.20％；
0＜Ca≤0.005％。
在上述技术方案中，为了获得更优的实施效果，可以进一步地向高强度可控屈强比钢中添加适量的Ti元素、Cu元素和Ca元素。
在本发明所述的超高强低温韧性钢中，Ti元素能够与钢中的C和N形成化合物，TiN的形成温度为1400℃以上，其通常在液相或δ铁素体中析出，且在奥氏体中的溶解温度超过1200℃，可以有效防止加热过程中的奥氏体晶粒长大，因此钢中可以添加适量的Ti元素。
但需要注意的是，钢中Ti元素含量不宜过高，当Ti的质量百分含量过高时，会形成粗大的TiN析出，其会导致钢的冲击性能和疲劳性能降低；此外，在回火过程中，过高含量的Ti，会导致钢材的低温冲击功波动幅度增加。综上所述，在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，可以优选地添加适量的Ti元素，并控制Ti元素的质量百分含量满足0＜Ti＜0.06％。
相应地，在上述方案中，钢中还可以添加适量的Cu元素，Cu会在回火过程中形成细微的纳米级ε-Cu析出，从而提高钢材的强度。同时，加入一定量的Cu元素还有利于提高钢材的耐腐蚀能力。但考虑到Cu的熔点较低，若添加Cu的质量百分比过高，则在加热奥氏体化过程中Cu会富集在晶界，导致晶界弱化以致开裂。基于上述考虑，在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，可以优选地添加适量的Cu元素，并控制Cu的添加量为0＜Cu≤0.20％。
此外，在上述方案中，本发明所述的高强度可控屈强比钢材中还可以加入适量的Ca元素，并控制Ca的添加量为0＜Ca≤0.005％。Ca元素在钢中更能够配合S元素形成CaS，其能够改善夹杂物的尺寸和形貌，提高钢的疲劳寿命。
进一步地，在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，其各化学元素质量百分含量还满足下述各项的至少其中之一：
Mn/C＜6；
(Cr+Mo)/C＜6；
8％＜2.4Mn+3Ni+5Cr+3Mo＜11％。上式中各式中的元素均分别代入各自对应化学元素的质量百分含量。
在本发明上述技术方案中，在控制单一化学元素质量百分含量的同时，还可以控制元素彼此间的协同配比关系，以使所得的钢材获得更优的性能。
进一步地，在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，在不可避免的杂质中：P≤0.015％、S≤0.003％、N≤0.0150％、O≤0.0025％。
在上述技术方案中，P、S、O和N元素均为钢中杂质元素，在技术条件允许情况下，为了获得性能更好且质量更优的钢材，应尽可能降低钢中杂质元素的含量。
P：由于钢材可能服役于海水环境，钢中P会在晶界偏聚，其会降低晶界的结合能，从而恶化钢的低温冲击性能。此外，P元素和Mn元素共同存在会加剧钢的回火脆性。为了减少P的晶界偏聚而引起的沿晶断裂，降低钢在受到冲击时吸收的能量，保证圆钢的低温冲击韧性，在本发明中，可以控制P的质量百分比满足：P≤0.015％。
S：S元素在δ铁素体和奥氏体中的溶解度很小，在钢液凝固过程中，S会发生与钢中的Fe和Mn形成较多的硫化物夹杂。其中，FeS在989℃会变成液态，导致钢在轧制过程中发生热脆开裂；而MnS具有优良的塑性，经轧制后会变成长条状分布于晶界位置，“割裂”了钢材基体的连续性，其会对材料的疲劳寿命和冲击韧性均有不利影响。因此，为了保证钢材具有良好的低温冲击性能和疲劳寿命，在本发明中，可以控制S的质量百分比满足：S≤0.003％。
N：N元素能够在钢种形成AlN或TiN，并起到细化奥氏体晶粒的作用。但需要注意的是，N的质量百分比的增加会导致其在缺陷处富集量增加，同时形成粗大的氮化物析出颗粒，进而影响钢低温冲击功。基于此，在本发明所述的技术方案中，可以控制N的质量百分比满足：N≤0.0150％。
O：O元素能够与钢种的Al元素和Ti元素配合形成Al2O3、TiO等化合物，其不利于钢材的性能。为了保证钢组织均匀性和低温冲击韧性，在本发明所述的技术方案中，可以控制O的质量百分比满足：O≤0.0025％。
进一步地，在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，其微观组织为回火马氏体+贝氏体。
进一步地，在本发明所述的高强度可控屈强比钢材中，其屈服强度Rp0.2≥700MPa，抗拉强度Rm≥800MPa，-20℃以下的夏比冲击功Akv≥110J，延伸率A≥15％，断面收缩率Z≥50％，屈强比Rp0.2/Rm为0.85-0.92。
相应地，本发明的另一目的在于提供一种圆钢，该圆钢在保证高强度的同时，还具有良好的低温韧性和延伸率，其可以有效应用于海工系泊链、汽车、机械工程结构等多种领域，具有良好的推广前景和应用价值。
为了实现上述目的，本发明提出了一种圆钢，其采用上述的高强度可控屈强比钢材制得。
进一步地，在本发明所述的圆钢中，其直径为20-180mm。
此外，本发明的又一目的在于提供上述圆钢的制造方法，该制造方法生产简单，采用该制造方法可以有效制备本发明上述的具有优异性能的圆钢。
为了实现上述目的，本发明提出了上述的圆钢的制造方法，其包括步骤：
(1)冶炼和浇铸；
(2)加热；
(3)锻造或轧制；
(4)淬火：淬火步骤的奥氏体化温度为840-1020℃，奥氏体化后采用水淬；
(5)回火：回火温度为570-660℃，回火后进行空冷或水冷。
在本发明所述的技术方案中，发明人对淬火和回火热处理过程进行了优化设计，其在淬火步骤中将奥氏体化温度控制在840-1020℃之间，是因为：在该催过工艺中，钢中的Nb、Ti、Cr和Mo的碳氮化物能够全部或部分溶解，而未溶解的碳氮化物则可以有效钉轧奥氏体晶界，避免奥氏体晶粒过于粗大，实现淬火后晶粒细化的目的，提高钢的强韧性。
相应地，在步骤(4)中，在奥氏体化后设计采用了水淬工艺进行冷却。在该冷却过程中，固溶在奥氏体中的合金元素可以有效提高钢材的淬透性，其能够使最终马氏体更加细小，使得最终获得的圆钢具有高强度和良好的韧性。
此外，在本发明上述步骤(5)的回火过程中，在淬火后控制圆钢在570-660℃的回火温度之间进行回火热处理，是因为：在淬火过程中，钢基体形成缺陷密度较大的下贝氏体和马氏体组织，内部有较大的畸变能，其部分区域会产生应力集中，内应力分布不均匀。而在高温回火过程中，Nb会和C、N形成细小弥散的碳氮化物，同时Cr和Mo也形成细小的碳化物析出，实现弥散强化效果；同时，由于高密度位错湮灭和小角晶界运动，其会使钢的微观组织更加均匀，进而改善了回火后延伸率低的现象。
在本发明所限定的回火温度范围内，可以保证钢材具有良好的强韧性和强塑性，有效降低钢的内部应力，有利于钢材的加工和使用，如生产高性能的R3S海洋平台系泊链以及工程结构用钢等。
另外，需要说明的是，在步骤(1)中，冶炼时可以采用转炉或电炉炼钢，并浇铸成连铸坯。其中，在进行浇铸工艺时，可以具体采用模铸或连铸。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，加热温度为1050-1250℃。
在上述技术方案中，在步骤(2)中，将加热温度控制在1050-1250℃之间，是因为：在该加热温度下进行的加热过程，可以使Nb、V和Ti的碳氮化物、Cr和Mo的碳化物部分或全部溶解于奥氏体中；在随后的轧制或锻造以及淬火过程中，Nb、V和Ti形成细小的碳氮化物，能够钉轧奥氏体晶界，提高形核率，有利于轧制过程中的再结晶形核，细化钢轧态组织。此外，固溶在奥氏体中的Cr和Mo，还可以提高钢的淬透性和淬硬性。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，成品终轧或终锻的温度≥850℃。
在上述方案中，在步骤(3)的锻造或轧制过程中，可以先制成中间坯，而后在轧制或锻造获得成品。其中，在成品终轧或终锻温度≥850℃的条件下，钢材可以发生再结晶和应变诱导析出，进而形成具有细化的贝氏体和马氏体复相基体组织，且有细小的碳氮化物析出，从而可以进一步提高钢材的性能。
本发明与现有的800MPa级屈强比控制的钢材存在较大差异，目前的800MPa级屈强比控制的钢材主要采用低碳+高锰的技术路线，碳含量一般都在0.20％以下，而本发明所采用的技术路线与已有的发明相比，成分体系相差明显，且本发明还能够实现屈强比在一定范围内的精准控制。
此外，本发明创新性的采用了控制Mn/C和(Mo+Cr)/C的比例实现屈强比的精准控制，这对于本发明在钢材市场的应用具有很重要的意义。
相较于现有技术，本发明所述的高强度可控屈强比钢材、圆钢及其制造方法具有如下所述的优点以及有益效果：
(1)本发明所述的高强度可控屈强比钢材通过合理的化学成分设计，以保证钢板的性能。该高强度可控屈强比钢材所采用的化学成分体系，充分利用了各种合金元素对相变和微观组织的影响，其控制不同合金元素比例在8％＜2.4Mn+3Ni+5Cr+3Mo＜11％范围内，采用不同强韧机制对材料强韧性的影响，以实现钢的强度、低温冲击韧性和延伸率的耦合，从而可以获得具有超高强韧性和强塑性匹配的抗拉强度800MPa级的高强度钢材。
(2)本发明所述的高强度可控屈强比钢材通过Mn/C以及(Cr+Mo)/C比例的控制，根据二者比例结合对应的热处理工艺，可以使碳原子从间隙固溶体经回火形成碳化物析出，由固溶强化转化成为沉淀强化，实现Mn原子固溶强化、C原子固溶强化、碳化物沉淀强化等多种强化机制的多重耦合，从而达到钢材屈强比的精准控制。
此外，本发明所述的高强度可控屈强比钢材能够形成回火马氏体和回火贝氏体基体组织，且其基体上有细化的碳化物析出，消除了钢材的内应力，具有良好的组织均匀性。
另外，本发明所述的高强度可控屈强比钢材的化学元素成分和工艺设计合理，工艺窗口宽松，可以在棒材或板材产线上实现批量商业化生产。
相应地，采用本发明所述的高强度可控屈强比钢材制得的圆钢，也具有优异的性能，其在确保高强度的同时，还具有良好的低温韧性和延伸率，其屈服强度Rp0.2≥700MPa，抗拉强度Rm≥800MPa，-20℃以下的夏比冲击功Akv≥110J，延伸率A≥15％，断面收缩率Z≥50％，屈强比Rp0.2/Rm为0.85-0.92。该高强度可控屈强比钢材可以有效应用于需要高强韧材料的场合，例如：海工系泊链、汽车、机械工程结构等多种领域，其适用性广泛，具有良好的使用前景和价值。
附图说明
图1为实施例3的圆钢在光学显微镜下的金相组织图。
图2为实施例3的圆钢的在扫描电子显微镜下的金相组织图。
具体实施方式
下面将结合具体的实施例和说明书附图对本发明所述的高强度可控屈强比钢材、圆钢及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
实施例1-8以及对比例1-6
实施例1-8的圆钢均采用以下步骤制得：
(1)按照表1-1和表1-2所示的化学成分进行冶炼和浇铸：冶炼时可以采用转炉或电炉炼钢，并具体采用模铸或连铸进行浇铸，以获得连铸坯。
(2)加热：将铸坯加热到1100～1250℃之间，并控制保温时间≥1h。
(3)锻造或轧制：控制成品终轧或终锻的温度≥850℃。
(4)淬火：控制淬火步骤的奥氏体化温度为840-1020℃，并在奥氏体化后采用水淬。
(5)回火：控制回火温度为570-660℃，回火后进行空冷或水冷。
需要注意的是，本发明所述的实施例1-8的圆钢均采用以上步骤制得，且其化学成分及相关工艺参数均满足本发明设计规范控制要求。
而对比例1-6的对比圆钢虽然同样采用上述的：冶炼和浇铸、加热、锻造或轧制、淬火和回火的工艺流程制得，但其化学成分及相关工艺参数均存在未能满足本发明设计要求的参数。
此外，实质上，实施例1-8的圆钢均采用各自对应的高强度可控屈强比钢材制得；而对比例1-6的对比圆钢则同样由其对应的对比钢制得。
下述表1-1列出了实施例1-8的高强度可控屈强比钢材以及对比例1-6的对比钢的各化学元素的质量百分配比；下述表1-2列出了实施例1-8的高强度可控屈强比钢材以及对比例1-6的对比钢中的元素协同配比关系。
表1-1.(wt％，余量为Fe和除P、S、O以及N以外的其他不可避免的杂质)
表1-2.
注：式子“Mn/C”、“(Cr+Mo)/C”和“2.4Mn+3Ni+5Cr+3Mo”中各元素均代入对应化学元素的质量百分含量；上述各式的结果进行四舍五入，均取至小数点后两位。
表2列出了实施例1-8的圆钢以及对比例1-6的对比圆钢在上述步骤中的具体工艺参数。
表2.
将得到的实施例1-8的圆钢以及对比例1-6的对比圆钢分别取样，并对各实施例和对比例圆钢的直径和微观组织进行观察分析，并将所得的观察结果和圆钢直径测试结果列于表3之中。
表3列出了实施例1-8的圆钢以及对比例1-6的对比圆钢的观察结果。
表3.
如表3所示，在实施例1-8中，制得的实施例1-8圆钢直径在20-180mm之间，且制得实施例1-8圆钢的高强度可控屈强比钢材的微观组织均为回火马氏体+贝氏体组织。
在完成上述针对实施例1-8的圆钢以及对比例1-6的对比圆钢观察和分析之后，可以再次对实施例1-8和对比例1-6的圆钢进行取样，并对各实施例和对比例的圆钢样品的各项性能进行检测，并将所得的检测结果列于表5中。相关测试试验过程如下所述：
拉伸试验：在室温条件下，按照GB/T 228-2010《金属材料拉伸试验室温试验方法》，以测得各实施例和对比例的圆钢样品在室温下的屈服强度Rp0.2、抗拉强度Rm、延伸率A和断面收缩率Z。
冲击试验：在-20℃条件下，按照GB/T 229-2020《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》，以测得各实施例和对比例的圆钢样品在-20℃下的夏比冲击功Akv。
表4列出了实施例1-8的圆钢以及对比例1-6的对比圆钢的性能测试结果。
表4.
在本发明中，上述取样的实施例1-8的圆钢以及对比例1-6的对比圆钢在进行冲击试验检测-20℃纵向夏比冲击功时，检测了三个平行试样。即上述表4中-20℃纵向夏比冲击功Akv中的三列数据分别表示三个平行试样的测试结果。
由上述表4可以看出，不同于对比例1-6的对比圆钢，本申请实施例1-8基于高强度可控屈强比钢材制备的圆钢在具有良好的强度、低温韧性和塑性的同时，其还具备可控的屈强比等特点。
在本发明中，实施例1-8的圆钢均具有良好的室温力学性能和低温韧性，其屈服强度Rp0.2在705-879MPa之间，其抗拉强度Rm在824-963MPa之间，延伸率A在15-20％之间，断面收缩率Z在64-71％之间，-20℃以下的纵向夏比冲击功Akv在117-214J之间，且各实施例的屈强比Rp0.2/Rm均处于0.856-0.913之间。
图1为实施例3的圆钢在光学显微镜下的金相组织图。
图2为实施例3的圆钢的在扫描电子显微镜下的金相组织图。
结合图1和图2可以看出，在实施例3的实施方式中，其所获得的圆钢的微观组织为回火马氏体+回火贝氏体。
此外，本发明所述的圆钢抗拉强度达到800MPa级，并且轧制或锻造好的钢材在淬火后采用回火工艺，形成回火马氏体+贝氏体的基体组织，基体上有弥散细小的碳化物析出，消除了钢材的内应力，具有良好的组织均匀性。
另外，本发明所述的抗拉强度800MPa级的圆钢的化学元素成分和工艺设计合理，其工艺窗口宽松，可以在棒材或板材产线上实现批量商业化生产。
需要说明的是，本发明的保护范围中现有技术部分并不局限于本申请文件所给出的实施例，所有不与本发明的方案相矛盾的现有技术，包括但不局限于在先专利文献、在先公开出版物，在先公开使用等等，都可纳入本发明的保护范围。
此外，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。
还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。

Claims (12)

1.一种高强度可控屈强比钢材，其特征在于，其除了Fe以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：
C：0.21～0.28％、Si：0.15～0.35％、Mn：1.0～1.35％、Cr：0.40～0.75％、Mo：0.35～0.65％、Ni：0.55～0.85％、Nb：0.01～0.05％、Al：0.01～0.05％。
2.如权利要求1所述的高强度可控屈强比钢材，其特征在于，其各化学元素质量百分含量为：
C：0.21～0.28％、Si：0.15～0.35％、Mn：1.0～1.35％、Cr：0.40～0.75％、Mo：0.35～0.65％、Ni：0.55～0.85％、Nb：0.01～0.05％、Al：0.01～0.05％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。
3.如权利要求1或2所述的高强度可控屈强比钢材，其特征在于，其还含有下述各化学元素的至少其中之一：
0＜Ti＜0.06％；
0＜Cu≤0.20％；
0＜Ca≤0.005％。
4.如权利要求1或2所述的高强度可控屈强比钢材，其特征在于，其各化学元素质量百分含量还满足下述各项的至少其中之一：
Mn/C＜6；
(Cr+Mo)/C＜6；
8％＜2.4Mn+3Ni+5Cr+3Mo＜11％。
5.如权利要求1或2所述的高强度可控屈强比钢材，其特征在于，在不可避免的杂质中：P≤0.015％、S≤0.003％、N≤0.0150％、O≤0.0025％。
6.如权利要求1或2所述的高强度可控屈强比钢材，其特征在于，其微观组织为回火马氏体+贝氏体。
7.如权利要求1或2所述的高强度可控屈强比钢材，其特征在于，其屈服强度Rp0.2≥700MPa，抗拉强度Rm≥800MPa，-20℃以下的夏比冲击功Akv≥110J，延伸率A≥15％，断面收缩率Z≥50％，屈强比Rp0.2/Rm为0.85-0.92。
8.一种圆钢，其采用如权利要求1-7中任意一项所述的高强度可控屈强比钢材制得。
9.如权利要求8所述的圆钢，其特征在于，其直径为20-180mm。
10.如权利要求8或9所述的圆钢的制造方法，其特征在于，其包括步骤：
(1)冶炼和浇铸；
(2)加热；
(3)锻造或轧制；
(4)淬火：淬火步骤的奥氏体化温度为840-1020℃，奥氏体化后采用水淬；
(5)回火：回火温度为570-660℃，回火后进行空冷或水冷。
11.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，加热温度为1050-1250℃。
12.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)中，成品终轧或终锻的温度≥850℃。
CN202210372884.8A 2022-04-11 2022-04-11 一种高强度可控屈强比钢材、圆钢及其制造方法 Pending CN116926415A (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210372884.8A CN116926415A (zh) 2022-04-11 2022-04-11 一种高强度可控屈强比钢材、圆钢及其制造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210372884.8A CN116926415A (zh) 2022-04-11 2022-04-11 一种高强度可控屈强比钢材、圆钢及其制造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN116926415A true CN116926415A (zh) 2023-10-24

Family

ID=88383241

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202210372884.8A Pending CN116926415A (zh) 2022-04-11 2022-04-11 一种高强度可控屈强比钢材、圆钢及其制造方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN116926415A (zh)

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US7105066B2 (en) Steel plate having superior toughness in weld heat-affected zone and welded structure made therefrom
KR101528084B1 (ko) 타발 가공성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
WO2020238851A1 (zh) 一种钢、棒材及棒材的制造方法
CN109136737A (zh) 一种抗拉强度1100MPa级超高强韧钢及其制造方法
JP6479527B2 (ja) 酸洗性、および焼入れ焼戻し後の耐遅れ破壊性に優れたボルト用線材、並びにボルト
US6966955B2 (en) Steel plate having TiN+ZrN precipitates for welded structures, method for manufacturing same and welded structure made therefrom
JP4431185B2 (ja) 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
JP4635115B1 (ja) 延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール及びその製造方法
US6686061B2 (en) Steel plate having TiN+CuS precipitates for welded structures, method for manufacturing same and welded structure made therefrom
JP5158272B2 (ja) 伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
CN108342655B (zh) 一种调质型抗酸管线钢及其制造方法
CN109136779B (zh) 一种马氏体基体1100MPa级稀土Q&P钢制备方法
US6946038B2 (en) Steel plate having Tin+MnS precipitates for welded structures, method for manufacturing same and welded structure
AU2022392619A1 (en) High-strength steel with good weather resistance and manufacturing method therefor
JP5205795B2 (ja) 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
KR20160078714A (ko) 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그 제조방법
CN114250424B (zh) 一种无Ni低温压力容器用钢及其制造方法
CN111647803B (zh) 一种含铜高强钢及其制备方法
CN116926415A (zh) 一种高强度可控屈强比钢材、圆钢及其制造方法
KR101207722B1 (ko) 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재 및 그 제조방법
JP7367896B1 (ja) 鋼板およびその製造方法
KR20010060754A (ko) 표면 탈탄깊이가 적은 고실리콘 첨가 고탄소강 선재의제조방법
KR20120074705A (ko) 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재 및 그 제조방법
CN117802399A (zh) 一种屈服强度1050MPa级屈强比可控钢、圆钢及其制造方法
CN117344232A (zh) 一种490MPa级心部高疲劳强度的厚钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination