一種屈服強度800MPa級別高強鋼及其生產方法

2023-05-10 17:10:21

一種屈服強度800MPa級別高強鋼及其生產方法
【專利摘要】一種屈服強度800MPa級別高強鋼及其生產方法，其成分重量百分比為：C 0.06～0.14％，Si 0.1～0.3％，Mn 0.8～1.6％，Cr 0.2～0.7％，Mo0.1～0.4％，Ni 0～0.3％，Nb 0.01～0.03％，Ti 0.01～0.03％，V 0.01～0.05％，B 0.0005～0.0030％，Al 0.02～0.06％，Ca 0.001～0.004％，N 0.002～0.005％，P≤0.02％，S≤0.01％，O≤0.008％，其餘為Fe及不可避免的雜質；且，0.40％<Ceq12％，-40℃衝擊功>40J。
【專利說明】-種屈服強度SOOMPa級別高強鋼及其生產方法

【技術領域】
[OOOU 本發明設及一種屈服強度SOOMI^a級別高強鋼及其生產方法。

【背景技術】
[0002] 採用高強度、易焊接結構鋼製造工程機械的梁結構、起重機的吊臂和自卸車的車 體等行動裝置的構件，都會減輕設備自重，減少燃料消耗，提高工作效率。隨著國際競爭的 加劇，採用高強度易焊接結構鋼製造港口機械、礦山機械、挖掘機、裝載機的梁結構、起重機 的吊臂和自卸車的車體等行動裝置的構件已經成為趨勢。由於工程機械高性能、大型化、 輕量化的發展要求，工程機械用鋼的強度級別不斷攀升，從500?eOOMI^a級快速上升到 700MPa、800MI^a乃至lOOOMPa W上。由於工程機械用超高強鋼苛刻的使用環境和受力條件， 所W對鋼材質量有嚴格的要求，包括強度性能、衝擊性能、折彎性能、焊接性能和板形等。 [000引 目前，國內生產屈服SOOMPa級別的高強度鋼板的企業很少。中國專利 201210209649. 5公開了一種抗拉SOOMI^a級別高強度鋼板的生產方法，不添加Ni元素，採 用在線澤火+回火工藝值Q+T)，得到回火馬氏體+回火下貝氏體組織，其屈服強度只有 TOOMPa。中國專利2011100343384. 3公開了一種750?880M化級車輛用高強鋼及其生產 方法，採用TMCP工藝在560-600°C卷取生產熱軸高強鋼卷。
[0004] 目前，採用回火馬氏體+回火下貝氏體組織生產的SOOMI^a級高強鋼不同厚度規格 的各項組織比例差異較大，厚規格強度較低，容易出現性能不合。採用560?600°C高溫卷 取生產的析出強化型高強鋼，受析出物顆粒大小和數量的影響，帶鋼頭、中、尾強度波動較 大，不能滿足-40°C衝擊要求。


【發明內容】

[0005] 本發明的目的是提供一種屈服強度SOOMI^a級別高強鋼及其生產方法，採用在線 澤火+回火工藝生產，該高強鋼的屈服強度為800?950MPa，抗拉強度為850?lOOOMPa， 延伸率〉12%，-40°C衝擊功M0J。
[0006] 為達到上述目的，本發明的技術方案是：
[0007] 一種屈服強度800M化級別高強鋼，其成分重量百分比為；C;0. 06?0. 14%， Si ;0. 10 ?0. 30 %，Mn ;0. 80 ?1. 60 %，Cr ;0. 20 ?0. 70 %，Mo ;0. 10 ?0. 40 %，Ni ; 0 ?0. 30 %，佩；0. 010 ?0. 030 %，Ti ;0. 010 ?0. 030 %，V ;0. 010 ?0. 050 %，B ; 0. 0005 ?0. 0030 %，A1 ;0. 02 ?0. 06 %，Ca ;0. 001 ?0. 004 %，N ;0. 002 ?0. 005 %， P《0.020%，S《0.010%，0《0.008%，其餘為Fe及不可避免的雜質；且上述元素同時 需滿足如下關係；〇. 40% <Ceq<0. 50%，Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 ;0. 7% 《Mo+0. 8Ni+0. 4Cr+6V《1. 1% ;3. 7《Ti/N《7. 0 ;1. 0《Ca/S《3. 0。
[000引進一步，所述高強鋼的屈服強度為800?950MPa，抗拉強度為850?lOOOMPa，延 伸率〉12%，-40°C衝擊功M0J。
[0009] 所述高強鋼的的顯微組織為回火馬氏體。
[0010] 在本發明鋼的成分設計中：
[001U C ;固溶強化，調整馬氏體組織的強度和塑初性，低碳馬氏體的在線澤火態抗拉強 度與C含量呈如下關係；Rm = 2940"% )+820(MPa)，Rm為抗拉強度，C含量在0.06%w上 可W保證澤火態抗拉強度大於900MPa，再通過回火進一步調整、降低抗拉強度到850MPa W 上，改善初性；C含量較高會導致整體C當量的提高，焊接時容易產生裂紋。因此，本發明的 C含量範圍為0. 06?0. 14%。
[0012] Si ;0. 10 % W上的Si可W起到較好的脫氧作用，Si超過0.30 %容易產生紅鐵 皮，Si含量較高時容易惡化馬氏體高強鋼的初性。因此，本發明的Si含量範圍為0. 10? 0. 30%。
[0013] 111加11含量在0.8%^上可^提高鋼的澤透性，111含量超過1.6%容易產生偏析和 MnS等夾雜物，惡化馬氏體高強鋼的初性。因此，本發明的Mn含量範圍為0.80?1.60%。
[0014] 化：化含量在0.2% W上可W提高鋼的澤透性，有利於在澤火時形成全馬氏體組 織。在回火溫度400?550°C範圍內，&會形成&的碳化物，具有抗中溫回火軟化的作用， 化含量超過0. 70 %，在焊接時會出現較大的火花，影響焊接質量。因此，本發明的化含量 範圍為0.20?0.70%。
[0015] Mo ;0. 10% W上的Mo元素可提高鋼的澤透性，有利於在澤火時形成全馬氏體組 織；在400°C W上的高溫下，Mo會與C反應形成化合物顆粒，具有抗高溫回火軟化和焊接接 頭軟化的作用，Mo含量太高會導致碳當量提高，惡化焊接性能，同時Mo屬於貴金屬，會提高 成本。因此，本發明的Mo含量範圍為0.10?0.40%。
[0016] Ni ;Ni元素具有細化馬氏體組織、改善鋼的初性的作用，Ni含量太高會導致碳當 量提高，惡化焊接性能，同時Ni屬於貴金屬，會提高成本。因此，本發明的Ni含量範圍為 0 ?0. 30%。
[0017] Nb、Ti和V ;Nb、Ti和V為微合金元素，與C、N等元素形成納米級析出物，在加熱時 抑制奧氏體晶粒的長大；Nb可W提高未再結晶臨界溫度化r，擴大生產窗口；Ti的細小析出 物顆粒可W改善焊接性能；V在回火過程中與N和C反應析出納米級V(C，腳顆粒，可W提 高鋼的強度；本發明的佩含量範圍為0.01?0.03%，Ti含量範圍為0.01?0.03%，V含 量範圍為0.01?0.05%。
[0018] B ;微量的B可W提高鋼的澤透性，提高鋼的強度，超過0. 0030%的B容易產生偏 析，形成碳棚化合物，嚴重惡化鋼的初性。因此，本發明的B含量範圍為0. 0005?0. 0030%。
[0019] A1;A1用作脫氧劑，鋼中加入0.02%W上的A1可細化晶粒，提高衝擊初性，A1含 量超過0.06 %容易產生A1的氧化物夾雜缺陷。因此，本發明的A1含量範圍為0.02? 0. 06%。
[0020] 化：在鋼冶煉過程中，超過0. 001 %的微量化元素可W起到淨化劑作用，改善鋼的 初性；化含量超過0. 004%時，容易形成尺寸較大的化的化合物，反而會惡化初性。因此， 本發明化含量範圍為0. 001?0. 004%。
[0021] N;本發明要求嚴格控制N元素的含量範圍。在回火過程中，0.002% W上的N元素 可W與V和C反應形成納米級的v(c，腳粒子，起到析出強化的作用，在焊接過程中也可W 通過析出強化抵抗熱影響區軟化；N含量超過0. 005 %則容易導致形成粗大的析出物顆粒， 惡化初性。因此，本發明N含量範圍為0. 002?0. 005%。
[0022] P、S和0 ;P、S和0作為雜質元素影響鋼的塑、初性，本發明的該四種元素的控制範 圍為 P《0. 02%，S《0. 01%，0《0. 008%。
[002引對於在線澤火型屈服SOOMPa高強鋼的碳當量Ceq需滿足；0. 40% <Ceq<0. 50%， Ceq = C+Mn/6+Kr+Mo+V)/5+(Ni+化)/150, Ceq太低容易出現焊接接頭軟化，Ceq太高容易 出現焊接微裂紋。
[0024] 本發明控制0. 7%《Mo+0. 8Ni+0. 4Cr+6V《1. 1%，主要用於保證SOOMPa高強鋼 的等強匹配焊接，調節焊接熱影響區的強度和低溫初性，達到與母材鋼板強度和低溫初性 的最佳匹配。其中，Mo、Ni和化元素都可W降低鋼的臨界冷卻速度，提高鋼的澤透性，提高 焊接接頭的強度；Mo在高溫下與C反應形成化合物，具有抵抗焊接接頭軟化的作用；Mo和 Ni元素都具有細化組織，改善初性的作用；V與N反應生成納米級V(C，腳顆粒可W抵抗接 頭軟化;Mo、NiXr和V元素的搭配可W根據母材強度調節焊接熱影響區的強度和初性。本 發明要求Mo、Ni、Cr和V的複合添加量應滿足0. 7%《Mo+0. 8Ni+0. 4Cr+6V《1. 1 %，低於 0. 70%時，焊接接頭的強度和低溫初性都較低；高於1. 1%時，焊接接頭強度偏高，容易產 生焊接裂紋。
[002引本發明控制3. 7《Ti/N《7. 0,可W保護鋼中的B原子，使得B充分固溶，提高澤 透性。
[0026] 本發明控制1. 0《化/S《3. 0,可W使鋼種的硫化物球化，改善鋼的低溫初性和焊 接性能。
[0027] 本發明的屈服強度SOOMI^a級別高強鋼的生產方法，其包括如下步驟：
[002引 1)冶煉、鑄造
[0029] 按上述成分採用轉爐或電爐煉鋼，精煉，鑄造成鑄巧；
[0030] 2)鑄巧加熱
[0031] 將鑄巧於1150?1270°C的爐中加熱，待鑄巧屯、部到溫後開始保溫，保溫時間 〉1.化；
[003引如軸制
[0033] 採用單機架往復軸制或多機架熱連軸將鑄巧軸至目標厚度，終軸溫度為820? 920°C，同時終軸溫度Tf滿足；Ar3<TfCTnr，其中，Ars為亞共析鋼奧氏體向鐵素體轉變 開始溫度；Af3= 901-325C-92Mn-126Cr-67Ni-149Mo, Tnr 為未再結晶臨界溫度；Tnr = 887+464C+ (6445Nb-644sqrt (佩））+ (732V-230sqrt (V)) +890Ti+363A^357Si ;軸制最後一 道次軸制壓下率〉15% ;
[0034] 4)澤火熱處理工藝
[0035] 軸後在線澤火至（Ms-150) °C W下；Ms為馬氏體轉變開始溫度，Ms = 539-423C-30 .4Mn-17. 7Ni-12. lCr-11. OSi-7. OMo ;層流冷卻系統控制冷卻速度V〉e(5'3-2'53c-〇'i6Si-〇'82to-〇'95cr /s，保證形成全馬氏體組織。
[0036] W回火熱處理工藝
[0037] 回火熱處理；回火溫度為400?550°C，鋼板屯、部達到爐溫後開始保溫，保溫20? ISOmin。
[003引在本發明的生產方法中；
[0039] 本發明步驟（2)鑄巧加熱至1150?1270°C，屯、部保溫時間〉1.化；加熱溫度大於 115(TC、屯、部保溫時間〉1.化可W保證合金元素充分固溶；加熱溫度超過1270°C，奧氏體晶 粒過度長大，引起晶間結合力減弱，在軸制時容易產生裂紋；另外加熱溫度超過1270°C容 易引起鋼巧表面脫碳，對成品力學性能造成影響。
[0040] 本發明步驟（3)軸制的終軸溫度大於Ars是為了保證在奧氏體區軸制，終軸溫度 小於Tnr是為了保證在奧氏體未再結晶區軸制，在奧氏體未再結晶區軸制可W細化奧氏體 晶粒和冷卻後的組織，從而改善鋼的強初性。
[0041] 本發明步驟（3)軸制最後一道次壓下率〉15%，大壓下率軸制是為了在未再結晶 區形成足夠的變形能，在Ars?Tnr溫度範圍內誘發奧氏體再結晶，細化晶粒。
[0042] 本發明步驟巧）回火熱處理；該成分體系的鋼回火溫度超過400°C並保持鋼板屯、 部達到回火溫後保溫20min W上時，澤火馬氏體中的過飽和碳原子脫溶形成球狀化3C滲碳 體，合金Mo和V在該溫度下會與C反應並形成細小的合金碳化物，可W改善鋼的塑性和初 性，同時有效去除鋼的內應力；回火溫度超過550°C或高保溫時間過長，球狀化3C滲碳體和 合金碳化物發生粗化，反而會惡化鋼的初性，並降低鋼的強度；通過調整回火溫度和回火時 間可W保證強、初性實現最佳匹配。
[0043] 本發明設及的關係式：
[0044] 0. 40 % <Ceq<0. 50 %，Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(化+Cu)/15 ;0. 7 % 《Mo+0. 8Ni+0. 4Cr+6V《1. 1 % ;3. 7《Ti/N《7. 0 ; 1. 0《Ca/S《3. 0 中元素符號表示對 應元素的重量百分含量。
[0045] 本發明設及的計算公式：
[0046] Af3= 901-325C-92Mn-126Cr-67Ni-149Mo ;
[0047] hr = 887+464C+(6445Nb-644sqrt(Nb)) + (732V-230sqrt(V))+890Ti+363Al-357 Si ；
[0048] Ms = 539-423C-30. 4Mn-17. 7Ni-12. lCr-11. OSi-7. OMo ;
[0049] g 巧.3-2.日3C-0. 16Si-0. 82Mn-0.目日Cr-l. 87MO-160B).
[0化0] 上述公式中元素符號表示對應元素的重量百分含量X 100。
[0化1] 本發明的有益效果；
[0052] 本發明採用控軸控冷和在線澤火+回火工藝，從化學成分設計、母材組織、澤火加 熱溫度、回火加熱溫度等方面進行控制，保證在實現超高強度的同時，獲得良好的延伸率、 低溫衝擊初性等性能。
[0化引與現有工藝相比，採用本發明的成分、工藝生產的SOOMPa高強鋼具有均一的回火 馬氏體組織，不同厚度規格、鋼卷（鋼板）頭、中、尾性能波動小；低溫衝擊初性也有大幅提 局。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0054] 圖1為本發明鋼實施例1的金相組織圖；
[0化5] 圖2為本發明鋼實施例5的金相組織圖；
[0化6] 圖3為本發明鋼實施例8的金相組織圖。

【具體實施方式】
[0057] 下面結合實施例對本發明做進一步說明
[0058] 採用50kg真空電爐進行冶煉，本發明鋼成分的實施例如表1所示。將50kg電爐 冶煉的鋼水誘注成120mm厚的鋼巧，放入電爐中加熱，採用多道次將鋼巧軸製成目標厚度 10mm。終軸溫度為820?920°C，同時終軸溫度Tf滿足；Ar3c /s ;終冷溫度 為（Ms?150) °CW下；回火熱處理工藝；回火溫度為400?550°C，回火時間為鋼板屯、部達 到回火溫度後20?ISOmin。具體工藝條件如表2所示。
[0059] 將在線澤火+回火後的鋼板進行縱向拉伸和縱向衝擊試驗。各試驗樣板對應的性 能如表3所示。從表3可W看出，本發明可W製造出屈服強度SOOOMpa W上的高強度調質 鋼，其抗拉強850?lOOOMPa，延伸率〉12%，-40°C衝擊功M0J。
[0060] 圖1?圖3給出了實施例1、5、8試驗鋼的金相組織圖，可W看出，成品鋼板的金相 組織為均一的板條狀回火馬氏體，且組織細密。
[0061]

【權利要求】
1. 一種屈服強度800MPa級別高強鋼，其成分重量百分比為：C:0. 06?0. 14%，Si: 0? 10 ?0? 30%，Mn:0? 80 ?1. 60%，Cr:0? 20 ?0? 70%，Mo:0? 10 ?0? 40%，Ni:0 ? 0. 30%，Nb:0. 010 ?0. 030%，Ti:0. 010 ?0. 030%，V:0. 010 ?0. 050%，B:0. 0005 ? 0. 0030%，A1 :0. 02 ?0. 06%，Ca:0. 001 ?0. 004%，N:0. 002 ?0. 005%，P彡 0. 020%， S^ 0. 010%, 0 ^ 0. 008%, 其餘為Fe及不可避免的雜質；且上述元素同時需滿足如下關係：0. 40%〈Ceq〈0. 50%，Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 ；0. 7%^M〇+0. 8Ni+0. 4Cr+6V^ 1. 1%；3. 7 ^Ti/ N彡 7. 0 ;1. 0 彡Ca/S彡 3. 0〇
2. 根據權利要求1所述的屈服強度800MPa級別高強鋼，其特徵在於，所述高強鋼的顯 微組織為回火馬氏體。
3. 根據權利要求1或2所述的屈服強度800MPa級別高強鋼，其特徵在於，所述高強鋼 的屈服強度為800?950MPa，抗拉強度為850?lOOOMPa，延伸率>12%，-40°C衝擊功>40J。
4. 如權利要求1所述的屈服強度800MPa級別高強鋼的生產方法，包括如下步驟： 1) 冶煉、鑄造 按上述權利要求1所述成分採用轉爐或電爐煉鋼，精煉，鑄造成鑄坯； 2) 板坯加熱 將鑄坯於1150?1270°C的爐中加熱，待鑄坯心部達到爐溫後開始保溫，保溫時間 >1. 5h； 3) 軋制 採用單機架往復軋制或多機架熱連軋將鑄坯軋至目標厚度，終軋溫度為820?920°C， 同時終軋溫度Tf滿足：41'3燈代1111'，其中，41'3為亞共析鋼奧氏體向鐵素體轉變開始溫度 ： Ar3= 901-325C-92Mn-126Cr-67Ni-149Mo,Tnr為未再結晶臨界溫度：Tnr= 887+464C+(6 445Nb-644sqrt(Nb)) + (732V-230sqrt(V)) +890Ti+363Al-357Si;軋制最後一道次軋制壓下 率 >15% ; 4) 淬火熱處理工藝 軋後在線淬火至（Ms-150) °C以下；Ms為馬氏體轉變開始溫度，Ms= 539-423C-30. 4Mn-17. 7Ni-12.lCr-11.OSi-7. 0Mo;層流冷卻系統控制冷卻速度V>e(5_3mi6SiKI_82tM_9mM。 <6°B)°C/s，保證形成全馬氏體組織； 5) 回火熱處理工藝 回火熱處理：回火溫度為400?550°C，鋼板心部達到爐溫後開始保溫，保溫20? 180min〇
5. 根據權利要求4所述的屈服強度800MPa級別高強鋼的生產方法，其特徵在於，該生 產方法獲得的高強鋼的顯微組織為回火馬氏體。
6. 根據權利要求4或5所述的屈服強度800MPa級別高強鋼的生產方法，其特徵在於， 該生產方法獲得的高強鋼的屈服強度為800?950MPa，抗拉強度為850?lOOOMPa，延伸率 >12%，-40°C衝擊功 >40J。
【文檔編號】C21D8/02GK104513937SQ201410810303
【公開日】2015年4月15日 申請日期:2014年12月19日 優先權日:2014年12月19日
【發明者】劉剛, 楊阿娜, 李自剛, 宋鳳明 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司