一種抗拉強度700MPa級複合微合金化高強鋼鍛件及其生產方法
2023-05-11 15:57:01
一種抗拉強度700MPa級複合微合金化高強鋼鍛件及其生產方法
【專利摘要】一種抗拉強度700MPa級複合微合金化高強鋼鍛件及其生產方法。本發明涉及一種抗拉強度700MPa級低焊接裂紋敏感性高強鋼鍛件及其生產方法。以重量百分含量計，鍛件由以下化學成分組成：C：0.07～0.12％；Mn：1.2～1.8％；Si：0.2～0.4％；S≤0.006％；P≤0.015％；Ni：1.3～1.8％；Cr：0.15～0.3％；Mo：0.2～0.4％；Nb：0.02～0.1％；V≤0.1％；Ti：≤0.02％；Cu≤0.25％；B：≤0.001％，其餘為Fe及不可避免的雜質；同時Pcm≤0.26％。本發明中鍛件的板厚可達200mm，力學性能滿足：屈服強度≥560MPa，抗拉強度≥700MPa，延伸率≥17％，KV2(-40℃)≥80J。
【專利說明】一種抗拉強度700MPa級複合微合金化高強鋼鍛件及其生
產方法
【技術領域】
[0001]本發明屬於高強度低合金鋼生產領域，具體涉及一種抗拉強度700MPa級低焊接裂紋敏感性高強鋼鍛件及其生產方法。
【背景技術】
[0002]隨著我國冶金工業以及「西電東輸」和「西氣東輸」等重大工程的迅速發展，調質高強度鋼及鍛件以其優良的綜合性能在發電用壓力鋼管、水電機組渦殼、天然氣儲罐和冶金成套設備用儲氣球罐的建造中得到了廣泛應用，需求量逐年增加，對更高強度調質鋼及其配套鍛件的應用要求也日益迫切。
[0003]中國專利申請號:200910063768.2公開了 「一種抗拉強度700MPa級低焊接裂紋敏感性鋼及其生產方法」，採用如下化學成分(wt% ):C:0.08~0.12%、Μη:1.2~2.0%、Si:0.15 ~0.4%,S ^ 0.006%,P ( 0.015%,N1:0.25 ~0.55%,Mo:0.15 ~0.28%,V:0.02 ~0.1% 以及 Cu:0.18 ~0.3%,Cr:0.15 ~0.3%,Ti:0.008 ~0.02%,B:0.0007 ~0.0027%中的兩種或兩種以上，其餘為Fe及不可避免的雜質。但該專利是按傳統純淨鋼工藝進行軋制、調質熱處理生產出的鋼板最大厚度為60_ ;採用該專利生產的鋼抗拉強度Rm ≤ 690MPa, -20°C KV2 ≤ 47J。
[0004]中國專利申請號:20131053273.5公開了「一種薄帶連鑄700MPa級高強耐大氣腐蝕鋼製造方法」，其包括如下步驟:1)冶煉鋼水化學成分重量百分比為C:0.03-0.1%,Si ( 0.4%, Mn:0.75-2.0%,P:0.07-0.22%, S ^ 0.01 %, N ^ 0.012%, Cu:0.25-0.8%,Cr:0.3-0.8%, N1:0.12_0.4%，此外，還包含微合金元素Nb、V、T1、Mo中至少一種，Nb:0.01-0.1%,V:0.01-0.l%,T1:0.01-0.1%,Μο:0.1-0.5%，其餘為 Fe 和不可避免的雜質；2)薄帶連鑄，直接澆鑄出厚度為l_5mm的鑄帶；3)鑄帶冷卻，冷卻速率大於20°C /s ；4)鑄帶在線熱軋，熱軋溫度1050-125(TC ;壓下率為20-50%，形變速率> 20^1 ;熱軋後發生奧氏體在線再結晶，熱軋帶厚度為0.5-3.0mm ；5)冷卻，卷取，冷卻速率10_80°C /s ;卷取溫度520-670°C。獲得的鋼帶顯微組織主要由分布均勻的貝氏體和針狀鐵素體構成。
[0005]目前國內外已就高強度耐大氣腐蝕鋼及其製造方法申請了數項類似上述專利，其中700MPa強度級別的耐大氣腐蝕鋼，大都採用Nb、V、T1、Mo複合微合金化技術，通過細晶強化和沉澱強化來提高耐大氣腐蝕鋼的綜合力學性能。利用上述這種薄帶連鑄方法生產的低碳低合金鋼產品強度較高，但最主要問題是產品的延伸率不高和低溫韌性較差。由於通常薄帶連鑄工藝熱軋壓下率不超過50%，通過形變細化奧氏體晶粒的效果不佳，因而該類鋼的塑性和低溫韌性較差。
【發明內容】
[0006]本發明的目的之一是提供一種抗拉強度700MPa級低焊接裂紋敏感性高強鋼鍛件，本鍛件不但具有高強度、高韌性、高可焊接性以及良好成形性等優秀力學性能，而且本鍛件還是符合低焊接裂紋敏感性的要求的最大厚度達200mm的700MPa級低合金鋼鍛件。
[0007]為實現上述發明目的，以重量百分含量計，鍛件由以下化學成分組成:C:0.07~0.12%；Mn:1.2~1.8%;S1:0.2 ~0.4%;S ≤ 0.006%；P ^ 0.015%；N1:1.3 ~1.8%;Cr:0.15 ~0.3%；Mo:0.2 ~0.4%；Nb:0.02 ~0.1 % ;V ≤ 0.1 % ;T1:≤ 0.02%；Cu^0.25%；B:(0.001%，其餘為Fe及不可避免的雜質；同時鍛件的焊接裂紋敏感性指數Pem g 0.26%。
[0008]作為本發明的優選方案，鍛件的化學成分重量百分比為C:0.089%, Mn:1.335%,S1:0.25%, S:0.0038%, P:0.007%, N1:1.31%, Cr:0.18%, Mo:0.2%, Nb:0.028%, V:0.0035%,Ti:0.013%, Cu:0.026%,B:0.0009%，其餘為 Fe 及不可避免的雜質。
[0009]作為本發明的優選方案，鍛件的化學成分重量百分比為C:0.11%, Mn:1.32%,S1:0.316%,S:0.0037%,P:0.006%,N1:1.33%,Cr:0.28%,Mo:0.28%,Nb:0.031%,V:0.034%,T1:0.016%,Cu:0.023%,B:0.0009%，其餘為 Fe 及不可避免的雜質。
[0010]作為本發明的優選方案，鍛件的化學成分重量百分比為C:0.086%, Mn:1.31%,S1:0.31%, S:0.0042%, P:0.007%, N1:1.44%, Cr:0.15%,Mo:0.28%, Nb:0.035%, V:0.038%, Ti:0.011%, Cu:0.024%,B:0.0008%，其餘為 Fe 及不可避免的雜質。
[0011]作為本發明的優選方案，鍛件的化學成分重量百分比為C:0.08%, Mn:1.299%,S1:0.30%, S:0.0039%, P:0.007%, N1:1.655%, Cr:0.285%, Mo:0.25%, Nb:0.036%,V:0.01%,Ti:0.012%,Cu:0.023%,B:0.0008%，其餘為 Fe 及不可避免的雜質。
[0012]本發明的目的之二是提供上述抗拉強度700MPa級低焊接裂紋敏感性高強鋼鍛件的生產方法，包括鐵水脫硫扒渣、轉爐冶煉、LF爐精煉、RH真空處理、板坯澆鑄、板坯加熱、軋制、冷卻和回火工藝 ；
[0013]在板坯澆鑄過程中，設定加熱溫度:1200~1230°C，在爐時間:220~400分鐘，以保證板坯充分奧氏體化；
[0014]在軋制過程中，採用兩階段控軋，精軋第I階段在奧氏體完全再結晶溫度區進行，980°C<終軋溫度≤1100°C，中間坯待溫；精軋第II階段在非再結晶區進行，開軋溫度(900°C，終軋溫度為840±10°C，非再結晶區累積變形量≤60% ；
[0015]厚板控軋後進入層流冷卻系統，冷卻速率為20~40°C /s，終冷溫度在450~500 0C ；
[0016]軋制後的厚板採用調質熱處理工藝，淬火溫度為910~930°C,保溫時間為板厚X 1.5分鐘；回火溫度為630~670°C，保溫時間:板厚X 2.5~板厚X 3分鐘；所述板厚單位為mm。
[0017]厚板軋後組織為粒狀貝氏體即針狀鐵素體和超細化板條貝氏體。
[0018]厚板回火後的組織為均勻細小的回火索氏體，即板條狀鐵素體基體上分布有析出碳氮化物。
[0019]本發明的技術方案的有益效果如下:
[0020]微合金化與控軋控冷相結合是本發明在生產高性能焊接高強鋼中的核心技術手段。採用控軋控冷工藝，可在碳含量很低和合金元素含量較低的情況下有效地提高鋼的強韌性及改善鋼的焊接性和各種加工性能，與Nb、V、Ti等微合金元素相結合，效果更佳。控車L的實質是得到細小的奧氏體晶粒，以便在Υ-α相變後得到細小鐵素體晶粒和細小的其它相變產物(細珠光體或細小貝氏體等)，有效地提高鋼的強韌性。控冷的實質是防止控軋後細小奧氏體晶粒及鐵素體晶粒重新再結晶或長大，以便相變後得到細小晶粒和相應組織。在含微合金元素的鋼中，控軋控冷還有利於得到細小而分布均勻的微合金碳氮化物，提聞位錯密度，從而提聞強化效果。
[0021]複合微合金化鋼合金設計的主線是在低合金鋼中添加適量配比的強碳氮化物形成元素Nb、V、T1、Mo等進行微合金化，並與控軋控冷技術手段相結合生產出抗拉強度700MPa高性能焊接高強鋼鍛件。該技術利用形變和相變相結合的原理，將熱變形細化組織保持到隨後冷卻相變過程中，為相變細化組織創造條件，最終得到細化的微合金鋼晶粒，從而滿足鋼的高強度、高韌性和低焊接裂紋敏感性要求。
[0022]本發明的鍛鋼具有如下優點:
[0023]I)、採用複合微合金化低碳貝氏體鋼成分設計
[0024]本發明在成分設計上遵循低碳、低Pem值的Mn-N1-Mo-V系低碳貝氏體鋼成分，滿足可焊性要求。要求高強度鍛鋼不預熱焊接，不產生焊接冷裂紋。降低碳含量，可獲得良好的焊接性能；控制碳含量在0.07~0.12%，加入Cr、Mn、Mo等元素降低貝氏體形成溫度；加入Ni元素提高鋼低溫韌性及改善中心性能；採用Nb、V、Ti微合金化進行複合強化，使降低碳含量成為可能，同時利用Nb、V、Ti等微合金元素的複合沉澱析出保證鍛鋼獲得足夠的強度和提高鍛鋼的低溫衝擊韌性；無B或微B設計，避免鋼中形成大尺寸BN複合夾雜物。低S、P的成分，保證了鋼的純淨，從而確保了發明鋼具有優良的綜合力學性能。
[0025]2)、採用兩階段控軋控冷軋制工藝
[0026]本發明採用奧氏體完全再結晶區+奧氏體未再結晶區兩個階段控軋控冷的工藝獲得抗拉強度700MPa高性能焊接高強鋼鍛件。兩階段控軋工藝生產效率高，可操作性強。在奧氏體完全再結晶區+奧氏體未再結晶區分別進行軋制，通過對終軋溫度的控制，大部分的Nb、V、Ti等微合金元素會保持固熔狀態,待到鐵素體相變時,在鐵素體當中析出，起到析出強化作用；通過對未再結晶區總變形量的控制，部分的Nb、V、Ti在奧氏體區域應變誘導析出，起到細化晶粒的作用。經兩階段控軋控冷工藝措施最終使鍛鋼獲得細小板條貝氏體為主的組織，回火後獲得伴隨微合金元素的碳氮化物析出的組織均勻、晶粒細小、韌性高而強度適中的回火索氏體或回火貝氏體組織，從而保證鍛鋼具有良好的綜合力學性能。
[0027]3)、採用合理的調質熱處理工藝
[0028]本發明鍛鋼經控軋控冷工藝措施使其金相組織中出現一種粒狀組織，是α -Fe基體上分布塊狀的地Μ/A相結構，稱之為粒狀貝氏體。由於這種鐵素體加貝氏體組織韌性不足，需要進行回火，使得貝氏體得以分解，改善韌性。回火實質是將韌性差而強度高的馬氏體或貝氏體分解，以獲得組織均勻、晶粒細小、韌性高而強度適中的回火索氏體或回火貝氏體。回火索氏體比正火態的鐵素體加珠光體組織均勻、晶粒細小，析出的碳化物顆粒細小且分布均勻等原因，所以具有比正火鋼更高的強韌性。回火主要目的是消除鋼的組織應力，使組織更均勻，性能更穩定，同時使微合金元素的碳氮化物進一步析出，以增加沉澱強化效果，從而提高鋼的強韌性。
[0029]本發明採用新穎的化學成分設計和相匹配的兩階段控軋控冷以及合理的淬火+回火熱處理工藝是保證鍛件具有合理的微觀組織和各項力學性能滿足要求的必要條件。合理的熱處理工藝能夠保證鍛鋼具有均勻的微觀組織，從而保證鍛件具有良好的常溫拉伸性能、低溫韌性等指標。本發明鍛鋼經過系列調質熱處理工藝性能試驗確定了其最佳調質熱處理工藝如下:
[0030]最佳淬火溫度為910~930°C，保溫時間:(板厚X 1.5)分鐘；最佳回火溫度為630~670°C，保溫時間:(板厚X2.5~3)分鐘。
[0031]本發明鍛鋼經兩階段控軋控冷及合理的調質熱處理後，具有極優綜合力學性能、冷熱加工性能和焊接性能。本發明鋼可採用手工電弧焊、埋弧焊、氣體保護焊、鎢極惰性氣體保護焊等方法焊接，可用於製造1000m3以上大型天然氣球罐以及水電站壓力鋼管、水電機組潤殼等構件，特別是:
[0032](I)、該鍛件具備低焊接裂紋敏感性，焊接性能優異，可簡化焊接工藝，降低成本，適應大生產要求。
[0033](2)、該鍛件屈服強度≥560MPa,抗拉強度≥700MPa,延伸率≥17 %，KV2 (-40 0C )≥80J，強度大於現行低溫承壓設備用低合金鋼鍛件NB/T47009-2010中的鋼種。
[0034](3)、鍛件生產工藝可控，生產成本低，可高效率生產。
【專利附圖】
【附圖說明】
[0035]圖1為本發明實例3金相顯微組織照片。
[0036]圖2為本發明實例6金相顯微組織照片。
[0037]圖3a和圖3b為本發明實例3透射電鏡上觀察第二相析出物的形貌、尺寸及分布照片和能譜圖。
[0038]圖4a和圖4b為本發明實例6透射電鏡上觀察第二相析出物的形貌、尺寸及分布照片和能譜圖。
[0039]圖3a、3b和圖4a、4b均表明本發明鋼的顯微組織符合預期，為回火索氏體(針狀鐵素體基體上分布有析出碳氮化物)。鐵素體晶粒尺寸平均約為8.75 μ m(對應的晶粒度級別為10.5級)，鐵素體基體上均勻分布著6~25nm的球狀[Nb，Ti] (C，N)析出相粒子。
【具體實施方式】
[0040]本發明為了達到上述目的，設計了一種全新的抗拉強度700MPa級釩鈮鈦複合微合金化高強鋼鍛件，鍛件由以下化學成分組成:c:0.07~0.12% ；Mn:1.2~1.8% ；Si:
0.2 ~0.4% ；S ≤ 0.006% ；P ≤0.015% ；N1:1.3 ~1.8% ；Cr:0.15 ~0.3% ；Mo:0.2 ~
0.4% ；Nb:0.02 ~0.1% ;V ≤ 0.1% ；T1:≤ 0.02% ；Cu ≤0.25% ；B:≤ 0.001%，其餘為Fe及不可避免的雜質；同時鍛件的焊接裂紋敏感性指數Pem ^ 0.26%。
[0041 ] 焊接裂紋敏感性指數Pm按照下式確定:
[0042]Pcm = C+Si/30+Ni/60+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+V/10+5B(% )。
[0043]本發明所添加的合金元素是基於以下原理:
[0044]C:0.07~0.12%Χ是提高鋼材強度最有效的元素，隨著碳含量的增加，鋼中Fe3C量增加，鋼的抗拉強度和屈服強度提高。但是，碳含量增加，鋼的塑性指標延伸率和衝擊韌性下降，特別是低溫韌性顯著下降，韌脆轉變溫度顯著提高，焊接時熱影響區會產生淬硬現象，焊接冷裂紋敏感性增加，不能滿足天然氣球罐、水電站壓力鋼管以及水電機組渦殼的使用要求。此外C還是影響Pcm的主要元素，要控制鋼的Pcm值=0.26%，使其具有低的焊接裂紋敏感性，鋼中C含量控制在0.07~0.12%。
[0045]S1:0.2~0.4%。Si進入鐵素體起到固溶強化作用，降低屈強比，但是Si會顯著地提高鋼的韌脆轉變溫度，同時也會惡化塑性及焊接性能，因此，Si的含量控制在0.2~
0.4%為宜。
[0046]Mn: 1.20~1.80%。Mn主要是提高鋼的淬透性，保證厚板有足夠的淬透能力。同時，Mn有顯著的固溶強化作用，在低碳鋼中可以細化奧氏體晶粒，從而細化鐵素體。Mn含量小於2%時，不降低鋼的韌性。Mn能推遲F-B相變，降低Bs點，促進形成細晶粒的鐵素體。
[0047]N1:1.30~1.80%。提高鋼的韌性。Ni是擴大奧氏體區元素，可以降低Al及A3點，抑制粗大的先共析鐵素體，顯著改善鋼材的韌性，特別是低溫韌性，降低鋼材的韌脆轉變溫度；
[0048]Mo:0.2~0.4%。Mo能有效地推遲珠光體相變，不影響貝氏體相變，促進形成貝氏體。Mn、Mo、B聯合使用，更有利於獲得針狀鐵素體,而不是多邊形鐵素體。但是加入Mo也會提高鋼的淬硬性，從而提高鋼材焊接冷裂紋敏感性，所以控制Mo的含量在0.2~0.4%。
[0049]Nb:0.02~0.1 %。Nb能細化晶粒和降低鋼的過熱敏感性及回火脆性，提高強度，但塑性和韌性有所下降。當在普通低合金鋼中加鈮，可提高抗大氣腐蝕及高溫下抗氫、氮、氨腐蝕能力。鈮可改善焊接性能。在奧氏體不鏽鋼中加鈮，可防止晶間腐蝕現象。Nb最突出的作用是抑制高溫形變過程中的再結晶，在鍛造或軋制中每一道次後，V、Nb、Ti的碳氮化物因應變誘導析出，析出的Nb、T1、V碳氮化物沉澱在晶界和位錯上，可有效地釘扎奧氏體晶界，從而阻止可再結晶和位錯的運動，抑制奧氏體再結晶過程的進行，其中Nb、Ti在阻止奧氏體再結晶的作用比較顯著。在高溫奧氏體區，Nb以固熔原子的拖曳作用為主；在較低溫度的奧氏體區，以應變誘導析出和未溶Nb(CN)粒子對晶界的釘扎作用為主。當析出的Nb (CN)粒子尺寸大於2000 nm對奧氏體再結晶不起作用，因此當Nb的添加量超過0.05%時，則不再受C含量影響，對強化作用達到飽和而起不到附加作用。因此控制添加Nb的含量0.03~0.05%就可起到細化晶粒和析出強化作用，是最為經濟有效的手段。
[0050]V:0.01~0.1%。V是強烈的碳氮化物形成元素。因為V的碳氮化物溶解度較大，V、Ti易形成納米級M(CN)型碳氮化物，在熱軋時，V (CN)在奧氏體晶界應變誘導析出，阻止奧氏體晶粒長大，細化相變之後的組織，而且在奧氏體晶界上析出的V(CN)粒子也能為鐵素體提供更為豐富的形核位置，在奧氏體向鐵素體轉變時獲得更加細小的鐵素體晶粒；V(CN)在奧氏體內部析出，可以誘導兩種晶內鐵素體的形核，即等軸鐵素體和針狀鐵素體，從而這些細化鐵素體能夠顯著提高鋼的常溫和高溫強度。但當V與Cr、Mo同時存在時，則會在回火過程中形成複雜的碳氮化物而降低焊接接頭的塑性和韌性。特別強調的是Cr、Mo、V鋼厚壁容器的焊接接頭在焊後進行消除應力熱處理(SR處理)時對裂紋的敏感性較高，因此無論是保證塑韌性還是避免消除應力過程中產生裂紋，都必須嚴格控制V的含量(限制在 0.01 ~0.1% )。
[0051]Cu:0.10~0.25%。Cu在鋼中主要起沉澱強化作用，此外還有利於獲得良好的低溫韌性，提高鋼材的抗疲勞擴展能力。但當Cu含量過高時，鋼材軋制時極易產生網裂。因此Cu含量控制在0.10~0.25 %。
[0052]Cr:0.15~0.30%。Cr是縮小奧氏體Y相區元素，形成Y相圈，在鋼中無限互溶於α鐵中。增加鋼的淬透性並有二次硬化作用，提高碳鋼耐磨性。其含量下限為0.15%。在Cr-Cu-Ni複合添加的情況下，加入Cr會提高鋼材焊接冷裂紋敏感性。在本發明中Cr的含量控制在0.15~0.30%。
[0053]T1:0.01~0.02%, Ti是一種強烈的碳化物和氮化物形成元素，它能明顯地提高鋼的室溫強度和高溫強度，由於Ti能起細化晶粒的作用，故也能提高鋼的韌性。Ti的作用是固定鋼中溶解的N，否則N將與B結合導致B失效。研究表明，要想完全固定N，Ti的濃度應大約是N濃度的3.4倍。但是，過量的Ti會導致韌性下降。Ti的另一個作用是對硫化物形態控制作用。由於Ti和S有較強的親和力，增加含Ti量可形成不易塑性變形的(MnTi)S或Ti4C2S2，可改善性能不均勻性，提高衝擊韌性。此外，適量的Ti能提高焊縫金屬的韌性，但過量的Ti又會在鋼中形成夾雜使之降低。在低合金高強鋼中從提高焊縫金屬的韌性考慮，加入不超過0.02%的Ti較為合適，利用Ti形成的第二相質點TiN、Ti(CN)等阻止焊接熱影響區粗晶區的晶粒長大，保證焊接接頭具有良好的低溫韌性。
[0054]B:0.0005~0.001%。B是強烈提高淬透性的元素，B的加入，可有效的抑制先共析鐵素體的形核及生成，由於B在奧氏體晶界上的非平衡偏析，強烈抑制gamma-α相變，促使奧氏體在淬火時形成細小低碳的馬氏體，從而提高鋼的屈服強度和抗拉強度，此外，B與N的交互作用，能明顯提高試驗鋼的低溫韌性。由於Ti完全固定了鋼中的N，因此，所有加入的B在軋制前的加熱中得到了溶解。隨著B含量的增加，強度得到提高，結果組織中的貝氏體分數增加，而當B含量超過0.002%時的抗拉強度指標趨於穩定。但是，隨著B含量超過
0.001%時，低溫韌性急劇惡化。產生這種結果的原因被推斷是由於隨著B含量的增加引起了在Y晶粒邊界和Y晶粒內的B偏析造成的。另外，鋼中B含量過高會使消除應力處理(SR處理)後「B相」呈網狀析出，產生SR裂紋。B易形成碳 化物和氮化物，並易集聚在原奧氏體晶界，促使附近地區位錯密度增高，可以作為氫在局部地區的陷阱，因而促使此處發生晶界開裂。所以B含量選擇在0.0005~0.001%。
[0055]研究表明，單獨加入B時，通常會在軋後奧氏體晶界沉澱析出Fe23(CB)6，從而顯著降低B的強化效果，造成Y — α的轉變不能得到有效抑制，因此鋼中加入Nb來阻止Fe23(CB)6的形成，因為Nb更易與C結合，隨著溶解的Nb含量的增加，形成貝氏體的傾向也大大增加了。Nb的適量溶解可以穩定奧氏體並表現出和B複合添加促進貝氏體轉變的效果.
[0056]Nb和B的聯合作用機理可以這樣描述:首先，Nb可以有效地阻礙變形Y的再結晶，如此通過阻止由於再結晶而形成新的晶界來使Y晶界穩定，這就使得B有足夠的時間擴散到Y晶界附近，從而增加了 Y的淬透性。其次，Nb能夠降低C在Y中擴散率及活度，因此，Y中溶解的Nb可以保護B，而不至於形成B的C化物，如Fe23(CB)6O第三是Y中溶解Nb本身對於抑制Y — α轉變有相當大的影響。顯然還需要更多的研究來闡明其精確機理，由於Nb在Y中的溶解極限是0.03%，故典型的低碳貝氏體鋼中Nb含量通常不高於
0.04%。
[0057]Pem≤0.26 %，Psk < O % ;其中，Psk為再熱裂紋敏感性指數，Pse =Cr+Cu+2Mo+10V+7Nb+5Ti ~2(%)0控制合金元素總體含量，以保證鋼板具有優良的焊接性能及消除再熱裂紋敏感性。
[0058]P≤0.015%, S ≤ 0.006%o P、S、As、Sb、Sn等雜質元素是影響鋼的韌性，特別是低溫韌性和焊接性的主要原因。不僅嚴格控制P、S含量，還儘可能的減少As、Sb、Sn等雜質元素。
[0059]所述抗拉強度700MPa級低焊接裂紋敏感性低合金鋼鍛件的生產方法，採用鐵水脫硫扒渣、轉爐冶煉、LF爐精煉、RH真空處理、板坯澆鑄、板坯加熱、軋制、冷卻和回火工藝；其中:
[0060]在板坯澆鑄過程中，設定加熱溫度:1200~1230°C，在爐時間:220~400分鐘，以保證板坯充分奧氏體化；
[0061]在軋制過程中，採用兩階段控軋，精軋第I階段在奧氏體完全再結晶溫度區進行，終軋溫度≥920°C，中間坯待溫，目的是通過再結晶區反覆再結晶充分細化奧氏體組織。精軋第II階段在非再結晶區進行，開軋溫度≤900°C，終軋溫度840±10°C，非再結晶區累積變形量≥ 60% ;目的是通過非再結晶區內的變形，使相變時的形核數量增加，細化晶率；
[0062]厚板控軋後進入層流冷卻系統，冷卻速率為20~40°C /s，終冷溫度在450~500 0C ；
[0063]軋制後的厚板採用調質熱處理工藝,最佳淬火溫度為910~930°C,保溫時間:(板厚X 1.5)分鐘；最佳回火溫度為630~670°C，保溫時間:(板厚X 2.5~3)分鐘，所述板厚的單位為毫米。
[0064]為能清楚說明本方案的技術特點，按本發明鋼化學成分及生產工藝要求進行了 9個【具體實施方式】，並結合附圖，對本發明中的技術方案進行闡述。
[0065]9個實施例鋼的化學成分見表1，軋制及熱處理工藝見表2，力學性能見表3和表4。
[0066]表1實施例鋼的化學成分
[0067]
【權利要求】
1.一種抗拉強度700MPa級複合微合金化高強鋼鍛件，其特徵在於以重量百分含量計，鍛件由以下化學成分組成:c:0.07~0.12% ；Mn:1.2~1.8% ；S1:0.2~0.4 % ;S ≤ 0.006 % ；P ^ 0.015 % ;N1:1.3 ~1.8 % ；Cr:0.15 ~0.3 % ；Mo:0.2 ~0.4 % ；Nb:0.02 ~0.1% ；V ( 0.1% ；Ti..( 0.02% ；Cu ( 0.25% ；B..( 0.001%，其餘為 Fe 及不可避免的雜質；同時鍛件的焊接裂紋敏感性指數P? ^ 0.26%。
2.根據權利要求1所述的抗拉強度700MPa級釩鈮鈦複合微合金化高強鋼鍛件，其特徵在於鍛件的化學成分重量百分比為C:0.089%, Mn:1.335%, S1:0.25%, S:0.0038%,P:0.007%,N1:1.31%,Cr:0.18%,Mo:0.2%,Nb:0.028%,V:0.0035%,T1:0.013%,Cu:0.026%、B:0.0009%，其餘為Fe及不可避免的雜質。
3.根據權利要求1所述的抗拉強度700MPa級釩鈮鈦複合微合金化高強鋼鍛件，其特徵在於鍛件的化學成分重量百分比為C:0.11 %、Mn:1.32%、S1:0.316%、S:0.0037%,P:0.006%, N1:1.33%, Cr:0.28%, Mo:0.28%, Nb:0.031%, V:0.034%, T1:0.016%, Cu:0.023%、B:0.0009%，其餘為Fe及不可避免的雜質。
4.根據權利要求1所述的抗拉強度700MPa級釩鈮鈦複合微合金化高強鋼鍛件，其特徵在於鍛件的化學成分重量百分比為C:0.086%、Mn:1.31%、S1:0.31%、S:0.0042%, P:0.007%, N1:1.44%, Cr:0.15%, Mo:0.28%, Nb:0.035%, V:0.038%, T1:0.011%, Cu:0.024%、B:0.0008%，其餘為Fe及不可避免的雜質。
5.根據權利要求1所述的抗拉強度700MPa級釩鈮鈦複合微合金化高強鋼鍛件，其特徵在於鍛件的化學成分重量百分比為C:0.08%、Mn:1.299%, S1:0.30%、S:0.0039%,P:0.007%, N1:1.655%, Cr:0.285%, Mo:0.25%, Nb:0.036%, V:0.01%, T1:0.012%, Cu:0.023%、B:0.0008%，其餘 為Fe及不可避免的雜質。
6.根據權利要求1~5任一項所述的抗拉強度700MPa級釩鈮鈦複合微合金化高強鋼鍛件的生產方法，其特徵在於:包括鐵水脫硫扒渣、轉爐冶煉、LF爐精煉、RH真空處理、板坯澆鑄、板坯加熱、軋制、冷卻和回火工藝； 在板坯澆鑄過程中，設定加熱溫度:1200~1230°C，在爐時間:220~400分鐘，以保證板坯充分奧氏體化； 在軋制過程中，採用兩階段控軋，精軋第I階段在奧氏體完全再結晶溫度區進行，980°C≤終軋溫度≤1100°C，中間坯待溫；精軋第II階段在非再結晶區進行，開軋溫度(900°C，終軋溫度為840±10°C，非再結晶區累積變形量≤60% ； 厚板控軋後進入層流冷卻系統，冷卻速率為20~40°C /s，終冷溫度在450~500°C ； 軋制後的厚板採用調質熱處理工藝，淬火溫度為910~930°C，保溫時間為板厚X1.5分鐘；回火溫度為630~670°C，保溫時間:板厚X 2.5~板厚X 3分鐘；所述板厚單位為mmD
7.根據權利要求6所述的抗拉強度700MPa級釩鈮鈦複合微合金化高強鋼鍛件的生產方法，其特徵在於:厚板軋後組織為粒狀貝氏體即針狀鐵素體和超細化板條貝氏體。
8.根據權利要求6所述的抗拉強度700MPa級釩鈮鈦複合微合金化高強鋼鍛件的生產方法，其特徵在於:厚板回火後的組織為均勻細小的回火索氏體，即板條狀鐵素體基體上分布有析出碳氮化物。
【文檔編號】C21D8/00GK104032237SQ201410209881
【公開日】2014年9月10日 申請日期:2014年5月15日 優先權日:2014年5月15日
【發明者】徐亮, 江慧豐, 方國愛, 汪輝, 章敏, 王利, 閆永超 申請人:合肥通用機械研究院