CN104532158A

CN104532158A - 一种屈服强度800MPa级调质高强钢及其生产方法

Info

Publication number: CN104532158A
Application number: CN201410810305.9A
Authority: CN
Inventors: 刘刚; 杨阿娜; 王巍; 何晓明
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2014-12-19
Filing date: 2014-12-19
Publication date: 2015-04-22

Abstract

一种屈服强度800MPa级调质高强钢及其生产方法，该钢的成分重量百分比为：C 0.07～0.15％，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 0.010～0.040％，B 0.0005～0.0030％，Al 0.02～0.06％，Ca 0.001～0.004％，N 0.002～0.005％，P≤0.020％，S≤0.010％，O≤0.008％，其余为Fe及不可避免的杂质；且，0.45％<Ceq<0.51％，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。本发明钢的屈服强度800～950MPa，抗拉强度850～1000MPa，延伸率>12％，-40℃冲击功>40J，在实现超高强度的同时，获得良好的延伸率、低温冲击韧性。

Description

一种屈服强度800MPa级调质高强钢及其生产方法

技术领域

本发明涉及一种屈服强度800MPa级调质高强钢及其生产方法。

背景技术

采用高强度、易焊接结构钢制造工程机械的梁结构、起重机的吊臂和自卸车的车体等移动设备的构件，都会减轻设备自重，减少燃料消耗，提高工作效率。随着国际竞争的加剧，采用高强度易焊接结构钢制造港口机械、矿山机械、挖掘机、装载机的梁结构、起重机的吊臂和自卸车的车体等移动设备的构件已经成为趋势。由于工程机械高性能、大型化、轻量化的发展要求，工程机械用钢的强度级别不断攀升，从500～600MPa级快速上升到700MPa、800MPa乃至1000MPa以上。由于工程机械用超高强钢苛刻的使用环境和受力条件，所以对钢材质量有严格的要求，包括强度性能、冲击性能、折弯性能、焊接性能和板形等。

目前，国内生产屈服800MPa级别的高强度钢板的企业很少。中国专利201210209649.5公开了一种抗拉800MPa级别高强度钢板的生产方法，不添加Ni元素，采用在线淬火+回火工艺(DQ+T)，得到回火马氏体+回火下贝氏体组织，其屈服强度只有700MPa。中国专利2011100343384.3公开了一种750～880MPa级车辆用高强钢及其生产方法，采用TMCP工艺在560-600℃卷取生产热轧高强钢卷。

现有技术中采用回火马氏体+回火下贝氏体组织生产的800MPa级高强钢不同厚度规格的各项组织比例差异较大，厚规格强度较低，容易出现性能不合。采用560～600℃高温卷取生产的析出强化型高强钢，受析出物颗粒大小和数量的影响，带钢头、中、尾强度波动较大，不能满足-40℃冲击要求。

发明内容

本发明的目的是提供一种屈服强度800MPa级调质高强钢及其生产方法，采用调质工艺生产，该调质高强钢的屈服强度为800～950MPa，抗拉强度为850～1000MPa，延伸率>12％，-40℃冲击功>40J。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种屈服强度800MPa级调质高强钢，其成分重量百分比为：C:0.07～0.15％，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:0.010～0.040％，B:0.0005～0.0030％，Al:0.02～0.06％，Ca：0.001～0.004％，N:0.002～0.005％，P≤0.020％，S≤0.010％，O≤0.008％，其余为Fe及不可避免的杂质；且上述元素同时需满足如下关系：0.45<Ceq<0.51，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。

进一步，所述调质高强钢的屈服强度为800～950MPa，抗拉强度为850～1000MPa，延伸率>12％，-40℃冲击功>40J。

所述调质高强钢的的显微组织为回火马氏体。

在本发明钢的成分设计中：

C：固溶强化，调整马氏体组织的强度和塑韧性，经试验在加热淬火后，淬火态低碳马氏体的抗拉强度与C含量呈如下关系：Rm＝2510C(％)+790(MPa)，Rm为抗拉强度，C含量在0.07％以上可以保证淬火态抗拉强度大于900MPa，再通过回火进一步降低强度，改善韧性；C含量较高会导致整体C当量的提高，焊接时容易产生裂纹。因此，本发明的C含量范围为0.07～0.15％。

Si：0.10％以上的Si可以起到较好的脱氧作用，Si超过0.30％容易产生红铁皮，Si含量较高时容易恶化马氏体高强钢的韧性。因此，本发明的Si含量范围为0.10～0.30％。

Mn：Mn含量在0.8％以上可以提高钢的淬透性，Mn含量超过1.6％容易产生偏析和MnS等夹杂物，恶化马氏体高强钢的韧性。因此，本发明的Mn含量范围为0.80～1.60％。

Cr：Cr含量在0.2％以上可以提高钢的淬透性，有利于在淬火时形成全马氏体组织。在回火温度400～550℃范围内，Cr会形成Cr的碳化物，具有抗中温回火软化的作用，Cr含量超过0.70％，在焊接时会出现较大的火花，影响焊接质量。因此，本发明的Cr含量范围为0.20～0.70％。

Mo：0.10％以上的Mo元素可提高钢的淬透性，有利于在淬火时形成全马氏体组织；在400℃以上的高温下，Mo会与C反应形成化合物颗粒，具有抗高温回火软化和焊接接头软化的作用，Mo含量太高会导致碳当量提高，恶化焊接性能，同时Mo属于贵金属，会提高成本。因此，本发明的Mo含量范围为0.10～0.40％。

Ni：Ni元素具有细化马氏体组织、改善钢的韧性的作用，Ni含量太高会导致碳当量提高，恶化焊接性能，同时Ni属于贵金属，会提高成本。因此，本发明的Ni含量范围为0～0.30％。

Nb、Ti和V：Nb、Ti和V为微合金元素，与C、N等元素形成纳米级析出物，在加热时抑制奥氏体晶粒的长大；Nb可以提高未再结晶临界温度Tnr，扩大生产窗口；Ti与N反应形成的细小析出物颗粒可以改善焊接性能；V在回火过程中与N和C反应析出纳米级V(C,N)颗粒，可以提高钢的强度；本发明的Nb含量范围为0.01～0.03％，Ti含量范围为0.01～0.03％，V含量范围为0.01～0.04％。

B：微量的B可以提高钢的淬透性，提高钢的强度，超过0.0030％的B容易产生偏析，形成碳硼化合物，严重恶化钢的韧性。因此，本发明的B含量范围为0.0005～0.0030％。

Al：Al用作脱氧剂，钢中加入0.02％以上的Al可细化晶粒，提高冲击韧性，Al含量超过0.06％容易产生Al的氧化物夹杂缺陷。因此，本发明的Al含量范围为0.02～0.06％。

Ca：在钢冶炼过程中，超过0.001％的微量Ca元素可以起到净化剂作用，改善钢的韧性；Ca含量超过0.004％时，容易形成尺寸较大的Ca的化合物，反而会恶化韧性。因此，本发明Ca含量范围为0.001～0.004％。

N：本发明要求严格控制N元素的含量范围。在回火过程中，0.002％以上的N元素可以与V和C反应形成纳米级的V(C，N)粒子，起到析出强化的作用，在焊接过程中也可以通过析出强化抵抗热影响区软化；N含量超过0.005％则容易导致形成粗大的析出物颗粒，恶化韧性。因此，本发明N含量范围为0.002～0.005％。

P、S和O：P、S和O作为杂质元素影响钢的塑、韧性，本发明的这四种元素的控制范围为P≤0.02％，S≤0.01％，O≤0.008％。

对于调质型屈服强度800MPa高强钢的碳当量Ceq需满足：0.45<Ceq<0.51，Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/150，Ceq太低容易出现焊接接头软化，Ceq太高容易出现焊接微裂纹。

本发明控制0.7％≤Mo+0.8Ni+0.4Cr+6V≤1.1％，主要用于保证800MPa高强钢的等强匹配焊接，调节焊接热影响区的强度和低温韧性，达到与母材钢板强度和低温韧性的最佳匹配。其中，Mo、Ni和Cr元素都可以降低钢的临界冷却速度，提高钢的淬透性，提高焊接接头的强度；Mo在高温下与C反应形成化合物，具有抵抗焊接接头软化的作用；Mo和Ni元素都具有细化组织，改善韧性的作用；V与N反应生成纳米级V(C，N)颗粒可以抵抗接头软化；Mo、Ni、Cr和V元素的搭配可以根据母材强度调节焊接热影响区的强度和韧性。本发明要求Mo、Ni、Cr和V的复合添加量应满足0.7％≤Mo+0.8Ni+0.4Cr+6V≤1.1％，低于0.7％时，焊接接头的强度和低温韧性都较低；高于1.1％时，焊接接头强度偏高，容易产生焊接裂纹。

本发明控制3.7≤Ti/N≤7.0，可以保护钢中的B原子，使得B充分固溶，提高淬透性。

本发明控制1.0≤Ca/S≤3.0，可以使钢种的硫化物球化，改善钢的低温韧性和焊接性能。

本发明的屈服强度800MPa级调质高强钢的生产方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述成分采用转炉或电炉炼钢，精炼，铸造成铸坯；

2)铸坯加热

将铸坯于1150～1270℃的炉中加热，待铸坯心部到温后开始保温，保温时间>1.5h；

3)轧制

采用单机架往复轧制或多机架热连轧将铸坯轧至目标厚度，终轧温度为820～920℃，同时终轧温度Tf满足：Ar₃<Tf<Tnr，其中，Ar₃为亚共析钢奥氏体向铁素体转变开始温度：Ar₃＝901-325C-92Mn-126Cr-67Ni-149Mo，Tnr为未再结晶临界温度：Tnr＝887+464C+(6445Nb-644sqrt(Nb))+(732V-230sqrt(V))+890Ti+363Al-357Si；轧制最后一道次轧制压下率>15％；

4)冷却

轧后在(450-Bs)℃温度范围内卷取，

Bs＝630-45Mn-40V-35Si-30Cr-25Mo-20Ni，然后空冷至室温；

5)淬火热处理

淬火加热温度为Ac₃+(30～80)℃，Ac₃为奥氏体转变结束温度，Ac₃＝955-350C-25Mn+51Si+106Nb+100Ti+68Al-11Cr-33Ni-16Cu+67Mo；淬火加热时间为钢板心部达到加热温度后5～40min；淬火冷却速度V>e^{(5.3-2.53C-0.16Si-0.82Mn-0.95Cr-1.87Mo-160B)}℃/s；淬火至(Ms-150)℃以下；Ms为马氏体转变开始温度，Ms＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-11.0Si-7.0Mo；保证得到全马氏体组织；

6)回火热处理

回火热处理：回火温度为400～550℃，钢板心部达到炉温后开始保温，保温20～180min。

在本发明的生产方法中：

本发明步骤(2)铸坯加热至1150～1270℃，心部保温时间>1.5h：加热温度大于1150℃、心部保温时间>1.5h可以保证合金元素充分固溶；加热温度超过1270℃，奥氏体晶粒过度长大，引起晶间结合力减弱，在轧制时容易产生裂纹；另外加热温度超过1270℃容易引起钢坯表面脱碳，对成品力学性能造成影响。

本发明步骤(3)轧制的终轧温度大于Ar₃是为了保证在奥氏体区轧制，终轧温度小于Tnr是为了保证在奥氏体未再结晶区轧制，在奥氏体未再结晶区轧制可以细化奥氏体晶粒和冷却后的组织。经热处理后钢的晶粒度和韧性具有一定遗传性，因此可以改善热处理后钢的强度和韧性。

本发明步骤(3)轧制最后一道次压下率>15％，大压下率轧制是为了在未再结晶区形成足够的变形能，在Ar₃～Tnr温度范围内诱发奥氏体再结晶，细化晶粒。

本发明步骤(4)在450～Bs℃温度范围内卷取是为了得到细小的贝氏体组织，改善钢的韧性。经热处理后钢的晶粒度和韧性具有一定遗传性，因此可以改善热处理后钢的强度和韧性。

本发明步骤(5)淬火热处理：加热温度低于Ac₃+30℃、保温时间低于5min合金难以充分固溶；加热温度大于Ac₃+80℃、保温时间大于40min奥氏体晶粒容易长大，通过控制淬火加热温度和淬火加热时间在一定窄的范围内，可以保证得到细小的奥氏体晶粒，从而细化淬火后的马氏体组织，改善钢的强韧性。

本发明步骤(6)回火热处理：该成分体系的钢回火温度超过400℃并保持钢板心部到温后20min以上时，淬火马氏体中的过饱和碳原子脱溶形成球状Fe₃C渗碳体，合金Mo和V在该温度下会与C反应并形成细小的合金碳化物，可以改善钢的塑性和韧性，同时有效去除钢的内应力；回火温度超过550℃或高保温时间过长，球状Fe₃C渗碳体和合金碳化物发生粗化，反而会恶化钢的韧性，并降低钢的强度；通过调整回火温度和回火时间可以保证强、韧性实现最佳匹配。

本发明涉及的关系式：

0.45<Ceq<0.51，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中元素符号表示对应元素的重量百分含量。

本发明涉及的计算公式：

Ar₃＝901-325C-92Mn-126Cr-67Ni-149Mo；

Tnr＝887+464C+(6445Nb-644sqrt(Nb))+(732V-230sqrt(V))+890Ti+363Al-357Si；

Bs＝630-45Mn-40V-35Si-30Cr-25Mo-20Ni；

Ac₃＝955-350C-25Mn+51Si+106Nb+100Ti+68Al-11Cr-33Ni-16Cu+67Mo；

e^{(5.3-2.53C-0.16Si-0.82Mn-0.95Cr-1.87Mo-160B)}；

Ms＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-11.0Si-7.0Mo；

上述公式中元素符号表示对应元素的重量百分含量×100。

本发明的有益效果：

本发明采用控轧控冷和离线淬火淬火+回火工艺，从化学成分设计、母材组织、淬火加热温度、回火加热温度等方面进行控制，保证在实现超高强度的同时，获得良好的延伸率、低温冲击韧性等性能。

与现有工艺相比，采用本发明的成分、工艺生产的800MPa高强钢具有均一的回火马氏体组织，不同厚度规格、钢卷(钢板)头、中、尾性能波动小；低温冲击韧性也有较大提高。

附图说明

图1为本发明钢实施例1的金相组织图；

图2为本发明钢实施例3的金相组织图；

图3为本发明钢实施例6的金相组织图。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明做进一步说明

采用50kg真空电炉进行冶炼，本发明钢成分的实施例如表1所示。将50kg电炉冶炼的钢水浇注成120mm厚的钢坯，放入电炉中加热，采用多道次将钢坯轧制成目标厚度10mm。终轧温度为820～920℃，同时终轧温度Tf满足：Ar₃<Tf<Tnr；末道次压下率设定17％；轧后采用层流冷却，轧制终冷温度控制范围为(450～Bs)℃，Bs为贝氏体转变开始温度；淬火热处理工艺，淬火加热温度采用：奥氏体转变结束温度(Ac₃)+(30～80)℃，淬火加热时间为钢板心部到温后5～40min；淬火冷却速度V>e^{(5.3-2.53C-0.16Si-0.82Mn-0.95Cr-1.87Mo-160B)}℃/s；淬火冷却至(Ms-150)℃以下；回火热处理工艺：回火温度为400～550℃，回火时间为钢板心部达到到加热温度后20～180min。具体工艺条件如表2所示。

将调质处理后的钢板进行纵向拉伸和纵向冲击试验。各试验样板对应的性能如表3所示。由表3可知，本发明可以制造出屈服强度800Mpa以上的高强度调质钢，其抗拉强850～1000MPa，延伸率>12％，-40℃冲击功>40J。

图1～图3给出了实施例1、3、6试验钢的金相组织图片，可以看出，成品钢板的金相组织为均一的等轴状回火马氏体，且组织细密。

Claims

1.一种屈服强度800MPa级调质高强钢，其成分重量百分比为：C:0.07～0.15％，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:0.010～0.040％，B:0.0005～0.0030％，Al:0.02～0.06％，Ca：0.001～0.004％，N:0.002～0.005％，P≤0.020％，S≤0.010％，O≤0.008％，其余为Fe及不可避免的杂质；且上述元素同时需满足如下关系：0.45％<Ceq<0.51％，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。

2.根据权利要求1所述的屈服强度800MPa级调质高强钢，其特征在于，所述调质高强钢的显微组织为回火马氏体。

3.根据权利要求1或2所述的屈服强度800MPa级调质高强钢，其特征在于，所述调质高强钢的屈服强度为800～950MPa，抗拉强度为850～1000MPa，延伸率>12％，-40℃冲击功>40J。

4.如权利要求1所述的屈服强度800MPa级调质高强钢的生产方法，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述权利要求1所述成分采用转炉或电炉炼钢，精炼，铸造成铸坯；

2)铸坯加热

将铸坯于1150～1270℃的炉中加热，待铸坯心部达到炉温后开始保温，保温时间>1.5h；

3)轧制

4)冷却轧后在(450～Bs)℃温度范围内卷取，Bs＝630-45Mn-40V-35Si-30Cr-25Mo-20Ni，然后空冷至室温；

5)淬火热处理

6)回火热处理

5.根据权利要求4所述的屈服强度800MPa级调质高强钢的生产方法，其特征在于，该生产方法获得的调质高强钢的显微组织为回火马氏体。

6.根据权利要求4或5所述的屈服强度800MPa级调质高强钢的生产方法，其特征在于，该生产方法获得的调质高强钢的屈服强度为800～950MPa，抗拉强度为850～1000MPa，延伸率>12％，-40℃冲击功>40J。