CN115125445B - 一种具有良好强韧性的高强钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种具有良好强韧性的高强钢，其含有Fe和不可避免的杂质，其还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：C：0.20～0.35％、Si：0.05～0.80％、Mn：0.20～1.30％、Al：0.005～0.06％、V≤0.15％、0＜N≤0.028％、Cu≤0.30％、Nb≤0.09％、Ti≤0.02％；以及Cr：0.50～1.80％、Ni：2.00～4.50％、Mo：0.05～0.90％的至少其中之一。相应地，本发明还公开了上述高强钢的制造方法，其包括步骤：(1)冶炼；(2)铸造；(3)加热：控制加热温度为1050～1250℃，保温时间为3～24h；(4)锻造或轧制：控制终轧温度或终锻温度≥800℃，轧后或锻后冷却；(5)淬火+回火热处理：其中淬火温度为850～1000℃，保温时间为60～240min，奥氏体化后采用水淬处理；回火温度为350～550℃，保温时间60～240min，回火后空冷或水冷。

Description

一种具有良好强韧性的高强钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种钢材及其制造方法，尤其涉及一种高强钢及其制造方法。

背景技术

众所周知，高强韧钢在工业生产中的应用十分广泛，其常被用于制造高安全性机械零部件以及结构类部件，如能源领域的系泊链或者矿用圆环链等。

系泊链常用于固定海洋平台等大型浮体，其是非常关键的安保件；而矿用圆环链是煤矿开采领域中所常用的零部件，其同时也是煤矿机械的关键易损件，因此市场要求其所使用的钢材应具有高强度、高韧型、耐磨损、耐腐蚀及高疲劳的性能，以保证制备的机械零部件具有足够的安全性和可靠性。

在当前现有技术中，国内外对高强韧钢材已有较多的研究，其通常的设计思路是：选取适当的化学成分，并配合采用控制轧制控制冷却或淬火+回火工艺，以生产高强韧钢材。其中，在采用控轧控冷方式生产高强钢时，由于这种工艺方案在轧制和冷却过程中的控制难度较大，其在一定程度上会影响钢材力学性能的整体均匀性。

而在采用淬火+回火工艺生产高强度钢材时，操作人员可以具体通过优化合金元素和碳元素的含量，来提高钢材的淬透性，以使钢材在冷却过程中形成马氏体组织。但需要注意的是，以马氏体为主的高强度钢材的位错密度大，其会导致钢材的冲击韧性变差，而且这种高强钢在拉伸过程中很容易出现微小缺陷，如微裂纹，在这种情况下高强钢会迅速断裂失效，其断裂韧性较低。

在当前所设计的超高强韧钢材中，其通常采用的是贝氏体、贝氏体+马氏体或马氏体的微观组织。在这种微观组织中，其贝氏体或马氏体组织中含有过饱和的碳原子，会改变晶格常数，抑制位错运动，从而提高钢材的抗拉强度。此外，细化的组织还可以保证钢材在受力的条件下吸收较多的能量，进而实现较高的抗拉强度和冲击韧性。

当前，虽然已有部分研究人员，开发出了高强韧性的钢材，但这些钢材的力学性能仍然具有较大的局限性。

例如：公开号为CN102747303A，公开日为2012年10月24日，名称为“一种屈服强度1100MPa级高强度钢板及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种具有-40℃低温冲击功的屈服强度1100MPa级高强度钢板及其制造方法，其成分范围(重量百分比)为C：0.15～0.25％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.60～1.20％、P：≤0.013％、S：≤0.003％、Cr：0.20～0.55％、Mo：0.20-0.70％、Ni：0.60～2.00％、Nb：0～0.07％、V：0～0.07％、B：0.0006～0.0025％、Al：0.01～0.08％、Ti：0.003～0.06％、H：≤0.00018％、N≤0.0040％、O≤0.0030％，余量为Fe和不可避免的杂质，且碳当量满足CEQ≤0.60％。屈服强度≥1100MPa、抗拉强度≥1250MPa、夏氏冲击功A_kv(-40℃)大于等于50J。该技术方案所获得的钢板虽然具有超高强度，但没有规定时效冲击性性能。

又例如：公开号为CN103667953A，公开日为2014年3月26日，名称为“一种低环境裂纹敏感性超高强韧性洋系泊链钢及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种系泊链钢，该钢中C：0.12～0.24％，Mn：0.10～0.55％，Si：0.15～0.35％，Cr：0.60～3.50％，Mo：0.35～0.75％，N≤0.006％，Ni：0.40～4.50％，Cu≤0.50％，S≤0.005％，P：0.005～0.025％，O≤0.0015％，H≤0.00015％，采用上述成分和两次淬火工艺生产高强韧系泊链钢的抗拉强度≥1110MPa，屈强比0.88～0.92，延伸率≥12％，断面收缩率≥50％，-20℃的冲击功(A_kv)≥50J。从该专利实施例中可以看出，其延伸率分别为15.5％、13.5％、13.5％和15.0％，低温冲击功-20℃A_kv分别为67J、63J、57J和62J。在该技术方案中，其所获得的钢材的低温冲击功不能稳定满足DNV船级社关于夏氏冲击功≥60J的要求；此外，钢材在5％应变之后时效，钢中的位错密度增加，间隙原子向位错处富集，因此其时效冲击功低于常规的冲击功。根据该技术方案所设计的数据，所设计的这种系泊链钢在-20℃时效冲击功A_kv值同样无法满足60J的要求。

由此可见，上述现有技术所设计的超高强钢均无法兼顾高强韧、高屈服强度、高时效冲击功和抗氢致开裂的性能，其不能满足海洋工程或工程机械用钢的综合性能要求。为此，为了满足当前市场的需求，本发明期望获得一种新的具有良好强韧性的高强钢。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种具有良好强韧性的高强钢，该高强钢具有十分优异的力学性能，其在淬火+回火热处理后的屈服强度可达1050MPa级，同时其还具有良好的冲击韧性、延伸率和断面收缩率，其在应变时效后冲击韧性较高，且抗氢脆性能好，并有良好的耐蚀性、耐磨性、可焊接性能和抗疲劳性能，该高强钢可以有效应用于海洋工程及工程机械等需要高强韧钢材的场合中，其具有良好的推广应用前景。

为了实现上述目的，本发明提出了一种具有良好强韧性的高强钢，其含有Fe和不可避免的杂质，还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：

C：0.20～0.35％、Si：0.05～0.80％、Mn：0.20～1.30％、Al：0.005～0.06％、V≤0.15％、0＜N≤0.028％、Cu≤0.30％、Nb≤0.09％、Ti≤0.02％；以及Cr：0.50～1.80％、Ni：2.00～4.50％、Mo：0.05～0.90％的至少其中之一。

进一步地，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，其各化学元素质量百分含量为：

C：0.20～0.35％、Si：0.05～0.80％、Mn：0.20～1.30％、Al：0.005～0.06％、V≤0.15％、0＜N≤0.028％、Cu≤0.30％、Nb≤0.09％、Ti≤0.02％；以及Cr：0.50～1.80％、Ni：2.00～4.50％、Mo：0.05～0.90％的至少其中之一；余量为Fe和其他不可避免的杂质。

在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，各化学元素的设计原理如下所述：

C：在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，C元素可以提高钢材的淬透性，其可以使钢材在淬火冷却过程中形成硬度较高的相变组织。当钢中C元素含量太低时，则会导致钢材的相变组织如马氏体及贝氏体含量过低，此时钢材无法获得足够的抗拉强度。同时，钢中C元素含量也不宜过高，当钢中C元素含量提高时，则会提高硬质相比例，提高钢材的硬度，但其同时也会导致钢材的韧性下降。因此，考虑到C元素含量对钢材性能的影响，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，将C元素的质量百分含量控制在0.20～0.35％之间。

Si：在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，Si元素有益于提升钢材的强度，添加适量的Si可以在回火时避免形成粗大的碳化物。但当钢中Si元素含量过高时，则会影响钢材的性能，降低钢材的冲击韧性。因此，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，将Si元素的质量百分含量控制在0.05～0.80％之间。

Mn：在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，Mn元素在钢中主要以固溶形式存在，其可以有效提高钢的淬透性，并在淬火时形成高强度的低温相变组织，以使钢材获得良好的耐磨性。但需要注意的是，钢中Mn元素含量也不宜过高，当钢中Mn元素含量过高时，会导致形成较多的残留奥氏体，降低钢的屈服强度，并容易导致中心偏析。因此，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，将Mn元素的质量百分含量控制在0.20～1.30％之间。

Al：在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，Al元素在钢中能够与N配合形成细小的AlN析出物，从而有效抑制奥氏体晶粒的长大。但需要注意的是，钢中Al元素含量也不宜过高，过高含量的Al会导致较大的Al的氧化物形成，而粗大的AlN硬质夹杂会降低钢材的冲击韧性和疲劳性能。因此，考虑到Al元素含量对钢材性能的影响，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，将Al元素的质量百分含量控制在0.005～0.06％之间。

V：在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，V元素在钢中可以与C元素或N元素形成析出物，从而提高钢材的强度。为发挥V元素的有益效果，钢中V元素的含量同样也不宜过高，若钢中C元素和V元素含量过高，则会形成粗大的VC颗粒，降低钢材的冲击韧性。因此，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，将V元素的质量百分含量控制为V≤0.15％。

N：在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，N为间隙原子，其同时也是MX型析出物形成元素。但需要注意的是，钢中N元素含量也不宜过高，当钢中N元素含量过高时会降低钢材的塑性和韧性。因此，为了避免N元素在钢中富集，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，将N元素的质量百分含量为0＜N≤0.028％。

Cu：在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，添加适量的Cu元素不仅可以提高钢材的强度，还有利于提高钢材的耐腐蚀能力。但需要注意的是，钢中Cu元素含量同样也不宜过高，如果钢中Cu含量过高，则在加热过程中会富集在晶界，并导致晶界弱化以致开裂。因此，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，将Cu元素的质量百分含量控制为Cu≤0.30％。

Nb：在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，Nb元素加入钢中，能够形成细小的析出相，其可以对钢材的再结晶起到抑制作用，并有效细化晶粒。晶粒细化在提高钢的力学性能尤其是强度和韧性方面有重要的作用，同时，晶粒细化还有助于降低钢的氢脆敏感性。但钢中Nb元素含量同样也不宜过高，当钢中Nb元素含量过高时，在冶炼过程中会形成粗大的NbC颗粒，其反而会降低钢材的冲击韧性。因此，为发挥Nb元素的有益效果，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，将Nb元素的质量百分含量控制为Nb≤0.09％。

Ti：在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，加入适量的Ti元素可以有效形成细小析出相。但钢中Ti元素含量也不宜过高，当钢中Ti元素含量过高时，则在冶炼过程中会形成粗大的带棱角的TiN颗粒，其会降低钢材的冲击韧性。因此，为了发挥Ti的有益效果，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，将Ti元素的质量百分含量控制为Ti≤0.02％。

此外，需要注意的是，在本发明所设计的这种高强钢中，为了确保钢材的性能，在化学元素设计时，还进一步选择添加了Cr、Ni、Mo这三个元素之中的至少一种。

Cr：在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，Cr元素可以显著提高钢的淬透性，其可以形成硬化的贝氏体组织，从而提高钢材的强度。相应地，钢中Cr元素含量同样也不宜过高，当钢中Cr元素含量过高时，会形成粗大的碳化物，并降低钢材的冲击性能。因此，考虑到Cr元素含量对钢材性能的影响，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，将Cr元素的质量百分含量控制在0.50～1.80％之间。

Ni：在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，Ni元素在钢中以固溶形式存在，钢中添加适量的Ni元素可提高钢材的低温冲击性能。但钢中Ni元素含量同样也不宜过高，过高含量的Ni不但会增加成本，还会导致钢材中的残余奥氏体含量过高，并降低钢材的强度。因此，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，将Ni元素的质量百分含量控制在2.00～4.50％之间。

Mo：在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，Mo元素可在钢中固溶，并能够提高钢材的淬透性，提高钢材强度。此外，当钢材在较高的温度回火时，Mo元素会形成细小的碳化物，以进一步提高钢的强度。但是，考虑到Mo元素为贵金属元素，为有效控制合金的成本，钢中Mo元素含量不宜过高。因此，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，将Mo元素的质量百分含量控制在0.05～0.90％之间。

进一步地，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，在不可避免的杂质中，P≤0.015％、S≤0.005％、B≤0.0010％、Ca≤0.004％，O≤0.0020％、H≤0.0002％、As≤0.03％、Pb≤0.02％、Sn≤0.02％、Sb≤0.01％、Bi≤0.01％。

在上述技术方案中，P元素、S元素、B元素、Ca元素、O元素、H元素、As元素、Pb元素、Sn元素、Sb元素和Bi元素均为钢中的杂质元素，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，应尽可能降低材料中杂质元素的含量。

P：在本发明中，P元素容易在钢中晶界处偏聚，其会降低晶界结合能，恶化钢的冲击韧性。因此，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，将P元素的质量百分含量控制为：P≤0.015％。

S：在本发明中，S元素在钢中会发生偏聚，且形成较多的硫化物夹杂，其会降低钢材的抗冲击性能。因此，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，将S元素的质量百分含量控制为：S≤0.005％。

B：在本发明中，B元素容易在钢的晶界处偏聚，因此，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，将B元素的质量百分含量控制为：B≤0.0010％。

Ca：在本发明中，为精准控制钢中非金属夹杂物，不采用化学性质活泼的Ca元素进行处理。因此，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，将Ca元素的质量百分含量控制为：Ca≤0.004％。

O：在本发明中，O元素会与钢中的Al元素形成氧化物以及复合氧化物，其会影响钢材的性能。因此，为保证钢组织均匀性、低温冲击功和疲劳性能，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，将O元素的质量百分含量控制为：O≤0.0020％。

H：在本发明中，H元素会在钢中缺陷处聚集，在抗拉强度级别超过1000MPa钢中，其会发生氢致延迟断裂。因此，本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，将H元素的质量含量控制为：H≤0.0002％。

相应地，在本发明所设计的这种高强钢中，砷(As)、铅(Pb)、锡(Sn)、锑(Sb)、铋(Bi)等微量元素在回火工艺时，其在回火温度下会向晶界偏析，从而导致晶间结合力减弱，影响材料的性能。此外，As、Pb、Sn、Sb、Bi等元素还会对环境产生不利影响。因此，本发明中，设定As≤0.03％、Pb≤0.02％、Sn≤0.02％、Sb≤0.01％、Bi≤0.01％。

进一步地，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，其还满足：J_H≤0.050，其中J_H＝([P]+[Sn]+[As]+[Pb]+[Sb]+[Bi])*([Si]+[Mn])，式中各化学元素代入其质量百分号前的数值。

在本发明的上述技术方案中，本发明所述的具有良好强韧性的高强钢对设定杂质元素砷(As)、铅(Pb)、锡(Sn)、锑(Sb)、铋(Bi)时，还考虑到了P元素的影响。因此，为了获得更优的实施效果，在本发明中，还可以进一步控制J_H≤0.050。

进一步地，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，其淬透性临界理想直径Di值≥0.05m；其中：

Di＝0.0137[C]×(3.33[Mn]+1)×(0.700[Si]+1)×(0.363[Ni]+1)

×(2.16[Cr]+1)×(3.00[Mo]+1)×(0.365[Cu]+1)×(1.73[V]+1)

式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。

在本发明上述技术方案中，本发明所述的具有良好强韧性的高强钢在控制单一化学元素质量百分含量的同时，还进一步地对淬透性临界理想直径Di值进行了优化控制，并将其控制为Di值≥0.05m。

当然，在一些优选的实施方式中，可以优选地将Di值控制在0.05～0.40m之间。这是因为：当Di值低于0.05m时，则会导致钢材的淬透性不足；而当所设计的Di值高于0.40m时，则会出现制造困难的问题，且成本较高。

进一步地，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，其微合金元素系数r_M/N的范围为1.0～5.9；其中：

r_M/N＝([Al]/2+[Nb]/7)/[N]

式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。

在本发明上述技术方案中，发明人对微合金元素系数r_M/N的范围进行了优化设计。须知，微合金系数r_M/N与纳米尺度的析出物相关，较高的微合金系数r_M/N会导致钢中存有粗大的析出物，无法起到析出强化作用，反而会导致类似夹杂物的不利影响，使得钢材的疲劳强度下降；而较低的微合金系数r_M/N则会导致析出物的数量较少，并无法起到弥散强化的效果。

因此，在本发明中，发明人在控制单一化学元素的质量百分含量的同时，还进一步地控制了微合金元素Al、Nb的含量和N含量的比例关系，并具体将微合金元素系数r_M/N的范围控制在1.0～5.9之间。

进一步地，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，其碳当量Ceq≤1.00，其中Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Ni]+[Cu])/15，式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。

在上述技术方案中，发明人进一步对碳当量Ceq的值进行了优化设计，并将其控制为Ceq≤1.00，以使制备的高强钢能够有效满足焊接场合的需求。

进一步地，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，其耐大气腐蚀指数I≥6.0，其中：

I＝26.0[Cu]+3.9[Ni]+1.2[Cr]+1.5[Si]+17.3[P]-7.3[Cu][Ni]-9.1[Ni][P]-33.4[Cu]²；

式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。

进一步地，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，其微观组织为回火贝氏体+回火马氏体+残余奥氏体。

在本领域中，通常认为不同组织对氢脆敏感性从大到小的排序为，原始马氏体＞低温回火的马氏体＞带有原始马氏体位向的回火屈氏体＞贝氏体＞回火马氏体(高温回火)。

发明人研究发现，以往现有技术中所采用的链条高强钢的微观组织通常为回火马氏体组织。而采用本发明设计的化学成分，充分利用各种合金元素及微合金元素对相变和微观组织的影响，经淬火+回火热处理后，可以形成：回火贝氏体+回火马氏体+少量残留奥氏体的复相组织。

在本发明所设计的这种技术方案中，通过控制钢种的化学成分配比，保证钢的强度、冲击韧性、延伸率和塑性等，以生产出具有超高强韧性和强塑性匹配的高强韧高强度钢材，所制备的这种钢材同时还具有良好的耐候性、耐磨性和抗氢致开裂性能及抗疲劳性能。

进一步地，在本发明所述的具有良好强韧性的高强钢中，其性能满足：屈服强度R_p0.2≥1050MPa，抗拉强度R_m≥1150MPa，延伸率A≥14％，断面收缩率Z≥55％，-20℃夏比冲击功A_kv≥75J，应变时效后-20℃夏氏冲击功A_kv≥65J，抗氢脆系数η(Z)≥0.85。

在本发明上述技术方案中，在对高强钢的性能进行检测时，除了测量-20℃的夏比冲击功A_kv外，还需要进一步测量应变时效(5％变形后在100℃加速时效60min)后-20℃夏比冲击功A_kv。

众所周知，高强度钢在使用过程中不可避免的发生变形(应变)，变形后需要具有较好的低温冲击韧性，因此应变时效冲击功是海洋工程或工程机械用钢的重要技术指标。为此，本发明对于高强钢进行了合理的设计，其所制备的钢材在应变时效(5％变形后在100℃加速时效60min)后-20℃夏比冲击功A_kv≥65J，以适用于海洋工程或工程机械高强度钢制品苛刻的服役条件。

此外，需要说明的是，工程领域通常采用环境条件下拉伸试验面缩率变化来反映应力腐蚀倾向，本发明参考挪威船级社对氢脆敏感性的要求按照GB/T2975-2018《钢及钢产品力学性能试验取样位置及试样制备》制备圆形截面试样，其试样直径为10mm。并按国标GB/T 228.1进行拉伸试验，应变速率≤0.0003/s，获得断面收缩率Z，并定义氢脆敏感性指数η(Z)来评价钢材的抗氢致开裂性能：

η(Z)＝Z₂/Z₁

其中，Z₁表示经过250℃烘烤2h去氢处理后的圆钢经拉伸试验后获得的断面收缩率；Z₂表示圆钢经拉伸试验后获得的断面收缩率。

基于在本发明所设计的这种抗氢脆系数η(Z)，当抗氢脆系数η(Z)越大，则表示钢材的应力腐蚀倾向则越小。在本发明中，本技术方案所制备的这种高强钢的抗氢脆系数η(Z)≥0.85，其具有良好的抗氢脆能力和抗应力腐蚀性能。

相应地，本发明的另一目的在于提供一种上述具有良好强韧性的高强钢的制造方法，该制造方法生产简单，工艺设计合理，所获得的高强钢不仅非常高的强度，还具有良好的冲击韧性、延伸率及面缩率，其抗氢脆能力和抗应力腐蚀性能优异，且具有很好的耐蚀性、耐磨性、可焊接性能和抗疲劳性能。

为了实现上述目的，本发明提出了上述的具有良好强韧性的高强钢的制造方法，其包括步骤：

(1)冶炼；

(2)铸造；

(3)加热：控制加热温度为1050～1250℃，保温时间为3～24h；

(4)锻造或轧制：控制终轧温度或终锻温度≥800℃，轧后或锻后冷却；

(5)淬火+回火热处理：其中淬火温度为850～1000℃，保温时间为60～240min，奥氏体化后采用水淬处理；回火温度为350～550℃，保温时间60～240min，回火后空冷或水冷。

在本发明的上述技术方案中，在步骤(1)的冶炼工艺中，冶炼可以采用电炉冶炼或转炉冶炼，并经过精炼及真空处理。当然，在一些其他的实施方式中，操作人员也可以采用真空感应炉进行冶炼。

相应地，在本发明中，冶炼完成后需要进行铸造，在上述步骤(2)的铸造工艺中，铸造工艺可以具体采用模铸或连铸。

在本发明上述步骤(3)中，具体控制加热温度为1050～1250℃，保温时间为3～24h。其中，本发明所述的高强钢在1050℃～1250℃之间加热，能够完全奥氏体化。在加热过程中，Al、Nb、V的碳化物和氮化物及碳氮化物、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/锻造和冷却过程中，Al、Nb、V能够形成细小的析出物，并且，固溶在奥氏体中的Mn、Cr和Mo可以提高钢的淬透性，并提高马氏体的硬度和强度。

由此，在步骤(4)中，控制终轧温度或终锻温度≥800℃，可以形成具有细化的马氏体和少量贝氏体及残留奥氏体的复相基体组织，同时其还具有细小弥散的析出物。需要注意的是，在本发明上述步骤(4)的锻造或轧制工艺中，在某些实施方式中，钢坯在出加热炉后可以具体经高压水除鳞后开始锻造或轧制，在轧后或锻后可以具体采用空冷或缓冷的方式进行冷却。

相应地，在完成步骤(4)后，还需要对钢材进行淬火+回火热处理，并控制加热到850～1000℃保温后淬火，以在该保温过程中实现充分奥氏体化。在加热过程中，碳化物形成元素Al、Nb、V、Cr和Mo的析出物部分溶解，未溶解的析出物钉扎晶界，抑制奥氏体晶粒粗大(奥氏体晶粒度≥6级)。在淬火冷却过程中，固溶在奥氏体中的合金元素使得钢材具有高强度和良好的韧性。淬火后的钢在350～550℃做回火热处理，Al、Nb、V、Cr和Mo会和C、N形成细小的析出物，提高了钢的强度和塑韧性匹配。

综上，采用本发明所设计的这种淬火+回火热处理的工艺参数，可保证钢具有良好的强塑性和韧性，有利于棒材的加工和使用，例如：棒材经锻造或焊接生产高性能的矿用链。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，直接轧制或锻造至成品尺寸。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，先轧制到中间坯尺寸，再进行中间加热，然后轧制到最终成品尺寸；其中，中间加热温度为1050～1250℃，保温时间为3～24h。

在本发明上述技术方案中，在步骤(4)的锻造或轧制工艺中，当采用锻造工艺时，可以直接锻造至最终成品尺寸；而当采用轧制工艺时，既可以将钢坯直接轧制到最终成品尺寸，也可以将钢坯先轧制到指定的中间坯尺寸，再进行中间加热和轧制到最终成品尺寸。

相较于现有技术，本发明所述的具有良好强韧性的高强钢及其制造方法具有如下所述的优点以及有益效果：

本发明通过合理设计化学成分并结合优化工艺，开发出了一种具有良好强韧性的高强钢，所设计的这种高强钢所对应轧制或锻造好的棒材在淬火后采用回火热处理工艺，可以形成回火马氏体和少量回火贝氏体及残留奥氏体的微观组织，且其还具有细小弥散的析出物。

本发明所制备的这种高强钢具有十分优异的力学性能，其在淬火+回火热处理后的屈服强度可达1050MPa级，其性能满足：屈服强度R_p0.2≥1050MPa，抗拉强度R_m≥1150MPa，延伸率A≥14％，断面收缩率Z≥55％，-20℃夏比冲击功A_kv≥75J，应变时效后-20℃夏氏冲击功A_kv≥65J，抗氢脆系数η(Z)≥0.85。

由此可见，该高强钢在具备超高强度的同时，还具有良好的冲击韧性、延伸率和断面收缩率，其在应变时效后冲击韧性较高，且抗氢脆性能好，并有良好的耐蚀性、耐磨性、可焊接性能和抗疲劳性能，其可以有效应用于海洋工程及工程机械等需要高强韧钢材的场合，具有良好的推广应用前景。

相应地，本发明还对该高强钢的制造工艺进行了优化设计，其制造工艺设计合理，工艺窗口宽松，可以在棒材或高速线材产线上实现批量商业化生产，其适用性广泛，生产制备简单。

具体实施方式

下面将结合具体的实施例对本发明所述的具有良好强韧性的高强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1-15和对比例1-4

实施例1-15的高强钢均采用以下步骤制得：

(1)按照下述表1-1、表1-2和表1-3所示的化学成分进行冶炼：在实际操作时，冶炼可以采用50kg真空感应炉、150kg真空感应炉或500kg真空感应炉进行冶炼，也可以采用电炉冶炼+炉外精炼+真空脱气的方式进行冶炼，还可以采用转炉+炉外精炼+真空处理的方式进行冶炼。

(2)铸造：采用模铸或连铸进行铸造，以获得铸锭。

(3)加热：将铸锭放到加热炉内加热，并控制加热温度为1050～1250℃，保温时间为3～24h。

(4)锻造或轧制：锻造或轧制：控制终轧温度或终锻温度≥800℃，轧后或锻后冷却。其中，当进行锻造时，可以直接锻造至最终成品尺寸；而当进行轧制时，既可以采用钢坯直接轧制到最终成品尺寸，也可以采用钢坯先轧制到指定的中间坯尺寸，再进行中间加热，然后轧制到最终成品尺寸。其中，中间加热温度可以控制在1050～1250℃之间，保温时间可以控制在3～24h之间。

(5)淬火+回火热处理：其中淬火温度为850～1000℃，保温时间为60～240min，奥氏体化后采用水淬处理；回火温度为350～550℃，保温时间60～240min，回火后空冷或水冷。

在本发明中，实施例1-15的具有良好强韧性的高强钢的化学成分设计以及相关工艺均满足本发明设计规范要求。相应地，在对比例中，对比例1-4的化学成分设计以及相关工艺均存在不满足本发明设计规范要求的参数。

表1-1和表1-2列出了实施例1-15的具有良好强韧性的高强钢和对比例1-4的对比钢材的各化学元素的质量百分配比。

表1-1.(wt.％，余量为Fe和除P、S、B、Ca、O、H、As、Pb、Sn、Sb和Bi以外的其他不可避免的杂质)

表1-2.

表1-3列出了由实施例1-15的具有良好强韧性的高强钢和对比例1-4的对比钢材的各化学元素的质量百分含量计算得到的有害元素系数J_H值、淬透性临界理想直径Di值、微合金元素系数r_M/N、碳当量Ceq和耐大气腐蚀指数I。

表1-3.

注：上表中，J_H＝([P]+[Sn]+[As]+[Pb]+[Sb]+[Bi])*([Si]+[Mn])

Di＝0.0137[C]×(3.33[Mn]+1)×(0.700[Si]+1)×(0.363[Ni]+1)×(2.16[Cr]+1)×(3.00[Mo]+1)×(0.365[Cu]+1)×(1.73[V]+1)

r_M/N＝([Al]/2+[Nb]/7)/[N]；

Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Ni]+[Cu])/15；

I＝26.0[Cu]+3.9[Ni]+1.2[Cr]+1.5[Si]+17.3[P]-7.3[Cu][Ni]-9.1[Ni][P]-33.4[Cu]²；

式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。

在本发明中，实施例1-15的具有良好强韧性的高强钢和对比例1-4的对比钢材的具体生产工艺操作如下所述：

实施例1

按表1-1和表1-2所示的化学成分在50kg真空感应炉上进行冶炼，冶炼获得的钢水浇铸成钢锭，加热并经锻造开坯。其中，控制钢锭加热温度为1180℃，保温9h后进行后续锻造，控制终锻温度为910℃，最终锻造成直径为Φ50mm的棒料，锻后空冷。而后再对棒材进行淬火+回火热处理，其先在890℃保温90min后淬火，然后再在430℃的回火温度下，保温60min后水冷。

实施例2-6

在本发明中，除了表1-1和表1-2所采用的化学元素成分与实施例1存在区别外，在实施例2-6的实施方式中，其所采用的工艺参数与手段均与上述实施例1完全相同。

实施例7

按表1-1和表1-2所示的化学成分在150kg真空感应炉上进行冶炼，并将钢水浇铸成钢锭，加热并经锻造开坯。其中，控制钢锭加热温度为1200℃，保温10h后进行后续锻造，控制终锻温度为960℃，最终锻造成直径为Φ90mm的棒料，锻后堆积缓冷。相应地，再对棒材进行淬火+回火热处理，其先在910℃保温150min后淬火，然后再在460℃的回火温度下，保温100min后水冷。

实施例8-9

在本发明中，除了表1-1和表1-2所采用的化学元素成分与实施例7存在区别外，在实施例8的实施方式中，除了淬火温度以外，其所采用的工艺参数与手段均与上述实施例7完全相同。需要注意的是，在实施例9的实施方式中，除了淬火温度以外，其所采用的工艺参数与手段均与上述实施例7完全相同，实施例9的淬火温度为970℃。

实施例10

按表1-1和表1-2所示的化学成分进行电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后连铸成280mm×280mm连铸坯。在加热过程中，控制连铸坯缓慢加热至1200℃，且保温4h后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，并直接轧制成成品，控制终轧温度为970℃，最终轧制成直径为φ90mm的棒料，轧制后空冷，砂轮剥皮处理，经过超声波探伤和磁粉探伤等检验。相应地，再对棒材进行淬火+回火热处理，其首先在850℃保温180min后淬火，然后再在390℃的回火温度下，保温120min后空冷。

实施例11

按表1-1和表1-2所示的化学成分进行电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后连铸成320mm×425mm连铸坯。在加热过程中，控制连铸坯缓慢加热到1210℃，且保温5h后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，并控制终轧温度为820℃，以获得尺寸为140mm×140mm的中间坯。而后再将中间坯加热至1180℃，保温12h后，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制中间坯终轧温度为870℃，以获得规格为Φ25mm的成品棒材，轧制后空冷。相应地，再对棒材进行淬火+回火热处理，其首先在870℃保温60min后淬火，然后再在530℃的回火温度下，保温60min后水冷。

实施例12

按表1-1和表1-2所示的化学成分进行进行电炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后连铸成320mm×425mm连铸坯。在加热过程中，控制连铸坯加热至1230℃，保温3.5h后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制终轧温度为1080℃，以获得尺寸为260mm×260mm的中间坯。而后再将中间坯加热至1160℃，保温3.5h后，出炉经高压水除鳞后开始轧制，控制中间坯终轧温度为880℃，以获得规格为Φ50mm的成品棒材，且在轧后进行空冷。相应地，再对棒材进行淬火+回火热处理，其首先在890℃保温70min后淬火，然后再在430℃的回火温度下，保温60min后水冷。

实施例13

按表1-1和表1-2所示的化学成分进行进行转炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后模铸获得模铸坯，将铸坯加热至1180℃，保温12h进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，轧制成中间坯，控制终轧温度为1050℃，获得尺寸为220mm×220mm的中间坯。而后再将中间坯加热至1150℃，保温3h，出炉经高压水除鳞后开始轧制，并控制中间坯终轧温度为850℃，以获得规格为Φ75mm的成品棒材，且在轧后进行空冷。相应地，再对棒材进行淬火+回火热处理，其首先在900℃保温80min后淬火，然后再在450℃的回火温度下，保温60min后水冷。

实施例14

按表1-1和表1-2所示的化学成分进行进行转炉冶炼，并进行精炼和真空处理，而后模铸成模铸坯，控制铸坯缓慢加热至1220℃，保温10h后进行后续轧制。钢坯出加热炉经高压水除鳞后开始轧制，控制终轧温度为940℃，最终轧制成Φ160mm棒料。轧制后缓慢空冷，然后砂轮剥皮处理。相应地，再对棒材进行淬火+回火热处理，其首先在900℃保温200min后淬火，然后再在460℃的回火温度下，保温180min后水冷。

实施例15

按表1-1和表1-2所示的化学成分在500kg真空感应炉上进行冶炼，钢水模铸获得钢锭，加热并经锻造开坯。其中，控制钢锭加热温度为1060℃，保温20h后进行后续锻造，控制终锻温度为920℃，最终锻造成直径为Φ90mm的棒料，锻后堆积缓冷。而后再对棒材进行淬火+回火热处理，其先在900℃保温160min后淬火，然后再在420℃的回火温度下，保温90min后水冷。

对比例1

实施方式同实施例1，在对比例1中，按表1-1和表1-2所示的化学成分在50kg真空感应炉上进行冶炼。钢水浇铸成钢锭，加热并经锻造开坯，控制钢锭加热至1180℃，保温9h后进行后续锻造，控制终锻温度为910℃，最终锻造成直径为Φ50mm的棒料，锻后空冷。而后再对棒材进行淬火+回火热处理，其先在890℃保温120min后淬火，然后再在430℃的回火温度下，保温60min后水冷。

对比例2：选自市售商品钢材，其制备过程此处不再赘述，其具体规格为直径为Φ50mm的棒料，该棒料同样需要进行淬火+回火热处理，其先在910℃保温150min后淬火，然后再在460℃的回火温度下，保温100min后水冷。

对比例3

实施方式同实施例7，在对比例3中，按表1-1和表1-2所示的化学成分在150kg真空感应炉上进行冶炼。钢水浇铸成钢锭，加热并经锻造开坯，控制钢锭加热至1200℃，保温10h后进行后续锻造，控制终锻温度为960℃，最终锻造成直径为Φ50mm的棒料，锻后堆积缓冷。而后再对棒材进行淬火+回火热处理，其先在890℃保温150min后淬火，然后再在430℃的回火温度下，保温100min后水冷。

对比例4

实施方式同实施例15，在对比例4中，按表1-1和表1-2所示的化学成分在500kg真空感应炉上进行冶炼，钢水模铸获得钢锭，加热并经锻造开坯。在加热过程中，控制钢锭加热温度为1060℃，保温20h后进行后续锻造，控制终锻温度为920℃，最终锻造成Φ90mm棒料，锻后空冷。而后再对棒材进行淬火+回火热处理，其先在900℃保温180min后淬火，然后再在420℃的回火温度下，保温90min后水冷。

表2-1和表2-2列出了实施例1-15的具有良好强韧性的高强钢和对比例1-4的对比钢材在上述工艺步骤(1)-(4)中的具体工艺参数。

表2-1.

表2-2.

在本发明中，实施例11、实施例12和实施例13这三种实施方式，在轧制过程中，是将钢坯先轧制到各自指定的中间坯尺寸，而后再次进行加热和轧制到最终成品尺寸。

将获得的成品实施例1-15的具有良好强韧性的高强钢和对比例1-4的对比钢材分别取样，对各钢材的微观组织进行观察和分析。观察发现，在本发明中，实施例1-15的具有良好强韧性的高强钢中的微观组织为回火贝氏体+回火马氏体+残余奥氏体。

在完成上述对于金相组织的观察和分析后，为了进一步说明本发明所制备的高强钢的性能。发明人进一步将制备的成品实施例1-15的具有良好强韧性的高强钢和对比例1-4的对比钢材分别取样，按照GB/T 2975-2018《钢及钢产品力学性能试验取样位置及试样制备》制备样品，并按照GB/T 228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》进行拉伸试验，同时采用GB/T 229-2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》测试各实施例和对比例在-20℃夏比冲击功A_kv，以及在应变时效(5％变形后在100℃加速时效60min)后-20℃夏比冲击功A_kv。

在本发明中，每个实施例和对比例均具体设计了三个试样来进行冲击试验，表3之中冲击功各栏中三个数据分别对应三个试样的试验结果。相关力学性能检测结果列于下述表3之中。

此外，在本发明中，还对各实施例和对比例的试样钢材进一步在在930℃保温4小时后进行水淬，制样后按照标准ASTM E112评定其奥氏体晶粒度。

需要说明的是，工程领域通常采用环境条件下拉伸试验面缩率变化来反映应力腐蚀倾向，本发明参考挪威船级社对氢脆敏感性的要求按照GB/T 2975-2018《钢及钢产品力学性能试验取样位置及试样制备》制备圆形截面试样，试样直径为10mm。并按国标GB/T228.1进行拉伸试验，应变速率≤0.0003/s，以获得断面收缩率Z，并定义氢脆敏感性指数η(Z)来评价钢材的抗氢致开裂性能：

η(Z)＝Z₂/Z₁

其中，Z₁表示经过250℃烘烤2h去氢处理后的圆钢经拉伸试验后获得的断面收缩率；Z₂表示圆钢经拉伸试验后获得的断面收缩率。

基于在本发明所设计的这种抗氢脆系数η(Z)，当抗氢脆系数η(Z)越大，则表示钢材的应力腐蚀倾向则越小，其抗氢脆能力和抗应力腐蚀性能越优异。

表3列出了实施例1-15的具有良好强韧性的高强钢和对比例1-4的对比钢材的力学性能和奥氏体晶粒度的试验结果。

表3.

从上述表3可以看出，本发明所述的实施例1-15的具有良好强韧性的高强钢的综合性能明显优于对比例1-4的对比钢。

在本发明中，对比例1的屈服强度超过了1050MPa，塑性较好，但韧性略低，应变时效后冲击功不能全部超过65J，且抗氢脆系数较低，奥氏体晶粒度不理想，其中6.5(3)表示平均晶粒度为6.5，但出现了双重晶粒度，存有级别为3的粗大晶粒。结合表1-1和表1-2可知，对比例1钢材的铝含量偏低；结合表2可知对比例1的微合金系数r_M/N偏低。

相应地，在本发明中，对比例2所设计的钢材的强度较低，与碳含量偏低有关。对比例3所设计的化学成分中，含Nb较高，并没有形成析出强化效果，导致最终所得的钢材强度低；对比例4中Cr含量较高，碳当量也较高，其硫含量、氧含量较高，其最终所获的钢材的冲击韧性和抗氢脆系数低，其奥氏体晶粒略显粗大(评级为6)，制备的链条在试验过程中发生早期疲劳断裂。

而本发明实施例1-15所获得钢材具有十分优异的性能，其屈服强度均R_p0.2在1055-1175MPa之间，抗拉强度R_m在1154-1247MPa之间，延伸率A在14-17％之间，断面收缩率Z在56-67％之间，-20℃夏比冲击功A_kv在76-150J之间，氢脆系数η(Z)在0.85-0.98之间，在应变时效(5％变形后在100℃加速时效60min)后-20℃夏比冲击功A_kv在69-123J之间。

相应地，实施例1-15所获得这种高强钢的奥氏体晶粒度在7-8级之间。实施例1-15的高强钢的微观组织是贝氏体、回火马氏体及少量残留奥氏体，而采用实施例1-15的高强钢制备链条热处理后的微观组织是细化的回火贝氏体和回火马氏体。

需要说明的是，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 (10)

1.一种具有良好强韧性的高强钢，其特征在于，其各化学元素质量百分含量为：

C：0.20～0.35％、Si：0.05～0.80％、Mn：0.20～1.30％、Al：0.005～0.06％、0＜N≤0.028％、Cu≤0.30％、Nb：0.002～0.09％、Ti≤0.02％、Ni：2.24～4.50％；以及Cr：0.50～1.80％、Mo：0.05～0.90％的至少其中之一；余量为Fe和其他不可避免的杂质；

其微合金元素系数r_M/N的范围为1.0～5.9；其中：

r_M/N＝([Al]/2+[Nb]/7)/[N]；

式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值；

其性能满足：屈服强度R_p0.2≥1050MPa，抗拉强度R_m≥1150MPa，延伸率A≥14％，断面收缩率Z≥55％，-20℃夏比冲击功A_kv≥75J，应变时效后-20℃夏氏冲击功A_kv≥65J，抗氢脆系数η(Z)≥0.85。

2.如权利要求1所述的具有良好强韧性的高强钢，其特征在于，在不可避免的杂质中，P≤0.015％、S≤0.005％、B≤0.0010％、Ca≤0.004％，O≤0.0020％、H≤0.0002％、As≤0.03％、Pb≤0.02％、Sn≤0.02％、Sb≤0.01％、Bi≤0.01％。

3.如权利要求2所述的具有良好强韧性的高强钢，其特征在于，其还满足：J_H≤0.050，其中J_H＝([P]+[Sn]+[As]+[Pb]+[Sb]+[Bi])*([Si]+[Mn])，式中各化学元素代入其质量百分号前的数值。

4.如权利要求1所述的具有良好强韧性的高强钢，其特征在于，其淬透性临界理想直径Di值≥0.05m；其中：

Di＝0.0137[C]×(3.33[Mn]+1)×(0.700[Si]+1)×(0.363[Ni]+1)

×(2.16[Cr]+1)×(3.00[Mo]+1)×(0.365[Cu]+1)×(1.73[V]+1)

式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。

5.如权利要求1所述的具有良好强韧性的高强钢，其特征在于，其碳当量Ceq≤1.00，其中Ceq＝[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Ni]+[Cu])/15，式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。

6.如权利要求1所述的具有良好强韧性的高强钢，其特征在于，其耐大气腐蚀指数I≥6.0，其中：

I＝26.0[Cu]+3.9[Ni]+1.2[Cr]+1.5[Si]+17.3[P]-7.3[Cu][Ni]-9.1[Ni][P]-33.4[Cu]²；

式中各化学元素均代入该化学元素质量百分含量的百分号前面的数值。

7.如权利要求1所述的具有良好强韧性的高强钢，其特征在于，其微观组织为回火贝氏体+回火马氏体+残余奥氏体。

8.如权利要求1-7中任意一项所述的高强钢的制造方法，其特征在于，其包括步骤：

(1)冶炼；

(2)铸造；

(3)加热：控制加热温度为1050～1250℃，保温时间为3～24h；

(4)锻造或轧制：控制终轧温度或终锻温度≥800℃，轧后或锻后冷却；

(5)淬火+回火热处理：其中淬火温度为850～1000℃，保温时间为60～240min，奥氏体化后采用水淬处理；回火温度为350～550℃，保温时间60～240min，回火后空冷或水冷。

9.如权利要求8所述的制造方法，其特征在于，在步骤(4)中，直接轧制或锻造至成品尺寸。

10.如权利要求8所述的制造方法，其特征在于，在步骤(4)中，先轧制到中间坯尺寸，再进行中间加热，然后轧制到最终成品尺寸；其中，中间加热温度为1050～1250℃，保温时间为3～24h。