一种抗拉强度700MPa级复合微合金化高强钢锻件及其生产方法

文档序号:3313754阅读:304来源:国知局
一种抗拉强度700MPa级复合微合金化高强钢锻件及其生产方法
【专利摘要】一种抗拉强度700MPa级复合微合金化高强钢锻件及其生产方法。本发明涉及一种抗拉强度700MPa级低焊接裂纹敏感性高强钢锻件及其生产方法。以重量百分含量计,锻件由以下化学成分组成: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%,其余为Fe及不可避免的杂质;同时Pcm≤0.26%。本发明中锻件的板厚可达200mm,力学性能满足:屈服强度≥560MPa,抗拉强度≥700MPa,延伸率≥17%,KV2(-40℃)≥80J。
【专利说明】一种抗拉强度700MPa级复合微合金化高强钢锻件及其生
产方法
【技术领域】
[0001]本发明属于高强度低合金钢生产领域,具体涉及一种抗拉强度700MPa级低焊接裂纹敏感性高强钢锻件及其生产方法。
【背景技术】
[0002]随着我国冶金工业以及“西电东输”和“西气东输”等重大工程的迅速发展,调质高强度钢及锻件以其优良的综合性能在发电用压力钢管、水电机组涡壳、天然气储罐和冶金成套设备用储气球罐的建造中得到了广泛应用,需求量逐年增加,对更高强度调质钢及其配套锻件的应用要求也日益迫切。
[0003]中国专利申请号:200910063768.2公开了 “一种抗拉强度700MPa级低焊接裂纹敏感性钢及其生产方法”,采用如下化学成分(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%中的两种或两种以上,其余为Fe及不可避免的杂质。但该专利是按传统纯净钢工艺进行轧制、调质热处理生产出的钢板最大厚度为60_ ;采用该专利生产的钢抗拉强度Rm ≤ 690MPa, -20°C KV2 ≤ 47J。
[0004]中国专利申请号:20131053273.5公开了“一种薄带连铸700MPa级高强耐大气腐蚀钢制造方法”,其包括如下步骤:1)冶炼钢水化学成分重量百分比为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,还包含微合金元素Nb、V、T1、Mo中至少一种,Nb:0.01-0.1%,V:0.01-0.l%,T1:0.01-0.1%,Μο:0.1-0.5%,其余为 Fe 和不可避免的杂质;2)薄带连铸,直接浇铸出厚度为l_5mm的铸带;3)铸带冷却,冷却速率大于20°C /s ;4)铸带在线热轧,热轧温度1050-125(TC ;压下率为20-50%,形变速率> 20^1 ;热轧后发生奥氏体在线再结晶,热轧带厚度为0.5-3.0mm ;5)冷却,卷取,冷却速率10_80°C /s ;卷取温度520-670°C。获得的钢带显微组织主要由分布均匀的贝氏体和针状铁素体构成。
[0005]目前国内外已就高强度耐大气腐蚀钢及其制造方法申请了数项类似上述专利,其中700MPa强度级别的耐大气腐蚀钢,大都采用Nb、V、T1、Mo复合微合金化技术,通过细晶强化和沉淀强化来提高耐大气腐蚀钢的综合力学性能。利用上述这种薄带连铸方法生产的低碳低合金钢产品强度较高,但最主要问题是产品的延伸率不高和低温韧性较差。由于通常薄带连铸工艺热轧压下率不超过50%,通过形变细化奥氏体晶粒的效果不佳,因而该类钢的塑性和低温韧性较差。

【发明内容】

[0006]本发明的目的之一是提供一种抗拉强度700MPa级低焊接裂纹敏感性高强钢锻件,本锻件不但具有高强度、高韧性、高可焊接性以及良好成形性等优秀力学性能,而且本锻件还是符合低焊接裂纹敏感性的要求的最大厚度达200mm的700MPa级低合金钢锻件。
[0007]为实现上述发明目的,以重量百分含量计,锻件由以下化学成分组成: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%,其余为Fe及不可避免的杂质;同时锻件的焊接裂纹敏感性指数Pem g 0.26%。
[0008]作为本发明的优选方案,锻件的化学成分重量百分比为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%,其余为 Fe 及不可避免的杂质。
[0009]作为本发明的优选方案,锻件的化学成分重量百分比为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%,其余为 Fe 及不可避免的杂质。
[0010]作为本发明的优选方案,锻件的化学成分重量百分比为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%,其余为 Fe 及不可避免的杂质。
[0011]作为本发明的优选方案,锻件的化学成分重量百分比为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%,其余为 Fe 及不可避免的杂质。
[0012]本发明的目的之二是提供上述抗拉强度700MPa级低焊接裂纹敏感性高强钢锻件的生产方法,包括铁水脱硫扒渣、转炉冶炼、LF炉精炼、RH真空处理、板坯浇铸、板坯加热、轧制、冷却和回火工艺 ;
[0013]在板坯浇铸过程中,设定加热温度:1200~1230°C,在炉时间:220~400分钟,以保证板坯充分奥氏体化;
[0014]在轧制过程中,采用两阶段控轧,精轧第I阶段在奥氏体完全再结晶温度区进行,980°C<终轧温度≤1100°C,中间坯待温;精轧第II阶段在非再结晶区进行,开轧温度(900°C,终轧温度为840±10°C,非再结晶区累积变形量≤60% ;
[0015]厚板控轧后进入层流冷却系统,冷却速率为20~40°C /s,终冷温度在450~500 0C ;
[0016]轧制后的厚板采用调质热处理工艺,淬火温度为910~930°C,保温时间为板厚X 1.5分钟;回火温度为630~670°C,保温时间:板厚X 2.5~板厚X 3分钟;所述板厚单位为mm。
[0017]厚板轧后组织为粒状贝氏体即针状铁素体和超细化板条贝氏体。
[0018]厚板回火后的组织为均匀细小的回火索氏体,即板条状铁素体基体上分布有析出碳氮化物。
[0019]本发明的技术方案的有益效果如下:
[0020]微合金化与控轧控冷相结合是本发明在生产高性能焊接高强钢中的核心技术手段。采用控轧控冷工艺,可在碳含量很低和合金元素含量较低的情况下有效地提高钢的强韧性及改善钢的焊接性和各种加工性能,与Nb、V、Ti等微合金元素相结合,效果更佳。控车L的实质是得到细小的奥氏体晶粒,以便在Υ-α相变后得到细小铁素体晶粒和细小的其它相变产物(细珠光体或细小贝氏体等),有效地提高钢的强韧性。控冷的实质是防止控轧后细小奥氏体晶粒及铁素体晶粒重新再结晶或长大,以便相变后得到细小晶粒和相应组织。在含微合金元素的钢中,控轧控冷还有利于得到细小而分布均匀的微合金碳氮化物,提闻位错密度,从而提闻强化效果。
[0021]复合微合金化钢合金设计的主线是在低合金钢中添加适量配比的强碳氮化物形成元素Nb、V、T1、Mo等进行微合金化,并与控轧控冷技术手段相结合生产出抗拉强度700MPa高性能焊接高强钢锻件。该技术利用形变和相变相结合的原理,将热变形细化组织保持到随后冷却相变过程中,为相变细化组织创造条件,最终得到细化的微合金钢晶粒,从而满足钢的高强度、高韧性和低焊接裂纹敏感性要求。
[0022]本发明的锻钢具有如下优点:
[0023]I)、采用复合微合金化低碳贝氏体钢成分设计
[0024]本发明在成分设计上遵循低碳、低Pem值的Mn-N1-Mo-V系低碳贝氏体钢成分,满足可焊性要求。要求高强度锻钢不预热焊接,不产生焊接冷裂纹。降低碳含量,可获得良好的焊接性能;控制碳含量在0.07~0.12%,加入Cr、Mn、Mo等元素降低贝氏体形成温度;加入Ni元素提高钢低温韧性及改善中心性能;采用Nb、V、Ti微合金化进行复合强化,使降低碳含量成为可能,同时利用Nb、V、Ti等微合金元素的复合沉淀析出保证锻钢获得足够的强度和提高锻钢的低温冲击韧性;无B或微B设计,避免钢中形成大尺寸BN复合夹杂物。低S、P的成分,保证了钢的纯净,从而确保了发明钢具有优良的综合力学性能。
[0025]2)、采用两阶段控轧控冷轧制工艺
[0026]本发明采用奥氏体完全再结晶区+奥氏体未再结晶区两个阶段控轧控冷的工艺获得抗拉强度700MPa高性能焊接高强钢锻件。两阶段控轧工艺生产效率高,可操作性强。在奥氏体完全再结晶区+奥氏体未再结晶区分别进行轧制,通过对终轧温度的控制,大部分的Nb、V、Ti等微合金元素会保持固熔状态,待到铁素体相变时,在铁素体当中析出,起到析出强化作用;通过对未再结晶区总变形量的控制,部分的Nb、V、Ti在奥氏体区域应变诱导析出,起到细化晶粒的作用。经两阶段控轧控冷工艺措施最终使锻钢获得细小板条贝氏体为主的组织,回火后获得伴随微合金元素的碳氮化物析出的组织均匀、晶粒细小、韧性高而强度适中的回火索氏体或回火贝氏体组织,从而保证锻钢具有良好的综合力学性能。
[0027]3)、采用合理的调质热处理工艺
[0028]本发明锻钢经控轧控冷工艺措施使其金相组织中出现一种粒状组织,是α -Fe基体上分布块状的地Μ/A相结构,称之为粒状贝氏体。由于这种铁素体加贝氏体组织韧性不足,需要进行回火,使得贝氏体得以分解,改善韧性。回火实质是将韧性差而强度高的马氏体或贝氏体分解,以获得组织均匀、晶粒细小、韧性高而强度适中的回火索氏体或回火贝氏体。回火索氏体比正火态的铁素体加珠光体组织均匀、晶粒细小,析出的碳化物颗粒细小且分布均匀等原因,所以具有比正火钢更高的强韧性。回火主要目的是消除钢的组织应力,使组织更均匀,性能更稳定,同时使微合金元素的碳氮化物进一步析出,以增加沉淀强化效果,从而提高钢的强韧性。
[0029]本发明采用新颖的化学成分设计和相匹配的两阶段控轧控冷以及合理的淬火+回火热处理工艺是保证锻件具有合理的微观组织和各项力学性能满足要求的必要条件。合理的热处理工艺能够保证锻钢具有均匀的微观组织,从而保证锻件具有良好的常温拉伸性能、低温韧性等指标。本发明锻钢经过系列调质热处理工艺性能试验确定了其最佳调质热处理工艺如下:
[0030]最佳淬火温度为910~930°C,保温时间:(板厚X 1.5)分钟;最佳回火温度为630~670°C,保温时间:(板厚X2.5~3)分钟。
[0031]本发明锻钢经两阶段控轧控冷及合理的调质热处理后,具有极优综合力学性能、冷热加工性能和焊接性能。本发明钢可采用手工电弧焊、埋弧焊、气体保护焊、钨极惰性气体保护焊等方法焊接,可用于制造1000m3以上大型天然气球罐以及水电站压力钢管、水电机组润壳等构件,特别是:
[0032](I)、该锻件具备低焊接裂纹敏感性,焊接性能优异,可简化焊接工艺,降低成本,适应大生产要求。
[0033](2)、该锻件屈服强度≥560MPa,抗拉强度≥700MPa,延伸率≥17 %,KV2 (-40 0C )≥80J,强度大于现行低温承压设备用低合金钢锻件NB/T47009-2010中的钢种。
[0034](3)、锻件生产工艺可控,生产成本低,可高效率生产。
【专利附图】

【附图说明】
[0035]图1为本发明实例3金相显微组织照片。
[0036]图2为本发明实例6金相显微组织照片。
[0037]图3a和图3b为本发明实例3透射电镜上观察第二相析出物的形貌、尺寸及分布照片和能谱图。
[0038]图4a和图4b为本发明实例6透射电镜上观察第二相析出物的形貌、尺寸及分布照片和能谱图。
[0039]图3a、3b和图4a、4b均表明本发明钢的显微组织符合预期,为回火索氏体(针状铁素体基体上分布有析出碳氮化物)。铁素体晶粒尺寸平均约为8.75 μ m(对应的晶粒度级别为10.5级),铁素体基体上均匀分布着6~25nm的球状[Nb,Ti] (C,N)析出相粒子。
【具体实施方式】
[0040]本发明为了达到上述目的,设计了一种全新的抗拉强度700MPa级钒铌钛复合微合金化高强钢锻件,锻件由以下化学成分组成: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%,其余为Fe及不可避免的杂质;同时锻件的焊接裂纹敏感性指数Pem ^ 0.26%。
[0041 ] 焊接裂纹敏感性指数Pm按照下式确定:
[0042]Pcm = C+Si/30+Ni/60+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+V/10+5B(% )。
[0043]本发明所添加的合金元素是基于以下原理:
[0044]C:0.07~0.12%Χ是提高钢材强度最有效的元素,随着碳含量的增加,钢中Fe3C量增加,钢的抗拉强度和屈服强度提高。但是,碳含量增加,钢的塑性指标延伸率和冲击韧性下降,特别是低温韧性显著下降,韧脆转变温度显著提高,焊接时热影响区会产生淬硬现象,焊接冷裂纹敏感性增加,不能满足天然气球罐、水电站压力钢管以及水电机组涡壳的使用要求。此外C还是影响Pcm的主要元素,要控制钢的Pcm值=0.26%,使其具有低的焊接裂纹敏感性,钢中C含量控制在0.07~0.12%。
[0045]S1:0.2~0.4%。Si进入铁素体起到固溶强化作用,降低屈强比,但是Si会显著地提高钢的韧脆转变温度,同时也会恶化塑性及焊接性能,因此,Si的含量控制在0.2~
0.4%为宜。
[0046]Mn: 1.20~1.80%。Mn主要是提高钢的淬透性,保证厚板有足够的淬透能力。同时,Mn有显著的固溶强化作用,在低碳钢中可以细化奥氏体晶粒,从而细化铁素体。Mn含量小于2%时,不降低钢的韧性。Mn能推迟F-B相变,降低Bs点,促进形成细晶粒的铁素体。
[0047]N1:1.30~1.80%。提高钢的韧性。Ni是扩大奥氏体区元素,可以降低Al及A3点,抑制粗大的先共析铁素体,显著改善钢材的韧性,特别是低温韧性,降低钢材的韧脆转变温度;
[0048]Mo:0.2~0.4%。Mo能有效地推迟珠光体相变,不影响贝氏体相变,促进形成贝氏体。Mn、Mo、B联合使用,更有利于获得针状铁素体,而不是多边形铁素体。但是加入Mo也会提高钢的淬硬性,从而提高钢材焊接冷裂纹敏感性,所以控制Mo的含量在0.2~0.4%。
[0049]Nb:0.02~0.1 %。Nb能细化晶粒和降低钢的过热敏感性及回火脆性,提高强度,但塑性和韧性有所下降。当在普通低合金钢中加铌,可提高抗大气腐蚀及高温下抗氢、氮、氨腐蚀能力。铌可改善焊接性能。在奥氏体不锈钢中加铌,可防止晶间腐蚀现象。Nb最突出的作用是抑制高温形变过程中的再结晶,在锻造或轧制中每一道次后,V、Nb、Ti的碳氮化物因应变诱导析出,析出的Nb、T1、V碳氮化物沉淀在晶界和位错上,可有效地钉扎奥氏体晶界,从而阻止可再结晶和位错的运动,抑制奥氏体再结晶过程的进行,其中Nb、Ti在阻止奥氏体再结晶的作用比较显著。在高温奥氏体区,Nb以固熔原子的拖曳作用为主;在较低温度的奥氏体区,以应变诱导析出和未溶Nb(CN)粒子对晶界的钉扎作用为主。当析出的Nb (CN)粒子尺寸大于2000 nm对奥氏体再结晶不起作用,因此当Nb的添加量超过0.05%时,则不再受C含量影响,对强化作用达到饱和而起不到附加作用。因此控制添加Nb的含量0.03~0.05%就可起到细化晶粒和析出强化作用,是最为经济有效的手段。
[0050]V:0.01~0.1%。V是强烈的碳氮化物形成元素。因为V的碳氮化物溶解度较大,V、Ti易形成纳米级M(CN)型碳氮化物,在热轧时,V (CN)在奥氏体晶界应变诱导析出,阻止奥氏体晶粒长大,细化相变之后的组织,而且在奥氏体晶界上析出的V(CN)粒子也能为铁素体提供更为丰富的形核位置,在奥氏体向铁素体转变时获得更加细小的铁素体晶粒;V(CN)在奥氏体内部析出,可以诱导两种晶内铁素体的形核,即等轴铁素体和针状铁素体,从而这些细化铁素体能够显著提高钢的常温和高温强度。但当V与Cr、Mo同时存在时,则会在回火过程中形成复杂的碳氮化物而降低焊接接头的塑性和韧性。特别强调的是Cr、Mo、V钢厚壁容器的焊接接头在焊后进行消除应力热处理(SR处理)时对裂纹的敏感性较高,因此无论是保证塑韧性还是避免消除应力过程中产生裂纹,都必须严格控制V的含量(限制在 0.01 ~0.1% )。
[0051]Cu:0.10~0.25%。Cu在钢中主要起沉淀强化作用,此外还有利于获得良好的低温韧性,提高钢材的抗疲劳扩展能力。但当Cu含量过高时,钢材轧制时极易产生网裂。因此Cu含量控制在0.10~0.25 %。
[0052]Cr:0.15~0.30%。Cr是缩小奥氏体Y相区元素,形成Y相圈,在钢中无限互溶于α铁中。增加钢的淬透性并有二次硬化作用,提高碳钢耐磨性。其含量下限为0.15%。在Cr-Cu-Ni复合添加的情况下,加入Cr会提高钢材焊接冷裂纹敏感性。在本发明中Cr的含量控制在0.15~0.30%。
[0053]T1:0.01~0.02%, Ti是一种强烈的碳化物和氮化物形成元素,它能明显地提高钢的室温强度和高温强度,由于Ti能起细化晶粒的作用,故也能提高钢的韧性。Ti的作用是固定钢中溶解的N,否则N将与B结合导致B失效。研究表明,要想完全固定N,Ti的浓度应大约是N浓度的3.4倍。但是,过量的Ti会导致韧性下降。Ti的另一个作用是对硫化物形态控制作用。由于Ti和S有较强的亲和力,增加含Ti量可形成不易塑性变形的(MnTi)S或Ti4C2S2,可改善性能不均匀性,提高冲击韧性。此外,适量的Ti能提高焊缝金属的韧性,但过量的Ti又会在钢中形成夹杂使之降低。在低合金高强钢中从提高焊缝金属的韧性考虑,加入不超过0.02%的Ti较为合适,利用Ti形成的第二相质点TiN、Ti(CN)等阻止焊接热影响区粗晶区的晶粒长大,保证焊接接头具有良好的低温韧性。
[0054]B:0.0005~0.001%。B是强烈提高淬透性的元素,B的加入,可有效的抑制先共析铁素体的形核及生成,由于B在奥氏体晶界上的非平衡偏析,强烈抑制gamma-α相变,促使奥氏体在淬火时形成细小低碳的马氏体,从而提高钢的屈服强度和抗拉强度,此外,B与N的交互作用,能明显提高试验钢的低温韧性。由于Ti完全固定了钢中的N,因此,所有加入的B在轧制前的加热中得到了溶解。随着B含量的增加,强度得到提高,结果组织中的贝氏体分数增加,而当B含量超过0.002%时的抗拉强度指标趋于稳定。但是,随着B含量超过
0.001%时,低温韧性急剧恶化。产生这种结果的原因被推断是由于随着B含量的增加引起了在Y晶粒边界和Y晶粒内的B偏析造成的。另外,钢中B含量过高会使消除应力处理(SR处理)后“B相”呈网状析出,产生SR裂纹。B易形成碳 化物和氮化物,并易集聚在原奥氏体晶界,促使附近地区位错密度增高,可以作为氢在局部地区的陷阱,因而促使此处发生晶界开裂。所以B含量选择在0.0005~0.001%。
[0055]研究表明,单独加入B时,通常会在轧后奥氏体晶界沉淀析出Fe23(CB)6,从而显著降低B的强化效果,造成Y — α的转变不能得到有效抑制,因此钢中加入Nb来阻止Fe23(CB)6的形成,因为Nb更易与C结合,随着溶解的Nb含量的增加,形成贝氏体的倾向也大大增加了。Nb的适量溶解可以稳定奥氏体并表现出和B复合添加促进贝氏体转变的效果.
[0056]Nb和B的联合作用机理可以这样描述:首先,Nb可以有效地阻碍变形Y的再结晶,如此通过阻止由于再结晶而形成新的晶界来使Y晶界稳定,这就使得B有足够的时间扩散到Y晶界附近,从而增加了 Y的淬透性。其次,Nb能够降低C在Y中扩散率及活度,因此,Y中溶解的Nb可以保护B,而不至于形成B的C化物,如Fe23(CB)6O第三是Y中溶解Nb本身对于抑制Y — α转变有相当大的影响。显然还需要更多的研究来阐明其精确机理,由于Nb在Y中的溶解极限是0.03%,故典型的低碳贝氏体钢中Nb含量通常不高于
0.04%。
[0057]Pem≤0.26 %,Psk < O % ;其中,Psk为再热裂纹敏感性指数,Pse =Cr+Cu+2Mo+10V+7Nb+5Ti ~2(%)0控制合金元素总体含量,以保证钢板具有优良的焊接性能及消除再热裂纹敏感性。
[0058]P≤0.015%, S ≤ 0.006%o P、S、As、Sb、Sn等杂质元素是影响钢的韧性,特别是低温韧性和焊接性的主要原因。不仅严格控制P、S含量,还尽可能的减少As、Sb、Sn等杂质元素。
[0059]所述抗拉强度700MPa级低焊接裂纹敏感性低合金钢锻件的生产方法,采用铁水脱硫扒渣、转炉冶炼、LF炉精炼、RH真空处理、板坯浇铸、板坯加热、轧制、冷却和回火工艺;其中:
[0060]在板坯浇铸过程中,设定加热温度:1200~1230°C,在炉时间:220~400分钟,以保证板坯充分奥氏体化;
[0061]在轧制过程中,采用两阶段控轧,精轧第I阶段在奥氏体完全再结晶温度区进行,终轧温度≥920°C,中间坯待温,目的是通过再结晶区反复再结晶充分细化奥氏体组织。精轧第II阶段在非再结晶区进行,开轧温度≤900°C,终轧温度840±10°C,非再结晶区累积变形量≥ 60% ;目的是通过非再结晶区内的变形,使相变时的形核数量增加,细化晶率;
[0062]厚板控轧后进入层流冷却系统,冷却速率为20~40°C /s,终冷温度在450~500 0C ;
[0063]轧制后的厚板采用调质热处理工艺,最佳淬火温度为910~930°C,保温时间:(板厚X 1.5)分钟;最佳回火温度为630~670°C,保温时间:(板厚X 2.5~3)分钟,所述板厚的单位为毫米。
[0064]为能清楚说明本方案的技术特点,按本发明钢化学成分及生产工艺要求进行了 9个【具体实施方式】,并结合附图,对本发明中的技术方案进行阐述。
[0065]9个实施例钢的化学成分见表1,轧制及热处理工艺见表2,力学性能见表3和表4。
[0066]表1实施例钢的化学成分
[0067]
【权利要求】
1.一种抗拉强度700MPa级复合微合金化高强钢锻件,其特征在于以重量百分含量计,锻件由以下化学成分组成: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%,其余为 Fe 及不可避免的杂质;同时锻件的焊接裂纹敏感性指数P? ^ 0.26%。
2.根据权利要求1所述的抗拉强度700MPa级钒铌钛复合微合金化高强钢锻件,其特征在于锻件的化学成分重量百分比为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%,其余为Fe及不可避免的杂质。
3.根据权利要求1所述的抗拉强度700MPa级钒铌钛复合微合金化高强钢锻件,其特征在于锻件的化学成分重量百分比为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%,其余为Fe及不可避免的杂质。
4.根据权利要求1所述的抗拉强度700MPa级钒铌钛复合微合金化高强钢锻件,其特征在于锻件的化学成分重量百分比为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%,其余为Fe及不可避免的杂质。
5.根据权利要求1所述的抗拉强度700MPa级钒铌钛复合微合金化高强钢锻件,其特征在于锻件的化学成分重量百分比为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%,其余 为Fe及不可避免的杂质。
6.根据权利要求1~5任一项所述的抗拉强度700MPa级钒铌钛复合微合金化高强钢锻件的生产方法,其特征在于:包括铁水脱硫扒渣、转炉冶炼、LF炉精炼、RH真空处理、板坯浇铸、板坯加热、轧制、冷却和回火工艺; 在板坯浇铸过程中,设定加热温度:1200~1230°C,在炉时间:220~400分钟,以保证板坯充分奥氏体化; 在轧制过程中,采用两阶段控轧,精轧第I阶段在奥氏体完全再结晶温度区进行,980°C≤终轧温度≤1100°C,中间坯待温;精轧第II阶段在非再结晶区进行,开轧温度(900°C,终轧温度为840±10°C,非再结晶区累积变形量≤60% ; 厚板控轧后进入层流冷却系统,冷却速率为20~40°C /s,终冷温度在450~500°C ; 轧制后的厚板采用调质热处理工艺,淬火温度为910~930°C,保温时间为板厚X1.5分钟;回火温度为630~670°C,保温时间:板厚X 2.5~板厚X 3分钟;所述板厚单位为mmD
7.根据权利要求6所述的抗拉强度700MPa级钒铌钛复合微合金化高强钢锻件的生产方法,其特征在于:厚板轧后组织为粒状贝氏体即针状铁素体和超细化板条贝氏体。
8.根据权利要求6所述的抗拉强度700MPa级钒铌钛复合微合金化高强钢锻件的生产方法,其特征在于:厚板回火后的组织为均匀细小的回火索氏体,即板条状铁素体基体上分布有析出碳氮化物。
【文档编号】C21D8/00GK104032237SQ201410209881
【公开日】2014年9月10日 申请日期:2014年5月15日 优先权日:2014年5月15日
【发明者】徐亮, 江慧丰, 方国爱, 汪辉, 章敏, 王利, 闫永超 申请人:合肥通用机械研究院
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