低成本、高性能工程机械用超高强钢及其制造方法

低成本、高性能工程机械用超高强钢及其制造方法
【专利摘要】低成本、高性能工程机械用超高强钢及其制造方法，其成分重量百分比为：C：0.18％～0.22％、Si：≤0.10％、Mn：1.30％～1.60％、P：≤0.013％、S：≤0.0030％、Cr：0.30％～0.60％、Mo：0.10％～0.30％、B：0.0010％～0.0020％、Ti：0.008％～0.018％、Nb：0.010％～0.030％、Al：0.030％～0.070％、N：≤0.0050％、O≤0.0030％、Mg：0.001％～0.004％、其余为铁和不可避免的夹杂。本发明采用控轧+在线DQST相结合，在少量添加贵重Mo合金的基础上，获得超高强度的同时，钢板低温韧性、焊接性及抗疲劳冲击载荷特性也同样优异，并成功地解决了超高强钢板强度、低温塑韧性、抗延迟裂纹特性及焊接性之间的相互矛盾与钢板表(亚)面层过淬的问题。
【专利说明】低成本、高性能工程机械用超高强钢及其制造方法 【技术领域】
[〇〇〇1] 本发明涉及超高强钢及其制造方法，特别涉及一种低成本、高性能工程机 械用超高强钢及其制造方法，该工程机械用超高强钢抗拉强度> 1500MPa、屈服强度 彡1300MPa、-40°C夏比横向冲击功（单个值）彡27J、断裂延伸率δ5> 10%及焊接热影响 区-20°C夏比冲击功> 27J(平均值）/21J (单个值）的抗疲劳冲击性能优良。 【背景技术】
[0002] 众所周知，低碳（高强度）低合金钢是最重要工程结构材料之一，广泛应用于石 油天然气管线、海洋平台、造船、桥梁结构、锅炉容器、建筑结构、汽车工业、铁路运输及工程 机械制造之中；低碳（高强度）低合金钢性能取决于其化学成分与制造工艺，其中强度、韧 性、塑性、焊接性及抗疲劳/冲击载荷性能是低碳（高强度）低合金钢最重要的性能，它最 终决定于成品钢材的显微组织状态；随着冶金科技不断地向前发展，人们对超高强钢的韧 性、塑性、抗疲劳/冲击载荷性能提出更高的要求，即钢板在_40°C低温状态下，具有抗脆性 断裂、塑性失稳断裂及抗疲劳/冲击载荷的能力；并且在较低的制造成本条件下，大幅度地 提高钢板的综合机械性能、服役性能及焊接加工性能，以减少钢材的用量，节约材料成本与 加工制作成本，减轻钢构件的自身重量，提高构件的稳定性、安全性及耐久性；更为重要的 是为进一步提高钢构件在冷热加工性及服役过程中的抗性能劣化特性及安全可靠性；目前 世界钢铁强国掀起了发展新一代高性能钢铁材料的研究高潮，力图通过合金组合设优化计 与ausforming制造工艺技术相结合，使超高强度钢获得更好的显微组织匹配，超细化组织 与亚结构，使超高强钢获得更优良的塑韧性与抗疲劳/冲击载荷特性。
[0003] 目前在工程机械超大型化与使用环境过酷化的大背景下，工程机械用钢向超高强 度化、高韧性化、优良的抗疲劳冲击载荷特性及焊接性方向发展；但是伴随着钢铁材料的超 高强度化，钢板的塑韧性、焊接性、抗延迟裂纹特性及抗疲劳/冲击载荷的特性一般均大幅 度下降，更重要的是在环境与资源双重约束下，降低钢材制造成本并逐步走向极限成本制 造是不可逆转的发展趋势；因此低成本、短流程开发具有优良低温塑韧性、抗疲劳冲击载荷 特性、焊接性及抗延迟裂纹特性的超高强度钢板刻不容缓。
[0004] 现有抗拉强度彡llOOMPa的超高强度钢板主要通过离线调质工艺（即RQ+T) 生产；但是对于钢板厚度彡40mm，也可以采用在线调质工艺来生产（即DQ/TMCP+T);为 了获得超高强度，钢板必需具有足够高的淬透性，即钢板淬透性指数DI >5. 0X成品 钢板厚度KDI = 〇· 311( % C)1/2[(l+0. 64( % Si)] X [(1+4. 10( % Μη)] X [(1+0. 27( % Cu)] X [(1+0. 52(% Ni)] X [(1+2. 33(% Cr)] X [(1+3. 14(% Mo)] X25. 4(mm) 3,以确保钢 板具有足够高的强度、优良的低温韧性，因而不可避免地向钢中加入大量Cr、Mo、Ni、Cu、V 等合金元素，甚至Ni含量添加到2. 00%以上，导致钢板的碳当量、冷裂纹敏感指数较高，严 重影响钢板的焊接性；此外，高合金含量的钢板表（亚）面层易产生过淬火，形成粗大的马 氏体组织，使钢板表（近）面层的低温韧性与延伸率严重劣化。（参见《电力土木》（日文）， 1986, Vol. 201，P33 ;《鉄 i 鋼》，1986, Vol. 72, S612 ;《鉄 i 鋼》，1986, Vol. 72, S614 ;《鉄 i 鋼》，1985, Vol. 71，S1523 ;《鉄 i 鋼》，1986, Vol. 72, S615 ;《鉄 i 鋼》，1986, Vol. 73, S1398 ; 《川崎制铁技报》（日文），1988, Vol. 20, Ρ233 ;《制铁研究》（日文），1986, Vol. 322, Ρ99 ; 《CAMP-ISIJ》（日文），1989, V〇1.3，P207 ;《ΝΚΚ 技报》（日文），1990，V〇1. 133，Ρ37 ;《电力 土木》（日文），1994, Vol. 249, Ρ1 ;住友金属》（日文），1995, Vol. 47, Ρ1 ;西山記念技术講 座》191-192, 2008, P162)。较高的环境脆性敏感性、低温韧性对钢板的抗疲劳性能、抗应力 集中敏感性、抗延迟裂纹、抗裂性及结构稳定性影响较大，在大型工程机械结构上使用时， 存在安全较大的隐患；因此大型疲劳重载钢结构采用超高强钢时，一般希望lOOOMPa级以 上的高强钢不仅具有优良的强韧性、强塑性匹配及焊接性，而且优良的抗延迟裂纹性能，以 保证大型工程机械在运行过程中的安全可靠性。
[0005] 现有大量专利与技术文献只是说明如何实现母材钢板的强度和低温韧性，就改 善钢板焊接能性，获得优良焊接热影响区HAZ低温韧性说明较少，也没有涉及如何在提高 钢板抗拉强度的同时，提高钢板的抗延迟裂纹性能，更没有指出如何防止超高强度钢板表 (亚）面层过淬。（参见日本专利昭63 - 93845、昭63 - 79921、昭60 - 258410、特平开 4 - 285119、特平开 4 - 308035、平 3 - 264614、平 2 - 250917、平 4 - 143246、特平开 2007-9324、美国专利US Patent5798004、欧洲专利EP0288054A2及《西山纪念技术讲座》第 159-160 期，P79 ?P80)。
[0006] 中国专利号ZL201110445792. X公开了一种性能优良的超高强度工程机械用钢及 其制造方法，虽然钢板各项性能指标及焊接性优良，但由于添加了 0. 50%左右的Mo元素 且需要离线回火热处理，制造成本相对较高，制造周期相对较长，满足不了日益竞争的厚板 市场要求；更重要的是，该发明技术生产钢板的屈服强度与抗拉强度均达不到1300MPa与 1500MPa，不能满足生产抗拉强度1500MPa级超高强度钢板要求。
【发明内容】

[0007] 本发明的目的在于提供一种低成本、高性能工程机械用超高强钢及其制造方法， 该工程机械用超高强钢抗拉强度> 1500MPa、屈服强度> 1300MPa、-40°C夏比横向冲击功 (单个值）彡27J、断裂延伸率δ 5彡10%及焊接热影响区-20°C夏比冲击功彡27J(平均 值）/21J(单个值）的抗疲劳冲击性能优良。
[0008] 为达到上述目的，本发明的技术方案是：
[0009] 本发明采用控轧+在线DQST相结合，在少量添加贵重Mo合金的基础上，获得超高 强度的同时，钢板低温韧性、焊接性及抗疲劳冲击载荷特性也同样优异，并成功地解决了超 高强钢板强度、低温塑韧性、抗延迟裂纹特性及焊接性之间的相互矛盾与钢板表（亚）面层 过淬的问题，这是本发明钢种开发最大的难点之一，也是关键核心技术。
[0010] 本发明采用高C-高Μη-低Mo-低Cr-(Ti+Nb+B+Mg)微合金化的成分体系作为基 础，控制7.0彡Mn/C彡8.0、（％B)/[(%Nb) X未再结晶区累计压下率]彡0.055、DIX ζ/ 停冷温度在1.80?4. 50(其中ζ为在线加速冷却淬透性贡献因子）、Mg处理且Mg/S比在 0. 60?2. 00之间且（％Mg) X (%S)彡1.5XKT6等冶金技术控制手段，优化控轧CR+DQST 工艺（T)，即使用ausforming工艺（从形变亚稳的奥氏体进行快速冷却，把形变强化效果 [即形变位错）遗传到最终显微组织中去的同时，促进马氏体板条在形变亚结构、原奥氏体 晶界形变台阶上形核并沿不同位向竞争生长，致使新形成的马氏体板条细小，有效分割原 奥氏体晶粒，导致晶团（packet)细小均匀且block之间位向差大]，使成品钢板的显微组织 为细小低碳回火马氏体，平均晶团尺寸在20 μ m以下，获得优良低温韧性、焊接性及抗延迟 裂纹特性的超高强度钢板，并解决超高强度钢板表面层过度淬火问题；采用Mg微合金化处 理，使钢中生成热稳定性极高的MgO、MgS粒子，钉轧焊接热影响区奥氏体晶粒长大，降低焊 接热影响区硬度、改善韧性，大幅度提高超高强度钢板焊接性，特别适用于大型工程机械等 装备制造业。
[〇〇11] 具体的，本发明的低成本、高性能工程机械用超高强钢，其成分重量百分比为：
[0012] C :0· 18%?0· 22%
[0013] Si 0. 10%
[0014] Μη :1· 30%?1. 60%
[0015] Ρ 0. 013%
[0016] S 0. 0030%
[0017] Cr :0· 30%?0· 60%
[0018] Mo :0· 10%?0· 30%
[0019] B :0· 0010%?0· 0020%
[0020] Ti:0.008%?0.018%
[0021] Nb:0.010%? 0.030%
[0022] Α1:0·030%?0·070%
[0023] Κ 0.0050%
[0024] 0^ 0. 0030%
[0025] Mg:0.001%? 0.004%
[0026] 其余为铁和不可避免的夹杂；且上述元素必须同时满足如下关系：
[0027] 7. 0 彡 Mn/C 彡 8. 0 ;
[0028] (% B)/[(% Nb) X未再结晶区累计压下率]彡0.055。
[0029] DIX ζ为在线有效淬透性指数，其中，在线淬火贡献因子ζ取值1.4, DI =0.367( % 〇°·5[1+0. 7( % Si)] [(1+3. 33 ( % Μη) ] [ (1+0. 35 ( % Cu) ] [ (1+0. 36 ( % Ni)] [(1+2. 16( % Cr)] [(1+3( % Mo)] [(1+1. 75( % V)] [(1+1. 77( % Al)] [(1+200( % B) ] X 25. 4 (mm)；
[0030] 停冷温度/[DIX ζ ]需要控制在1. 80?4. 50之间，其中，ζ为在线加速冷却淬 透性贡献因子，停冷温度单位为Κ ;
[0031] Mg/S 比控制在 0· 60 ?2. 00 之间，控制Mg) X (% S)彡 1. 5X10 -6。
[0032] 在本发明钢板的成分设计中：
[0033] 要获得抗拉强度彡1500MPa、屈服强度彡1300MPa、-40°C夏比横向冲击功（单个 值27J、优良焊接性与抗延迟裂纹特性的超高强钢板；钢板显微组织设计非常重要，显 微组织设计包括组织类型、尺寸、微观亚结构及第二相析出物等。众所周知，对高强钢而言， 马氏体与下贝氏体混合组织的强韧性、强塑性匹配最好。但是对于抗拉强度达到1500MPa 级超高强度钢板，其显微组织只能为单一马氏体组织，为改善单一马氏体组织钢板强韧性 匹配，细化均匀马氏体晶团及亚显微结构尺寸是唯一选择。均匀细小马氏体板条尺寸团及 亚显微结构提高板条本身形变协调能力，改善板条本身塑韧性。晶团尺寸（即packet结 构）控制在20 μ m以下且packet结构内出现不同位向的板条团（即block结构），以进一 步细化packet结构，提高裂纹扩展所需的能量及packet内部形变协调能力；通过奥氏体未 再结晶控轧与快冷过程中马氏体相变过程相结合，把未再结晶控轧过程中产生的形变位错 与相变位错遗传到形成的马氏体中的同时，细化马氏体晶团尺寸与亚显微结构，形成巨大 的位错强化与超细结构韧化，实现不大量添加合金元素情况下，大幅度提高钢板强度、韧性 而不损害钢板焊接性；另外，马氏体板条内均匀分布着高密度位错胞状结构、位错亚晶界， 位错线网络上均匀弥散析出的纳米级碳氮化物粒子，在大幅度提高钢板强度同时，对塑韧 性损害降到最小。
[0034] 采用ausforming工艺不仅可以大幅度降低合金元素的用量，尤其Mo、Cr等贵重合 金元素的用量，而且获得超高强度的同时，塑韧性、焊接性也同样优异，1500MPa级超高强度 钢板焊接性达到llOOMPa级高强钢同等水平。
[0035] 所谓ausforming工艺，即形变亚稳奥氏体在加速冷却淬火过程中，发生马氏体相 变，不同位向马氏体板条在高密度的形变带与原奥氏体晶界位错台阶上形核、竞争长大；当 不同位向板条团（即packet结构）长大过程中相遇，packet结构长大停止，由于高密度 不同位向的packet结构长大过程中相遇几率大，长大空间受限，形成数量众多的不同位向 的packet结构，分割原奥氏体晶粒，导致形成尺寸较小的packet结构；其次，同一 packet 结构中的马氏体板条生长时，受到高密度的位错网络阻挡，马氏体板条不仅细小；而且对于 位错相变的马氏体来说，沿螺型位错线方向及刃型位错柏氏矢量方向长大时，板条生长的 能量最小，形变过程中生成高密度的位错网络，导致马氏体板条以不同的变体形式长大，形 成block结构，进一步细化显微组织的亚结构；再次，形变位错结构通过马氏体相变得到遗 传，极大提高了位错强化效果；最后高密度的位错网络为碳氮化物析出提供了大量的场所， 导致在钢板回火过程中数量众多的纳米级碳氮化物在位错上以非脆化形式弥散地析出；由 此可以在较低合金含量条件下，获得超高强度的同时，塑韧性、焊接性也同样优良。通过截 温直接淬火工艺，即钢板直接淬火到200°C?300°C，保持钢板中存在少量高韧性的残余奥 氏体，残余奥氏体不仅可以作为韧性相提高裂纹扩展阻力，而且残余奥氏体可以进一步细 化马氏体晶团尺寸与亚显微结构，两方面结合起来，进一步提高超高强度钢板低温韧性；此 夕卜，自回火不仅稳定淬火马氏体组织，重组马氏体位错结构，改善马氏体强韧性匹配，而且 可以均匀、松弛淬火与马氏体相变应力，改善超高强度钢的板型与平直度。
[0036] 具体设计原则如下：
[〇〇37] 马氏体强度与硬度主要由碳含量决定，对于超高强度调质钢板，钢中碳含量必须 维持在一定的水平，以确保钢板强度达到1500MPa以上，因此钢中碳含量下限不能低于 0. 18% ;但是如果钢中碳含量过高，不仅要损害超高强度调质钢板低温塑韧性、抗疲劳/冲 击载荷特性、焊接性及抗延迟裂纹特性，而且由于钢中碳含量过高，将导致钢中偏析程度大 幅度提高，这对超高强度调质钢板抗疲劳/冲击载荷特性、焊接性及抗延迟裂纹特性将是 致命的影响，严重危及工程机械服役工程的安全可靠性；因此，钢中碳含量上限不得超过 0· 22%。
[0038] Si促进钢水脱氧并能够提高钢板强度，但是采用A1脱氧的钢水，Si的脱氧作用不 大；Si虽然能够提高钢板的强度，但是Si促进packet尺寸粗化，严重损害超高强度钢板的 低温塑韧性、抗疲劳/冲击载荷特性、焊接性及抗延迟裂纹特性；其次，Si不仅超高强度钢 (碳含量一般较高）促进Μ-A岛形成，而且形成的Μ - A岛尺寸较为粗大、分布不均匀，严重 损害焊接热影响区（HAZ)韧性和焊接接头SR性能，在钢中碳含量较高的情况下尤为如此， 由此可见钢中Si含量控制得越低越好，因此钢中Si控制< 0. 10%。
[0039] Μη作为最重要廉价的合金元素在钢中除增加钢的淬透性、大幅度提高钢板的强度 夕卜，还具有扩大奥氏体相区、降低Ar3点温度、细化显微组织的packet结构尺度、增大block 结构之间的位向差而改善钢板塑韧性的作用、促进低温相变组织马氏体形成而提高钢板强 度的作用；但是Μη在钢水凝固过程中容易发生偏析，尤其Μη含量较高时，不仅会造成浇铸 操作困难，而且容易与C、P、S、Mo、Cr等元素发生共轭偏析现象，尤其钢中C含量较高时，力口 重铸坯中心部位的偏析与疏松，严重的铸坯中心区域偏析在后续的DQ及焊接过程中易形 成异常组织，导致超高强度钢板低温韧性低下、焊接接头出现裂纹，更重要的是偏析区长条 状MnS夹杂物极易聚集Η原子，导致延迟裂纹在MnS处形核，沿偏析区扩展，形成严重的延 迟裂纹；因此，选择适宜的Μη含量范围对于超高强度调质钢板极其重要，这不仅可以充分 利用Μη的廉价性来替代Ni、Mo等贵重合金，而且Μη的高效淬透性及细化显微组织特性也 是其他合金元素无法比拟的；本发明钢Μη含量适宜的范围为1. 30%?1. 60%。
[0040] Ρ作为钢中有害夹杂严重损害超高强度调质钢板低温塑韧性、抗疲劳/冲击载荷 特性、焊接性、抗延迟裂纹特性及焊接接头SR性能，尤其Ρ促进钢水凝固偏析，进一步恶化 上述性能，理论上要求越低越好；但考虑到炼钢可操作性、炼钢成本及超高强度调质钢板的 特性，Ρ含量控制在彡0.013%。
[0041] S作为钢中有害夹杂严重损害超高强度调质钢板低温塑韧性、抗疲劳/冲击载荷 特性、焊接性、抗延迟裂纹特性及焊接接头SR性能，尤其S促进钢水凝固偏析，进一步恶化 上述性能；更重要的是S在钢中与Μη结合，形成MnS夹杂物，在热轧过程中，MnS的可塑性 使MnS沿轧向延伸，形成沿轧向MnS夹杂物带，严重损害钢板的低温冲击韧性、延伸率、Z向 性能、焊接性及抗氢致裂纹特性，同时S还是热轧过程中产生热脆性的主要元素，理论上要 求越低越好；但考虑到炼钢可操作性、炼钢成本及超高强度调质钢板的特性，S含量控制在 彡 0· 0030%。
[0042] Cr作为相对廉价合金元素在钢中不仅能提高钢板的淬透性（比Μη、Mo弱）、促进 马氏体形成，而且马氏体板条间位向差增大，增大裂纹穿过马氏体packet结构的阻力，在 提高钢板强度的同时，具有一定的改善钢板韧性之作用；但是当Cr添加量过多时，严重损 害钢板的焊接性，尤其会发生焊接再热脆化现象；但是对于1500MPa级超高强度DQST钢板， 必须有一定数量的Cr含量，以保证钢板具有足够的淬透性；因此Cr含量控制在0. 30%? 0. 60%之间。
[0043] 添加 Mo提高钢板的淬透性，促进马氏体形成，但是Mo作为强碳化物形成元素， 在促进马氏体形成的同时，增大马氏体/贝氏体packet的尺寸且形成的马氏体/贝氏体 block间位向差很小，减小裂纹穿过马氏体/贝氏体packet结构的阻力，此外Mo促进超高 强度钢表（亚）面层过淬；因此Mo在大幅度提高钢板强度的同时，降低了超高强度钢板的 低温韧性、延伸率，诱发钢板表（亚）面层过淬；并且当Mo添加过多时，不仅严重损害钢板 的延伸率、焊接性及焊接再热脆化现象，而且大幅度增加钢板生产成本；但是对于1500MPa 级超高强度DQST钢板，必须有一定的Mo含量，以保证钢板具有足够的淬透性的同时，改善 钢板抗氢致裂纹特性；因此Mo含量控制在0. 10%?0. 30%之间。
[0044] 对于DQ工艺来说，钢中添加一定量的B能够极大提高钢板的淬透性，因此B含量 控制在0. 0010%?0. 0020%之间，确保钢板淬透性的同时，不损害超高强度调质钢板的低 温塑韧性、抗疲劳/冲击载荷特性、焊接性、抗延迟裂纹特性及板坯表面质量。
[0045] Ti含量在0. 008%?0. 018%之间，抑制板坯加热、DQ过程中奥氏体晶粒过分长 大，改善钢板低温韧性，更重要的是抑制焊接过程中HAZ晶粒长大，改善HAZ韧性；此外， Ti具有固N作用，消除钢中自由N，保证B元素以固溶B形式存在；然而，当Ti含量超过 0. 018%时，在高酸溶铝含量条件下，过剩Ti在马氏体板条内部、马氏体板条界面上及马氏 体晶团界上以TiC共格析出，严重脆化钢板显微组织。
[0046] 钢中添加微量的Nb元素目的是进行未再结晶控制轧制，细化钢板显微组织及 增加位错强化，改善钢板表（亚）面层淬火组织，防止钢板表（亚）面层过度淬火，提升 DQST钢板淬透性，提高超高强度DQST钢板强度、韧性及塑性之间的匹配；当Nb添加量低于 0. 010%时，除不能有效发挥的控轧作用；当Nb添加量超过0. 030%时，不仅增加钢板制造 成本（Nb是贵重合金元素）、加热时不能发生固溶部分的Nb不起任何作用，而且在多层多 道次焊接过程中进一步淬硬焊接热影响区，增加氢致裂纹风险、诱发焊接热影响区Nb(C，N) 二次析出脆化，严重损害焊接热影响区（HAZ)的低温韧性；因此Nb含量控制在0.010%? 0.030%之间，获得最佳的控轧效果、实现超高强度DQST钢板强韧性与焊接性的匹配及防 止表（亚）面层过度淬火的同时，又不损害多层多道次焊接HAZ的韧性。
[0047] 钢中的Als能够固定钢中的自由[N]，除降低焊接热影响区（HAZ)自由[N]，改善 焊接HAZ的低温韧性作用之外，更重要的是保证钢中具有一定的固溶B、改善钢板淬透性； 因此Als下限控制在0. 030% ;但是钢中加入过量的Als不但会造成浇铸困难，而且会在 钢中形成大量弥散的针状A1203夹杂物，损害钢板内质健全性、低温韧性、焊接性与抗延迟 裂纹特性（H原子易聚集在针状A1 203夹杂物处，导致延迟裂纹发生），因此Als上限控制在 0· 070%。
[0048] 为了确保钢板中固溶[B]的存在及防止大量粗大的A1N沿原奥氏体晶界链状析 出，损害钢板横向冲击韧性与晶界延迟裂纹，钢中的N含量不得超过0. 005%。
[0049] 为了确保超高强度DQST钢板低温韧性、焊接性及抗延迟裂纹性能，必须降低钢中 夹杂物，其中氧化铝夹杂危害最大，因此钢中〇含量< 0.0030%。
[0050] 对钢进行Mg处理，一方面可以进一步纯洁钢液，净化与强化超高强度调质钢板晶 界，抑制超高强度钢板低温沿晶脆断；另一方面对钢中硫化物进行变性处理，使之变成不可 变形的、稳定细小的球状硫化物、抑制S的热脆性、提高钢板低温韧性及延伸率、改善钢板 韧性的各向异性与焊接性，其次通过球化钢中硫化物，减少长条状的MnS夹杂，极大程度改 善1500MPa级超高强度钢板抗氢致裂纹特性；更重要的是Mg在钢中形成热稳定性很高、不 易聚集长大、弥散分布的纳米尺寸级MgO、MgS粒子，钉扎焊接热影响区奥氏体晶粒长大，细 化热影响区显微组织，降低热影响区硬度、提高热影响区低温韧性、抗疲劳/冲击载荷特性 及氢致裂纹特性，因此，Mg含量的合适范围为0. 0015%?0. 0040%。
[0051] 特别是：
[0052] 7. 0 < Mn/C < 8. 0 :改善马氏体组织形态，细化马氏体晶团（packet)尺寸，减小自 回火马氏体内部碳化物析出尺寸，改善自回火马氏体内部碳化物的分布与形貌，提高马氏 体组织低温冲击韧性，确保1500MPa级超高强度调质钢板韧脆转变温度低于-40°C。
[0053] 随着未再结晶区累计压下率增大，形变奥氏体内的形变带（包括变形孪晶界）、位 错密度及原奥氏体晶界台阶密度（即奥氏体有效晶界面积）增加；此外，随着钢中Nb含量 增加，对形变奥氏体再结晶抑制能力增加，形变奥氏体再结晶数量减少，形变奥氏体内的形 变带（包括变形孪晶界）、位错密度及原奥氏体晶界台阶密度（即奥氏体有效晶界面积）损 失量减少；因此随着钢中Nb含量增加、未再结晶区累计压下率增大，形变奥氏体内有效晶 界面积大幅度增加，需要更多B偏聚在有效晶界上，因此，为确保ausforming工艺效果得到 保证，B)/[(% Nb) X未再结晶区累计压下率]彡0.055。
[0054] DIX ζ为在线有效淬透性指数，其中，在线淬火贡献因子ζ取值1.4, DI =0.367( % 〇°·5[1+0. 7( % Si)] [(1+3. 33 ( % Μη) ] [ (1+0. 35 ( % Cu) ] [ (1+0. 36 ( % Ni)] [(1+2. 16( % Cr)] [(1+3( % Mo)] [(1+1. 75( % V)] [(1+1. 77( % Al)] [(1+200( % B) ] X 25. 4 (mm)。
[0055] 研究表明，为获得均勻细小马氏体晶团（packet)尺寸与马氏体亚结构（block), 钢板的在线淬透性必须与在线淬火冷却停止温度相匹配，随着钢板在线有效淬透性增加， 在线淬火冷却停止温度也要适当增加，随着钢板在线有效淬透性降低，在线淬火冷却停止 温度也要适当降低；此外，在线淬透性必须与在线淬火冷却停止温度之比必须控制在一定 范围内，以获得最佳的强韧性、强塑性匹配；因此为确保获得1500MPa超高强度的同时，钢 板低温韧性、焊接性及抗疲劳冲击载荷特性也同样优异，停冷温度/[DIX ζ]需要控制在 1.80?4. 50之间，其中，ζ为在线加速冷却淬透性贡献因子），停冷温度单位为Κ。
[0056] 对钢水进行Mg处理，不仅可以进一步脱0、脱S、净化钢水、球化硫化物夹杂，更重 要的是Mg与钢中的0、S生成纳米级MgS、MgO,钉扎焊接热影响区奥氏体晶粒长大，细化热影 响区显微组织，降低热影响区硬度、提高热影响区低温韧性、抗疲劳/冲击载荷特性及氢致 裂纹特性，为了保证钢中硫化球化，Mg/S比控制在0. 60?2. 00之间，为了保证钢中存在足 够数量的MgS粒子（比MgO更重要）抑制焊接热影响区奥氏体晶粒长大，控制（％Mg) X (% S)彡 1. 5X10 -6。
[0057] 以上关系式中的成分数据按百分数计算，如碳含量为0. 18%，关系式计算时，用 0. 18带入计算公式即可。
[0058] 本发明的低成本、高性能工程机械用超高强钢的制造方法，其包括如下步骤：
[0059] 1)冶炼、铸造
[〇〇6〇] 按上述钢成分体冶炼，采用连铸浇铸，中间包浇注过热度Λ T控制在10°C?25°C， 拉速控制在0. 6?1. Om/min，结晶器液面波动控制在< 5mm ;
[0061] 2)轧制，钢板总压缩比即板坯厚度/成品钢板厚度彡6. 0
[0062] 第一阶段为普通轧制，板坯加热温度控制在1150°C?1200°C之间；
[0063] 第二阶段采用未再结晶控制轧制，控轧开轧温度800?880°C，乳制道次压下率 彡8%，未结晶区即彡880°C累计压下率彡60%，终轧温度760°C?800°C ;
[0064] 3)冷却
[〇〇65] 未再结晶控轧结束后，随即对钢板进行加速冷却，钢板开冷温度720°C?780°C， 冷却速度彡15°C /s，停冷温度控制150°C?300°C ;
[0066] 钢板从停冷结束到入缓冷坑之间的间隔时间不大于15min，保温工艺为保温坑炉 气彡150°C的条件下至少保温24小时，保证钢板脱氢充分，防止产生氢致裂纹。
[0067] 在本发明制造方法中：
[〇〇68] 根据本发明钢的成分体系及钢板强度、塑性及低温韧性要求，采用连铸浇铸，中间 包浇注过热度Λ T控制在10°C?25°C，拉速控制在0. 6m/min?1. Om/min，结晶器液面波动 控制在< 5mm。
[0069] 为确保1500MPa超高强度调质钢板显微组织均匀细小，尤其钢板表（亚）面层具 有一定应变储存率，钢板总压缩比（板坯厚度/成品钢板厚度）>6.0。
[0070] 第一阶段为普通轧制，为保证较高碳含量板坯加热时，发生[A1]+BN -A1N+[B]及 Nb(C，N)完全固溶，板坯加热温度控制在1150°C?1200°C之间；
[0071] 第二阶段采用未再结晶控制轧制，控轧开轧温度800?880°C，乳制道次压下率 彡8%，未结晶区（彡880°C)累计压下率彡60%，终轧温度760°C?800°C，为在未再结晶奥 氏体中累积足够的形变量、形成高密度的位错网络结构、实现ausforming工艺奠定基础。
[0072] 未再结晶控轧结束后，钢板立即以辊道的最大输送速度运送到DQ加速冷却设备 处，随即对钢板进行加速冷却；钢板开冷温度720°C?780°C，冷却速度彡15°C /s，停冷温度 控制 150°C?300°C。
[0073] 钢板从停冷结束到入缓冷坑之间的间隔时间不大于15min，保温工艺为保温坑炉 气彡150°C的条件下至少保温24小时，保证钢板脱氢充分，防止产生氢致裂纹。
[0074] 本发明的有益效果：
[0075] 在获得优良1500MPa级超高强度DQST钢板的同时，钢板低温韧性、焊接性及抗疲 劳冲击载荷特性也同样优异，并成功地解决了超高强钢板强度、低温塑韧性、抗延迟裂纹特 性及焊接性之间的相互矛盾与钢板表（亚）面层过淬的问题，提高了大型工程机械、港口泥 沙输运管道运行过程中的安全稳定性；良好的焊接性节省了用户钢构件制造的成本，缩短 了用户钢构件制造的时间，为用户创造了巨大的价值，因而此类钢板不仅是高附加值、绿色 环保性的广品；
[0076] 此外，本发明采用在线DQST工艺充分发挥了合金元素淬透、淬硬性潜能，元素的 淬透、淬硬性得到最大程度地发挥，可以在极少量的合金含量下（尤其Mo)，获得超高强度、 高韧性、优良的抗延迟裂纹特性，而且省略回火热处理工序，极大降低了钢板生产成本、缩 短制造周期；采用Mg处理改善了钢板的焊接性，焊接冷裂敏感性大幅度减少，合适的焊接 热输入量范围更宽，相应地减少用户加工制作的成本。 【专利附图】

【附图说明】
[0077] 图1为本发明钢实施例3的显微组织（1/4厚度）。 【具体实施方式】
[0078] 下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。
[0079] 表1为本发明钢实施例的成分，其余量为Fe和不可避免杂质。表2?表4分别为 本发明钢实施例的制造工艺。表5为本发明实施例钢的性能。
[0080] 由图1所示的本发明实施例钢的显微组织可以看出，钢板显微组织非常细小均 匀，显微组织类型为回火马氏体，马氏体晶团（packet)尺寸细小均匀且block之间位向差 大（由强烈的变形流线可以推测出），平均晶团尺寸在20 μ m以下（纵向上看），获得优良 低温韧性、焊接性及抗延迟裂纹特性的超高强度钢板。
[0081] 本发明获得优良1500MPa级超高强度DQST钢板，钢板低温韧性、焊接性及抗疲劳 冲击载荷特性也同样优异，并成功地解决了超高强钢板强度、低温塑韧性、抗延迟裂纹特性 及焊接性之间的相互矛盾与钢板表（亚）面层过淬的问题，提高了大型工程机械、港口泥沙 输运管道运行过程中的安全稳定性；良好的焊接性节省了用户钢构件制造的成本，缩短了 用户钢构件制造的时间，为用户创造了巨大的价值，因而此类钢板不仅是高附加值、绿色环 保性的产品；此外，本发明采用在线DQST工艺充分发挥了合金元素淬透、淬硬性潜能，元素 的淬透、淬硬性得到最大程度地发挥，可以在极少量的合金含量下（尤其Mo)，获得超高强 度、高韧性、优良的抗延迟裂纹特性，而且省略回火热处理工序，极大降低了钢板生产成本、 缩短制造周期；采用Mg处理改善了钢板的焊接性，焊接冷裂敏感性大幅度减少，合适的焊 接热输入量范围更宽，相应地减少用户加工制作的成本。
[〇〇82]目前国内各大钢厂（除宝钢以外）均不能生产；国内大型重型机械厂（如中联中 科、徐州重工、徐州重工、太原重工等）所需1500MPa级超高强度钢板、高性能耐磨钢板均从 瑞典SSAB进口；不仅钢板进口价格及附加技术服务费用极其昂贵，而且交货期无法保证， 迫使用户在设计图纸出来前，提前订购具有一定尺寸余量钢板，以便设计图纸出来后，根据 设计图纸要求的钢板尺寸要求裁剪钢板，导致材料巨大的浪费。
[0083] 500MPa级超高强度钢板对于我国还属于一种全新的钢种，除宝钢以外，国内其它 钢铁企业从未研究和生产过。目前1500MPa级超高强度钢板已在宝钢股份5m厚板产线成 功试制，钢板实物综合力学性能及焊接性优良，基本达到达到SSAB同类产品的实物水平， 具备批量供货条件，首批已应用于天津航道局排泥管道，完全替代普通低钢级钢板，实现管 道使用寿命增加一倍以上。
[0084] 本发明1500MPa级超高强度钢板主要用于大型工程机械设备制造，是重大国民经 济建设的关键材料，作为重大装备战略性基础材料一一 1500MPa级超高强度钢板具有广阔 的市场前景。
[0085] 00 σ> 灰 I Φ-R: wl%
【权利要求】
1. 低成本、高性能工程机械用超高强钢，其成分重量百分比为： C :0· 18%?0· 22% Si 0. 10% Mn :1. 30%?1. 60% P 0. 013% S 0. 0030% Cr :0· 30%?0· 60% Mo :0. 10%?0. 30% B :0· 0010%?0· 0020% Ti :0. 008%?0. 018% Nb :0. 010%?0. 030% A1 :0. 030%?0. 070% N 0. 0050% 0^ 0. 0030% Mg :0· 001%?0· 004% 其余为铁和不可避免的夹杂；且上述元素必须同时满足如下关系： 7. 0 彡 Mn/C 彡 8. 0 ; (% B)/[(% Nb) X未再结晶区累计压下率]彡0.055。 DIX ζ为在线有效淬透性指数，其中，在线淬火贡献因子ζ取值1. 4, DI = 0. 367(% 〇°·5[1+0. 7( % Si)] [(1+3. 33 ( % Μη)] [(1+0. 35( % Cu) ] [(1+0. 36( % Ni)] [(1+2. 16( % Cr)] [(1+3(% Mo)] [(1+1. 75(% V)] [(1+1. 77(% Al) ][ (1+200 (% B)] X25. 4(mm)； 停冷温度/[DIX ζ ]需要控制在1. 80?4. 50之间，其中，ζ为在线加速冷却淬透性 贡献因子，停冷温度单位为Κ; 18/3比控制在0.60?2.00之间，控制（％]\%)\(%5)彡1.5\10一6。
2. 如权利要求1所述的低成本、高性能工程机械用超高强钢的制造方法，其特征是，包 括如下步骤： 1) 冶炼、铸造 按权利要求1所述的钢成分体冶炼，采用连铸浇铸，中间包浇注过热度Λ Τ控制在 10°C?25°C，拉速控制在0. 6?1. Om/min，结晶器液面波动控制在< 5mm ; 2) 轧制，钢板总压缩比即板坯厚度/成品钢板厚度> 6. 0 第一阶段为普通轧制，板坯加热温度控制在1150°C?1200°C之间； 第二阶段采用未再结晶控制轧制，控轧开轧温度800?880°C，乳制道次压下率> 8%， 未结晶区即彡880°C累计压下率彡60%，终轧温度760°C?800°C ; 3) 冷却 未再结晶控轧结束后，随即对钢板进行加速冷却，钢板开冷温度720°C?780°C，冷却 速度彡15°C /s，停冷温度控制150°C?300°C ; 4) 钢板从停冷结束到入缓冷坑之间的间隔时间不大于15min，保温工艺为保温坑炉气 彡150°C的条件下至少保温24小时，保证钢板脱氢充分，防止产生氢致裂纹。
【文档编号】C22C38/32GK104046908SQ201410300731
【公开日】2014年9月17日 申请日期:2014年6月27日 优先权日:2014年6月27日
【发明者】刘自成, 施青, 吴勇 申请人:宝山钢铁股份有限公司