一种屈服强度1100MPa级调质高强钢及其生产方法

一种屈服强度1100MPa级调质高强钢及其生产方法
【专利摘要】一种屈服强度1100MPa级调质高强钢及其生产方法，其化学成分重量百分比为：C 0.17～0.21％，Si 0.10～0.30％，Mn 0.80～1.60％，Cr0.20～0.70％，Mo 0.10～0.45％，Ni 0.30～1.50％，Nb 0.010～0.030％，Ti0.010～0.030％，V 0.020～0.060％，B 0.0005～0.0030％，Al 0.02～0.06％，Ca0.001～0.004％，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，Ceq 0.53～0.62％，Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15；3.7≤Ti/N≤7.0；1.0≤Ca/S≤3.0；1.0％≤Mo+0.8Ni+0.4Cr+6V≤1.6％。本发明采用离线淬火+回火工艺，生产出的钢板屈服强度为1100～1200MPa，抗拉强度为≥1250MPa，延伸率>8％，-40℃冲击功在40J以上。
【专利说明】-种屈服强度110OMPa级调质高强钢及其生产方法

【技术领域】
[OOOU 本发明设及一种屈服强度llOOMI^a级调质高强钢及其生产方法，其屈服强度为 1100?1200MPa，抗拉强度为> 1250MPa，延伸率〉8%，-40°C冲击功在40J W上，显微组织 为回火马氏体。

【背景技术】
[0002] 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?eOOMI^a级快速上升到700MPa、 900MPa、1000MI^a乃至llOOMPa。工程机械用超高强钢由于其苛刻的使用环境和受力条件， 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。
[000引 目前国内生产屈服llOOMPa级别的高强度钢板的企业很少，中国专利 CN102560274A介绍了一种屈服1000M化级别高强度厚钢板的生产方法，采用的是再加热 泽火+回火工艺，对钢板开平设备要求极高。中国专利CN102134680A介绍了一种屈服强 度960M化级高强钢的生产方法，采用较低的碳含量设计和较高的化含量，C ;0. 07 %? 0. 09%，化；1. 05?1. 15%，该专利不含佩、Ti、V微合金元素，化含量较高，不利于焊接。 中国专利CN101397640A介绍了一种屈服960Mpa级别高强钢板的生产方法，采用较高的Mo 含量设计和较高的回火温度，Mo含量0. 45?0. 57%，回火温度550?600°C。
[0004] 现有技术中的成分设计没有控制接头塑初性综合性能，也没有考虑通过夹杂物控 审IJ、组织性能遗传性控制改善成品钢板的强度和初性。


【发明内容】

[0005] 本发明的目的在于提供一种屈服强度llOOMI^a级调质高强钢及其生产方法，该高 强钢的屈服强度为1100?1200MPa，抗拉强度为> 1250MPa，延伸率〉8%，-40°c冲击功在 40J W上，显微组织为回火马氏体。
[0006] 为了达到上述目的，本发明提供的技术方案是：
[0007] 一种屈服强度llOOMPa级调质高强钢，其化学成分重量百分比为；C ;0. 17? 0. 21%，Si ;0. 10 ?0. 30%，Mn ;0. 80 ?1. 60%，Cr ;0. 20 ?0. 70%，Mo ;0. 10 ?0. 45%， Ni ;0. 30 ?1. 50 %，佩；0. 010 ?0. 030 %，Ti ;0. 010 ?0. 030 %，V ;0. 020 ?0. 060 %， B ;0. 0005 ?0. 0030 %，A1 ;0. 02 ?0. 06 %，Ca ;0. 001 ?0. 004 %，N ;0. 002 ?0. 005 %， P《0.020%，S《0.010%，0《0.008%，其余为Fe及不可避免的杂质；上述元素同时需 满足如下关系式；Ceq 0. 53 ?0. 62%，Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 ;
[000引 1. 0%《Mo+0. 8Ni+0. 4Cr+6V《1. 6% ;3. 7《Ti/N《7. 0 ;1. 0《Ca/S《3. 0。
[0009] 进一步，所述的llOOM化级调质高强钢的屈服强度为1100?1200MPa，抗拉强度为 > 1250MPa，延伸率〉8%，-40°C冲击功在40J W上，显微组织回火马氏体。
[0010] 在本发明的成分设计中：
[0011] 碳：固溶强化，调整马氏体组织的强度和塑初性，经试验，再加热泽火后低碳马氏 体的抗拉强度与C含量的关系呈如下关系；Rm = 2510"%)+790(]\^3)，咖为抗拉强度，(：含 量在0. 17% W上才可W保证泽火态抗拉强度大于1200MPa，再通过回火进一步调整强度， 改善初性；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，本发明的C含量范 围为 0. 17 ?0.21%。
[0012] 娃；0. 10% W上的Si可W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初性，本发明的娃含量范围为0. 10?0. 30%。
[0013] 铺；Mn元素在0. 8 % W上可W提高钢的泽透性，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初性，本发明的Mn含量范围为0. 80?1. 60%。
[0014] 铭：化元素在0. 2% W上可W提高钢的泽透性，有利于在泽火时形成全马氏体组 织，&在150?350°C回火温度范围内会形成&的碳化物，具有抗低温回火软化的作用， 化含量超过0. 70%在焊接时会出现较大的火花，影响焊接质量，本发明的化含量范围为 0. 20 ?0. 70%。
[0015] 钢；0. 10%W上的Mo元素具有提高钢的泽透性，有利于在泽火时形成全马氏体组 织；Mo高温下会与C反应形成化合物颗粒，具有抗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，本发明的Mo含量范围为 0. 10 ?0. 45%。
[0016] 镶；对于马氏体钢当强度提高至lOOOMPa W上时，钢的初性明显下降，Ni使位错 的交滑移变得容易，并具有细化马氏体组织的作用，可W提高钢的低温初性，0.30% W上的 Ni元素可W改善llOOMPa级马氏体超高强钢的低温初性和焊接接头初性，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，本发明的Ni含量范围为 0. 30 ?1. 50%。
[0017] 魄、铁和饥；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W提高未再结晶临界温度化r，扩大生产窗口；Ti的细小析出 物颗粒可W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，脚颗粒，可W提 高钢的强度；本发明的魄含量范围为0.010?0.030%，铁含量范围为0.010?0.030%，饥 含量范围为0. 020?0. 060%。
[0018] 棚；微量的B可W提高钢的泽透性，提高钢的强度，超过0. 0030%的B容易产生偏 析，形成碳棚化合物，严重恶化钢的初性，本发明的棚含量范围为0. 0005?0. 0030%。
[0019] 侣；A1用作脱氧剂，钢中加入0.02%w上的A1可细化晶粒，提高冲击初性，AL含 量超过0.06%容易产生A1的氧化物夹杂缺陷，本发明的A1含量范围为0.02?0.06%。
[0020] 巧；超过0. 001 %的微量化元素可W在钢冶炼过程中的起到净化剂作用，改善钢 的初性；化含量超过0. 004%容易形成尺寸较大的化的化合物，反而会恶化初性，本发明 Ca含量范围为0. 001?0. 004%。
[0021] 氮；本发明要求严格控制N元素的范围，0. 002 % W上的N元素在回火过程中可W 与V和C反应形成纳米级的v(c，脚粒子起到析出强化的作用，在焊接过程中也可W通过 析出强化抵抗热影响区软化；N含量超过0.005%容易导致形成粗大的析出物颗粒，恶化初 性，本发明N含量范围为0.002?0.005%。
[0022] 磯、硫和氧；P、S和0作为杂质元素影响钢的塑、初性，本发明的四种元素的控制范 围为 P《0. 020%，S《0. 010%，0《0. 008%。
[002引对于离线泽火+回火型屈服1 lOOMPa高强钢碳当量Ceq需满足；CeqO. 53? 0. 62%，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。
[0024] 通过控制1.0%《]/[0+0.8化+0.4化+6￥《1.6%主要用于保证11001?3高强钢的 等强匹配焊接，调节焊接热影响区的强度和低温初性，达到与母材钢板强度和低温初性的 最佳匹配。其中Mo、Ni和化元素都可W降低钢的临界冷却速度，提高钢的泽透性，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，改善初性的作用；V与N反应生成纳米级V(C，N)颗粒可W抵抗接头 软化；Mo、NiXr和V元素的搭配可W根据母材强度调节焊接热影响区的强度和初性。低于 1. 0%焊接接头的强度和低温初性都较低；高于1. 6%焊接接头强度偏高，容易产生焊接裂 纹。
[0025] 通过控制3. 7《Ti/N《7. 0可W保护钢中的B原子，使得B充分固溶，提高泽透 性，合适的Ti、N比有利于控制Ti析出物颗粒的尺寸改善母材和接头的强度和初性。
[0026] 通过控制1. 0《化/S《3. 0可W使钢种的硫化物球化，改善钢的低温初性和焊接 性能。
[0027] 本发明的一种llOOMPa级调质高强钢的生产方法，包括如下步骤：
[002引 1)冶炼、铸造
[0029] 按下述化学成分采用转炉或电炉炼钢，并采用精炼进一步微调，铸造形成铸巧； 化学成分重量百分比为；C ;0. 17 ?0. 21%，Si ;0. 10 ?0. 30%，Mn ;0. 80 ?1. 60%，Cr ; 0. 20 ?0. 70%，M〇 ;0. 10 ?0. 45%，Ni ;0. 30 ?1. 50%，佩；0. 010 ?0. 030%，Ti ;0. 010 ? 0. 030 %，V ;0. 020 ?0. 060 %，B ;0. 0005 ?0. 0030 %，A1 ;0. 02 ?0. 06 %，Ca ;0. 001 ? 0. 004%，N ;0. 002 ?0. 005%，P《0. 020%，S《0. 010%，0《0. 008%，其余为化及不可 避免的杂质；上述元素同时需满足如下关系式：
[0030] Ceq 0. 53 ?0. 62 %，Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu) /15 ;
[003U 1. 0%《Mo+0. 8Ni+0. 4Cr+6V《1. 6% ;3. 7《Ti/N《7. 0 ;1. 0《Ca/S《3. 0 ;
[0032] 2)加热
[0033] 将铸巧于1150?1270°C的炉中加热，待铸巧屯、部到温后开始保温，保温时间 〉1.化；
[0034] 如轴制
[0035] 采用单机架往复轴制或多机架热连轴将铸巧轴至目标厚度，轴制最后一道次 轴制压下率〉15 % ;终轴温度为820?920 °C，同时，终轴温度Tf满足；Ar3<Tfanr， 其中Ars为亚共析钢奥氏体向铁素体转变开始温度，Tnr为未再结晶临界温度；Ar 3 = 901-325C-92Mn-126Cr-67Ni-149Mo, Tnr = 887+464C+(6445Nb-644sqrt(Nb))+(732V-230s qrt(V))+890Ti+363A^357Si ;
[0036] 4)冷却
[0037] 将热轴后的轴件在450?Bs°C温度范围内卷取，然后空冷至室温；Bs = 630-45Mn -40V-35Si-30Cr-25M〇-20Ni ;
[00測 W热处理
[0039] 泽火，泽火加热温度为Ac3+ (30?80) °C，钢板屯、部达到炉温后开始进行保温，保温 5?40min ;泽火冷却速度为，
[0040] v〉e 巧.3-2.日3C-0. 1 目Si-0. 82MI1-0.目日Cr-l. 87MO-160B) /s .
[004U 其中，Ac3为奥氏体转变结束温度，°C ;
[004引 Ac3= 955-350C-25MnWlSi+106Nb+100Ti+68Al-llCr-33Ni-16Cu+67Mo;
[00创 回火，回火温度为150?350°C，钢板屯、部到回火温度后保温20?ISOmin，得到屈 服强度llOOMPa级调质高强钢。
[0044] 进一步，得到的屈服强度1100M化级调质高强钢的屈服强度为1100?1200MPa，抗 拉强度为> 1250MPa，延伸率〉8%，-40°C冲击功在40J W上，显微组织为回火马氏体。
[0045] 本发明设及的如下关系式；Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15， Mo+0. 8Ni+0. 4化+6V，Ti/N，化/S中各元素符号表示对应元素的重量百分含量；设及的如下 计算公式；Af3= 901-325C-92Mn-126Cr-67Ni-149Mo，Tnr = 887+464C+(6445Nb-644sqrt (Nb))+(732V-230sqrt(V))+890Ti+363Al-357Si， Bs = 630-45Mn-40V-35Si-30Cr-25M〇-20 Ni，
[0046] Ac3= 955-350C-25Mn巧lSi+106Nb+100Ti+68Al-llCr-33Ni-16Cu+67MoW及V〉e(5 ' 3-2' 53W)' 16S W' 95&4' WMWWBl中各元素符号表示对应元素的重量百分含量X 100。
[0047] 在本发明的屈服强度llOOMPa级调质高强钢的生产方法中：
[0048] 在铸巧加热工艺中，控制加热温度大于115(TC、屯、部保温时间〉1.化可W保证合 金元素充分固溶；加热温度超过1270°C时奥氏体晶粒过度长大，引起晶间结合力减弱，在 轴制时容易产生裂纹；另外加热温度超过1270°C容易引起钢巧表面脱碳，对成品力学性能 造成影响。
[0049] 串L制工艺中，终轴温度大于Ars是为了保证在奥氏体区轴制，终轴温度小于化r是 为了保证在奥氏体未再结晶区轴制，在奥氏体未再结晶区轴制可W细化奥氏体晶粒和冷却 后马氏体组织，再经后续热处理后，钢的晶粒度和初性具有一定遗传性，因此可W改善热处 理后钢的强度和初性。
[0050] 在轴制过程中，进行大变形量轴制是为了在未再结晶区形成足够的变形能，在 Ars?Tnr温度范围内诱发奥氏体再结晶，细化晶粒。
[0化1] 冷却工艺中，在450?Bs°C温度范围内卷取是为了得到细小的贝氏体组织，改善 钢的初性。经后续热处理后，钢的晶粒度和初性具有一定遗传性，因此可W改善热处理后钢 的强度和初性。
[0化2] 泽火热处理工艺中，加热温度低于Ac3+30°C、保温时间若低于钢板屯、部达到加热 温度后5min，合金难W充分固溶，加热温度大于Ac3+80°C、保温时间大于钢板屯、部达到加热 温度后40min时，奥氏体晶粒容易长大，通过控制泽火加热温度和泽火加热时间在一定窄 的范围内，可W保证得到细小的奥氏体晶粒，从而细化泽火后的马氏体组织，改善钢的强初 性。
[0化3] 在回火热处理工艺中，本发明的化学成分体系的钢，在150?350°C回火并保持 20min W上时泽火马氏体中的过饱和碳原子脱溶形成细小的碳化物颗粒，合金V在该温度 下会与C和N反应并形成细小的合金化合物，可w提高钢的屈服强度，并改善钢的塑性和初 性，同时有效去除钢的内应力。回火温度超过350°C或高保温时间过长碳化物颗粒快速长 大，会显著降低钢的抗拉强度；通过调整回火温度和回火时间可W保证强、初性实现最佳 匹配。
[0化4] 本发明的有益效果；
[0化5] 本发明采用控轴控冷和离线泽火+回火工艺，从化学成分设计、母材组织、泽火加 热温度、回火加热温度等角度进行控制，保证在实现超高强度的同时，钢的延伸率、低温冲 击初性等性能良好。
[0化6] 与现有发明相比，本发明通过控制Mo、Ni、&、V等元素的含量和匹配控制母材焊 接接头的强初性，通过控制Ti、N比，Ca、S比改善母材钢板和焊接接头的初性。利用组织性 能遗传特性通过工艺改善成品钢板的强初性。

【专利附图】

【附图说明】
[0化7] 图1为本发明实施例1的试验钢典型金相组织图。
[005引图2为本发明实施例3的试验钢典型金相组织图。
[0059] 图3为本发明实施例7的试验钢典型金相组织图。

【具体实施方式】
[0060] 下面结合实施例对本发明做进一步说明。
[0061] 本发明的超高强钢的生产工艺流程为；转炉或电炉炼钢一炉外精炼一连铸一加热 一轴制一冷却一热处理。
[0062] 本发明实施例1?10的1100M化级调质高强钢的生产方法，包括如下步骤：
[0063] 1)冶炼、铸造：采用50kg真空电炉进行冶炼，成分如表1所示，将冶炼的钢水诱注 成120mm厚的铸巧，放入电炉中加热。
[0064] 。轴制；采用多道次将铸巧轴制成目标厚度10mm的钢板，终轴温度为820? 920°C，同时终轴温度Tf满足；Ar3<TfCTnr ;末道次压下率设定17%。
[00化]3)冷却；对轴制后的轴件，在线进行层流冷却；终冷温度控制范围为450?Bs°C， Bs为贝氏体转变开始温度。
[0066] 4)泽火热处理工艺；泽火加热温度采用；奥氏体转变结束温度Ac3+(30?80) °C， 泽火加热时间为钢板屯、部到温后5?40min。
[0067] W回火热处理工艺；回火温度为150?350°C，回火时间为钢板屯、部到150? 350°C后20?ISOmin，得到本发明的1100M化级调质高强钢。
[0068] 6)将将调质处理后的钢板进行纵向拉伸和纵向冲击试验。
[0069] 具体成分、工艺参数如表1、表2所示。各实施例样板对应的性能如表3所示。
[0070] 图1?图3给出了实施例1、3、7试验钢的金相组织照片。从图1?图3金相照片 上可W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。
[0071] 本发明采用控轴控冷和离线泽火+回火工艺，从化学成分设计、母材组织、泽火加 热温度、回火加热温度等角度进行控制，保证在实现超高强度的同时，钢的延伸率、低温冲 击初性等性能良好。
[0072]

【权利要求】
1. 一种屈服强度llOOMPa级调质高强钢，其化学成分重量百分比为：C:0. 17? 0. 21%，Si:0. 10 ?0. 30%，Mn:0. 80 ?1. 60%，Cr:0. 20 ?0. 70%，Mo:0. 10 ?0. 45%， Ni:0. 30 ?1. 50%，Nb:0. 010 ?0. 030%，Ti:0. 010 ?0. 030%，V:0. 020 ?0. 060 %， B:0? 0005 ?0? 0030 %，A1 :0? 02 ?0? 06%，Ca:0? 001 ?0? 004%，N:0? 002 ?0? 005 %， 0. 020.，0.010%，0< 0.008%，其余为Fe及不可避免的杂质；且，上述元素同时 需满足如下关系式： Ceq0? 53 ?0? 62%，Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 ; 1. 0%彡Mo+0. 8Ni+0. 4Cr+6V彡 1. 6% ;3. 7 彡Ti/N彡 7. 0 ;1. 0 彡Ca/S彡 3. 0。
2. 根据权利要求1所述的屈服强度llOOMPa级调质高强钢，其特征在于，其显微组织为 回火马氏体。
3. 根据权利要求1所述的屈服强度llOOMPa级调质高强钢，其特征在于，其屈服强度为 1100?1200MPa，抗拉强度彡1250MPa，延伸率>8%，-40°C冲击功在40J以上。
4. 一种屈服强度llOOMPa级调质高强钢的生产方法，其特征在于，包括如下步骤： 1) 冶炼、铸造 按下述化学成分采用转炉或电炉炼钢，并采用精炼进一步微调，铸造形成铸坯；化学成 分重量百分比为：C :0? 17 ?0? 21%，Si :0? 10 ?0? 30%，Mn :0? 80 ?1. 60%，Cr :0? 20 ? 0. 70 %，Mo :0. 10 ?0. 45 %，Ni :0. 30 ?1. 50 %，Nb :0. 010 ?0. 030 %，Ti :0. 010 ? 0. 030 %，V :0. 020 ?0. 060 %，B :0. 0005 ?0. 0030 %，A1 :0. 02 ?0. 06 %，Ca :0. 001 ? 0? 004%，N :0? 002 ?0? 005%，P < 0? 020%，S < 0? 010%，0< 0? 008%，其余为 Fe 及不可 避免的杂质；上述元素同时需满足如下关系式： Ceq0? 53 ?0? 62%，Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 ; 1. 0%^Mo+0. 8Ni+0. 4Cr+6V^ 1. 6% ；3. 7 ^Ti/N^ 7. 0 ；1. 0 ^Ca/S^ 3. 0 ； 2) 加热 将铸坯于1150?1270°C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，乳制最后一道次轧制压下 率>15% ;终轧温度为820?920°C，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，Tnr为未再结晶临界温度；Ar3= 901-325C-92Mn-126C r-67Ni-149Mo, Tnr= 887+464C+(6445Nb-644sqrt(Nb))+(732V-230sqrt(V))+890Ti+363Al-357Si； 4) 冷却 对热轧后的轧件在450?Bs°C温度范围内卷取，然后空冷至室温；Bs= 630-45Mn-40V-35Si-30Cr-25M〇-20Ni； 5) 热处理 淬火，加热至Ac3+(30?80) °C，Ac3为奥氏体转变结束温度；Ac3= 955-350C-25Mn+51S i+106Nb+100Ti+68Al-llCr-33Ni-16Cu+67Mo;钢板心部达到炉温后保温 5 ?40min;淬火冷 去P速卢V〉e(5. 3-2. 53C-0 16Si-0 82Mn-0 95Cr-1. 87Mo-160B) , 回火，回火温度为150?350°C，回火时间为钢板心部到温后20?180min，得到屈服强 度llOOMPa级调质高强钢。
5. 根据权利要求4所述的屈服强度llOOMPa级调质高强钢的生产方法，其特征在于，该 生产方法获得的高强钢板其显微组织为回火马氏体。
6. 根据权利要求4所述的屈服强度llOOMPa级调质高强钢的生产方法，其特征在于， 该生产方法获得的高强钢板的屈服强度1100?1200MPa，抗拉强度为彡1250MPa，延伸率 >8%，-40°C冲击功在40J以上。
【文档编号】C22C38/58GK104513936SQ201410810279
【公开日】2015年4月15日 申请日期:2014年12月19日 优先权日:2014年12月19日
【发明者】李自刚, 杨阿娜, 刘刚, 杜林 , 刘运华 申请人:宝山钢铁股份有限公司