一种性能优良的超高强度工程机械用钢及其制造方法

专利名称：一种性能优良的超高强度工程机械用钢及其制造方法
技术领域：
本发明涉及工程机械用厚钢板，特别涉及性能优良的超高强度工程机械用钢及其制造方法，其抗拉强度彡llOOMPa、屈服强度彡1300MPa、_40°C夏比横向冲击功(单个值)彡34J、断裂延伸率10%，且具有优良的焊接性能。
背景技术：
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、 塑性及焊接性是低碳(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、塑性提出更高的要求，即钢板在低温状态下(_40°C及其以下温度)，具有抗脆性断裂及塑性失稳断裂能力；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和使用性能，以减少钢材的用量节约成本，减轻钢构件的自身重量、稳定性和安全性，更为重要的是为进一步提高钢构件冷热加工性及服役过程中的安全可靠性；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和革新制造工艺技术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焊接性。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、高韧性化及优良焊接性方向发展；但是伴随着钢铁材料的超高强度化，钢板的韧性、 焊接性及抗延迟裂纹特性一般均大幅度下降；因此开发具有优良低温韧性、焊接性及抗延迟裂纹特性的超高强度钢板刻不容缓。现有抗拉强度彡IlOOMPa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. OX成品钢板厚度(DI = 0. 311( % C)1/2 [(1+0. 64 ( % Si)] X [(1+4. 10 ( % Mn)] X [(1+0. 27 ( % Cu)] X [(1+0. 52(% Ni)] X [(1+2. 33 ( % Cr) ] X [(1+3. 14(% Mo) ] X 25. 4 (mm)),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M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)， 1994, Vol. 249, Pl ；《住友金属》(日文)，1995，Vol. 47，Pl ；《西山記念技术講座》191-192， 2008，P162。另外，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IOOOMI^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。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，参见日本专利特平开2007-9324、平2-250917、 平4-143M6、美国专利US Patent5798004、欧洲专利EP 0288054A2、《西山纪念技术讲座》 第 159-160, P79 P80 等等。

发明内容
本发明的目的是提供一种性能优良的超高强度工程机械用钢及其制造方法，采用在线DQ+T相结合，在较少合金添加量的基础上，获得超高强度的同时，钢板低温韧性、焊接性也同样优异，并成功地解决了超高强钢板强度、低温韧性、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。为达到上述目的，本发明的技术方案是本发明采用中C-中Mn-(Ti+Nb+B)微合金钢的成分体系作为基础，适当提高钢中酸溶 Als 含量，且 Als 彡 IOX [(% Ntotal) -0. 292(% Ti)]、B 彡 0. 714[(% Ntotal) -0. 292(% Ti)]、(% Mn) X (% C) ^ 0. 20、(% Mo)/(% Cr)彡 0. 60、Nb/Ti 控制在 1. 0 2. 5 之间、 (Mo+Cr)合金化、Ca 处理且 Ca/S 比在 1. 00 3. 00 之间且(% Ca) X (% S)0.18 彡 2· 5Χ1(Γ3、 控制FX ζ XDI指数> IOX成品钢板厚度等冶金技术控制手段，其中F为B元素的淬透性因子、ζ在线淬火效能因子，优化DQ+离线回火工艺(Τ)，即使用ausforming工艺(从形变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packet细小均勻且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20μπι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，特别适用于大型工程机械等装备制造业。一种性能优良的超高强度工程机械用钢，其成分重量百分比为C :0· 15% 0. 20%Si :0· 35% 0. 55%Mn :0· 95% 1. 35%P ^ 0. 013%S:彡 0.0030%Cr :0· 75% 1. 25%Mo :0. 45% 0. 65%B :0· 0010% 0. 0020%Ti :0· 005% 0. 013%Nb :0· 010% 0. 030%Als :0· 030% 0. 070%K 0.0060%
0^ 0. 0030%Ca :0. 001% 0· 004%其余为Fe和不可避免的夹杂；且上述元素含量必须同时满足如下关系B彡0. 714[(% Ntotal)-0. 292(% Ti)]，以确保钢中具有足够数量的固溶[B]偏聚在原奥氏体晶界，极大地提高钢板的淬透性，促进马氏体相变，保证钢板强韧性匹配。(% Mn) X (% C) ^ 0. 22，减轻钢水凝固过程中C、Mn共轭偏析的同时，减少P、S偏析程度，改善1300MPa级超高强度钢板抗延迟裂纹的特性与低温韧性。(% Mo)/(% Cr)彡0. 60,保证Cr、Mo碳化物均勻细小弥散地在钢中析出(即晶内、晶界均勻弥散地析出)，抑制粗大Cr碳化物在晶界链状析出，改善改善1300MPa级超高强度钢板低温韧性、抗延迟裂纹特性。Als、Ti 与 N之间的关系=Als ^ IOX [(% Ntotal)-0. 292(% Ti)]，以确保钢中具有足够的固溶Als，防止N与B结合，形成BN，保护钢中固溶[B]，且抑制AlN在原奥氏体晶界粗大链状析出，促进AlN以细小弥散状态在晶内与晶界析出，改善钢板低温韧性、焊接性与抗延迟裂纹特性。Nb、Ti之间关系:Nb/Ti在1. 0 2. 5，确保形成的(Ti，Nb) (C，N)粒子细小均勻， 弥散分布在钢中，抑制加热、DQ过程中奥氏体晶粒长大，改善钢板的低温韧性；且抑制H原子在偏析区的局部聚集，改善改善1300MPa级超高强度钢板抗延迟裂纹特性。Ca 与 S 之间的关系:Ca/S 在 1. 00 3. 00 之间且(% Ca) X (% S)0.18 彡 2· 5Χ1(Γ3 ； 以改善钢板低温韧性、焊接性、抗SR脆性、抗层状撕裂性能及抗延迟裂纹特性。有效淬透性指数Deff = FX ζ XDI彡10Xt，确保1300MPa级超高强度钢板强韧性匹配、低温韧性及回火后的延伸率；其中ζ为在线淬火效能因子，F为B元素淬透性贡献因子；当钢中存在固溶[B]时，F取1.2 ；当进行在线淬火时(即DQ)，ζ取1.2 ;t为成品钢板厚度(mm) ；DI = 0. 367(% C) °'5[l+0. 7(% Si)] [(1+3. 33 ( % Mn) ] [ (1+0. 35 ( % Cu)][(1+0. 36 ( % Ni)][(1+2. 16 ( % Cr)][(1+3 ( % Mo)][(1+1. 75 ( % V)][(1+1. 77 ( % Al)] X25. 4(mm)。以上关系式中的成分数据按百分数计算，如碳含量为0. 15%，关系式计算时，用 0. 15带入计算即可。要获得抗拉强度彡1300MPa、屈服强度彡IlOOMPa, _40°C夏比横向冲击功(单个值)》34J、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1300MPa 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，细化均勻马氏体晶团尺寸与改善马氏体本征塑韧性是唯一选择。而马氏体本征塑韧性主要措施是控制钢中的C含量，为此本发明钢的C含量控制在0. 20%以下，钢板显微组织设计为低碳板条马氏体，改善马氏体本征塑韧性。此外，细化均勻马氏体板条尺寸均勻细小，以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；通过未再结晶控轧与马氏体相变过程控制，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，形成巨大的位错强化，实现不大量添加合金元素情况下，大幅度提高钢板强度而不损害钢板焊接性；另外，马氏体板条内均勻分布着高密度位错胞状结构、位错亚晶界，位错线网络上均勻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。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，1300MI^级超高强度钢板焊接性达到80、90公斤级高强钢同等水平。所谓ausforming工艺，即形变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。在本发明钢的成分设计中C，对超高钢板的强度、低温韧性、延伸率及焊接性影响很大，从改善超高钢板本征塑韧性、焊接性及抗延迟裂纹特性的角度，希望钢中C含量控制得较低；但是从超高钢板的淬透性、塑韧性匹配、DQ过程中显微组织控制及制造成本角度，C含量不宜控制得过低，尤其超高强度1300MPa级钢板；因次C含量合理范围为0. 15% 0. 20%。Si，促进钢水脱氧并能够提高钢板强度，但是采用Al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韧性、延伸率及焊接性；其次，Si不仅超高强度钢(合金含量一般较高)促进M-A岛形成，而且形成的M-A岛尺寸较为粗大、分布不均勻，严重损害焊接热影响区(HAZ)韧性和焊接接头SR性能；但是对1300MPa超高强度钢板，Si对钢板强度提高作用较大，为确保超高强度、抗延迟裂纹特性，且不严重损害钢板的低温韧性与焊接性，适量的Si必不可少，合理Si含量范围控制在0. 35% 0. 55%。Mn，作为最重要的合金元素在钢中除提高钢板的强度外，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Mn在钢水凝固过程中容易发生偏析，尤其Mn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，加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H 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；因此根据C含量范围，选择适宜的Mn含量范围对于超高强度调质钢板极其必要，根据本发明钢成分体系及C 含量为0. 15% 0. 20%，适合Mn含量为0. 95% 1. 35%，且C含量高时，Mn含量适当降低，反之亦然；且C含量低时，Mn含量适当提高。P，作为钢中有害夹杂对钢板的机械性能，尤其低温冲击韧性、延伸率、焊接性及焊接接头SR性能具有巨大的损害作用，理论上要求越低越好；但考虑到炼钢可操作性和炼钢成本，对于要求优良焊接性、-40°C低温韧性、抗延迟裂纹的1300MI^级超高强度DQ+T钢板， P含量需要控制在彡0.013%。S，作为钢中有害夹杂对钢板的低温韧性具有很大的损害作用，更重要的是S在钢中与Mn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、焊接性及抗延迟裂纹特性，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、炼钢成本和物流顺畅原则，对于要求优良焊接性、_40°C低温韧性、抗延迟裂纹的 1300MPa级超高强度DQ+T钢板，S含量需要控制在彡0. 0030%。Cr，作为弱碳化物形成元素，添加Cr不仅提高钢板的淬透性、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， 尤其焊接接头SR性能；但是对于1300MPa级超高强度DQ+T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. 75% 1. 25%之间。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、焊接性及焊接接头SR性能，而且增加钢板SR脆性和生产成本；但是对于 1300MPa级超高强度DQ+T钢板，必须有一定的Mo含量，以保证钢板具有足够的淬透性与抗回火软化性的同时，使Cr、Mo碳化物均勻弥散地在钢中析出，改善钢板抗延迟裂纹特性；因此Mo含量控制在0. 45% 0. 65%之间。B，含量控制在0. 0010% 0. 0020%之间，确保钢板淬透性的同时，不损害钢板的
焊接性、HAZ韧性及板坯表面质量。Ti，含量在0.005% 0.013%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 0.013%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。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 DQ+T钢板淬透性，提高超高强度DQ+T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，诱发焊接热影响区上贝氏体(Bu)形成和Nb (C，N) 二次析出脆化作用，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DQ+T 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。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Al2O3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Al2O3夹杂物处，导致延迟裂纹发生)，因此Als上限控制在 0. 070%。为了确保钢板中固溶[B]的存在及防止大量粗大的AlN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. 006%。为了确保超高强度DQ+T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0含量< 0. 0030%。对钢进行Ca处理，一方面可以进一步纯洁钢液，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、提高钢板的低温韧性、延伸率及Z向性能、改善钢板韧性的各向异性与焊接性，更重要的是通过球化钢中硫化物，减少长条状的MnS夹杂，极大程度改善1300MI^级超高强度钢板抗延迟裂纹特性；此外采用Ca处理，改善高酸溶铝钢水的浇注；Ca加入量的多少，取决于钢中S含量的高低，Ca 加入量过低，处理效果不大；Ca加入量过高，形成Ca(0, 尺寸过大，脆性也增大，可成为断裂裂纹起始点，降低钢的低温韧性、延伸率及钢板的焊接性，同时还降低钢质纯净度、污染钢液。一般控制 Ca 含量按 ESSP = (wt% Ca) [1-1.0)]/l. 25(wt% S)，其中 ESSP 为硫化物夹杂形状控制指数，取值范围0. 80 4. 00之间为宜，因此Ca含量的合适范围为 0. 0010% 0. 0040%。本发明的性能优良的超高强度工程机械用钢的制造方法，其包括如下步骤1)冶炼、铸造采用连铸浇铸，中间包浇注过热度八1~控制在151 301，拉速控制在0.6111/ min 1. Om/min,结晶器液面波动控制在彡5mm ；2)轧制，为确保1300MPa超高强度调质钢板显微组织均勻细小，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)> 5. O ；第一阶段为普通轧制，为保证加热及轧制过程中发生[Al]+BN — AlN+[B]，确保钢中存在足够的固溶[B]，且，Nb完全固溶，板坯加热温度控制在1100°C 1200°C之间；至少有2个道次采用低速大压下轧制，轧制形状因子(ΔΗ/R)"2彡0. 18，其中ΔΗ为道次压下量，R为工作辊辊径，mm,以保证钢板显微组织均勻细小；钢板轧制速度控制在彡2. Om/sec. 以保证较高合金含量钢板轧制板型优良，平直度高；第二阶段采用控制轧制，控轧开轧温度彡880°C，轧制道次压下率彡8%，未结晶区((8800C )累计压下率彡67%，终轧温度780 V 820°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；3)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770°C 810°C，冷却速度彡15°C /s，停冷温度低于Ms点温度；
4)钢板从停冷结束到入加热式缓冷坑保温之间的间隔时间不大于15min，保温工艺为保温坑炉气大于300°C的条件下至少保温M小时，保证钢板脱氢充分，防止产生氢致裂纹；5)回火工艺钢板回火温度(板温)为460 520°C，钢板相对较薄时回火温度偏上限、钢板相对较厚时回火温度偏下限，回火保持时间> (0. 65 1. 0) X成品钢板厚度，钢板厚度单位为mm ；回火保持时间为钢板中心温度达到回火目标温度时开始计时的保温时间，时间单位为min ；回火结束后钢板自然空冷至室温。优选地，停冷温度控制彡350 0C。本发明的有益效果本发明在获得优良1300MPa级超高强度DQ+T钢板的同时，钢板的塑韧性、焊接工艺性也同样优异，并成功地解决了超高强钢板强度、低温韧性、抗延迟裂纹性能及焊接性之间的相互矛盾，提高了大型工程机械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DQ+回火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，可以在相对较少的合金含量下(尤其Mo)，获得超高强度、高韧性、优良的抗延迟裂纹特性，而且改善了钢板的焊接性，焊接冷裂敏感性大幅度减少，焊接预热、后热温度降低、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。


图1为本发明实施例3钢的显微组织(1/4厚度)照片。
具体实施例方式下面结合实施例对本发明做进一步说明。表1所示为本发明实施例钢的成分。表2 表5所示为本发明实施例钢的制造工艺。表6所示为本发明实施例钢的性能。从表6及图1可以看出，钢板显微组织为均勻细小的低碳回火马氏体，马氏体晶团平均晶团尺寸约为18 μ m。综上所述，本发明通过钢板合金元素的组合设计与DQ+T工艺相结合，在获得优良1300MPa级超高强度钢板的同时，钢板的低温韧性、抗延迟裂纹性能、焊接工艺性也同样优异，并成功地解决了超高强钢板强度、低温韧性、抗延迟裂纹性能及焊接性之间的相互矛盾，提高了大型工程机械设备安全运行性能、抗疲劳性能；本发明采用在线直接淬火DQ+回火工艺，不仅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，可以在相对较少的合金含量下(尤其Mo、Cr等)，获得超高强度、优良的低温韧性与抗延迟裂纹性能；这不仅减少了合金成本、减少制造工序、缩短制造周期，而且改善了钢板的焊接性，尤其对于超高强度钢板，焊接冷裂敏感性大幅度减少，焊接预热、后热温度降低、 合适的焊接热输入量范围更宽，极大地减少用户加工制作的成本。
权利要求
1.一种性能优良的超高强度工程机械用钢，其成分重量百分比为 C 0. 15% 0. 20%Si 0. 35% 0. 55% Mn 0. 95% 1. 35% P 彡 0. 013% S 彡 0. 0030% Cr 0. 75% 1. 25% Mo 0. 45% 0. 65% B 0. 0010% 0. 0020% Ti 0. 005% 0. 013% Nb 0. 010% 0. 030% Als 0. 030% 0. 070% N^O. 0060% 0^ 0. 0030% Ca 0. 001% 0. 004%,其余为狗和不可避免的夹杂；且，上述元素含量必须同时满足如下关系 B 彡 0. 714[(% Ntotal)-0. 292(% Ti)]； (% Mn) X (% C) ^ 0. 22 ； (% Mo)/(% Cr)彡 0. 60 ；Als, Ti 与 N 之间的关系=Als 彡 IOX [(% Ntotal)-0. 292(% Ti)]； Nb、Ti之间关系:Nb/Ti在1. 0 2. 5 ；Ca 与 S 之间的关系:Ca/S 在 1. 00 3. 00 之间，且，(% Ca) X (% S)0.18 ( 2. 5Χ1(Γ3 ； 有效淬透性指数Deff = FX ζ XDI彡10Xt，其中ζ为在线淬火效能因子，F为B元素淬透性贡献因子；当钢中存在固溶[B]时，F取1.2;当进行在线淬火时，ζ取1.2;t 为成品钢板厚度，mm ；DI = 0. 367(% C) 5[l+0. 7 (% Si)] [(1+3. 33 ( % Mn) ] [ (1+0. 35 (% Cu) ] [ (1+0. 36( % Ni)] [ (1+2. 16 ( % Cr) ] [ (1+3 ( % Mo) ] [ (1+1. 75 ( % V) ] [ (1+1. 77 ( % Al) 1X25.4(mm)；以上关系式中的成分数据按百分数计算。
2.如权利要求1所述的性能优良的超高强度工程机械用钢的制造方法，其包括如下步骤1)冶炼、铸造采用连铸浇铸成板坯，中间包浇铸过热度Δ T控制在15°C 30°C，拉速控制在0.6m/ min 1. Om/min,结晶器液面波动控制在彡5mm ；2)轧制，钢板总压缩比即板坯厚度/成品钢板厚度>5.O第一阶段为普通轧制，板坯加热温度控制在1100°C 1200°C之间；至少有2个道次采用低速大压下轧制，轧制形状因子 (ΔΗ/R)1/2彡0. 18，其中Δ H为道次压下量，mm, R为工作辊辊径，mm ；钢板轧制速度控制在 ^ 2. Om/sec ；第二阶段采用控制轧制，控轧开轧温度彡880°C，轧制道次压下率彡8%，未结晶区即彡880°C累计压下率彡67%，终轧温度780。C 820°C ；3)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770°C 810°C，冷却速度彡15°C /s，停冷温度低于Ms点温度；4)钢板从停冷结束到入加热式缓冷坑保温之间的间隔时间不大于15min，保温工艺为保温坑炉气大于300°C的条件下至少保温M小时；5)回火工艺钢板回火温度460 520°C，回火保持时间彡(0. 65 1. 0) X成品钢板厚度，单位为 mm;回火保持时间为钢板中心温度达到回火目标温度时开始计时的保温时间，时间单位为 min ；回火结束后钢板自然空冷至室温。
3.如权利要求2所述的性能优良的超高强度工程机械用钢的制造方法，其特征是，停冷温度控制为彡350°C。
全文摘要
一种性能优良的超高强度工程机械用钢及其制造方法，工程机械用钢成分重量百分比为C 0.15％～0.20％、Si 0.35％～0.55％、Mn 0.95％～1.35％、P≤0.013％、S≤0.0030％、Cr 0.75％～1.25％、Mo 0.45％～0.65％、B0.0010％～0.0020％、Ti 0.005％～0.013％、Nb 0.010％～0.030％、Als0.030％～0.070％、N≤0.0060％、O≤0.0030％、Ca 0.001％～0.004％、余Fe和不可避免夹杂；本发明优化DQ+离线回火工艺，使用ausforming工艺，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20μm以下，获得优良低温韧性、焊接性及抗延迟裂纹的超高强度钢板，并解决超高强度钢板表面层过度淬火问题，特别适用于大型工程机械等装备制造业。
文档编号C21D1/18GK102505096SQ20111044579
公开日2012年6月20日 申请日期2011年12月27日 优先权日2011年12月27日
发明者刘自成 申请人:宝山钢铁股份有限公司