一种1300MPa级工程机械用超高强钢及其生产方法与流程

一种1300mpa级工程机械用超高强钢及其生产方法
技术领域
1.本发明涉及工程机械用超高强钢领域，具体涉及一种1300mpa级工程机械用超高强钢及其生产方法。


背景技术：

2.快速热处理技术可以大幅缩短机组占地、提高生产效率、降低能耗、减少环境污染，是一种绿色的生产技术。快速热处理技术包括淬火过程的快速加热、短时保温、快速冷却和快速回火，近年来国内外对快速热处理技术及其对钢组织性能的研究越来越多。快速热处理可以得到更细的晶粒组织，具有更细碳化物析出。在性能方面，快速热处理可以达到传统热处理相当的强度，具有更好的塑性、韧性和疲劳性能。
3.1300mpa级工程机械热轧超高强钢主要应用于制造起重机吊臂和泵车布料杆等部件，对钢板的强度、塑性、低温韧性和疲劳性能都提出了较高的要求。传统热轧和中厚板产线生产的调质热处理型超高强钢，淬火加热和回火加热时间都很长，例如10mm的钢板淬火加热30-50分钟，回火加热40-60分钟，一张钢板的生产周期需要一小时以上。这导致能耗成本较高，生产效率低。在性能方面长时间的加热也容易导致晶粒粗大，析出的碳化物长大，降低钢板的强度、塑性和韧性。
4.现有快速热处理生产超高强钢，如中国专利cn108774681a公开了“一种高强钢的超快速热处理方法”，最大加热速度超过400℃/s，加热到ac3的50℃以上保温5-10s，以最大超过3000℃/s的极高冷却速度冷却至室温，用于薄规格带钢和小规格盘条的热处理强化。
5.中国专利cn1039621a公开了“一种制取细晶粒双相钢热处理方法”。通过感应加热快速热处理得到细晶粒双相钢。
6.中国专利cn102409144a公开了“一种连续式合金钢热处理的方法”，其针对的是小截面超长材工件的制备，可以提高生产效率。
7.上述现有快速热处理技术主要集中于热处理方法的研究，关于快速热处理方法对超高强钢组织性能的影响研究相对较少。


技术实现要素：

8.本发明的目的在于提供一种1300mpa级工程机械用超高强钢及其生产方法，保证实现超高强度的同时，明显提高钢的塑性和韧性，所述超高强钢屈服强度≥1300mpa，抗拉强度≥1450mpa，延伸率》16％，-60℃冲击功》80j，特别适用于工程机械行业。
9.为达到上述目的，本发明提供的技术方案是：
10.一种1300mpa级工程机械用超高强钢，其化学成分重量百分比为：c：0.23～0.27％，si：1.30～1.80％，mn：0.80～1.60％，cr：0.20～0.70％，mo：0.60～0.90％，w：0～0.80％，ni：1.0～2.0％，cu：0～0.40％，nb：0.010～0.030％，ti：0.010～0.030％，v：0.010～0.050％，al：0.02～0.06％，ca：0.001～0.004％，n：0.002～0.005％，b≤0.0004％，p≤0.020％，s≤0.0050％，o≤0.0040％，其余为fe及其它不可避免的杂质；且，上述元素需同
时满足如下关系式：
11.15≤(1.97si2+0.65mo+0.52w+0.26cr)/c≤25。
12.本发明所述超高强钢的金相组织为精细的自回火马氏体+1～2％薄膜状奥氏体，其中，原始奥氏体尺寸为2～5μm，马氏体板条宽度为30～90nm；所述超高强钢中碳化物呈弥散颗粒状分布，平均尺寸在10nm以下。
13.本发明所述超高强钢的屈服强度≥1300mpa，抗拉强度≥1450mpa，延伸率》16％，-60℃冲击功》80j。
14.在本发明的成分设计中：
15.碳：固溶强化，调整马氏体组织的强度、塑性和韧性，经试验，再加热淬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＝2510c(％)+790(mpa)，rm为抗拉强度，淬火后通过自回火进一步调整强度、塑性和韧性；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，本发明控制c含量为0.23～0.27％。
16.硅：在本发明中，添加了较高的si，主要考虑到si在冷却过程中具有较强的抑制碳元素扩散的作用，通过添加较高的si可以在回火过程中抑制碳化物的析出和长大速度，改善钢的韧性，si太高影响钢的焊接性能，因此，本发明控制si含量为1.30～1.80％。
17.锰：mn元素在0.8％以上可以提高钢的淬透性，mn含量超过1.6％容易产生偏析和mns等夹杂物，恶化马氏体钢的韧性，因此，本发明控制mn含量为0.80～1.60％。
18.铬：cr是碳化物影响元素，cr在缓慢冷却过程中形成cr的碳化物，当析出的碳化物较细小时，具有析出强化作用。一定的cr元素有利于提高钢的淬透性，在淬火时得到马氏体组织。cr含量较高时在焊接时会出现较大的火花，影响焊接质量，因此，本发明控制cr含量为0.20～0.70％。
19.钼：mo是碳化物影响元素，mo在缓慢冷却过程中形成mo2c等的碳化物，当析出的碳化物较细小时，具有较强的析出强化作用。一定的mo元素有利于提高钢的淬透性，在淬火时得到马氏体组织。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。因此，本发明控制mo含量为0.60～0.90％。
20.钨：w是碳化物影响元素，w元素可以提高钢的淬透性，在缓慢冷却过程总可以形成碳化物颗粒，具有抗回火软化和抗回火脆性的作用，因此，本发明控制w含量为0～0.80％。
21.镍：ni元素具有细化马氏体组织，改善钢的韧性的作用，马氏体中碳含量越高，越需要添加更高的ni来保证较高的韧性。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，因此，本发明控制ni含量为1.0～2.0％。
22.铜：cu元素在回火时可以产生一定的沉淀强化作用，此外添加一定的cu元素可以提高工程机械用高强钢的耐腐蚀性，因此，本发明控制cu含量为0～0.40％。
23.铌、钛和钒：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可以提高未再结晶临界温度tnr，扩大生产窗口；ti的细小析出物颗粒可以改善焊接性能；v在回火过程中与n和c反应析出纳米级v(c，n)颗粒，可以提高钢的强度；本发明控制nb含量为0.010～0.030％，ti含量为0.010～0.030％，v含量为0.010～0.050％。
24.硼：b具有强烈的晶界偏聚作用，形成碳硼化合物，恶化淬火后马氏体钢的韧性，作为杂质元素，本发明控制b含量在0.0004％以下。
25.铝：al用作脱氧剂，钢中加入0.02％以上的al可细化晶粒，提高冲击韧性，al含量超过0.06％容易产生al的氧化物夹杂缺陷，本发明控制al含量为0.02～0.06％。
26.钙：超过0.001％的微量ca元素可以在钢冶炼过程中的起到净化剂作用，改善钢的韧性；ca含量超过0.004％容易形成尺寸较大的ca的化合物，反而会恶化韧性，本发明控制ca含量为0.001～0.004％。
27.氮：本发明要求严格控制n元素的范围，0.002％以上的n元素在回火过程中可以与v和c反应形成纳米级的v(c，n)粒子起到析出强化的作用，在焊接过程中也可以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，恶化韧性，本发明控制n含量为0.002～0.005％。
28.磷、硫和氧：p、s和o作为杂质元素影响钢的塑、韧性，本发明控制p≤0.020％，s≤0.0050％，o≤0.0040％。
29.si、mo、w和cr元素是自回火控制元素，其中，si在淬火冷却过程中具有较强的抑制碳化物扩散的作用，mo、w和cr是碳化物亲和元素，在200～400℃温度范围内可以固定碳元素或形成碳化物。研究发现si、mo、w和cr等碳化物影响元素的合适配比满足：15≤(1.97si2+0.65mo+0.52w+0.26cr)/c≤30，并在马氏体开始转变温度ms以下配合以2～10℃/s的速度缓慢冷却，可以使马氏体发生自回火，形成平均尺寸在10nm以下的碳化物析出，这种纳米尺寸的碳化物既可以产生析出强化效果，又可以避免因为碳化物粗大而恶化韧性。该钢种的马氏体开始转变温度ms在400～450℃，马氏体转变结束温度mf在100～200℃，当钢板冷却至350～400℃时形成一定的马氏体，之后在以2～10℃/s的速度缓慢冷却过程中，先形成马氏体中的碳元素会往过冷奥氏体中逐渐缓慢扩散，使剩余过冷奥氏体中碳元素增加，有利于稳定奥氏体，最终在马氏体板条间会残留1～2％的薄膜状奥氏体，这种薄膜状奥氏体可以有效改善钢板的塑性和韧性。
30.本发明所述1300mpa级工程机械用超高强钢的生产方法，包括如下步骤：
31.1)冶炼、铸造
32.按上述化学成分采用转炉或电炉炼钢、精炼，铸造形成铸坯；
33.2)加热
34.铸坯加热温度为1150～1270℃，待铸坯心部到加热温度后开始保温，保温时间》1.5h；
35.3)轧制
36.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，轧制最后一道次轧制压下率》15％；终轧温度为820～920℃；
37.4)冷却
38.终轧后的钢板以≥60℃/s冷速冷却至430～520℃卷取，缓冷至室温；
39.5)快速热处理
40.将钢板以100～200℃/s的速度快速加热到a
c3
+(110～150)℃，随后以≥150℃/s的冷速快速冷却至350～400℃，然后以2～10℃/s的速度快速冷却至室温。
41.优选的，步骤5)中，所述加热方式为电磁感应加热、电阻加热或直火加热。
42.优选的，步骤5)中，所述冷却采用高压水、气雾或水雾进行冷却。
43.在本发明所述的1300mpa级工程机械用超高强钢的生产方法中：
44.在铸坯加热工艺中，控制加热温度大于1150℃、保温时间》1.5h可以保证合金元素充分固溶；加热温度超过1270℃时奥氏体晶粒过度长大，引起晶间结合力减弱，在轧制时容易产生裂纹；另外加热温度超过1270℃容易引起钢坯表面脱碳，对成品力学性能造成影响。
45.轧制工艺中，轧制最后一道次压下率》15％、终轧温度为820～920℃，可以细化奥氏体晶粒。
46.冷却工艺中，热轧后以≥60℃/s的冷速冷至430～520℃低温卷取，这是为了得到细小的索氏体组织，使碳化物呈弥散分布，缩短后续淬火加热过程中碳化物的溶解时间。
47.采用快速热处理工艺，将钢板以100～300℃/s的速度快速加热到a
c3
+(110～150)℃，在不保温的情况下细化奥氏体晶粒，缩短了快速热处理时间，提高了效率。钢板加热后的温度达到a
c3
+(110～150)℃的高温代替传统的a
c3
+(30～50)℃低温，可以使贝氏体中的碳化物快速溶解，进而细化淬火后的马氏体组织，可以使超高强结构钢的奥氏体晶粒尺寸降低到2～5μm，马氏体板条宽度降低到30～90nm，而传统热处理条件下获得的超高强钢的奥氏体晶粒尺寸在15μm以上，马氏体板条宽度在150nm以上。加热速度太快或加热温度太低会导致奥氏体化不充分、碳化物溶解不充分或碳元素不均匀，加热速度太慢或加热温度太高会导致奥氏体晶粒粗化，恶化淬火后钢的塑性和低温韧性。这样以温度代时间实现快速热处理，大幅提高生产效率，同时通过细化组织，提高钢的韧性和塑性。
48.本发明超高强钢成分中通过控制si、mo、w和cr等元素含量，并满足关系式：15≤(1.97si2+0.65mo+0.52w+0.26cr)/c≤30，钢板加热到a
c3
+(110～150)℃后立即以≥150℃/s的冷速快速冷却至350～400℃，该钢种的马氏体开始转变温度ms温度在400～450℃，马氏体转变结束温度mf在100～200℃，通过控制温度在350～400℃，配合以2～10℃/s的速度缓慢冷却，既可以形成马氏体组织，又可以使马氏体组织发生自回火，控制形成平均尺寸在10nm以下的碳化物析出和1～2％的薄膜状奥氏体，有效改善钢板的塑性和韧性。
49.本发明的有益效果：
50.本发明在成分设计方面严格控制mo、w、cr、si与c等元素的含量，并满足关系式：15≤(1.97si2+0.65mo+0.52w+0.26cr)/c≤25，结合快速热处理的工艺控制，实现耐磨钢中的马氏体自回火，形成的mo、w和cr等碳化物呈弥散颗粒状分布，平均尺寸在10nm以下，这种纳米尺寸的碳化物既可以产生析出强化效果，又可以避免因为碳化物粗大而恶化韧性，进而得到了更高塑性和韧性的超高强钢。自回火过程中先形成马氏体中的碳元素会往过冷奥氏体中逐渐缓慢扩散，使剩余过冷奥氏体中碳元素增加，有利于稳定奥氏体，最终在马氏体板条间会残留1～2％的薄膜状奥氏体，从而有效改善钢板的塑性和韧性。所述超高强钢的屈服强度≥1300mpa，抗拉强度≥1450mpa，延伸率》16％，-60℃冲击功》80j。
51.本发明在成分设计的基础上，采用快速热处理工艺，钢板加热后的温度达到a
c3
+(110～150)℃的高温代替传统的a
c3
+(30～50)℃低温，在不需要保温的情况下快速奥氏体化，细化奥氏体晶粒，缩短钢板的生产周期，提高生产效率。之后通过控制热处理后的冷却速度形成马氏体组织，可以使超高强结构钢的奥氏体晶粒尺寸降低到2～5μm，马氏体板条宽度降低到30～90nm，而传统热处理条件下获得的超高强钢的奥氏体晶粒尺寸在15μm以上，马氏体板条宽度在150nm以上，并在冷却过程中实现马氏体组织的自回火，细化碳化物析出，保证钢板实现超高强度的同时，明显提高了钢板的塑性和韧性，得到一种适合工程机械行业使用的1300mpa级超高强钢。
附图说明
52.图1为本发明所述超高强钢实施例3的典型光学显微镜金相组织图。
53.图2为本发明所述超高强钢实施例3的典型扫描电镜金相组织图。
具体实施方式
54.下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。
55.本发明所述耐磨钢的生产工艺流程为：冶炼、铸造
→
加热
→
轧制
→
冷却
→
快速热处理。
56.本发明实施例的具体成分、工艺参数如表1、表2所示，各实施例钢板性能如表3所示。
57.图1和图2分别给出了实施例3钢的光学显微镜金相组织照片和扫描电镜金相组织照片。
58.从图1可以看出，成品钢板的金相组织为自回火马氏体+1～2％薄膜状奥氏体，且组织细密，原始奥氏体尺寸2-5μm，马氏体板条宽度30-90nm。同样的成分按常规热处理工艺原始奥氏体尺寸约15-20μm，马氏体板条宽度数百纳米。
59.从图2可以看到钢板中有颗粒状的碳化物析出物，平均尺寸在10nm以下，而传统热处理时间较长，产生粗大的片层状碳化物析出，析出物尺寸几十到几百纳米。
60.本发明采用控轧、控冷和快速热处理工艺，从化学成分设计、快速热处理过程中加热速度、保温时间和冷却速度等方面进行控制，保证钢板实现超高强度的同时，具有良好的延伸率和低温冲击韧性等性能。
61.62.63.