一种屈服强度1300MPa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1300MI^级调质高强钢及其生产方法，获得的高强钢的 屈服强度为1300?HOOMPa,抗拉强度> 1200MPa，延伸率〉8%，-40°C冲击功在40JW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?600MI^级快速上升到700MPa、 800化乃至IOOOMPaW上。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1300MPa级别的高强度钢板的企业较少，中国专利 200610051936. 2介绍了一种IlOOMI^级非调质高强钢及其生产方法，在热轴环节通过控轴 控冷形成中等强度的贝氏体+铁素体组织，然后通过冷轴大变形生产屈服强度在IlOOMPa 的超高强钢。中国专利201210429944. 1介绍了一种屈服强度HOOMI^级的超高强钢生产 方法，采用Q+P热处理工艺，组织类型为超细板条马氏体+纳米级板条残余奥氏体及沉淀析 出的碳化物。上述述两专利中都采用复相组织实现超高强度，需要特殊的装备，复相组织中 各相的比例难W控制稳定。
【发明内容】
[0004] 本发明的目的在于提供一种屈服强度UOOMI^级调质高强钢及其生产方法，采用 离线泽火+回火工艺生产，其屈服强度为1300?HOOMPa,抗拉强度> 1200MPa，延伸率 〉8%，-40°C冲击功在40JW上，显微组织为回火马氏体。
[0005] 为了达到上述目的，本发明提供的技术方案是：
[0006] 一种屈服强度UOOMI^级调质高强钢，其化学成分重量百分比为；C:0.21? 0. 26%，Si;0. 10 ?0. 30%，Mn;0. 80 ?1. 60%，Cr;0. 20 ?0. 70%，Mo;0. 10 ?0. 45%， Ni;0. 80 ?2. 0%，Nb;0.OlO?0. 030%，Ti;0.OlO?0. 030%，V;0. 020 ?0. 060 %， B;0. 0005 ?0. 0030%，Al;0. 02 ?0. 06%，Ca;0.OOl?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，且，
[0007] Ceq0. 61 ?0. 75%，Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 ;
[000引 1. 3%《Mo+0. 8Ni+0. 4Cr+6V《2. 5% ;3. 7《Ti/N《7. 0 ;1. 0《Ca/S《3. 0。
[0009] 进一步，所述的屈服强度1300M化级调质高强钢的屈服强度为1300?HOOMPa，抗 拉强度> 1200MPa，延伸率〉8%，-40°C冲击功在40JW上，显微组织为回火马氏体。
[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= 2510C(% )+790 (MPa),Rm为抗拉强度，C含 量在0. 21 %W上才可W保证泽火态抗拉强度大于1300MPa，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0.21?0.26%。
[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的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IOOOMPaW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，0.80%W上的 Ni元素可W改善1300MPa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. 80 ?2.10%。
[0017] 魄、铁和饥；佩、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可W 改善焊接性能；V在回火过程中析出可W提高钢的强度；本发明的魄含量范围为0.OlO? 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；Al用作脱氧剂，钢中加入0.02%w上的Al可细化晶粒，提高冲击初性，AL含 量超过0.06%容易产生Al的氧化物夹杂缺陷，本发明的Al含量范围为0.02?0.06%。
[0020] 巧；超过0.OOl%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.OOl?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1300MPa高强钢碳当量Ceq需满足；CeqO.61? 0. 75%，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1.3%《]?〇+0.8化+0.4化+6￥《2.5%主要用于保证13001口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，脚颗粒可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. 3%焊接接头的强度和低温初性都较低；高于2. 5%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1300M化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；其 化学成分重量百分比为；C;0. 21 ?0. 26%，Si;0. 10 ?0. 30%，Mn;0. 80 ?1. 60%，Cr; 0. 20 ?0. 70%，M〇 ;0. 10 ?0. 45%，Ni;0. 80 ?2. 0%，佩；0.OlO?0. 030%，Ti;0.OlO? 0. 030%，V;0. 020 ?0. 060%，B;0. 0005 ?0. 0030%，Al;0. 02 ?0. 06%，Ca;0.OOl? 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，且，
[0030] Ceq0. 61 ?0. 75%，Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 ;
[003UI. 3%《Mo+0. 8Ni+0. 4Cr+6V《2. 5% ;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、部到炉温后开始保温，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；ArsCTfCTnr，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；Ars= 901-325C-92Mn-126Cr-67Ni-149Mo，
[0036] hr= 887+464C+(6445Nb-644sqrt(Nb)) + (732V-230sqrt(V))+890Ti+363Al-357 Si;
[0037] 4)冷却
[0038] 对热轴后的轴件在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;
[0039] 5)热处理
[0040] 泽火，泽火加热温度为Ac3+ (30?80) °C，Ac3为奥氏体转变结束温度；Ac3= 955-350C-25Mn巧lSi+106Nb+100Ti+68A^llCr-33Ni-16Cu+67Mo;钢板达到炉温后开始保 温，保温 5 ?40min;泽火冷却速度V〉e(5J-2'53c-°J6sw'8*-°'95cr-L8?〇-i6〇B)nc/s;
[0041] 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1300MPa级调质高强钢。
[00创进一步，得到的屈服强度1300M化级调质高强钢的屈服强度为1300?HOOMPa,抗 拉强度> 1500MPa，延伸率〉8%，-40°C冲击功在40JW上，显微组织为回火马氏体。
[004