一种屈服强度700MPa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700MI^级调质高强钢及其生产方法。
【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?SOOMI^级快速上升到 700MPa、800MI^乃至IOOOMPaW上。由于工程机械用超高强钢苛刻的使用环境和受力条件， 所W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700MI^级别的高强度钢板的企业逐渐增多，但采用的成分、 工艺各不相同。中国专利201210209649. 5公开了一种屈服700MI^级别高强度钢板的生产 方法，不添加Ni元素，采用在线泽火+回火工艺值Q+T)，得到回火马氏体+回火下贝氏体组 织，其抗拉强度为800M化级别。中国专利2011100343384. 3公开了一种750?880M化级 车辆用高强钢及其生产方法，采用TMCP工艺在560?600°C卷取生产热轴高强钢卷。
[0004] 目前，采用回火马氏体+回火下贝氏体组织生产的700MI^级高强钢不同厚度规格 的各项组织比例差异较大，厚规格强度较低，容易出现性能不合。采用560?600°C高温卷 取生产的析出强化型高强钢，受析出物颗粒大小和数量的影响，带钢头、中、尾强度波动较 大，不能满足-40°C冲击要求。
【发明内容】
[0005] 本发明的目的是提供一种屈服强度700MI^级调质高强钢及其生产方法，采用调 质工艺生产，该调质高强钢的屈服强度为700?850MPa，抗拉强度为750?900MPa，延伸率 〉14%，-40°C冲击功M0J。
[0006] 为达到上述目的，本发明的技术方案是：
[0007] 一种屈服强度TOOMPa级调质高强钢，其成分重量百分比为；C:0. 06?0. 13%， Si;0. 10 ?0. 30%，Mn;0. 80 ?1. 60%，Cr;0. 20 ?0. 70%，Mo;0. 10 ?0. 30%，Ni; 0?0. 30%，Nb;0.Ol?0. 03 %，Ti:0.Ol?0. 03 %，V:0.Ol?0. 03 %，B:0. 0005? 0. 0030 %，Al: 0. 02 ?0. 06%，Ca;0.OOl?0. 004 %，N: 0. 002 ?0. 005 %，P《0. 02 %， S《0.01%，0《0.008 %，其余为化及不可避免的杂质；且上述元素同时需满足 如下关系；〇. 43 % <Ceq<0. 50%，Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15;0. 5 % 《Mo+0. 8Ni+0. 4Cr+6V《0. 9% ;3. 7《Ti/N《7. 0 ;1. 0《Ca/S《3. 0。
[000引进一步，所述调质高强钢的屈服强度为700?850MPa，抗拉强度为750?900MPa， 延伸率〉14%，-40°C冲击功M0J。
[0009] 所述调质高强钢的显微组织为回火马氏体。
[0010] 在本发明钢的成分设计中：
[0011] C;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，泽火态低碳 马氏体的抗拉强度与C含量呈如下关系；Rm= 2510"% )巧90 (MPa)，Rm为抗拉强度，C含 量在0. 06%W上可W保证泽火态抗拉强度大于900MPa，中、高温回火后抗拉强度会有较大 幅度的下降，通过回火进一步降低强度，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。因此，本发明的C含量范围为0.06?0. 13%。
[0012] Si: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。因此，本发明的Si含量范围为0. 10? 0. 30%。
[0013] Mn;Mn含量在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。因此，本发明的Mn含量范围为0.80?1.60%。
[0014] 化：化含量在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。在回火温度400?550°C范围内，&会形成&的碳化物，具有抗中温回火软化的作用， 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。因此，本发明的化含量 范围为0.20?0.70%。
[0015] Mo;0. 10%W上的Mo元素具有提高钢的泽透性的作用，有利于在泽火时形成全马 氏体组织；在400°CW上的高温下，Mo会与C反应形成化合物颗粒，具有抗高温回火软化和 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。因此，本发明的Mo含量范围为0. 10?0.30%。
[0016] Ni;Ni元素具有细化马氏体组织、改善钢的初性的作用，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，本发明的Ni含量范围为 0 ?0. 30%。
[0017] Nb、Ti和V;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与N反应形 成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Nb含量范围为0.01?0.03% ,Ti含量范围为0.01? 0.03%，V含量范围为0.01?0.03%。
[0018] B;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。因此，本发明的B含量范围为0. 0005?0. 0030%。
[0019] Al;A1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。因此，本发明的Al含量范围为0.02? 0. 06%。
[0020] 化：在钢冶炼过程中，超过0.OOl%的微量化元素可W起到净化剂作用，改善钢的 初性；化含量超过0. 004%时，容易形成尺寸较大的化的化合物，反而会恶化初性。因此， 本发明化含量范围为0.OOl?0. 004%。
[0021] N;本发明要求严格控制N元素的含量范围。在回火过程中，0.002%W上的N元素 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 %则容易导致形成粗大的析出物颗粒， 恶化初性。因此，本发明N含量范围为0. 002?0. 005%。
[0022]P、S和O;P、S和O作为杂质元素影响钢的塑、初性，本发明的该四种元素的控制范 围为P《0. 02%，S《0. 01%，O《0. 008%。
[002引对于调质型屈服700MPa高强钢的碳当量Ceq需满足；0. 43%<Ceq<0. 50%，Ceq=C+Mn/6+(化+Mo+V)/5+(Ni+化)/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]本发明控制0.5%《Mo+0. 8Ni+0. 4Cr+6V《0.9%，主要用于保证700MPa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。本 发明要求Mo、Ni、Cr和V的复合添加量应满足0. 5%《Mo+0. 8Ni+0. 4Cr+6V《0. 9%，低于 0. 5%时，焊接接头的强度和低温初性都较低；高于0. 9%时，焊接接头强度偏高，容易产生 焊接裂纹。
[002引本发明控制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。
[0026] 本发明控制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] 本发明的屈服强度700MI^级调质高强钢的生产方法，其包括如下步骤：
[002引 1)冶炼、铸造
[0029] 按上述成分采用转炉或电炉炼钢，并采用精炼进一步微调，铸造成铸巧；
[0030] 2)铸巧加热
[0031] 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；
[003引如轴制
[0033] 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，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；Arg= 901-325C-92Mn-126Cr-67Ni-149Mo;Tnr为未再结晶临界温度；Tnr= 887+464C+ (6445Nb-644sqrt(Nb)) + (732V-230sqrt(V)) +890Ti+363A^357Si;轴制最后一 道次轴制压下率〉15%。
[0034] 4)冷却
[0035] 轴后在450?Bs°C温度范围内卷取，
[0036]Bs= 630-45Mn-40V-35Si-30Cr-25M〇-20Ni，然后空冷至室温；
[0037] 5)热处理
[003引泽火热处理；泽火加热温度为Ac3+(30-80) °C，
[0039]Ac3为奥氏体转变结束温度，
[0040] Ac3= 955-350C-25Mn巧lSi+106Nb+100Ti+68Al-llCr-33Ni-16Cu+67MO;泽火加 热时间为钢板屯、部达到加热温度后5?40min;泽火冷却速度V〉e6'3^'53w)'i6sw'8afcK)'95Grt'87M〇-16GB)c/s;泽火至（Ms-150)°CW下，
[0041] Ms为马氏体转变开始温度，
[0042]Ms= 539-423C-30. 4Mn-17. 7Ni-12.ICr-ILOSi-7.OMo;保证得到全马氏体组织；
[0043] 回火热处理；回火温度为400?550°C，钢板屯、部达到炉温后开始保温，保温20? ISOmin。
[0044] 在本发明的生产方法中；
[0045] 本发明步骤（2)铸巧于1150?1270°C的炉中加热，屯、部到温后开