一种屈服强度900～1000MPa级高强钢及其生产方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及一种屈服强度900?IOOOMPa级高强钢及其生产方法，获得的高强 钢，其屈服强度为900?1080MPa，抗拉强度为950?1200MPa，延伸率>10%，-40°C冲击功 >40J，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?600MPa级快速上升到700MPa、 900MPa、IOOOMPa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。
[0003] 目前国内生产屈服900?IOOOMPa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IOOOMPa级别高强度厚钢板的生产方法，采用的是再加热 淬火+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960MPa级高强钢的生产方法，采用较低的碳含量设计和较高的Cr含量，C :0. 07 %? 0.09%，Cr :1. 05?1. 15%，该专利不含Nb、Ti、V微合金元素，Cr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韧性综合性能，也没有考虑通过控制夹杂 物及组织性能遗传性改善成品钢板的强度和韧性。
【发明内容】
[0005] 本发明的目的在于提供一种屈服强度900?IOOOMPa级高强度钢及其生产方 法，该高强度钢的显微组织为回火马氏体，屈服强度为900?1080MPa，抗拉强度为950? 1200MPa，延伸率 >10%，-40°C冲击功 >40J。
[0006] 为了达到上述目的，本发明提供的技术方案是：
[0007] -种屈服强度900?IOOOMPa级高强钢，其化学成分重量百分比为：C:0. 07? 0. 15%，Si :0. 10 ?0. 30%，Mn :0. 80 ?1. 60%，Cr :0. 20 ?0. 70%，Mo :0. 10 ?0. 45%， Ni :0. 10 ?0. 50 %，Nb :0. 010 ?0. 030 %，Ti :0. 010 ?0. 030 %，V :0. 010 ?0. 050 %， B :0. 0005 ?0. 0030 %，Al :0. 02 ?0. 06 %，Ca :0. 001 ?0. 004 %，N: 0. 002 ?0. 005 %， P彡0. 020%，S彡0. 010%，0彡0. 008%，其余为Fe及不可避免的杂质；上述元素必须同 时满足如下关系式：Ceq 0· 42 ?0· 52%，Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 ;0· 8% ^ Mo+0. 8Ni+0. 4Cr+6V ^ I. 3% ；3. 7 ^ Ti/N ^ 7. 0 ；1. 0 ^ Ca/S ^ 3. 0〇
[0008] 进一步，所述的屈服强度900?IOOOMPa级高强钢的屈服强度为900?1080MPa， 抗拉强度为950?1200MPa，延伸率>10%，-40°C冲击功>40J，显微组织为回火马氏体。 [0009] 在本发明的成分设计中：
[0010] 碳：固溶强化，调整马氏体组织的强度和塑韧性，本发明低碳马氏体的在线淬火态 抗拉强度与C含量的关系呈如下关系：Rm = 2940C(% )+820 (MPa)，Rm为在线淬火态抗拉强 度，C含量在0.07%以上才可以保证淬火态抗拉强度大于lOOOMPa，再通过回火进一步调整 强度，改善韧性；C含量较高会导致整体碳当量的提高，焊接时容易产生裂纹，本发明的C含 量范围为0. 07?0. 15%。
[0011] 硅：Si含量为0. 10%以上时可以起到较好的脱氧作用，Si含量超过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韧性，本发明的硅含量范围为0. 10? 0· 30%。
[0012] 锰：Mn元素为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，恶化马氏体高强钢的韧性，本发明的Mn含量范围为0. 80?1. 60%。
[0013] 铬：Cr元素在0.2%以上可以提高钢的淬透性，有利于在淬火时形成全马氏体组 织，Cr在400?500°C左右回火温度范围内会形成Cr的碳化物，具有抗中温回火软化的作 用，Cr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Cr含量范围 为 0· 20 ?0· 70%。
[0014] 钥：0. 10%以上的Mo元素具有提高钢的淬透性，有利于在淬火时形成全马氏体组 织；Mo在400°C以上的高温下会与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，本发明的Mo含量范围为0. 10?0. 45%。
[0015] 镍：0. 10%以上的Ni元素具有细化马氏体组织，改善钢的低温冲击韧性的作用， 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，本发明的 Ni含量范围为0. 10?0. 50%。
[0016] 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；本发明的铌含量范围为〇. 010?〇. 030%，钛含量范围为0. 010?0. 030%，钒 含量范围为〇· 010?〇· 050%。
[0017] 硼：微量的B可以提高钢的淬透性，提高钢的强度，超过0. 0030 %的B容易产 生偏析，形成碳硼化合物，严重恶化钢的韧性，因此，本发明的硼含量范围为0.0005? 0· 0030%。
[0018] 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，本发明的Al含量范围为0. 02?0. 06%。
[0019] 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d的作用，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Ca含量范围为0. 001?0. 004%。
[0020] 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N含量范围为0.002?0.005%。
[0021] 磷、硫和氧：P、S和0作为杂质元素影响钢的塑、韧性，本发明控制其范围分别为 P 彡 0· 020%，S 彡 0· 010%，0 彡 0· 008%。
[0022] 本发明在线淬火型屈服强度为900?IOOOMPa级的高强钢，碳当量Ceq需满足： Ceq 0· 42 ?0· 52%，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。
[0023] 本发明通过控制0. 8 %彡Mo+0. 8Ni+0. 4Cr+6V彡1. 3 %，主要用于保证900? IOOOMPa高强钢的等强匹配焊接，调节焊接热影响区的强度和低温韧性，达到与母材钢板强 度和低温韧性的最佳匹配。其中Mo、Ni和Cr元素都可以降低钢的临界冷却速度，提高钢的 淬透性，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，改善韧性的作用；V与N反应生成纳米级V (C，N)颗粒 可以抵抗接头软化；Mo、Ni、Cr和V元素的搭配可以根据母材强度调节焊接热影响区的强度 和韧性，低于0.8%焊接接头的强度和低温韧性都较低；高于1.3%焊接接头强度偏高，容 易产生焊接裂纹。
[0024] 通过控制3. 7彡Ti/N彡7. 0可以保护钢中的B原子，使得B充分固溶，提高淬透 性。
[0025] 通过控制I. 0彡Ca/S彡3. 0可以使钢种的硫化物球化，改善钢的低温韧性和焊接 性能。
[0026] 本发明的屈服强度900?IOOOMPa级高强钢的生产方法，包括如下步骤：
[0027] 1)冶炼、铸造
[0028] 按下述化学成分采用转炉或电炉炼钢，精炼，铸造形成铸坯；化学成分重量百分比 为：C :0· 07 ?0· 15 %，Si :0· 10 ?0· 30 %，Mn :0· 80 ?1. 60 %，Cr :0· 20 ?0· 70 %，Mo : 0· 10 ?0· 45%，Ni :0· 10 ?0· 50%，Nb :0 ?0· 030%，Ti: :0· 010 ?0· 030%，V :0· 010 ? 0. 050 %，B :0. 0005 ?0. 0030 %，Al :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 素必须同时满足如下关系式：
[0029] Ceq 0· 42 ?0· 52 %，Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 ;0· 8 % ^ Mo+0. 8Ni+0. 4Cr+6V ^ I. 3% ；3. 7 ^ Ti/N ^ 7. 0 ；I. 0 ^ Ca/S ^ 3. 0 ；
[0030] 2)加热
[0031] 将铸坯加热至1150?1270°C，待铸坯心部温度达到炉温后开始保温，保温时间 >1. 5h ；
[0032] 3)轧制
[0033] 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-126Cr-67Ni-149Mo ；Tnr = 887+464C+(6445Nb-644sqrt(Nb))+(732V-230s qrt(V))+890Ti+363Al-357Si ；
[0034] 4)在线淬火
[0035] 将步骤3)得到的轧件在线进行层流冷却，淬火至终冷温度，终冷温度为 (Ms-150) °C以下，形成全马氏体组织的钢板；其中，Ms为马氏体转变开始温度，Ms = 539-423C-30. 4Μη-17· 7Ni-12. ICr-IL OSi-7. OMo ;冷却速度为 V>e(5.mm。.82