CN102965568B - 相变韧化低合金钢板及其制备方法 - Google Patents

Abstract

一种相变韧化低合金钢板及其制备方法，属于合金钢技术领域。化学成分为：C：0.04～0.12wt.%、Si：0.10～0.50wt.%、Mn：2.6～3.8wt.%、P：＜0.02wt.%、S：＜0.01wt.%；在此基础上，可以加入以下一种或多种合金元素：Cr：0～0.50wt.%、Ni：0～1.0wt.%、Mo：0～0.50wt.%、Cu：0～0.60wt.%、Nb:0～0.05wt.%、V：0～0.15wt.%；Ti：0～0.12wt.%、B：0～0.003wt.%、Al：0.01～0.06wt.%，钢中合金元素的总添加量不大于5%。优点在于，采用C、Mn等廉价元素作为主要合金元素，通过C、Mn二次配分工艺在马氏体中获得弥散分布的亚稳奥氏体相，可以显著提高钢的低温韧性。与传统含Ni低温钢相比低成本优势明显，可以应用于低温容器、海洋工程、工程机械等领域。<!--1-->

Description

相变韧化低合金钢板及其制备方法

技术领域

本发明属于合金钢技术领域，特别是提供了一种相变韧化低合金钢板及其制备方法。

背景技术

随着社会经济的发展，高强高韧钢的需求量越来越大。目前提高钢材强韧性的主要技术手段是组织细化，然而单纯的组织细化在提高强韧性的同时也会使钢的均匀塑性降低、屈强比增加，难以全面满足高强化条件下的服役安全性要求；另一方面，当组织细化到一定程度时（有效晶粒尺寸约为5微米），进一步细化的难度显著增大，对工艺条件的要求越来越苛刻，如需要低温大压下变形等，而这对于某些规格尺寸较大的钢材而言是难以实现的。因此，需要探索除了组织细化之外其它提高钢材强韧性的组织调控原理和工艺手段。已有研究工作表明，钢中适量的亚稳奥氏体对于提高钢的韧性具有重要作用，其原理是亚稳奥氏体在裂纹前沿应力场作用下发生马氏体相变，该相变将缓解裂纹前沿的应力集中，提高裂纹扩展阻力，从而大幅度降低钢的韧脆转变温度，提高钢的低温韧性。利用这一原理，日本在上世纪60年代末成功开发了超低温用钢-9Ni钢及其生产工艺。从上世纪70年代末开始，美国加州Berkeley大学的J.W.Morris教授研究组***研究了5Ni钢代替9Ni钢的可行性，并进一步探索了5Mn钢代替5Ni钢的可行性，在此基础上深入研究了亚稳奥氏体增韧原理（参见文献：J.W.Morris,Jr.,Z.Guo,C.R.KrennandY.-H.Kim.TheLimitsofStrengthandToughnessinSteel.ISIJInternational,Vol.41(2001),No.6,pp.599-611.）。借鉴汽车工业中大量应用的“相变塑性（TransformationInducedPlasticity,TRIP）钢”的名称，我们这里将上述亚稳奥氏体增韧钢称为“相变韧化（TransformationInducedToughening）钢”。应该指出的是，目前相变韧化钢的研究工作主要集中于少数几个含Ni量高的中合金或高合金钢，如9Ni钢、5Ni钢以及马氏体时效钢等，而且由于钢的合金化成本高、生产工艺复杂，它们的应用仅局限于某些特定领域，如低温容器、飞机起落架等，难以在其它领域推广应用。因此，开发成本低廉且应用领域较广泛的相变韧化低合金钢对于推动低合金钢的升级换代具有重要意义。

发明内容

本发明的目的在于提供一种相变韧化低合金钢及其钢板制备方法，采用廉价的C和Mn等奥氏体稳定化元素作为主要合金元素，在钢的（γ+α）两相区范围内不同温度下进行二次等温处理，等温中发生C、Mn元素从α基体扩散至γ相中的“配分”过程，最终获得一定数量在基体中弥散分布的亚稳奥氏体相，从而大幅度提高钢的低温韧性。

本发明提供的相变韧化低合金钢的化学成分和含量为：C：0.04～0.12wt.%、Si：0.10～0.50wt.%、Mn：2.6～3.8wt.%、P：＜0.02wt.%、S：＜0.01wt.%，余量为Fe和不可避免的杂质；在此基础上，可以另外加入以下一种或多种合金元素：Cr：0～0.50wt.%、Ni：0～1.0wt.%、Mo：0～0.50wt.%、Cu：0～0.60wt.%、Nb：0～0.05wt.%、V：0～0.15wt.%、Ti：0～0.12wt.%、B：0～0.003wt.%、Al：0.01～0.06wt.%，钢中合金元素的总添加量应不大于5%。

本发明各元素的作用及配比依据如下：

碳：碳是奥氏体稳定化元素，（γ+α）两相区等温时它将富集于奥氏体中，提高奥氏体稳定性，有利于亚稳奥氏体的最终获得；此外，碳还明显提高钢的淬透性和强度。本发明钢的碳含量范围为0.04～0.12wt.%，碳含量低于0.04wt.%，所获得的亚稳奥氏体数量过少，难以起到相变韧化作用；碳含量高于0.12wt.%，则可能出现渗碳体，对韧性不利。

硅：钢中脱氧元素之一，同时具有较强的固溶强化作用，但过量的Si将恶化钢的韧性及焊接性能。综合上述考虑，本发明钢的硅含量范围为0.1～0.50wt.%。

锰：锰是本发明钢获得亚稳奥氏体的关键合金元素。与碳作用相同，锰也是奥氏体稳定化元素，在（γ+α）两相区等温时将在奥氏体中富集，提高奥氏体稳定性，有利于最终获得亚稳奥氏体；此外，锰明显提高钢的淬透性，同时具有一定的固溶强化作用。本发明钢的锰含量范围为2.6～3.8.wt.%，锰含量低于2.6wt.%，所获得的亚稳奥氏体数量少，难以起到相变韧化作用；锰含量高于3.8wt.%，则铸坯心部质量明显降低，钢板性能恶化。

钼：显著提高钢的淬透性，减少回火脆性，提高钢的耐延迟断裂性能。Mo与微合金元素共同添加时还会提高微合金析出相的高温尺寸稳定性，降低其粗化速率，有利于提高沉淀析出强化效果。当钼含量超过0.50wt.%时，上述作用效果达到饱和，且成本较高。因此，本发明钢钼含量应控制在0.50wt.%以内。

铬：提高钢的淬透性和耐大气腐蚀性能，但较高的Cr含量对焊接性能不利，应控制在0.50wt.%以内。

镍：镍是奥氏体稳定化元素，在（γ+α）两相区等温时它将在奥氏体中富集，提高奥氏体稳定性，有利于最终获得亚稳奥氏体；此外，镍提高钢的淬透性和耐大气腐蚀性能，但其价格高，应控制在1.0wt.%以内。

铜：提高钢的淬透性和耐大气腐蚀性能，时效析出的纳米级Cu相粒子具有一定的沉淀强化作用，但含Cu钢由于表面选择性氧化而易于产生热脆问题。因此Cu含量控制在0.60wt.%以内。

硼：强烈偏聚于奥氏体晶界及其它晶体缺陷处，加入微量B即可显著提高淬透性，但硼含量超过0.003%后上述作用饱和，而且还可能形成各种对热加工性能和韧性不利的含B析出相，因此硼含量应控制在0.003wt.%以内。

铌：具有较强细化相变后组织的作用。通过固溶Nb与形变诱导析出Nb(C,N)对奥氏体再结晶产生强烈抑制作用，从而获得具有较高缺陷密度的未再结晶奥氏体，提高后续相变形核率并细化相变后组织。此外，固溶于奥氏体中Nb提高淬透性效果明显。本发明钢铌含量在0.05wt.%以内，高于0.05wt.%其组织进一步细化效果变得不明显且成本提高。

钒：从马氏体或铁素体基体中沉淀析出的VC粒子弥散细小，具有显著的沉淀强化效果。本发明钢V含量控制在0.15%以内，过高则沉淀强化效果提高不明显，且成本较高。

钛：当钢中加入微量Ti时（Ti含量小于0.04wt.%），Ti主要与N结合，从固态钢中沉淀析出，形成纳米级尺寸的TiN粒子，其主要作用是细化铸坯加热过程中奥氏体晶粒尺寸；当Ti含量大于0.04wt.%时，除了形成TiN外（这时部分TiN还将从钢水中析出），剩余Ti将与C结合形成TiC粒子，其具有较强的沉淀析出强化作用。本发明钢Ti含量应控制在0.12wt.%以内，添加过多的Ti其沉淀强化作用增加不明显，而且大颗粒液析TiN数量增多，严重损害钢的韧塑性。

铝：铝是强脱氧元素，还可与N结合形成AlN，能够起到细化晶粒作用。本发明钢的铝含量范围为0.01～0.06wt.%。

磷和硫：钢中杂质元素，显著降低塑韧性和焊接性能，其含量应分别控制在0.02wt.%和0.01wt.%以内。

本发明所涉及的相变韧化低合金钢板制造工艺如下：

采用转炉或电炉冶炼，铸造采用连铸或模铸。

连铸坯或铸锭开坯后在加热炉中加热，加热温度为1100～1250℃，时间为1-5小时，加热后采用中厚板轧机进行轧制，轧制工艺为：粗轧轧制3-8道次，精轧轧制5-14道次，终轧温度为750～950℃，轧后直接淬火(DQ)获得马氏体组织或空冷（AC）到室温。

钢板热处理，这是本发明钢获得优异低温韧性的关键工艺。对于DQ钢板，热处理工艺包括临界区退火（L）和回火（T）两道工序，两者均在（γ+α）两相区进行，即加热温度高于Ar1而低于Ar3，所不同的是L工序在两相区较高温度下进行，所对应的奥氏体体积分数为50%-70%，而T工序在两相区较低温度下进行，对应奥氏体体积分数为8%-20%。具体工艺参数为：临界区退火加热温度为720～780℃，保温时间为0.5-2小时，钢板加热后水淬。回火温度为620～680℃，保温时间为0.5-5小时，回火后空冷或水冷到室温。

对于轧后空冷钢板，由于其原始组织并不是马氏体，需要在临界区退火之前加上一次淬火工序，即采用QLT工艺。淬火加热温度要高于钢的Ar3温度，以确保完全奥氏体化及淬火后获得完全马氏体组织。具体工艺参数如下：淬火（Q）加热温度为800～880℃，保温时间为0.5-2小时，加热后水淬；临界区退火加热温度为720～780℃，保温时间为0.5-2小时，钢板加热后水淬；回火温度为620～680℃，保温时间为0.5-5小时，回火后空冷或水冷到室温。图1是本发明钢的热处理工艺示意图。

本发明所涉及的相变韧化低合金钢的工艺控制原理为：

本发明钢进行热处理的主要目的是获得在马氏体基体中弥散分布且具有较高热稳定性的亚稳奥氏体相，从而提高钢的低温韧性。DQ或Q的作用是获得马氏体组织，通常DQ工艺得到的马氏体板条块(Block)尺寸要比Q工艺细小，因而有利于强韧性提高。在随后的临界区退火处理(L)中，部分马氏体板条转变为奥氏体，C、Mn等奥氏体稳定化元素在马氏体和奥氏体之间发生配分，导致奥氏体中C、Mn含量逐渐增加。在退火后水淬过程中，上述奥氏体再次转变为马氏体，但新形成马氏体中C、Mn元素含量高于基体马氏体。而对于含有Nb、V、Ti等微合金元素的微合金钢而言，临界区退火加热过程中还会发生微合金碳氮化物从马氏体基体中的沉淀析出，其尺寸为纳米级，可以提供明显的沉淀强化作用。在回火过程中，部分新形成马氏体将再次转变为奥氏体，同时在奥氏体和马氏体之间发生C、Mn元素的第二次配分，使奥氏体更加富C富Mn，其热稳定性显著提高，回火后冷却时这些奥氏体不再发生相变而保留下来。

本发明的优点在于：

采用C、Mn等廉价元素作为主要合金元素，通过二次配分工艺在马氏体中获得弥散分布的亚稳奥氏体相，可以显著提高钢的低温韧性；同时，亚稳的奥氏体相对于改善钢的塑性、疲劳性能和抗氢致断裂性能也具有一定作用。

采用中厚板轧机轧制成钢板，再采用临界区热处理工艺进行热处理，钢板具有优异的强度、韧性和塑性的配合：屈服强度为500MPa级钢板的-100℃冲击功可以达到200J以上，延伸率为34%左右，抗拉强度与延伸率的乘积（强塑积）超过20GPa%；屈服强度750MPa级钢板-100℃冲击功超过100J，延伸率为23%。

与传统含Ni低温钢相比，本发明钢的低成本优势明显，可以应用于低温容器、海洋工程、工程机械等领域。

附图说明

图1为本发明钢板热轧制工艺示意图。

图2为本发明钢板热处理工艺示意图。

图3为2#钢的XRD图谱。

图4为4#钢的XRD图谱。

图5为2#透射电镜明场像，显示了亚稳奥氏体的形貌与分布。

图6为4#钢透射电镜暗场像，显示了亚稳奥氏体与析出相的形貌与分布。

图7为4#钢透射电镜明场像，显示了析出相的形貌。

具体实施方式

本发明钢由实验室真空感应炉冶炼，共5炉，其中3炉为C-Mn-Nb微合金钢（1#、2#、3#），2炉为在C-Mn-Nb成分基础上再加入适量的Ti和Mo，目的是通过(Ti,Mo)C的沉淀析出进一步提高钢的强度。具体的化学成分如表1所示。将上述钢锭浇铸成50kg圆锭，然后锻造开坯，锻成尺寸为50mm（厚度）*60mm（宽度）*80mm（长度）钢坯。将上述钢坯在1200℃保温2h后，经实验室可逆轧机轧成厚度为11mm的钢板。采用两阶段轧制工艺，粗轧终轧温度为1020℃，轧制2道次，从厚度50mm压缩到36mm；精轧开轧温度为920℃，终轧温度为850℃，轧制5道次。轧后水冷至室温，获得马氏体组织。

热处理工艺为：钢板在750℃保温1小时后（L）在此过程中完成C、Mn元素的第一次配分，保温后水淬到室温，然后钢板在650℃回火1小时，完成C、Mn元素的第二次配分，回火后水冷到室温。

表1本发明钢化学成分(wt.%)，余量为Fe

测定了热处理后钢板的拉伸性能和不同温度下的夏比V型缺口冲击功，结果如表2所示。由表可见，本发明钢显示了优异的强度、韧性和塑性的配合。对于C-Mn-Nb成分钢，其屈服强度为500MPa左右，-100℃冲击功可以达到200J以上，而延伸率超过30%，抗拉强度与延伸率的乘积（强塑积）超过20GPa%，达到了TRIP钢性能水平。另外还可以看出，提高碳含量会在一定程度上损害韧性。对于C-Mn-Nb-Mo-Ti成分钢，由于(Ti,Mo)C粒子的沉淀强化作用，屈服强度提高到750MPa以上，同时-100℃冲击功仍然较高，超过100J。

表2本发明钢的拉伸性能和不同温度下夏比V型缺口冲击功

采用X射线衍射测了2#钢和4#钢的XRD图谱，结果如图2和图3所示，可见衍射谱中出现了奥氏体相的衍射峰，定量分析表明其奥氏体的体积分数分别为8.77%和13.50%。图4为2#钢的透射电镜明场像，部分亚稳奥氏体用“A”标出，可见奥氏体为片状，分布在原马氏体板条之间，其厚度大约为0.1-0.2微米；另外，原马氏体经临界区热处理后其位错密度明显降低，但仍基本保留了板条结构。图5为4#钢的透射电镜暗场像，其中亚稳奥氏体相显示为亮色，其形状与分布特征与2#钢相似。另外还可以看到大量弥散分布的析出相，其尺寸约为10nm，它们是在临界区退火过程中从马氏体基体中沉淀析出的微合金碳氮化物。图6给出了4#钢透射电镜明场像，进一步显示了纳米级析出相的形貌特征。

Claims (2)

1.一种相变韧化低合金钢板，其特征在于，采用转炉或电炉冶炼，钢板中各成分的重量百分数为：C：0.04～0.12wt.％、Si:0.10～0.50wt.％、Mn:2.6～3.49wt.％、P：＜0.02wt.％、S：＜0.01wt.％；在上述成分的基础上，再加入以下一种或多种合金元素：Cr：0～0.50wt.％、Ni：0～1.0wt.％、Mo：0～0.50wt.％；Cu：0～0.60wt.％、Nb：0～0.05wt.％、V：0～0.15wt.％；Ti：0～0.12wt.％、B：0～0.003wt.％、Al：0.01～0.06wt.％，合金元素的总添加量应不大于5％；余量为Fe和不可避免的杂质；均为重量百分数；

基于上述合金成分，采用中厚板轧机轧制成钢板，再采用临界区热处理工艺进行热处理，钢板具有优异的强度、韧性和塑性的配合：屈服强度为500MPa级钢板的-100℃冲击功可以达到200J以上，延伸率为34％，抗拉强度与延伸率的乘积超过20GPa％；屈服强度750MPa级钢板-100℃冲击功超过100J，延伸率为23％。

2.一种权利要求1所述相变韧化低合金钢板的制造方法，其特征在于：

(1)将连铸坯或铸锭开坯后装入加热炉中加热，加热温度为1100-1250℃，时间为1-5小时，加热后进行轧制；

(2)中厚板轧机轧制

中厚板轧机轧制工艺为：粗轧轧制3-8道次，精轧轧制5-14道次，终轧温度为750-950℃，轧后直接淬火DQ获得马氏体组织或空冷AC到室温；

(3)钢板热处理

对于DQ钢板，热处理工艺包括临界区退火L和回火T两道工序，其中临界区退火加热温度为720～780℃，保温时间为0.5-2小时，钢板加热后水淬；

回火温度为620～680℃，保温时间为0.5-5小时，回火后空冷或水冷到室温；

对于轧后空冷钢板，需要在临界区退火之前加上一次淬火工序，即采用QLT工艺，具体工艺参数如下：淬火Q加热温度为800～880℃，保温时间为0.5-2小时，加热后水淬；临界区退火加热温度为720～780℃，保温时间为0.5-2小时，钢板加热后水淬；回火温度为620～680℃，保温时间为0.5-5小时，回火后空冷或水冷到室温。