CN104513936B

CN104513936B - 一种屈服强度1100MPa级调质高强钢及其生产方法

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Publication number: CN104513936B
Application number: CN201410810279.XA
Authority: CN
Inventors: 李自刚; 杨阿娜; 刘刚; 杜林�; 刘运华
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2014-12-19
Filing date: 2014-12-19
Publication date: 2019-04-23
Anticipated expiration: 2034-12-19
Also published as: CN104513936A

Abstract

一种屈服强度1100MPa级调质高强钢及其生产方法，其化学成分重量百分比为：C 0.17～0.21％，Si 0.10～0.30％，Mn 0.80～1.60％，Cr0.20～0.70％，Mo 0.10～0.45％，Ni 0.30～1.50％，Nb 0.010～0.030％，Ti0.010～0.030％，V 0.020～0.060％，B 0.0005～0.0030％，Al 0.02～0.06％，Ca0.001～0.004％，N 0.002～0.005％，P≤0.020％，S≤0.010％，O≤0.008％，其余为Fe及不可避免的杂质，且，Ceq 0.53～0.62％，Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15；3.7≤Ti/N≤7.0；1.0≤Ca/S≤3.0；1.0％≤Mo+0.8Ni+0.4Cr+6V≤1.6％。本发明采用离线淬火+回火工艺，生产出的钢板屈服强度为1100～1200MPa，抗拉强度为≥1250MPa，延伸率>8％，‑40℃冲击功在40J以上。

Description

一种屈服强度1100MPa级调质高强钢及其生产方法

技术领域

本发明涉及一种屈服强度1100MPa级调质高强钢及其生产方法，其屈服强度为1100～1200MPa，抗拉强度为≥1250MPa，延伸率>8％，-40℃冲击功在40J以上，显微组织为回火马氏体。

背景技术

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、1000MPa乃至1100MPa。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。

目前国内生产屈服1100MPa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1000MPa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℃。

现有技术中的成分设计没有控制接头塑韧性综合性能，也没有考虑通过夹杂物控制、组织性能遗传性控制改善成品钢板的强度和韧性。

发明内容

本发明的目的在于提供一种屈服强度1100MPa级调质高强钢及其生产方法，该高强钢的屈服强度为1100～1200MPa，抗拉强度为≥1250MPa，延伸率>8％，-40℃冲击功在40J以上，显微组织为回火马氏体。

为了达到上述目的，本发明提供的技术方案是：

一种屈服强度1100MPa级调质高强钢，其化学成分重量百分比为：C：0.17～0.21％，Si：0.10～0.30％，Mn：0.80～1.60％，Cr：0.20～0.70％，Mo：0.10～0.45％，Ni：0.30～1.50％，Nb：0.010～0.030％，Ti：0.010～0.030％，V：0.020～0.060％，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％，O≤0.008％，其余为Fe及不可避免的杂质；上述元素同时需满足如下关系式：Ceq0.53～0.62％，Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15；

1.0％≤Mo+0.8Ni+0.4Cr+6V≤1.6％；3.7≤Ti/N≤7.0；1.0≤Ca/S≤3.0。

进一步，所述的1100MPa级调质高强钢的屈服强度为1100～1200MPa，抗拉强度为≥1250MPa，延伸率>8％，-40℃冲击功在40J以上，显微组织回火马氏体。

在本发明的成分设计中：

碳：固溶强化，调整马氏体组织的强度和塑韧性，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，C含量在0.17％以上才可以保证淬火态抗拉强度大于1200MPa，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0.17～0.21％。

硅：0.10％以上的Si可以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韧性，本发明的硅含量范围为0.10～0.30％。

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，恶化马氏体高强钢的韧性，本发明的Mn含量范围为0.80～1.60％。

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150～350℃回火温度范围内会形成Cr的碳化物，具有抗低温回火软化的作用，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％。

钼：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％。

镍：对于马氏体钢当强度提高至1000MPa以上时，钢的韧性明显下降，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，可以提高钢的低温韧性，0.30％以上的Ni元素可以改善1100MPa级马氏体超高强钢的低温韧性和焊接接头韧性，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，本发明的Ni含量范围为0.30～1.50％。

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0.010～0.030％，钛含量范围为0.010～0.030％，钒含量范围为0.020～0.060％。

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，本发明的硼含量范围为0.0005～0.0030％。

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％。

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Ca含量范围为0.001～0.004％。

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％。

磷、硫和氧：P、S和O作为杂质元素影响钢的塑、韧性，本发明的四种元素的控制范围为P≤0.020％，S≤0.010％，O≤0.008％。

对于离线淬火+回火型屈服1100MPa高强钢碳当量Ceq需满足：Ceq0.53～0.62％，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。

通过控制1.0％≤Mo+0.8Ni+0.4Cr+6V≤1.6％主要用于保证1100MPa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1.0％焊接接头的强度和低温韧性都较低；高于1.6％焊接接头强度偏高，容易产生焊接裂纹。

通过控制3.7≤Ti/N≤7.0可以保护钢中的B原子，使得B充分固溶，提高淬透性，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韧性。

通过控制1.0≤Ca/S≤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。

本发明的一种1100MPa级调质高强钢的生产方法，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

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，铸造形成铸坯；化学成分重量百分比为：C：0.17～0.21％，Si：0.10～0.30％，Mn：0.80～1.60％，Cr：0.20～0.70％，Mo：0.10～0.45％，Ni：0.30～1.50％，Nb：0.010～0.030％，Ti：0.010～0.030％，V：0.020～0.060％，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％，O≤0.008％，其余为Fe及不可避免的杂质；上述元素同时需满足如下关系式：

Ceq 0.53～0.62％，Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15；

1.0％≤Mo+0.8Ni+0.4Cr+6V≤1.6％；3.7≤Ti/N≤7.0；1.0≤Ca/S≤3.0；

2)加热

将铸坯于1150～1270℃的炉中加热，待铸坯心部到温后开始保温，保温时间>1.5h；

3)轧制

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℃，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-230sqrt(V))+890Ti+363Al-357Si；

4)冷却

将热轧后的轧件在450～Bs℃温度范围内卷取，然后空冷至室温；Bs＝630-45Mn-40V-35Si-30Cr-25Mo-20Ni；

5)热处理

淬火，淬火加热温度为Ac₃+(30～80)℃，钢板心部达到炉温后开始进行保温，保温5～40min；淬火冷却速度为，

V>e^{(5.3-2.53C-0.16Si-0.82Mn-0.95Cr-1.87Mo-160B)}℃/s；

其中，Ac₃为奥氏体转变结束温度，℃；

Ac₃＝955-350C-25Mn+51Si+106Nb+100Ti+68Al-11Cr-33Ni-16Cu+67Mo；

回火，回火温度为150～350℃，钢板心部到回火温度后保温20～180min，得到屈服强度1100MPa级调质高强钢。

进一步，得到的屈服强度1100MPa级调质高强钢的屈服强度为1100～1200MPa，抗拉强度为≥1250MPa，延伸率>8％，-40℃冲击功在40J以上，显微组织为回火马氏体。

本发明涉及的如下关系式：Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15，Mo+0.8Ni+0.4Cr+6V，Ti/N，Ca/S中各元素符号表示对应元素的重量百分含量；涉及的如下计算公式：Ar₃＝901-325C-92Mn-126Cr-67Ni-149Mo， Tnr＝887+464C+(6445Nb-644sqrt(Nb))+(732V-230sqrt(V))+890Ti+363Al-357Si，Bs＝630-45Mn-40V-35Si-30Cr-25Mo-20Ni，

Ac₃＝955-350C-25Mn+51Si+106Nb+100Ti+68Al-11Cr-33Ni-16Cu+67Mo以及V>e^{(5.3-2.53C-0.16Si-0.82Mn-0.95Cr-1.87Mo-160B)}中各元素符号表示对应元素的重量百分含量×100。

在本发明的屈服强度1100MPa级调质高强钢的生产方法中：

在铸坯加热工艺中，控制加热温度大于1150℃、心部保温时间>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。

轧制工艺中，终轧温度大于Ar₃是为了保证在奥氏体区轧制，终轧温度小于Tnr是为了保证在奥氏体未再结晶区轧制，在奥氏体未再结晶区轧制可以细化奥氏体晶粒和冷却后马氏体组织，再经后续热处理后，钢的晶粒度和韧性具有一定遗传性，因此可以改善热处理后钢的强度和韧性。

在轧制过程中，进行大变形量轧制是为了在未再结晶区形成足够的变形能，在Ar₃～Tnr温度范围内诱发奥氏体再结晶，细化晶粒。

冷却工艺中，在450～Bs℃温度范围内卷取是为了得到细小的贝氏体组织，改善钢的韧性。经后续热处理后，钢的晶粒度和韧性具有一定遗传性，因此可以改善热处理后钢的强度和韧性。

淬火热处理工艺中，加热温度低于Ac₃+30℃、保温时间若低于钢板心部达到加热温度后5min，合金难以充分固溶，加热温度大于Ac₃+80℃、保温时间大于钢板心部达到加热温度后40min时，奥氏体晶粒容易长大，通过控制淬火加热温度和淬火加热时间在一定窄的范围内，可以保证得到细小的奥氏体晶粒，从而细化淬火后的马氏体组织，改善钢的强韧性。

在回火热处理工艺中，本发明的化学成分体系的钢，在150～350℃回火并保持20min以上时淬火马氏体中的过饱和碳原子脱溶形成细小的碳化物颗粒，合金V在该温度下会与C和N反应并形成细小的合金化合物，可以提高钢的屈服强度，并改善钢的塑性和韧性，同时有效去除钢的内应力。回火温度超过350℃或高保温时间过长碳化物颗粒快速长大，会显著降低钢的抗拉强度；通过调整回火温度和回火时间可以保证强、韧性实现最佳匹配。

本发明的有益效果：

本发明采用控轧控冷和离线淬火+回火工艺，从化学成分设计、母材组织、淬火加热温度、回火加热温度等角度进行控制，保证在实现超高强度的同时，钢的延伸率、低温冲击韧性等性能良好。

与现有发明相比，本发明通过控制Mo、Ni、Cr、V等元素的含量和匹配控制母材焊接接头的强韧性，通过控制Ti、N比，Ca、S比改善母材钢板和焊接接头的韧性。利用组织性能遗传特性通过工艺改善成品钢板的强韧性。

附图说明

图1为本发明实施例1的试验钢典型金相组织图。

图2为本发明实施例3的试验钢典型金相组织图。

图3为本发明实施例7的试验钢典型金相组织图。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明做进一步说明。

本发明的超高强钢的生产工艺流程为：转炉或电炉炼钢→炉外精炼→连铸→加热→轧制→冷却→热处理。

本发明实施例1～10的1100MPa级调质高强钢的生产方法，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造：采用50kg真空电炉进行冶炼，成分如表1所示，将冶炼的钢水浇注成120mm厚的铸坯，放入电炉中加热。

2)轧制：采用多道次将铸坯轧制成目标厚度10mm的钢板，终轧温度为820～920℃，同时终轧温度Tf满足：Ar₃<Tf<Tnr；末道次压下率设定17％。

3)冷却：对轧制后的轧件，在线进行层流冷却；终冷温度控制范围为450～Bs℃，Bs为贝氏体转变开始温度。

4)淬火热处理工艺：淬火加热温度采用：奥氏体转变结束温度Ac₃+(30～80)℃，淬火加热时间为钢板心部到温后5～40min。

5)回火热处理工艺：回火温度为150～350℃，回火时间为钢板心部到150～350℃后20～180min，得到本发明的1100MPa级调质高强钢。

6)将将调质处理后的钢板进行纵向拉伸和纵向冲击试验。

具体成分、工艺参数如表1、表2所示。各实施例样板对应的性能如表3所示。

图1～图3给出了实施例1、3、7试验钢的金相组织照片。从图1～图3金相照片上可以看出，成品钢板的金相组织为均一的等轴状回火马氏体，且组织细密。

表2

表3

注：-40℃冲击功试验结果中三列分别代表三个平行试样的测试结果。

Claims

1.一种屈服强度1100MPa级调质高强钢，其化学成分重量百分比为：C：0.17～0.21％，Si：0.10～0.30％，Mn：0.80～1.60％，Cr：0.20～0.70％，Mo：0.10～0.45％，Ni：0.30～1.50％，Nb：0.010～0.030％，Ti：0.010～0.030％，V：0.020～0.060％，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％，O≤0.008％，其余为Fe及不可避免的杂质；且，上述元素同时需满足如下关系式：

Ceq 0.53～0.62％，Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15；

1.0％≤Mo+0.8Ni+0.4Cr+6V≤1.6％；3.7≤Ti/N≤7.0；1.0≤Ca/S≤3.0；

所述调质高强钢的显微组织为回火马氏体，其屈服强度为1100～1200MPa，抗拉强度≥1250MPa，延伸率>8％，-40℃冲击功在40J以上。

2.一种屈服强度1100MPa级调质高强钢的生产方法，其特征在于，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

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，铸造形成铸坯；化学成分重量百分比为：C：0.17～0.21％，Si：0.10～0.30％，Mn：0.80～1.60％，Cr：0.20～0.70％，Mo：0.10～0.45％，Ni：0.30～1.50％，Nb：0.010～0.030％，Ti：0.010～0.030％，V：0.020～0.060％，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％，O≤0.008％，其余为Fe及不可避免的杂质；上述元素同时需满足如下关系式：Ceq 0.53～0.62％，Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15；1.0％≤Mo+0.8Ni+0.4Cr+6V≤1.6％；3.7≤Ti/N≤7.0；1.0≤Ca/S≤3.0；

2)加热

3)轧制

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℃，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-230sqrt(V))+890Ti+363Al-357Si；

4)冷却

对热轧后的轧件在450～Bs℃温度范围内卷取，然后空冷至室温；

Bs＝630-45Mn-40V-35Si-30Cr-25Mo-20Ni；

5)热处理

淬火，加热至Ac₃+(30～80)℃，Ac₃为奥氏体转变结束温度；

Ac₃＝955-350C-25Mn+51Si+106Nb+100Ti+68Al-11Cr-33Ni-16Cu+67Mo；钢板心部达到炉温后保温5～40min；淬火冷却速度V>e^{(5.3-2.53C-0.16Si-0.82Mn-0.95Cr-1.87Mo-160B)}℃/s；

回火，回火温度为150～350℃，回火时间为钢板心部到温后20～180min，得到屈服强度1100MPa级调质高强钢。