CN104561790B - 一种1500MPa级高强度钢及其生产方法 - Google Patents

Abstract

一种1500MPa级高强度钢及其生产方法，其化学成分重量百分比为：C：0.20～0.30％；Si：1.50～1.80％；Mn：2.00～2.50％；Ti：0.02～0.06％；B：0.002～0.005％；Al：0.015～0.06％；其余为Fe和不可避免的杂质，杂质元素的总量≤0.05％；且上述元素同时需满足如下关系：0.04≤Ti/C≤0.3。本发明钢经炼钢、轧制后，在820℃以上强制冷却至300℃以下，随后空冷至室温，最后在200～250℃下低温回火，即可得到抗拉强度在1500MPa级、冲击韧性≥50J的高强度钢，实现了高强度高韧性的良好配合。

Description

一种1500MPa级高强度钢及其生产方法

技术领域

本发明属于合金钢领域，具体涉及一种1500MPa级高强度钢及其生产方法。

背景技术

目前，在能源、交通、机械等各领域，所使用的钢铁材料都要求具有较高的强度和良好的冲击韧性。随着装备向大型化和轻型化发展，对材料的强度、韧性以及性价比提出了更高的要求。调质高强度钢由于具有较好的强韧性配合及性能稳定性，已被广泛应用于各类工程机械装备中。但大多数调质高强度钢通常含有一定量的贵重元素Cr、Mo、V等，且需要离线淬火+回火热处理才能达到较好的性能，因此导致生产成本较高，制造工艺复杂。

现有1500MPa级合金钢是通过增加C含量，或是通过添加一定量的贵重元素Cr、Mo等，或是通过离线调质处理才能满足高性能要求。

中国专利CN102534387公开了一种1500MPa级高强韧性贝氏体/马氏体钢轨及其制造方法，该钢的主要成分为：C 0.10-0.40％，Si 0.80-2.00％，Mn 1.20-2.40％％，Cr0.50-1.20％，Mo 0.20-0.60％。该发明钢通过添加了一定量的Cr和Mo来获得1500MPa高强度及高韧性，但Cr、Mo等贵重元素的添加，势必导致合金成本的大大增加。

中国专利CN101586207公开了一种1600MPa级机械结构用热轧线材及其制造方法，其主要化学成分为：C 0.20-0.30％，Si 1.5-3.0％，Mn2.0-4.0％，Mo 0.2-0.3％，该发明通过成分设计和轧制工艺的配合，以针状马氏体为主要组织，并含有贝氏体为特征的热轧线材，保证了线材具有较高的强度，其抗拉强度在1600MPa以上。但该发明钢Si、Mn含量相对较高，并通过添加一定量的贵重元素Mo来改善钢的强韧性及耐蚀性，导致合金的成本增加。

中国专利CN1900343公开了一种耐延迟断裂特性优良的抗拉强度为1600MPa级或以上的钢及其成型品的制造方法，其主要化学成分为：C0.20-0.60％，Si≤0.50％，Mn0.10-3.0％，Al 0.005-0.1％，Mo 3.0-10％，另外加入一定量的Cr、Ni、W、V、B、Ti、Nb、Cu等合金元素来改善性能，由于Mo等贵重元素的含量较高，生产成本显著增加。

发明内容

本发明的目的在于提供一种1500MPa级高强度钢及其生产方法，该高强度钢不含Cr、Mo、V等元素，不需离线淬火即可达到抗拉强度在1500MPa级，冲击韧性AKu≥50J，具有良好塑韧性，而且生产成本较低，制造工艺简单，可广泛用于制造汽车、工程机械的零部件。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

本发明采用廉价的C、Si、Mn元素，并适当添加微量的Ti、B等元素，热轧后通过适当的强制冷却和低温回火，即可获得一种抗拉强度在1500MPa、并兼有良好塑韧性的合金钢。

具体的，本发明的一种1500MPa级高强度钢，其化学成分重量百分比为：C：0.20～0.30％；Si：1.50～1.80％；Mn：2.00～2.50％；Ti：0.02～0.06％；B：0.002～0.005％；Al：0.015～0.06％；其余为Fe和不可避免的杂质，杂质元素的总量≤0.05％；且上述元素同时需满足如下关系：0.04≤Ti/C≤0.3。

进一步，所述1500MPa级高强度钢的抗拉强度在1500MPa级，冲击韧性≥50J。

所述1500MPa级高强度钢的显微组织是细板条状的回火马氏体组织。

在本发明钢的成分设计中：

C：是保证钢室温强度和淬透性所必需的成分。C含量越高，强度越高，同时变形抗力增大，塑韧性降低。当C含量低于0.20％时，淬透性和强度不够；C高于0.30％，则韧性变坏。因此，本发明的C含量范围为0.20～0.30％。

Si：加入钢中起到了脱氧和固溶强化的作用。固溶在基体中的Si可以影响位错的交互作用，增加加工硬化速率。同时，Si在回火时能阻碍碳的扩散，延缓马氏体的分解及碳化物的聚集长大，显著提高钢的回火稳定性及强度。当Si含量低于1.50％效果不明显，含量超过1.80％后，加工性和韧性恶化。因此，本发明的Si含量范围为1.50～1.80％。

Mn：具有固溶强化、细晶强化的作用。Mn使钢的强度增加，而对韧性和塑性损害最小的元素。增加钢中的Mn含量，可使钢的强度增加，但其含量过高时，会使相变温度下降较多，组织中将出现贝氏体，损害其韧性。为了提高淬透性并确保强度，Mn含量必须在2.00％以上，另一方面，若Mn含量过高，则钢的韧性降低。因此，本发明的Mn含量范围为2.00～2.50％。

Al：在钢中起到了脱氧和细化晶粒的作用，同时在冶炼时加入钢中，保证Ti、B的收得率稳定。当Al加入量低于0.015％时，效果不明显；Al加入量超过0.06％时，会使铝系夹杂物颗粒增大，力学性能变差。因此，本发明的Al含量范围为0.015～0.06％。

Ti：在钢中主要与C形成TiC以提高强度，细小的TiC可在加热过程中阻止奥氏体晶粒长大，细化组织，提高塑韧性。但Ti含量不能太高，否则TiC颗粒粗大，不仅不能够有效阻止晶粒长大，而且会损害钢的韧性。钢中加Ti的另一目的是固定钢中的N元素，从而避免N与B的结合而削弱B在钢中的作用。因此，本发明的Ti含量范围为0.02～0.06％范围。

B：是强烈提高淬透性元素，微量的B就可以显著推迟珠光体转变，提高获得马氏体的可能性。但B含量低于0.002％时，提高淬透性的作用不明显；B含量高于0.005％时，钢易产生热脆，影响热加工性能。因此，本发明的B含量范围为0.002～0.005％。

本发明钢成分设计的特点是：

1)本发明钢中C含量在0.20～0.30％，在保证获得一定强韧性的前提下，通过加入Mn、B等强烈推迟珠光体相变的元素，以利于产生马氏体相变强化，但为了充分发挥B元素的有效作用，必须加入Al、Ti以固定钢中的N元素，减少B与N的结合几率，增加固溶B的作用，以使钢在相对低的冷却速度下获得马氏体组织。同时，Al、Ti形成的氮化物质点可以阻止晶粒的长大，起到细化马氏体组织的作用，提高钢的韧性。

2)本发明要保证钢获得良好的力学性能，还必须确保钢中合适的TiC量，因为TiC的量会大大影响奥氏体的合金化程度和奥氏体的晶粒尺寸，而Ti与C间的关系决定着钢中TiC的量，当Ti/C>0.3时，强度不合格率增加，Ti/C<0.04时，塑韧性不合格率增大。因此，本发明控制0.04≤Ti/C≤0.3。

3)本发明在低合金钢中复合加入微量Ti+B元素，不仅能提高钢的强度，而且还可以改善钢的塑性及减少缺口敏感性；添加较高的Si含量是考虑到Si在回火时能阻碍碳的扩散，延缓马氏体的分解及碳化物的聚集长大，显著提高钢的回火稳定性及强度。然而，在C含量为0.20～0.30％范围的钢中，Si＞1.80％时，不仅塑性降低，而且会大大降低钢的冲击韧性，因此，本发明控制Si含量为1.50～1.80％。

本发明的1500MPa级高强度钢的生产方法，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述成分炼钢，精炼，模铸成钢锭或连铸成铸坯，采用低温浇注，其中，模铸浇注温度为1520～1530℃，连铸浇注温度1496～1506℃；

2)钢锭或铸坯加热

加热温度为1180～1230℃，保温时间为2～4h。

3)轧制

开轧温度为1080～1120℃，终轧温度为820～900℃，轧制最后两道次变形量均≥18％，终轧后以≥35℃/S的冷速冷却至300℃以下，随后空冷至室温。

4)回火热处理

回火温度为200～250℃，保温时间为2～4h，即得到抗拉强度在1500MPa级，冲击韧性≥50J的高强度钢，其显微组织是细板条状的回火马氏体组织。

进一步，步骤1)冶炼时，钢水在经充分脱氧后再进行合金化，合金化顺序为：

本发明的生产方法中：

本发明步骤1)冶炼工艺：冶炼时，造碱性渣，保证炉渣流动性良好和渣色变白。为了提高合金元素Ti、B的收得率，钢水在经充分脱氧后再进行合金化，合金化顺序：加入Fe-Ti前加入Al，Al按0.6～0.8Kg/t计算加入；加完Fe-Ti后再加入Al，Al按0.4～0.6Kg/t计算加入；之后再将Fe-B用Al皮包好加入钢水中。电炉出钢后，应对钢水进行充分的炉外精炼，最大限度地去除钢中的有害元素、非金属夹杂物及气体，保证钢水的纯净度，有利于提高钢的韧性。

本发明步骤1)浇注工艺：采用低温浇注，其中，模铸浇注温度为1520～1530℃，连铸浇注温度1496～1506℃，以减少凝固偏析。

本发明步骤2)加热：为了提高钢的塑韧性，对热加工条件应进行严格控制。在加热工艺中，加热温度控制在1180～1230℃，进行高温均匀化处理，保温足够时间，确保铸态组织中大块碳化物的充分溶解和铸态偏析的消除，有利于提高钢的塑韧性。

本发明步骤3)轧制工艺：开轧温度为1080～1120℃，终轧温度为820～900℃，终轧温度过高易导致晶粒长大，不利于形变诱导析出；控制最后两道次变形量，道次变形量控制在≥18％，确保铸态组织的充分破碎和获得细晶组织，有利于强度和韧性的提高；终轧后穿水冷却，以≥35℃/S的冷速冷却至300℃以下，保证轧材均匀快速冷却，随后空冷至室温，获得马氏体组织。

本发明在轧制过程中，形变奥氏体中产生大量的变形位错，在随后的过程中大量形变位错重新排列，形成大量位错胞状结构及亚晶，与此同时，大量细小的氮化物或碳氮化物质点在位错及位错胞状结构上析出，促进了形变组织的细化。

本发明轧制后为防止开裂，应及时进行回火处理，具体是将空冷后的材料入200～250℃退火炉进行低温回火，消除应力，完成组织转变，使组织更加稳定，得到细板条状的回火马氏体组织，这种马氏体组织不仅强度相当高，而且具有较高的韧性。

本发明通过上述各元素之间的协同作用，能保证钢获得高强度的同时将韧性的降低控制在最小。经炼钢、轧制后，在820℃以上强制冷却至300℃以下，随后空冷至室温，最后在200～250℃下低温回火，即可达到抗拉强度在1500MPa级，而且冲击韧性在50J以上，实现了高强度高韧性的良好配合。因此，本发明通过合理的成分配比，简单的轧制和在线冷却工艺获得力学性能优良的1500MPa级高强度钢。

本发明的有益效果：

1)本发明钢不含有Cr、Mo、V等贵重元素，而是通过添加微量的Ti、B元素，来改善钢的强韧性，节约了合金资源。

2)本发明钢在轧后强制冷却，然后经过200～250℃低温回火即可达到高强度高韧性的良好配合，其制造工艺简单，无需离线淬火，从而节约能源，减少环境污染，缩短生产周期和降低制造成本。

3)采用本发明成分和制造方法生产的1500MPa级高强度钢，其抗拉强度Rm在1500MPa级，屈服强度Rp0.2≥1235MPa，延伸率A≥9.5％，断面收缩率Z≥55％，冲击韧性AKu≥50J，具有高强度，兼有良好的冲击韧性，力学性能高，且制造成本低，因此在某些工程应用上完全可替代性能水平相当的调质钢，它的成功设计和开发将会带来巨大的经济效益，其市场前景将非常广阔。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明做进一步说明。

根据本发明所设计的化学成分和生产方法生产了6炉合金，实施例1～6的合金成分如表1所示。

实施例1：

按表1化学成分冶炼制得钢水，浇注温度1525℃，浇注2.3吨钢锭，钢锭加热温度1200℃，保温3h，开轧温度1090℃，终轧温度870℃，控制最后两道次变形量25％，轧制成品Φ20mm棒材，穿水冷却至300℃，平均冷速约为38℃/S，然后空冷至室温，250℃回火，保温3h。

实施例2：

按表1化学成分冶炼制得钢水，浇注温度1520℃，浇注2.3吨钢锭，钢锭加热温度1180℃，保温3h，开轧温度1080℃，终轧温度820℃，控制最后两道次变形量20％，轧制成品Φ20mm棒材，穿水冷却至293℃，平均冷速约为35℃/S，然后空冷至室温，200℃回火，保温4h。

实施例3：

按表1化学成分冶炼制得钢水，浇注温度1530℃，浇注2.3吨钢锭，钢锭加热温度1220℃，保温2h，开轧温度1120℃，终轧温度900℃，控制最后两道次变形量25％，轧制成品Φ20mm棒材，穿水冷却至285℃，平均冷速约为41℃/S，然后空冷至室温，240℃回火，保温2h。

实施例4：

按表1化学成分冶炼制得钢水，浇注温度1526℃，浇注2.3吨钢锭，钢锭加热温度1190℃，保温3h，开轧温度1110℃，终轧温度880℃，控制最后两道次变形量20％，轧制成品Φ20mm棒材，穿水冷却至298℃，平均冷速约为39℃/S，然后空冷至室温，200℃回火，保温4h。

实施例5：

按表1化学成分冶炼制得钢水，浇注温度1524℃，浇注2.3吨钢锭，钢锭加热温度1210℃，保温4h，开轧温度1110℃，终轧温度890℃，控制最后两道次变形量25％，轧制成品Φ20mm棒材，穿水冷却至287℃，平均冷速约为40℃/S，然后空冷至室温，230℃回火，保温3h。

实施例6：

按表1化学成分冶炼制得钢水，浇注温度1525℃，浇注2.3吨钢锭，钢锭加热温度1230℃，保温3h，开轧温度1110℃，终轧温度840℃，控制最后两道次变形量20％，轧制成品Φ20mm棒材，穿水冷却至286℃，平均冷速约为37℃/S，然后空冷至室温，200℃回火，保温4h。

对实施例1～6合金进行取样，分别进行室温拉伸试验，其结果如表2所示。由表2可知，本发明的合金钢经冶炼、控轧控冷和低温回火处理后便可得到优良的性能指标，其力学性能完全达高强度高韧性的良好配合。

表1 实施例1～6的化学成分(wt％)

实施例	C	Si	Mn	Ti	B	Al
							实施例1	0.21	1.60	2.17	0.03	0.003	0.02
实施例2	0.24	1.52	2.24	0.02	0.002	0.03
							实施例3	0.26	1.75	2.30	0.06	0.005	0.015
实施例4	0.30	1.78	2.45	0.04	0.003	0.04
							实施例5	0.27	1.63	2.50	0.05	0.004	0.03
实施例6	0.29	1.71	2.02	0.03	0.003	0.06

表2 实施例1～6的力学性能

实施例

Rm(MPa)

Rp0.2(MPa)

A(％)

Z(％)

AKu(J)

实施例1	1495	1248	11	58	60
						实施例2	1499	1250	10	57	58
实施例3	1581	1344	9.5	55	54
						实施例4	1577	1343	10	56	55
实施例5	1519	1239	10	57	57
						实施例6	1520	1235	10	55	56

Claims (6)

1.一种1500MPa级高强度钢，其化学成分重量百分比为：C：0.20～0.30％；Si：1.50～1.80％；Mn：2.00～2.50％；Ti：0.02～0.06％；B：0.002～0.005％；Al：0.015～0.06％；其余为Fe和不可避免的杂质，其中，杂质元素的总量≤0.05％；且上述元素同时需满足如下关系：0.04≤Ti/C≤0.3。

2.根据权利要求1所述的1500MPa级高强度钢，其特征是，所述1500MPa级高强度钢的抗拉强度在1500MPa级，冲击韧性≥50J。

3.根据权利要求1或2所述的1500MPa级高强度钢，其特征是，所述1500MPa级高强度钢的显微组织是细板条状的回火马氏体组织。

4.如权利要求1所述的1500MPa级高强度钢的生产方法，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述权利要求1所述成分炼钢，精炼，模铸成钢锭或连铸成铸坯，采用低温浇注，其中，模铸浇注温度为1520～1530℃，连铸浇注温度为1496～1506℃；

2)钢锭或铸坯加热

加热温度为1180～1230℃，保温时间为2～4h；

3)轧制

开轧温度为1080～1120℃，终轧温度为820～900℃，轧制最后两道次变形量均≥18％，终轧后以≥35℃/s 的冷速冷却至300℃以下，随后空冷至室温；

4)回火热处理

回火温度为200～250℃，保温时间为2～4h。

5.根据权利要求4所述的1500MPa级高强度钢的生产方法，其特征是，该方法获得的1500MPa级高强度钢的抗拉强度在1500MPa级，冲击韧性≥50J。

6.根据权利要求4或5所述的1500MPa级高强度钢的生产方法，其特征是，该方法获得的1500MPa级高强度钢的显微组织是细板条状的回火马氏体组织。