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