CN109136737A - 一种抗拉强度1100MPa级超高强韧钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种抗拉强度1100MPa级超高强韧钢及其制造方法，该钢化学成分重量百分数为：C：0.245～0.350％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.20～1.20％、P≤0.015％、S≤0.003％、Cr：0.30～1.20％、Mo：0.20～0.80％、Ni：2.00～3.70％、Cu：0～0.30％、Nb：0～0.08％、V：0～0.12％、Al：0.01～0.08％、Ti：0.003～0.06％、Ca≤0.005％、H≤0.0002％、N≤0.0120％、O≤0.0030％，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明采用淬火+回火热处理，获得回火马氏体+回火贝氏体和残余奥氏体组织。本发明钢的屈服强度≥900MPa、抗拉强度≥1100MPa、夏氏冲击功Akv(‑20℃)≥70J，延伸率≥15％，断面收缩率≥50％，具有良好的强度、低温韧性和塑性，可用于制造R6等级的高性能海洋平台系泊链等。

Description

一种抗拉强度1100MPa级超高强韧钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及具有良好低温韧性的超高强度钢材，具体涉及一种抗拉强度1100MPa级超高强韧钢及其制造方法。

背景技术

高强韧钢棒材应用于海洋平台系泊链的生产和高安全性机械及结构类部件。随着深海的海洋资源开发，海洋平台大型化、结构和功能复杂化，对海洋平台系泊链的要求也日益提高。海洋平台系泊链的使用环境恶劣，承受高的抗拉载荷、海浪运动时海水冲击、海水侵蚀和微生物腐蚀的影响。海洋平台系泊链用钢目前主要包括R3，R3S、R4、R4S、R5等。对应的抗拉强度分别是690MPa、770MPa、860MPa、960MPa和1000MPa。大型海洋平台需要更高强度级别和更高冲击韧性的系泊链用钢。

国内外对高强韧钢材有较多的研究，通常选取适当的化学成分，采用控制轧制控制冷却或淬火回火工艺，生产满足力学性能要求的高强韧钢材。采用控轧控冷方式生产高强度钢材，在轧制和冷却过程中控制难度较大，影响钢力学性能的整体均匀性。采用淬火回火工艺生产高强度钢材，通过优化合金元素和碳元素的含量，提高钢的淬透性，使钢在冷却过程中形成马氏体组织。马氏体是碳固溶在铁原子体心立方晶格中，使bcc晶格沿c轴方向延伸形成的正方晶格，此类的组织具有较高的强度和硬度。以马氏体为主的高强度钢材，由于应变贮存能达到1000J/mol，位错密度大，导致低温冲击功较差。马氏体型高强度钢种内部存在高密度位错和亚晶界，在拉伸过程中出现微小缺陷如微裂纹的情况下会迅速断裂失效，延伸率较低。结合海洋平台对系泊链的要求及目前高强韧产品的研发进展，需开发具有更好强韧性匹配、优良的延伸性能的钢材。

中国专利CN103667953A公开了一种低环境裂纹敏感性超高强韧性系泊链钢，该钢中C：0.12～0.24％，Mn：0.10～0.55％，Si：0.15～0.35％，Cr：0.60～3.50％，Mo：0.35～0.75％，N≤0.006％，Ni：0.40～4.50％，Cu≤0.50％，S≤0.005％，P：0.005～0.025％，O≤0.0015％，H≤0.00015％，采用上述成分和两次淬火工艺生产高强韧系泊链钢，其抗拉强度≥1110MPa，屈强比0.88～0.92，延伸率≥12％，断面收缩率≥50％，-20℃的冲击功(Akv)≥50J。但该钢的微观组织为上贝氏体+下贝氏体+马氏体、上贝氏体+下贝氏体。

发明内容

本发明的目的在于提供一种抗拉强度1100MPa级超高强韧钢及其制造方法，该钢的抗拉强度达到1100MPa级，同时具有良好的低温韧性和延伸率，可以用于海洋平台系泊链、汽车和机械结构等需要高强韧钢的场合。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种抗拉强度1100MPa级超高强韧钢，其化学成分重量百分数包含：C：0.245～0.350％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.20～1.20％、P≤0.015％、S≤0.003％、Cr：0.30～1.20％、Mo：0.20～0.80％、Ni：2.00～3.70％、Cu：0～0.30％、Nb：0～0.08％、V：0～0.12％、Al：0.01～0.08％、Ti：0.003～0.06％、Ca≤0.005％、H≤0.0002％、N≤0.0120％、O≤0.0030％，其余为Fe和不可避免的杂质。

进一步，所述抗拉强度1100MPa级超高强韧钢的微观组织为回火马氏体+回火贝氏体和残余奥氏体组织。

本发明所述抗拉强度1100MPa级超高强韧钢的屈服强度≥900MPa、抗拉强度≥1100MPa、夏氏冲击功Akv(-20℃)≥70J，延伸率≥15％，断面收缩率≥50％。

在本发明钢材的成分设计中：

C：C添加到钢中提高钢材的淬透性，使钢在淬火冷却过程中形成硬度较高的低温相变组织。C含量提高，则会提高硬相如马氏体相和下贝氏体相的比例，提高钢材的硬度，但会导致韧性下降。C含量太低，会导致低温相变组织如马氏体和下贝氏体含量低，无法获得较高的抗拉强度。因此，本发明控制C含量为0.245～0.350％。

Si：Si在钢中以置换方式替代Fe原子，阻碍位错运动，有益于钢材强度提升。Si可降低C在铁素体的中扩散能力，因此在回火时适量的Si可避免形成粗大的碳化物在缺陷处析出。但较高的Si含量会降低钢材的低温冲击韧性。因此，本发明中控制Si含量为0.10～0.50％。

Mn：Mn是残余奥氏体稳定化元素，钢中的Mn主要以固溶形式存在。钢在淬火过程中，Mn会抑制扩散型相变，提高钢的淬透性，形成低温相变组织，此类组织具有较高的强度。但是Mn含量过高会导致形成较多的残余奥氏体，降低钢的屈服强度。因此，本发明中加入0.20～1.20％的Mn，有利于提高钢的淬透性，避免形成较多的残余奥氏体。

P：钢中P在晶界偏聚，会降低晶界的结合能，恶化钢的低温冲击性能。P和Mn共同存在会加剧钢的回火脆性。在晶界偏聚的P会使钢在受到冲击载荷的作用时发生沿晶断裂，形成较大的解理面，降低钢在受到冲击时吸收的能量。本发明中加入不超过0.015％的P，保证超高强度钢的低温冲击韧性。

S：S在δ铁素体和奥氏体中的溶解度很小，在钢液凝固过程中，S会发生偏聚，形成较多的硫化物夹杂，危害钢的超声波探伤性能和低温冲击性能。易切削钢种中添加S形成CaS提升切削性能。本发明所述钢种对S含量控制考虑的主要因素是避免粗大的硫化物对冲击性能损害。因此，本发明中加入不超过0.003％的S，保证钢材具有良好的低温冲击性能。

Cr：Cr添加到钢中，会抑制钢的扩散型相变，提高钢的淬透性，形成硬化的马氏体组织，获得具有较高强度的钢材。同时加热过程中，如果Cr的碳化物未完全溶解，则起到抑制奥氏体晶粒长大的作用。但Cr含量过高，会形成粗大的碳化物，恶化低温冲击性能。因此，本发明中加入0.30～1.20％的Cr，保证钢的强度和低温冲击性能。

Mo：Mo是铁素体形成元素，利于提高钢的淬透性，使钢在淬火过程中形成贝氏体和马氏体。如果淬火速度较快，且在较低温度范围回火，则Mo主要以固溶形式存在于钢中，起到固溶强化效果，在较高的温度回火，会形成细小的碳化物提高钢的强度。Mo是贵重合金元素，加入较高的Mo会导致成本上升。因此，本发明中加入0.20～0.80％的Mo，以获得强韧性和焊接性能的匹配。

Nb：Nb加入钢中，起到对钢再结晶的抑制作用，使钢在较低温度再结晶，细化奥氏体，从而达到细化最终组织的目的。Nb含量较高，在高温回火条件下会形成粗大的NbC颗粒，恶化钢材低温冲击功。配合其它合金元素，本发明中加入0～0.08％的Nb以保证钢的力学性能。

Ni：Ni在钢中以固溶形式存在，在本发明的成分体系中，Ni以Fe-Ni-Mn的FCC相存在，降低层错能，提高钢的低温冲击性能。Ni是奥氏体化形成元素，过高的Ni含量会导致钢材中的残余奥氏体含量过高，降低钢的强度，因此，本发明中加入2.00～3.70％的Ni，以保证钢的低温冲击韧性和强度。

Cu：Cu加入到钢中，会在回火过程中形成细微的纳米级ε-Cu析出，提高钢材的强度，同时加入一定量的Cu有利于提高钢材的耐腐蚀能力，但是由于Cu的熔点较低，如果Cu含量过高，在加热奥氏体化过程中铜会富集在晶界，导致晶界弱化以致开裂。因此，本发明中Cu含量不超过0.30％。

V：V与C形成VC，细小的VC会对位错起到一定的阻碍作用，提高钢的强度。较高温度回火的条件下，如果C和V含量均较高，则会形成粗大的VC颗粒，降低钢的冲击性能，本发明中结合其它合金元素，加入0～0.12％的V以保证钢的力学性能。

Al：Al在炼钢时形成细小的AlN析出，在随后的冷却过程中抑制奥氏体晶粒长大，达到细化奥氏体晶粒、提高钢在低温下的韧性的目的。Al含量过高会导致较大的Al的氧化物形成，使钢超声波探伤不合。粗大的氧化铝硬质夹杂会恶化钢的疲劳性能。因此，本发明中加入0.01～0.08％的Al提高钢的韧性。

Ti：Ti与钢中的C和N形成化合物，TiN的形成温度为1400℃以上，通常在液相或δ铁素体中析出，实现细化奥氏体晶粒的目的。Ti含量过高，会形成粗大的TiN析出，导致钢的冲击性能和疲劳性能降低。回火过程中，如果Ti含量过高，会导致低温冲击功波动幅度增加。因此，本发明中的Ti含量控制在0.003～0.06％。

Ca：适量的Ca元素添加到钢中，可以形成CaS，改善夹杂物的尺寸和形貌，提高钢的低温冲击韧性，因此，Ca含量控制在0.005％以下。

H：H受到钢中刃型位错静水压力场的作用，会在缺陷处聚集，形成氢脆。抗拉强度级别1100MPa及以上钢中，位错、亚晶界等密度高，如H含量过高，则在钢淬火和回火热处理后，缺陷处富集较多的H原子。H原子聚集会形成H分子，导致钢发生延迟断裂。如果采用含H量较高的棒材生产海洋平台系泊链，由于海水对系泊链的腐蚀及H的渗透，会导致高强度系泊链在使用时发生延迟开裂，危及海洋平台的安全。因此，本发明中H含量控制在不超过0.0002％。

N，O：N在钢种形成AlN或TiN，起到细化奥氏体晶粒的作用，但N含量增加会导致其在缺陷处富集量增加，同时形成粗大的氮化物析出颗粒，影响钢低温冲击功，因此N含量控制在不超过≤0.0120％。O与钢种的Al形成Al₂O₃、TiO等，为保证钢组织均匀性和低温冲击功，O含量不超过0.0030％。

本发明所述抗拉强度1100MPa级超高强韧钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、浇铸

按照上述化学成分进行冶炼、浇铸；

2)加热

加热温度为1050～1250℃；

3)轧制或锻造

终轧温度≥760℃或终锻温度≥760℃；

4)淬火热处理

淬火温度为840～1050℃；

5)回火热处理

回火温度为500～650℃，回火后空冷。

本发明钢在1050～1250℃条件下加热奥氏体化。加热过程中，Nb、V和Ti的碳氮化物、Cr和Mo的碳化物部分或全部溶解于奥氏体中，在随后的轧制/锻造和冷却过程中，Nb、V和Ti形成细小的碳氮化物，钉轧奥氏体晶界，细化钢轧态组织。固溶在奥氏体中的Cr和Mo，提高钢的淬透性。固溶在奥氏体中的Cr和Mo在淬火时提高马氏体的淬硬性。

本发明钢在终轧温度或终锻温度≥760℃的条件下，钢材发生再结晶和应变诱导析出等，形成具有残余奥氏体、细化的贝氏体和马氏体复相基体组织，且有细小的碳氮化物析出。

本发明钢材轧制或锻造后加热到840～1050℃保温后淬火。淬火处理加热过程中，碳化物形成元素Nb、V、Ti、Cr和Mo的碳氮化物全部或部分溶解。未溶解的碳氮化物钉轧奥氏体晶界，避免奥氏体晶粒过于粗大，实现淬火后晶粒细化的目的，提高钢的强韧性。在淬火冷却过程中，固溶在奥氏体中的合金元素提高钢的淬透性，使得最终马氏体更加细小，此类组织具有超高强度和良好的韧性。

本发明淬火后的钢在500～650℃进行回火热处理。本发明在淬火过程中，钢形成残余奥氏体和缺陷密度较大的下贝氏体和马氏体组织，内部有较大的应变储存能，内应力分布不均匀。在接下来的高温回火过程中，Nb、V会和C、N形成细小的碳化物，同时Cr和Mo在高温回火过程中也形成细小的碳化物析出，提高了钢的强度和强韧性匹配。同时由于高密度位错湮灭和小角晶界运动，使钢的微观组织更加均匀，改善了低温回火后延伸率低的现象。在本发明所述回火温度范围内，可保证钢具有良好的强韧性和强塑性，有效降低钢的内部应力，有利于棒材的加工和使用，如生产高性能的R6海洋平台系泊链。

本发明设计的化学成分充分利用各种合金元素对相变和微观组织的影响，形成少量残余奥氏体，其余为回火马氏体和回火贝氏体为主的复相微观组织，同时控制P、S、N、O和H的含量，保证钢的强度、低温冲击韧性和延伸率等，生产具有超高强韧性和强塑性匹配的抗拉强度1100MPa级高强韧钢材，可以用于海洋平台系泊链、汽车和机械结构等需要高强韧棒材的场合。

本发明通过合理设计化学成分并结合优化工艺，开发出抗拉强度1100MPa级超高强韧钢，此钢在低温下具有良好韧性、较好的延伸率和断面收缩率。轧制或锻造好的棒材在淬火后采用回火工艺，形成回火马氏体和回火贝氏体、残余奥氏体的基体组织，基体上有细化的碳化物析出，消除了钢材的内应力，具有良好的组织均匀性。

本发明的有益效果：

本发明在化学成分方面提高C元素含量，并结合优化的Ni、Mn元素含量，形成了回火贝氏体和回火马氏体、残余奥氏体的复相微观组织，其中Ni和Mn元素均为奥氏体稳定化元素，添加含量优化的Ni和Mn会形成残余奥氏体，同时利用Ni对降低层错能的贡献和Mn对提高抗拉强度的贡献，实现了本发明所述微观组织，同时利用Cr、Mo、Nb、V、Ti的碳化物析出实现析出强化，因此此类微观组织具有良好的低温冲击韧性和拉伸性能。

本发明采用淬火+回火热处理工艺，获得回火马氏体+回火贝氏体和残余奥氏体组织，所述钢的屈服强度≥900MPa、抗拉强度≥1100MPa、屈强比0.89～0.95、夏氏冲击功Akv(-20℃)≥70J，延伸率≥15％，断面收缩率≥50％，此类超高强韧钢材具有良好的强度、低温韧性和塑性。

本发明所述钢种采用一次淬火工艺即可实现高强韧性匹配，省略了淬火工序，降低了生产成本和碳排放，属于环境友好钢材。

本发明所述钢材的成分和工艺设计合理，工艺窗口宽松，可以在棒材或板材产线上实现批量商业化生产。

附图说明

图1为本发明实施例4钢棒的微观组织形貌。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。这些实施例仅仅是对本发明最佳实施方式的描述，并不对本发明的范围有任何限制。

本发明实施例的成分见表1。本发明实施例的制造方法包括：冶炼、浇铸、加热、锻造或轧制、淬火处理和回火处理。在浇铸过程中可采用模铸或连铸。在加热过程中，加热温度为1050～1250℃，终轧温度或终锻温度≥760℃。在轧制过程中，可以采用钢坯直接轧制到最终规格，或者采用钢坯轧制到指定的中间坯尺寸，再进行加热和轧制到最终成品尺寸。钢坯出加热炉后开始轧制，轧制后进入空冷或缓冷。

本发明所述产品可以用于海洋平台系泊链等需要高强度棒材的场合，棒材的尺寸规格可达直径180mm。

具体实施例如下：

实施例1

按表1所示的化学成分电炉或转炉冶炼，并浇铸成连铸坯或钢锭，将连铸坯或钢锭加热至1050℃，终轧温度为800℃，中间坯尺寸220*220mm。中间坯加热至1070℃，终轧温度760℃，成品棒材规格为轧制后空冷。淬火加热温度为840℃，加热时间为30分钟；回火温度为500℃，回火时间为30分钟，回火后空冷。

实施例2

实施方式同实施例1，其中加热温度为1080℃，终轧温度为840℃，中间坯尺寸215*215mm。中间坯加热至1100℃，终轧温度830℃，成品棒材规格为轧制后空冷。淬火加热温度为870℃，加热时间为100分钟，回火温度为530℃，回火时间为60分钟，回火后空冷。

实施例3

实施方式同实施例1，其中加热温度为1120℃，终轧温度为920℃，成品棒材规格为轧制后空冷。淬火加热温度为900℃，加热时间为150分钟，回火温度为550℃，回火时间为100分钟，回火后空冷。

实施例4

实施方式同实施例1，其中加热温度为1150℃，终轧温度为980℃，成品棒材规格为轧制后缓冷。淬火加热温度为930℃，加热时间为150分钟，回火温度为590℃，回火时间为180分钟，回火后空冷。

实施例5

实施方式同实施例1，其中加热温度为1200℃，终轧温度为1020℃，成品棒材规格为轧制后缓冷。淬火加热温度为980℃，加热时间为170分钟，回火温度为610℃，回火时间为260分钟，回火后水冷。

实施例6

实施方式同实施例1，其中加热温度为1250℃，终轧温度为1020℃，成品棒材规格为轧制后缓冷。淬火加热温度为1040℃，加热时间为300分钟，回火温度为650℃，回火时间为300分钟，回火后水冷。

对本发明实施例1-6钢进行力学性能测试，测试结果见表2。

从表2可以看出，本发明制造出的钢材的屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥1100MPa，夏氏冲击功Akv(-20℃)≥70J，延伸率A≥15％，断面收缩率≥50％。

对实施例4进行微观组织研究，其光学显微镜照片见图1。从图1可以看出，钢棒的微观组织是细化的残余奥氏体、回火马氏体和回火贝氏体组织。

Claims (6)

1.一种抗拉强度1100MPa级超高强韧钢，其化学成分重量百分数为：C：0.245～0.350％、Si：0.10～0.50％、Mn：0.20～1.20％、P≤0.015％、S≤0.003％、Cr：0.30～1.20％、Mo：0.20～0.80％、Ni：2.00～3.70％、Cu：0～0.30％、Nb：0～0.08％、V：0～0.12％、Al：0.01～0.08％、Ti：0.003～0.06％、Ca≤0.005％、H≤0.0002％、N≤0.0120％、O≤0.0030％，其余为Fe和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的抗拉强度1100MPa级超高强韧钢，其特征在于，所述抗拉强度1100MPa级超高强韧钢的微观组织为回火马氏体+回火贝氏体+残余奥氏体组织。

3.根据权利要求1或2所述的抗拉强度1100MPa级超高强韧钢，其特征在于，所述抗拉强度1100MPa级超高强韧钢的屈服强度≥900MPa、抗拉强度≥1100MPa、-20℃夏氏冲击功Akv≥70J，延伸率≥15％，断面收缩率≥50％。

4.如权利要求1-3任一项所述的抗拉强度1100MPa级超高强韧钢的制造方法，包括如下步骤：

1)冶炼、浇铸

按权利要求1所述的化学成分进行冶炼、浇铸；

2)加热

加热温度为1050～1250℃；

3)轧制或锻造

终轧温度≥760℃或终锻温度≥760℃；

4)淬火热处理

淬火温度为840～1050℃；

5)回火热处理

回火温度为500～650℃，回火后空冷。

5.根据权利要求4所述的抗拉强度1100MPa级超高强韧钢的制造方法，其特征在于，所述抗拉强度1100MPa级超高强韧钢的微观组织为回火马氏体+回火贝氏体+残余奥氏体组织。

6.根据权利要求4或5所述的抗拉强度1100MPa级超高强韧钢的制造方法，其特征在于，所述抗拉强度1100MPa级超高强韧钢的屈服强度≥900MPa、抗拉强度≥1100MPa、-20℃夏氏冲击功Akv≥70J，延伸率≥15％，断面收缩率≥50％。