CN114341386A - 强度和低温冲击韧性优异的钢材及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明旨在提供一种钢材及其制造方法，与传统工业机械等领域中使用的钢材相比，具有更优异的物理性能，特别是高强度、高硬度和优异的低温冲击韧性。

Description

强度和低温冲击韧性优异的钢材及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种用作工业机械、重型设备、工具和建筑物等材料的钢材。更具体地，本发明涉及一种强度和低温冲击韧性优异的钢材及其制造方法。

背景技术

近年来，随着对超大型工业机械和重型设备的需求增加，作为其材料的钢材的需求也在增加。

为了改善钢材的燃料消耗率和效率性，对高性能钢材的需求尤为增加，与传统钢材相比，高性能钢材厚度相同或更薄，而且强度和硬度超高。

此外，为了在各种环境下使用，低温冲击韧性也是高性能钢材所需的性能之一。

然而，在钢材的机械性能中，强度与低温冲击韧性成反比趋势，需要开发用于确保钢材的高强度和低温冲击韧性的技术。

另一方面，为了提高低温冲击韧性，重要的是将微细组织的粒度进行细化，以使晶界绕过冲击所导致的裂纹扩展路径。在常规工业机械和建筑中使用的厚板材的情况下，一般采用通过热机械控制工艺(Thermo Mechanical Control Process，TMCP)实现粒度细化的方法，该方法主要是在再结晶停止温度(RST)以下的温度下实施精轧(终轧)，以在奥氏体晶粒内部形成形变带，并且在形变带内部使铁素体成核，从而使粒度细化。

然而，在超厚钢材的情况下，由于厚薄导致的低冷却速度以及轧制时非常低的压下率，在中心部采用前述方法的粒度细化效果会下降，因此存在中心部的冲击韧性降低的问题。不仅如此，轧制后可能实施的正火热处理会造成冷却过程中形成粗大的铁素体，因此存在强度降低以及难以确保低温冲击韧性的问题。

作为可提高冲击韧性的另一种方法，在轧制后进行淬火(quenching)热处理，以代替铁素体晶界，通过马氏体或低温贝氏体组织中的板条束(packet)或板条(lath)的界面增加有效晶粒，采用此方法可绕过裂纹扩展路径。此时，伴随贝氏体或马氏体相变的体积突变引起的内应力反而有可能加剧裂纹产生或扩展，因此一般通过随后的回火(tempering)热处理消除应力，从而稳定地确保冲击韧性。

对于这样的淬火-回火热处理，与热机械控制工艺或正火热处理相比，所获得的冲击韧性值稍低，但是为了确保钢材的高强度，低温贝氏体或马氏体组织是必不可少的，因此采用所述淬火-回火热处理作为用于确保高强度钢材的冲击韧性的常规方法。

然而，对于这种方法，为了确保钢材的淬硬性，需要加入大量的合金，而且进行两次热处理工艺(淬火-回火)，因此存在工艺成本上升的缺点。

专利文献1涉及通过控制碳化物数量来提供逆转变奥氏体的成核位点以使晶粒细化的方法。然而，碳化物中也存在各种形式如MC、M₃C、M₇C₃、M₂₃C₆等，MC、M₃C等碳化物有利于提供逆转变奥氏体成核位点，但是M₇C₃等碳化物即使在高温下也保持稳定的形态，难以提供奥氏体成核位点。因此，难以简单地认为如专利文献1所述碳化物数量的增加对粒度细化有效。

专利文献1：韩国专利公开公报第10-2012-0063200号

发明内容

技术问题

本发明一方面旨在提供一种钢材及其制造方法，与传统工业机械等领域中使用的钢材相比，具有更优异的物理性能，特别是高强度、高硬度和优异的低温冲击韧性。

本发明要解决的技术问题不限于上述内容。从本说明书的整体内容可以理解本发明要解决的技术问题，对于本发明所属技术领域的普通技术人员而言，理解本发明的附加技术问题不会有任何困难。

技术方案

本发明一方面提供一种强度和低温冲击韧性优异的钢材，以重量％计，所述钢材包含碳(C)：0.8～1.2％、锰(Mn)：0.1～0.6％、硅(Si)：0.05～0.5％、磷(P)：0.02％以下、硫(S)：0.01％以下、铬(Cr)：1.2～1.6％、钴(Co)：1.0～2.0％、余量的Fe和其他不可避免的杂质。

本发明另一方面提供一种强度和低温冲击韧性优异的钢材的制造方法，其包含以下步骤：在1050～1250℃的温度范围下对钢坯进行加热，所述钢坯具有上述的合金成分；对所述加热后的钢坯在900℃以上的温度下进行热精轧，以制造热轧钢板；所述热轧后冷却至室温；将所述冷却后的热轧钢板再加热到850～950℃的温度范围；将所述再加热后的热轧钢板水冷至200～300℃的温度范围；以及对所述水冷后的热轧钢板在350～450℃的温度范围下进行自回火(self-tempering)热处理后，再进行风冷。

发明效果

根据本发明，可以提供强度和硬度高且低温冲击韧性优异的钢材。

本发明的钢材具有适用于各种环境下可使用的超大型工业机械、重型设备、工具、建筑物等的效果。

附图说明

图1是根据本发明的一个实施例的淬火后自回火热处理工艺的模式图。

具体实施方式

传统工业机械等领域中使用的钢材存在物理性能(强度、硬度等)不足以应用于大型工业机械、重型设备的缺点。为了解决这个问题，如果改变钢材的合金组分或制造条件，则存在低温韧性变弱的问题。

因此，为了开发具有适用于大型工业机械、重型设备的物理性能(强度、硬度)且低温冲击韧性优异的钢材，本发明人进行了深入研究。研究结果确认，优化合金组分和制造条件以及形成有利于确保目标物理性能的微细组织时，可以提供具有拉伸强度为2000MPa以上的超高强度且低温冲击韧性优异的钢材，从而完成了本发明。

在下文中，将详细描述本发明。

根据本发明一方面的强度和低温冲击韧性优异的钢材，以重量％计，所述钢材可包含碳(C)：0.8～1.2％、锰(Mn)：0.1～0.6％、硅(Si)：0.05～0.5％、磷(P)：0.02％以下、硫(S)：0.01％以下、铬(Cr)：1.2～1.6％、钴(Co)：1.0～2.0％、余量的Fe和其他不可避免的杂质。

在下文中，将详细描述如上限制本发明所提供的钢板的合金组分的理由。

另一方面，在本发明中，除非特别提及，否则各元素的含量以重量为准，组织的比例以面积为准。

碳(C)：0.8～1.2％

碳(C)是对确保钢材的强度影响最大的元素，其含量需要适当控制。

如果所述C的含量小于0.8％，则钢材的强度变得过低，难以用作本发明中当作目标的工业机械等材料。另一方面，如果所述C的含量大于1.2％，则强度过于增加，存在低温韧性和焊接性降低的问题。

因此，所述C可包含0.8～1.2％，更有利地，可包含0.85～1.15％。

锰(Mn)：0.1～0.6％

锰(Mn)是通过提高钢的淬硬性而有利于确保钢板强度的元素。在本发明中，由于含有一定量以上的C和Cr，可充分确保钢的淬硬性，因此可以相对降低Mn的含量。

所述Mn容易在钢材的厚度中心部偏析，如此产生锰偏析的部位存在冲击韧性降低导致容易形成脆性组织的问题。有鉴于此，Mn可包含0.6％以下。但是，如果Mn的含量过低，则仅通过C、Cr等成分无法确保目标水平的强度和淬硬性。有鉴于此，Mn可包含0.1％以上。

因此，所述Mn可包含0.1～0.6％，更有利地，可包含0.2～0.5％。

硅(Si)：0.05～0.5％

硅(Si)是提高钢的强度以及用于钢水脱氧的必要元素。但是，所述Si在不稳定的奥氏体分解时抑制形成渗碳体，因此存在促进岛状马氏体(MA)组织而大大损害低温冲击韧性的问题。

因此，考虑到获得Si所带来的效果以及低温冲击韧性下降的问题，可以将Si的含量限制为0.5％以下。另一方面，为了大幅降低Si的含量，钢的精炼过程需要很大成本，可能会发生经济损失。有鉴于此，Si可包含0.05％以上。

磷(P)：0.02％以下

磷(P)是有利于提高钢的强度和确保耐腐蚀性的元素，但是大大损害冲击韧性，因此含量控制成尽可能低较为有利。

在本发明中，即使所述P的含量最多为0.02％，对确保所需物理性能也不会有太大困难，因此可将所述P的含量限制为0.02％以下。但是，考虑到不可避免地会加入，可以排除0％。

硫(S)：0.01％以下

硫(S)是与钢中的Mn结合形成非金属夹杂物如MnS而大大损害钢的冲击韧性的元素。因此，所述S也是含量控制成尽可能低较为有利。

在本发明中，即使所述S的含量最多为0.01％，对确保所需物理性能也不会有太大困难，因此可将所述S的含量限制为0.01％以下。但是，考虑到不可避免地会加入，可以排除0％。

铬(Cr)：1.2～1.6％

铬(Cr)是通过提高钢的淬硬性而对改善强度有很大效果的元素。尤其，在本发明中，为了通过加入C和Cr充分提高钢的淬硬性，所述Cr可包含1.2％以上。但是，当含量过多而大于1.6％时，存在焊接性大大降低的问题。

因此，所述Cr可包含1.2～1.6％，更有利地，可包含1.3～1.55％。

钴(Co)：1.0～2.0％

钴(Co)是有利于形成有利于确保本发明的目标物理性能的微细组织的元素，特别是对生成下贝氏体(lower bainite)起到核心作用。

此外，对于如本发明加入一定量以上的C、Cr的钢，具有推迟冷却时会生成的珠光体和上贝氏体(upper bainite)的转变开始点使得马氏体容易生成的效果。在此情况下，下贝氏体的转变开始点也被推迟。

当这种Co含有一定量以上时，促进下贝氏体开始转变，从而最终组织中可引入一定分数的下贝氏体，对确保仅凭马氏体组织确保时受到限制的低温冲击韧性有效。

不仅如此，所述Co在最终微细组织中具有较高的固溶强化或析出强化效果。因此，所述Co也是有利于提高强度的元素。

为了充分获得上述效果，所述Co可包含1.0％以上，但是作为高价元素，当过量加入时，经济性会下降。有鉴于此，可以限制为2.0％以下。

因此，所述Co可包含1.0～2.0％，更有利地，可包含1.2～1.8％。

为了更有利于确保钢材的物理性能，除了上述合金成分之外，本发明的钢材还可包含如下成分：

选自由铝(Al)：0.005～0.5％、钛(Ti)：0.005～0.02％和氮(N)：0.01％以下所组成的组中的一种以上

铝(Al)是对钢水低成本脱氧有效的元素。为此，所述Al可包含0.005％以上。但是，如果所述Al的含量大于0.5％，则存在连铸时导致水口堵塞的问题，而且固溶的Al在焊接部形成岛状马氏体相，存在焊接部的韧性下降的风险。

钛(Ti)与钢中的氮(N)结合形成微细的氮化物，从而延缓焊接熔合线附近可能会发生的晶粒粗大化，具有抑制韧性降低的效果。如果这种Ti的含量过低，则Ti氮化物的数量不足，晶粒粗大化抑制效果会不充分。有鉴于此，所述Ti可包含0.005％以上。但是，当过量加入时，由于生成粗大的Ti氮化物，存在晶界固定效果下降的问题。有鉴于此，所述Ti的含量可限制为0.02％以下。

氮(N)与钢中的Ti结合形成微细的氮化物，从而延缓焊接熔合线附近可能会发生的晶粒粗大化，具有抑制韧性降低的效果。但是，当含量过多时，反而会大大降低韧性。有鉴于此，其含量可限制为0.01％以下，当加入N时，可以排除0％。

本发明的余量成分是铁(Fe)。但是，常规制造过程中会不可避免地混入来自原料或周围环境的非预期的杂质，因此无法排除混入杂质。这些杂质是常规制造过程的技术人员任何人都知道的杂质，因此相关的所有内容本说明书中不再赘述。

具有上述合金成分的本发明的钢材，其可包含低温贝氏体相和马氏体相作为微细组织。

具体地，所述低温贝氏体相是指下贝氏体相，以面积分数计，可包含20～30％，作为剩余组织优选包含马氏体相。

如果所述低温贝氏体相的分数小于20％，则无法充分确保钢的低温冲击韧性，而如果所述低温贝氏体相的分数大于30％，则马氏体相的分数相对降低，无法确保目标水平的强度。

如前所述，除了马氏体相之外，本发明的钢材以一定分数包含低温贝氏体(下贝氏体)相，从而具有仅凭马氏体相难以获得的提高低温冲击韧性的效果。

因此，本发明的钢材具有拉伸强度为2000MPa以上以及0℃下冲击韧性为40J以上的效果，进而可确保66HRc以上的洛氏C硬度。

在下文中，将详细描述根据本发明另一方面的制造强度和低温冲击韧性优异的钢材的方法。

对于本发明的钢材，可以通过满足本发明中提出的合金成分的钢坯经过[加热-热轧-冷却-再加热(reheating)-水冷]的工艺来制造。尤其，本发明的优点在于，所述水冷后通过自回火(self-tempering)有利于确保最终所需的微细组织。

在下文中，将详细描述每个工艺的条件。

[钢坯加热]

在本发明中，通过热轧前对钢坯进行加热，可使铸造过程中形成的Ti或Mn化合物固溶。此时，可在1050～1250℃的温度范围下进行加热工艺。

如果所述钢坯的加热温度低于1050℃，则化合物不会充分再固溶，存在粗大的化合物。另一方面，如果所述钢坯的加热温度高于1250℃，则由于奥氏体晶粒的异常晶粒生长，强度会降低，因此不可取。

[热轧]

对所述加热后的钢坯进行热轧，可以制成热轧钢板。此时，按照常规条件进行粗轧后，可在一定温度下进行热精轧。

在本发明中，由于对热轧得到的热轧钢板进行再加热(reheating)，所述热精轧时对温度没有特别限制。但是，如果温度过低，则热轧的负荷会增加，存在钢带的形状变差的趋势。有鉴于此，可在900℃以上的温度下进行热精轧。

[冷却和再加热(reheating)]

将如上制造的热轧钢板风冷至室温后，为了淬火(quenching)热处理，可以再加热到生成一定分数的奥氏体的温度。

所述再加热时温度越高粒度越大，而且淬硬性增加，因此再加热温度越高越有利于确保强度。但是，如果再加热温度过高，则奥氏体的粒度变得过于粗大，存在低温冲击韧性变差的问题。因此，在本发明中，所述再加热时可在850～950℃的温度范围下进行。

将热轧钢板再加热到上述温度后，可以保持温度，以使热量能够充分传递到钢内部，并且根据所述热轧钢板的厚度，可适当地选择保持时间，因此对保持时间没有特别限制，但是可以保持20分钟以上，使得奥氏体相变和晶粒生长充分发生。

[水冷和自回火(self-tempering)热处理]

通过如上再加热使热量充分传递到热轧钢板内部后，再通过水冷进行快速冷却，然后可进行自回火热处理。

所述水冷能够以20～100℃/s的冷却速度进行，为了后续工艺的自回火热处理，可在200～300℃的温度范围内结束冷却。

如果所述水冷时冷却速度小于20℃/s，则存在冷却过程中贝氏体相过度形成的风险。另一方面，如果冷却速度大于100℃/s，则有可能因钢板表面和中心部的冷却偏差而产生不均匀。

如果所述冷却结束温度低于200℃，则由于热轧钢板内的热量不充分，无法正常进行后续自回火热处理。另一方面，如果所述冷却结束温度高于300℃，则冷却过程中生成的贝氏体相的面积分数变得过高，因此存在最终组织中马氏体相不充分的风险。

水冷至上述温度范围的热轧钢板会产生回热，温度变高，从而可在350～450℃的温度范围下完成自回火(self-tempering)热处理(图1)。

在自回火热处理时，钢材的表层部(作为一个实例，可指从表面沿钢材厚度(t，mm)方向的1/4t区域)的水冷(淬火)期间生成的一定分数(面积％)的马氏体组织会经历回火。此时，随着内部应力的缓解，强度略有下降，同时冲击韧性有所提高。此外，在剩余奥氏体组织中发生向下贝氏体的转变，此时发生贝氏体转变放热，进而在钢板外部测量的回热温度会部分上升。

另一方面，在自回火热处理时，相对于表层部，钢材的中心部(是指所述表层部之外的剩余区域)在高温下停止冷却，因此处于具有相对低的马氏体分数的状态。这种中心部在冷却结束后不会发生温度上升，但是在一定时间后开始下贝氏体转变，由于转变放热，已生成的马氏体组织会经历回火，从而提高冲击韧性。

通过自回火热处理钢材回热的最高温度(最高回热温度)取决于冷却结束温度和转变的下贝氏体分数，而如果过度回热导致温度高于450℃，则马氏体回火过度，无法确保目标强度。另一方面，如果回热温度低于350℃，则内部应力的缓解不充分，无法提高冲击韧性。

在上述温度范围下自回火热处理时，时间不受特别限制，但是一般从最高回热温度到室温所需的时间为30分钟～300分钟，可在该时间内进行自回火热处理。

如上完成自回火热处理后，风冷至室温，可以获得最终钢材。

下面通过实施例更具体地描述本发明。不过需要注意，下述实施例只是意在例示本发明以更加详细地描述，并不意在限制本发明的权利范围。本发明的权利范围取决于权利要求书的内容及由此合理导出的内容。

实施发明的方式

(实施例)

准备具有下表1所示合金成分的钢坯后，按照下表2所示的条件进行每个工艺，从而制造热轧钢板。

对每个热轧钢板在宽度方向上取拉伸试样后，观察微细组织，并检测室温(大约25℃)拉伸强度和低温(0℃)冲击韧性。此时，对于微细组织，利用光学显微镜以×200倍率进行观察，然后应用基于ASTM E 562标准的计点(point count)法检测各相(phase)的面积分数。对于低温冲击韧性，利用夏比冲击试验机进行检测。

此外，对所述拉伸试样的表面(表层部的表面)利用洛氏硬度计检测洛氏C硬度。

各自的结果值示于下表3中。

【表1】

【表2】

【表3】

在表3中，低温贝氏体是指下贝氏体相。

如上表1至表3所示，本发明中提出的合金成分、制造条件都得到满足的发明例1至3具有拉伸强度为2000MPa以上的超高强度和66HRc以上的高硬度，而且0℃下的冲击韧性为40J以上，确保了优异的低温冲击韧性。

另一方面，对比例1是合金组分满足本发明，但是工艺条件中热精轧温度过低，因此非再结晶区轧制导致奥氏体晶粒在轧制方向的垂直方向上过度细化，后续再加热时生成的逆转变奥氏体粒度也受到影响，由此导致钢材的淬硬性降低，无法生成足够分数的马氏体相，其结果钢材的拉伸强度和硬度降低。

对比例2是再加热温度过高导致奥氏体粒度粗大化，最终微细组织的有效晶粒增加，由此导致冲击韧性降低。另一方面，对比例4是再加热温度过低的情形，由于奥氏体粒度过度减小，钢材的淬硬性降低，由此导致没有生成足够分数的马氏体相，因此拉伸强度和硬度降低。

对比例3是钢坯加热时温度过低的情形，由于部分合金元素没有固溶，发生了强度降低的问题。

对比例5是再加热后冷却时冷却结束温度过低的情形，由于马氏体分数变得过高，虽然可确保强度和硬度，但是低温韧性变差。

对比例6是自回火时温度过度上升，因此先前生成的马氏体组织过度松散，从而导致强度和硬度降低。

对比例7和8是利用随着Nb的加入C含量相对减少的钢的情形，尽管遵循了本发明的工艺条件，但是强度和硬度大大降低。

对比例9和10是钢中未加入Co的情形，根据再加热后冷却时的冷却速度，马氏体组织的生成不充分或过度，因此对比例9强度和硬度降低，而对比例10冲击韧性降低。

对比例11和12是钢中过量加入Mn和Cr的情形，由于马氏体组织过度生成，虽然获得了目标强度和硬度，但是冲击韧性降低。

Claims (10)

1.一种强度和低温冲击韧性优异的钢材，以重量％计，所述钢材包含碳(C)：0.8～1.2％、锰(Mn)：0.1～0.6％、硅(Si)：0.05～0.5％、磷(P)：0.02％以下、硫(S)：0.01％以下、铬(Cr)：1.2～1.6％、钴(Co)：1.0～2.0％、余量的Fe和其他不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的强度和低温冲击韧性优异的钢材，其还包含选自由铝(Al)：0.005～0.5％、钛(Ti)：0.005～0.02％和氮(N)：0.01％以下所组成的组中的一种以上。

3.根据权利要求1所述的强度和低温冲击韧性优异的钢材，其包含面积分数为20～30％的低温贝氏体相、和剩余的马氏体相作为微细组织。

4.根据权利要求1所述的强度和低温冲击韧性优异的钢材，其具有2000MPa以上的拉伸强度和0℃下40J以上的冲击韧性。

5.根据权利要求1所述的强度和低温冲击韧性优异的钢材，其洛氏C硬度为66HRc以上。

6.一种强度和低温冲击韧性优异的钢材的制造方法，其包含以下步骤：

在1050～1250℃的温度范围下对钢坯进行加热，以重量％计，所述钢坯包含碳(C)：0.8～1.2％、锰(Mn)：0.1～0.6％、硅(Si)：0.05～0.5％、磷(P)：0.02％以下、硫(S)：0.01％以下、铬(Cr)：1.2～1.6％、钴(Co)：1.0～2.0％、余量的Fe和其他不可避免的杂质；

对所述加热后的钢坯在900℃以上的温度下进行热精轧，以制造热轧钢板；

所述热轧后冷却至室温；

将所述冷却后的热轧钢板再加热到850～950℃的温度范围；

将所述再加热后的热轧钢板水冷至200～300℃的温度范围；以及

对所述水冷后的热轧钢板在350～450℃的温度范围下进行自回火热处理后，再进行风冷。

7.根据权利要求6所述的强度和低温冲击韧性优异的钢材的制造方法，其中，

所述冷却至室温是通过风冷进行的。

8.根据权利要求6所述的强度和低温冲击韧性优异的钢材的制造方法，其中，

所述水冷以20～100℃/s的冷却速度进行。

9.根据权利要求6所述的强度和低温冲击韧性优异的钢材的制造方法，其中，

所述自回火热处理是所述水冷后的热轧钢板回热而进行。

10.根据权利要求6所述的强度和低温冲击韧性优异的钢材的制造方法，其中，

所述钢坯还包含选自由铝(Al)：0.005～0.5％、钛(Ti)：0.005～0.02％和氮(N)：0.01％以下所组成的组中的一种以上。

Images