CN115747674B - 一种低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢及其制备方法和应用 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢及其制备方法和应用，通过添加适量Cu元素和控轧控冷，在未明显提升合金成本的前提下，获得更多捕获氢能力更强的VCx析出相和B2结构的含铜析出相作为氢陷阱，减少内源氢的氢脆危害；通过在钢件表面形成钝化膜，同时提高其自愈合趋势，阻止外源氢进入形成氢脆危害。从而提高截面直径超过160mm的超大截面直接切削用非调质钢的抗氢脆能力。

Description

一种低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢及其制备 方法和应用

技术领域

本发明涉及一种低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢及其制备方法和应用，尤其涉及一种铁素体-珠光体型低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢及其制备方法和应用，属于非调质钢技术领域。

背景技术

直接切削用非调质钢可以在轧制后获得所需的力学性能，进而在切削后直接使用，主要用于生产推杆、液压立柱等零部件。相比于调质钢，其省略了调质处理工序，大大节约了能耗和生产成本，也更加绿色环保。随着零部件横截面的增大，调质钢淬透性不足，从表面到心部显微组织由回火索氏体逐渐转变为铁素体-珠光体。不仅组织变化大、截面力学性能也差异明显。而直接切削用非调质钢均为铁素体-珠光体组织，力学性能均匀，使用安全性更高。但是随着非调质钢棒材横截面增大，其产生氢脆断裂的风险不断增大。尤其是在弱酸性环境中使用的零部件，内源氢和外源氢共同作用下，更易产生氢脆断裂。

氢脆是氢和应力共同作用下导致金属材料产生脆断的现象，对钢件尤其是高强度钢的危害极大。钢中的氢分为内源和外源两部分。钢铁冶炼凝固时不可避免带来少量的氢元素，随温度下降氢的溶解度降低，来不及扩散出去的氢就会在钢中聚集，成为内源氢。钢件在后续处理和使用过程时，在富氢环境中，氢离子等还会从钢件表面扩散至钢内部，成为外源氢，与内源氢共同造成氢脆。超大截面直接切削用非调质钢横截面积大，成型后不再经历热锻、热处理等热加工过程，内源氢向外扩散的距离远、时间短，氢脆风险大。如果钢件工作环境酸性偏大，氢脆的可能性还会进一步增加。因此，在合理的成本控制条件下，降低氢脆风险是进一步开发更高强度、更大截面积直接切削用非调质钢的安全保证。

除严格控制炼钢凝固过程带来的氢外，在钢中添加Nb、V、Ti等微合金元素的碳氮化物以增加氢陷阱数量是避免氢脆的重要方法。位错、晶界、第二相粒子与基体的相界都是常见的氢陷阱，利用这些晶格缺陷可以捕获、固定氢原子，从而避免氢原子结合成为氢分子聚集造成钢开裂。晶格缺陷越大、数量越多，氢陷阱的作用就越强。第二相粒子，尤其是与基体错配度更大的非共格析出相带来的缺陷密度大，氢陷阱多，避免氢脆的作用最强。中国专利公开号CN114645222A通过添加质量比≤1.0％的微合金元素并控制Nb、V元素比例，获得高密度纳米微合金析出物，同时提高40CrNiMo调质钢的力学性能和抗氢脆性能。中国专利公开号CN114908302A通过添加1.3～2.0％的铜和0.9～1.3％的铝，形成2-10nm的B2结构NiAl、BCC结构Cu来提高高强度弹簧钢的强度和抗氢脆性能。中国专利公开号CN112522610A通过调控锻造工艺优化控制V、Ti析出相的尺寸，优化贝氏体非调质钢的抗氢脆性能。但是尚未发现有关于提高铁素体-珠光体型非调质钢抗氢脆性能的报道。此外，上述专利均添加了超过0.4％的微合金元素或1％的Cu、Al等杂质元素，既显著提高了成本，又使得钢的工艺性能与力学性能稳定性难以保证。中国专利ZL201410200432.7发现添加0.1％～0.3％Cu的硅钢中可以析出纳米尺寸的B2结构含Cu析出相，提高无取向硅钢的磁性能。说明钢中添加较少的杂质Cu元素也有可能形成第二相来提高抗氢脆性能。

钢件表面氧化生成致密的保护膜可以一定程度阻止外源氢进入。不锈钢即通过添加至少10.5％的Cr来形成致密氧化膜起到防锈防氢的作用，但是成本太高。耐候钢中通常添加0.15％～0.25％的Cu，在钢件表面形成钝化膜进而起到耐普通大气腐蚀的作用，并且Cu通常为钢中的杂质元素，成本很低。但是尚未见利用Cu易在钢件表面形成耐候钝化膜这一作用来起到防止氢脆的作用。

因此，本发明针对超大截面铁素体-珠光体型直接切削非调质钢提供一种既节约成本、又能有效避免其发生氢脆的方法。

发明内容

本发明所要解决的技术问题是，在不明显增加现有合金元素成本的基础上，通过优化氢陷阱种类与数量和抑制外源氢元素扩散，获得一种具有抗氢脆能力的超大截面铁素体-珠光体型直接切削非调质钢。

同时，本发明提供一种低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢的制备方法，该法通过控制V、Nb、Ti、N含量和比例、添加适量Cu元素，同时结合控轧控冷工艺，在未明显提升合金成本的前提下，获得更多捕获氢能力更强的VCx析出相和B2结构的含铜析出相作为氢陷阱，减少内源氢的氢脆危害；通过在钢件表面形成钝化膜，同时提高其自愈合趋势，阻止外源氢进入形成氢脆危害，从而提高直径160-300mm的超大截面直接切削用非调质钢的抗氢脆能力。

同时，本发明提供一种低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢在大型高强度钢构件中的应用。

为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案为：

一种低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢的制备方法，包括以下步骤：

S1：冶炼原料以废钢为主，冶炼末期测定钢水Cu元素含量后均匀喂入直径0.5～2.0mm的细铜丝以达到目标Cu含量；目标Cu含量为：Cu的质量百分数为0.25％～0.45％；其他元素控制目标为：C：0.30％～0.50％，Si：0.35％～0.65％，Mn：1.20％～1.60％，V：0.10％～0.20％，Nb≤0.01％，Ti：0.010％～0.050％，N：0.005％～0.008％，S：0.01％～0.03％，P≤0.02％；Ti/N质量百分数比＞3.4；

S2：连铸坯加热过程中均热段温度1200～1220℃，保温时间5～7h；连铸坯为截面边长400mm～1200mm矩形坯；

S3：连铸坯出炉后，高压水除鳞，除净表面氧化皮，随即开轧；前8～10道次，每道次压下量50～80mm，从第二道次开始，每道次轧制前使用高压***去除钢坯表面氧化皮；后续道次不做要求，直至轧制成截面边长200～500mm的方形中间坯；

S4：中间坯待温至表面920～980℃时再次使用高压水除鳞，之后使用精连轧机轧制成直径160～300mm的圆钢，终轧温度850～880℃；

S5：圆钢终轧后穿水冷却，经2～3组强水冷冷至表面650～700℃，期间穿插空冷返温，每组强水冷圆钢返温后的表面温降不大于100℃；

S6：圆钢使用保温罩缓冷至表面600～620℃时，水雾喷淋冷却至表面520～550℃，并使圆钢表面维持在520～550℃，持续时间1～2min；

S7：圆钢上带矫直功能的步进式冷床冷却至表面300～350℃后入坑，保温至少48h后成成品。

优选地，S6缓冷过程中，生成B2结构的含铜析出相。

优选地，高压水除鳞的水压为30MPa，高压***的压力为20～30MPa，高压***的气体是压缩空气。

一种低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢的制备方法获得的非调质钢。

优选地，Nb的质量百分数≤0.004％。

优选地，Cu的质量百分数为0.30％～0.40％。

优选地，S的质量百分数为0.01％～0.02％。

优选地，Ti的质量百分数为0.020％～0.028％。

成品的1/3半径纵向抗拉强度900～1050MPa，屈服强度650～800MPa，断后伸长率15～17％，冲击功KU₂45～50J。

本发明的非调质钢在大型高强度钢构件中应用。

大型高强度钢构件包括推杆、液压立柱、单晶炉立柱、风电用轴类件或大截面动力轴。本发明钢坯的成分选择依据如下：

V：形成碳氮化物，产生第二相进行强化，同时可以起到氢陷阱的作用。铁素体-珠光体型非调质钢中V元素越多，钢的强度级别也越高，一般为0.1％左右。但是超大截面非调质钢轧后冷速慢，V的碳氮化物容易聚集长大，需适当提高V含量来避免强度降低。VN的{111}面的晶格常数与铁素体基体{110}面的晶格常数均为0.204nm，容易形成共格界面；而VCx(VCx为V₂C和/或V₄C₃)的晶格常数与铁素体均不相近，只能形成非共格界面，氢陷阱作用更强。同时VCx析出温度较VN更低，更加细小弥散，强化作用也更强。因此，希望大部分V以细小弥散的VCx形式析出来保证强度和抗氢脆能力。因此本发明V元素含量为0.10％～0.20％。

Nb：有些非调质钢添加0.02％左右的Nb提高奥氏体的再结晶温度进而细化室温组织。但是Nb原子量大，在钢中扩散缓慢，易形成大尺寸析出相，同时诱导V与之形成复合碳氮化物，显著降低V(C,N)的析出量和氢陷阱的数量，需要严格控制Nb元素的含量。此外，Nb元素的成本显著高于其他元素，减少Nb元素的添加也有利于降低非调质钢的原料成本。因此本发明Nb元素含量≤0.01％。优选的，Nb的质量百分数≤0.004％。

Ti：形成稳定的碳氮化物细化加热和粗轧过程中奥氏体晶粒，进而细化室温组织，提高强韧性。超大截面非调质钢连铸坯由于截面尺寸大，热透需要的温度高、时间长，因此需要Ti保证加热过程晶粒不粗化。此外Ti还可以固定N元素，保证析出温度更低的V更多以VCx形式析出。TiN本身也是氢陷阱，也可以起到抑制氢脆的作用。因此本发明Ti元素含量为0.010％～0.050％。优选的，Ti的质量百分数为0.020％～0.028％。

N：与微合金元素结合形成更稳定的氮化物，其中TiN、NbN更多用于细化晶粒，VN更多用于析出强化。但是由于氮化物比碳化物析出温度高、尺寸大，强化和氢陷阱作用弱。非调质钢中加入N元素使钢中TiC转化为TiN，提高其固溶温度，保证连铸坯加热时细化晶粒的效果。Ti、N元素的原子量比为3.4，为获得更多的VCx，需保证N元素尽可能多的被Ti元素固定，Ti/N质量百分数比应大于3.4。因此本发明N元素含量为0.005％～0.008％。优选的，Ti/N质量百分数比＞3.4。

Cu：通常被认为是钢中的有害元素，由于炼钢过程不能被氧化，会在废钢中富集。Cu元素超过0.25％后在热加工时容易出现表面缺陷。耐候钢中常添加小于0.25％的Cu，在钢件表面形成钝化层，提高耐腐蚀性。也有钢种通过添加Cu元素形成析出相提高强度，且成本很低。通常Cu在钢中以BCC→B2→FCC的脱溶贯序析出，BCC结构强化最好但错配度最低，FCC结构强化最弱但错配度最高，B2结构居中。本发明添加Cu元素后，是圆钢在奥氏体向铁素体转变时析出B2结构的含铜析出相，提高强度和提供氢陷阱。同时在钢中热加工及使用过程中在钢表面形成一层薄的钝化膜，阻止外源氢进入钢内部，从而避免钢件使用过程中出现氢脆。B2结构的含铜析出相还可以提高固溶Cu元素在表面析出的驱动力，一旦钝化膜破损，零部件钝化膜自修复的速度更快。因此为提高超大截面非调质钢抗氢脆能力和强度，需进一步将Cu含量提高至0.25％以上。为了减轻轧制过程中表面出现缺陷，Cu含量不宜过高，因此本发明Cu元素含量为0.025％～0.045％。优选的，Cu的质量百分数为0.030％～0.040％。

P、Sn、Sb：钢中的杂质元素，促进氢脆的发生，需严格控制。因此本发明P元素含量为不大于0.02％。优选的，P、Sn、Sb的质量百分数和不大于0.02％。

本发明钢坯热加工的依据如下：

冶炼过程：Cu元素本身会在钢中富集，因此主要选用废钢冶炼提高钢水基础铜含量，减少纯铜的加入，降低成本。此外冶炼末期测定钢水Cu元素含量后根据Cu含量缺口加入纯铜。为保证Cu元素不产生宏观偏析，需要均匀喂入直径0.5～2.0mm的细铜丝。

连铸坯加热过程：超大截面非调质钢使用的连铸坯截面也很大，保温时间也需要适当延长。为避免过高的加热温度使得Cu在晶界偏聚导致表面开裂，连铸坯的均热段温度略微降低至1200-1220℃，保温时间5-7h。

粗轧过程：由于Cu元素含量较高，钢坯表面容易产生缺陷。因此需要不断去除氧化皮，防止氧化皮轧制时破裂压入钢坯表面进一步促使表面缺陷产生。因此，本发明连铸坯水除鳞需除净并迅速开轧，防止新生成氧化皮。轧制过程中适当控制单道次变形量，减少因大变形量变形造成的表面缺陷。因此发明前8-10每道次压下量50-80mm。为避免轧制过程产生的氧化皮造成钢坯表面缺陷，从第二道次开始，每道次轧制前使用高压***去除钢坯表面氧化皮。后续道次由于变形量小，不做要求。

精轧过程：同样为保证中间坯氧化皮不造成表面缺陷，进入精轧时使用高压水除鳞。为保证棒材组织细小，提高强韧性，本发明要求950℃开轧、850～880℃终轧。

轧后冷却：终轧后VCx和含铜析出相均开始析出。析出温度高，析出相尺寸大，不利于析出强化和提高氢陷阱密度。而从奥氏体向铁素体转变过程产生的相间析出模式析出动力更大，析出相更加细小、分布均匀。而本发明成分非调质钢的相间析出温度区间为700～800℃，棒材心部普遍比表面高100℃。因此，精轧后迅速水冷，促使棒材内部降低至700～800℃，并在此温度区间缓冷，促进相间析出充分发生。本发明圆钢终轧后穿水冷却，经2-3组强水冷冷至表面650-700℃，期间穿插空冷返温，每次返温时间5-10s，每两组水箱之间都会返温，每组强水冷圆钢返温后的表面温降不大于100℃。圆钢使用保温罩缓冷至表面600-620℃。这一过程使棒材内部在700-800℃的温度区间充分发生相间析出，获得均匀分布的细小VCx和含铜析出相，同时避免圆钢表面出现贝氏体等过冷转变组织。之后水雾喷淋冷却至表面约550℃，并使圆钢表面维持在520-550℃，持续时间约1-2min，使未转变的奥氏体转变为细片状的珠光体而不是粗片状的珠光体和贝氏体等非平衡组织，提高圆钢截面的组织均匀性和强韧性。

本发明的有益效果：

(1)严格控制微合金元素Ti、Nb、N的含量和比例；尽量使N完全与Ti元素结合，同时避免V与Nb复合析出，进而使V以非共格的VCx的形式析出；同时VCx的析出温度更低，析出相更加细小弥散(单颗约5nm)，从而获得更多的氢陷阱。

(2)添加适量Cu元素，使钢在奥氏体向铁素体转变过程中(即S6中使用保温罩从钢表面650-700℃缓冷至表面600-620℃的过程)通过相间析出的形式析出大量B2结构的含铜析出相(单颗约5nm，多数颗团聚成蠕虫状)，既起到强化作用，又起到增加氢陷阱的作用。

(3)固溶的Cu元素可以在圆钢表面形成一层极薄的钝化膜，进而阻止钢件使用时外界氢元素向钢中的扩散，降低外源氢含量。同时这层钝化膜还使钢件具有较好的耐候性能。使用过程中这层钝化膜一旦破损，B2结构的含铜析出相还可以促进钝化膜更快形成，加速钝化膜的自修复过程。

(4)针对需要在弱酸性环境中使用的直径160～300mm的超大截面直接切削用非调质钢，本发明在没有明显增加合金元素成本的前提下，通过调控Ti、Nb、V、N元素的含量和比例，保证足够的细化晶粒效果和析出强化效果基础上，尽量提高具有更强捕捉、固定氢原子能力的VCx数量，减少内源氢量。从而达到同时提高超大截面直接切削用非调质钢强韧性和抗氢脆能力的效果。

(5)本发明通过提高Cu元素的含量，在钢中形成大量细小弥散的B2结构的含铜析出相，增加氢陷阱和析出强化效果。同时在钢件使用过程中在钢件表面形成一层极薄的钝化膜，阻止钢件使用时外界氢元素向钢中的扩散，降低外源氢含量。进一步降低使用过程中钢件发生氢脆的可能性。同时这层钝化膜还可以提高钢件的耐候性能。

本发明公开了一种低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢及其制备工艺，通过控制V、Nb、Ti、N含量和比例、添加适量Cu元素，同时结合控轧控冷工艺，在未明显提升合金成本的前提下，获得更多捕获氢能力更强的VCx析出相和B2结构的含铜析出相作为氢陷阱，减少内源氢的氢脆危害；通过在钢件表面形成钝化膜，同时提高其自愈合趋势，阻止外源氢进入形成氢脆危害。从而提高直径160-300mm的超大截面直接切削用非调质钢的抗氢脆能力。

附图说明

图1为实施例1轧材成分使用计算机模拟所得的奥氏体稳定存在区间图；

图2为实施例1轧材1/3半径位置珠光体片层间距图；

图3为实施例1轧材1/3半径位置B2结构的含铜析出相及析出相的衍射斑点花样图；

图4为实施例1轧材1/3半径位置VCx及其成分分析图。

具体实施方式

为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清晰，以下结合附图、对比例和实施例对本发明进行进一步详细说明。此处所描述的具体实施例仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。

一种低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢，化学成分见表1。

表1化学成分(wt％)(其余为Fe和杂质元素)

其中对比例1和实施例1的轧制工艺均为：连铸坯在1210℃均热6h，出炉后高压水除鳞除净表面氧化皮，随即开轧。前8道次每道次压下量60mm，第二道次开始，每道次轧制前使用高压***去除钢坯表面氧化皮。后续粗轧工艺轧至320mm的方坯。中间坯待温至表面950℃时再次使用高压水除鳞，之后使用精连轧机轧制成直径200mm的圆钢，终轧温度850℃。终轧后穿水冷却，经2组强水冷冷至表面680℃，期间穿插空冷返温，每次返温时间5s，每两组水箱之间都会返温，每组强水冷圆钢返温后的表面温降不大于100℃。圆钢使用保温罩缓冷至表面600℃时，水雾喷淋冷却至表面约550℃，并使圆钢表面维持在540℃约2min。随后圆钢上带矫直功能的步进式冷床冷却至表面330℃后入坑，保温48h后成成品。

如图1所示，为轧材成分使用计算机模拟所得的奥氏体稳定存在区间，从图1中可以看到，相间析出温度区间为：700～770℃，终轧后VCx和含铜析出相均开始析出，此时析出温度高(850℃)，析出相尺寸大，不利于析出强化和提高氢陷阱密度。而从奥氏体向铁素体转变过程产生的相间析出模式析出动力更大，析出相更加细小、分布均匀。而本发明的成分的非调质钢的相间析出温度区间为700～800℃，棒材心部普遍比表面高100℃。因此，精轧后迅速水冷，促使棒材内部降低至700～800℃，并在此温度区间缓冷，促进相间析出充分发生。本发明圆钢终轧后穿水冷却，经2组强水冷冷至表面680℃，期间穿插空冷返温，每次返温时间5s，每两组水箱之间都会返温，每组强水冷圆钢返温后的表面温降不大于100℃；圆钢使用保温罩缓冷至表面600℃；这一过程使棒材内部在700-800℃的温度区间充分发生相间析出，如图3和图4所示，获得均匀分布的细小VCx和含铜析出相，同时避免圆钢表面出现贝氏体等过冷转变组织。如图3所示，B2结构的含铜析出相是亚稳相，成分接近Cu:Fe＝1:1，粒径大约5nm，但是经常几颗粘在一起，由于B2结构的含铜析出相不太稳定，当表面钝化膜破损后，基体固溶的Cu会重新形成钝化膜。B2相会释放Cu到固溶体中，保证Cu的固溶度不降低，进而促进钝化膜的形成。另外，普通耐候钢钝化膜破损后，固溶的铜会重新形成钝化膜，但普通耐候钢周围固溶的铜含量会下降，形成膜的驱动力就会降低，后续破损形成钝化膜的时间就会变长。而本发明形成了B2析出相，B2析出相可以作为铜库，不断向基体补充固溶的铜元素，保持形成钝化膜的驱动力不降低。所以本发明可以加快自修复过程。缓冷之后水雾喷淋冷却至表面约550℃，并使圆钢表面维持在540℃，持续时间约2min，使未转变的奥氏体转变为如图2所示的细片状的珠光体而不是粗片状的珠光体和贝氏体等非平衡组织，提高圆钢截面的组织均匀性和强韧性。

对比例2的轧制工艺为：连铸坯在1210℃均热6h，出炉后高压水除鳞除净表面氧化皮，随即开轧。前8道次每道次压下量60mm，第二道次开始，每道次轧制前使用高压***去除钢坯表面氧化皮。后续粗轧工艺轧至320mm的方坯。中间坯待温至表面950℃时再次使用高压水除鳞，之后使用精连轧机轧制成直径200mm的圆钢，终轧温度850℃。终轧后穿水冷却，经6组强水冷冷至表面550℃，期间穿插空冷返温，每次返温时间5s，每两组水箱之间都会返温，每组强水冷圆钢返温后的表面温降不大于100℃。随后圆钢上带矫直功能的步进式冷床冷却至表面350℃后入坑，保温48h后成成品。

实施例2的轧制工艺为：连铸坯在1220℃均热7h，出炉后高压水除鳞除净表面氧化皮，随即开轧。前10道次每道次压下量80mm，第二道次开始，每道次轧制前使用高压***去除钢坯表面氧化皮。后续粗轧工艺轧至450mm的方坯。中间坯待温至表面950℃时再次使用高压水除鳞，之后使用精连轧机轧制成直径290mm的圆钢，终轧温度880℃。终轧后穿水冷却，经3组强水冷冷至表面690℃，期间穿插空冷返温，每次返温时间10s，每两组水箱之间都会返温，每组强水冷圆钢返温后的表面温降不大于100℃。圆钢使用保温罩缓冷至表面620℃时，水雾喷淋冷却至表面约550℃，并使圆钢表面维持在520℃约2min。随后圆钢上带矫直功能的步进式冷床冷却至表面350℃后入坑，保温48h后成成品。

实施例3和实施例4与实施例1的区别仅在于最终轧制圆钢的直径不同。

为表征材料的力学性能和抗氢脆能力，在圆钢1/3半径位置取标准拉伸试样进行拉伸试验，取缺口拉伸试样将缺口置于Walpole缓蚀液(盐酸、乙酸钠、去离子水)中进行恒载荷缺口拉伸试验，测定充氢前后的缺口拉伸延迟断裂强度比DFSR。DFSR值越高，说明材料的抗氢脆能力越强。表2为对比例和实施例的力学性能与延迟断裂强度比DFSR值。与对比例1和对比例2相比，实施例1-实施例4的力学性能变化不大，但抗氢脆能力(DFSR)得到明显提高。

表2力学性能与延迟断裂强度比

实施例5

一种低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢的制备方法，包括以下步骤：

冶炼原料以废钢为主，冶炼末期测定钢水Cu元素含量后均匀喂入直径0.5mm的细铜丝以达到目标Cu含量；目标Cu含量为：Cu的质量百分数为0.30％；截面边长800mm×1200mm连铸坯在1200℃均热5h，出炉后高压水除鳞除净表面氧化皮，随即开轧。前9道次每道次压下量50mm，第二道次开始，每道次轧制前使用高压***去除钢坯表面氧化皮。后续粗轧工艺轧至500mm的方坯。中间坯待温至表面980℃时再次使用高压水除鳞，之后使用精连轧机轧制成直径300mm的圆钢，终轧温度860℃。终轧后穿水冷却，经2组强水冷冷至表面650℃，期间穿插空冷返温，每次返温时间8s，每两组水箱之间都会返温，每组强水冷圆钢返温后的表面温降不大于100℃。圆钢使用保温罩缓冷至表面610℃时，水雾喷淋冷却至表面约550℃，并使圆钢表面维持在550℃约1min。随后圆钢上带矫直功能的步进式冷床冷却至表面300℃后入坑，保温50h后成成品。

一种低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢，包括以下质量百分比的元素，C：0.30％，Si：0.35％，Mn：1.20％，V：0.10％，Nb：0.004％，Ti：0.050％，N：0.005％，Cu：0.30％，S：0.01％，P：0.01％，余量为Fe及不可避免杂质；Ti/N质量百分数比＝10。

本实施例的非调质钢在大型高强度钢构件中的应用。

大型高强度钢构件包括推杆或液压立柱。

本实施例的非调质钢可在弱酸性环境中使用。

轧制后圆钢1/3半径纵向抗拉强度900MPa，屈服强度650MPa，断后伸长率15％，冲击功KU₂45J。

实施例6：

一种低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢的制备方法，包括以下步骤：

冶炼原料以废钢为主，冶炼末期测定钢水Cu元素含量后均匀喂入直径2.0mm的细铜丝以达到目标Cu含量；目标Cu含量为：Cu的质量百分数为0.40％；截面边长400mm×600mm连铸坯在1210℃均热5.5h，出炉后高压水除鳞除净表面氧化皮，随即开轧。前8道次每道次压下量70mm，第二道次开始，每道次轧制前使用高压***去除钢坯表面氧化皮。后续粗轧工艺轧至200mm的方坯。中间坯待温至表面920℃时再次使用高压水除鳞，之后使用精连轧机轧制成直径160mm的圆钢，终轧温度870℃。终轧后穿水冷却，经3组强水冷冷至表面700℃，期间穿插空冷返温，每次返温时间6s，每两组水箱之间都会返温，每组强水冷圆钢返温后的表面温降不大于100℃。圆钢使用保温罩缓冷至表面615℃时，水雾喷淋冷却至表面约520℃，并使圆钢表面维持在520℃约1.5min。随后圆钢上带矫直功能的步进式冷床冷却至表面310℃后入坑，保温55h后成成品。

一种低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢，包括以下质量百分比的元素，C：0.50％，Si：0.65％，Mn：1.60％，V：0.20％，Nb：0.01％，Ti：0.018％，N：0.005％，Cu：0.40％，S：0.03％，P：0.005％，余量为Fe及不可避免杂质；Ti/N质量百分数比＝3.6。

轧制后圆钢1/3半径纵向抗拉强度1050MPa，屈服强度800MPa，断后伸长率17％，冲击功KU₂50J。

实施例7

本实施例与实施例6的区别仅在于：

一种低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢，包括以下质量百分比的元素，C：0.44％，Si：0.45％，Mn：1.55％，V：0.15％，Nb：0.003％，Ti：0.028％，N：0.008％，Cu：0.25％，S：0.02％，P：0.001％，余量为Fe及不可避免杂质；Ti/N质量百分数比＝3.5。

轧制后圆钢1/3半径纵向抗拉强度1030MPa，屈服强度750MPa，断后伸长率16％，冲击功KU₂48J。

实施例8

本实施例与实施例6的区别仅在于：

一种低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢，包括以下质量百分比的元素，C：0.40％，Si：0.50％，Mn：1.35％，V：0.15％，Nb：0.002％，Ti：0.020％，N：0.0055％，Cu：0.45％，S：0.015％，P：0.002％，余量为Fe及不可避免杂质；Ti/N质量百分数比＝3.6。

轧制后圆钢1/3半径纵向抗拉强度1025MPa，屈服强度765MPa，断后伸长率16％，冲击功KU₂49J。

应当理解，为了精简本公开并帮助理解各个发明方面中的一个或多个，在上面对本发明的示例性实施例的描述中，本发明的各个特征有时被一起分组到单个实施例、图、或者对其的描述中。然而，并不应将该公开的方法解释成反映如下意图：即所要求保护的本发明要求比在每个权利要求中所明确记载的特征更多特征。更确切地说，如权利要求书所反映的那样，发明方面在于少于前面公开的实施例的所有特征。因此，遵循具体实施方式的权利要求书由此明确地并入该具体实施方式，其中每个权利要求本身都作为本发明的单独实施例。

尽管根据有限数量的实施例描述了本发明，但是受益于上面的描述，本技术领域内的技术人员明白，在由此描述的本发明的范围内，可以设想其它实施例。此外，应当注意，本说明书中使用的语言主要是为了可读性和教导的目的而选择的，而不是为了解释或者限定本发明的主题而选择的。因此，在不偏离所附权利要求书的范围和精神的情况下，对于本技术领域的普通技术人员来说许多修改和变更都是显而易见的。对于本发明的范围，对本发明所做的公开是说明性的，而非限制性的，本发明的范围由所附权利要求书限定。

以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出：对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (8)

1.一种低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

S1：冶炼原料以废钢为主，冶炼末期测定钢水Cu元素含量后均匀喂入直径0.5~2.0mm的细铜丝以达到目标Cu含量；目标Cu含量为：Cu的质量百分数为0.25%~0.45%；其他元素控制目标为：C：0.30%~0.50%，Si：0.35%~0.65%，Mn：1.20%~1.60%，V：0.10%~0.20%，Nb≤0.01%，Ti：0.010%~0.050%，N：0.005%~0.008%，S：0.01%~0.03%，P≤0.02%，其余为铁和杂质元素；Ti/N质量百分数比＞3.4；

S2：连铸坯加热过程中均热段温度1200~1220℃，保温时间5~7h；连铸坯为截面边长400mm~1200mm矩形坯；

S3：连铸坯出炉后，高压水除鳞，除净表面氧化皮，随即开轧；前8~10道次，每道次压下量50~80mm，从第二道次开始，每道次轧制前使用高压***去除钢坯表面氧化皮；后续道次轧至截面边长200~500mm的方形中间坯；

S4：中间坯待温至表面920~980℃时再次使用高压水除鳞，之后使用精连轧机轧制成直径160~300mm的圆钢，终轧温度850~880℃；

S5：圆钢终轧后穿水冷却，经2~3组强水冷冷至表面650~700℃，期间穿插空冷返温，每两组水箱之间均返温，每组强水冷圆钢返温后的表面温降不大于100℃；

S6：圆钢使用保温罩缓冷至表面600~620℃时，水雾喷淋冷却至表面520~550℃，并使圆钢表面维持在520~550℃，持续时间1~2min；

S7：圆钢上带矫直功能的步进式冷床冷却至表面300~350℃后入坑，保温至少48h后成成品；

S6缓冷过程中，生成B2结构的含铜析出相。

2.根据权利要求1所述的一种低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢的制备方法获得的非调质钢。

3.根据权利要求2所述的非调质钢，其特征在于，Nb的质量百分数≤0.004%。

4.根据权利要求2所述的非调质钢，其特征在于，Cu的质量百分数为0.30%~0.40%。

5.根据权利要求2所述的非调质钢，其特征在于，S的质量百分数为0.01%~0.02%。

6.根据权利要求2所述的非调质钢，其特征在于，Ti的质量百分数为0.020%~0.028%。

7.根据权利要求2所述的非调质钢，其特征在于，成品的1/3半径纵向抗拉强度900~1050MPa，屈服强度650~800MPa，断后伸长率15~17%，冲击功KU₂45~50J。

8.根据权利要求2所述的非调质钢在大型高强度钢构件中应用，

其特征在于，大型高强度钢构件包括推杆、液压立柱、或风电用轴类件。