一種屈服強度800MPa級高韌性熱軋高強鋼及其制造方法

　　【技術領域】

　　[0001] 本發明屬于結構鋼領域，特別涉及一種屈服強度SOOMPa級高初性熱社高強鋼及 其制造方法。

　　【背景技術】

　　[0002] 在汽車起重機、混凝±泉車W及混凝±攬拌車等工程機械行業，越來越多的企業 逐步加大高強結構鋼的使用比例，在新車型的設計上采用高強減薄，同時加快產品的升級 換代。目前，屈服強度在600和700MPa級別的的高強鋼已經得到了廣泛應用。而屈服強度 在SOOMPa W上的高強鋼的應用還較為有限。600和700MPa級的熱社高強鋼成分設計上大 多采用添加高鐵進行析出強化為主，組織也多為粒狀貝氏體。高鐵型的粒狀貝氏體組織高 強鋼的初脆轉變溫度通常在-4(TC左右，且沖擊性能波動較大。與此同時，有些工程機械用 戶要求的使用環境在-30~-4(TC之間，同時要求具有更高的強度。在此背景下，高鐵型的 熱社高強鋼不僅強度難W滿足，低溫沖擊初性更是難W保證，送就迫切需要開發一種具有 較低成本的高強度高初性鋼材。

　　[0003] 低碳或超低碳馬氏體是一種多尺度結構。低碳或超低碳馬氏體的強度主要取決于 板條束尺寸，且與板條束尺寸之間呈化11-Petch關系，板條束尺寸越小，鋼的強度越高，初 性越好。細小的馬氏體板條束可更為有效的阻礙裂紋的擴展，從而提高低碳或超低碳馬氏 體鋼的低溫沖擊初性。本發明正是基于超低碳馬氏體送一設計思路而提出的。

　　[0004] 中國專利03110973. X公開了一種超低碳貝氏體鋼及其制造方法，由于其水冷后 的停冷溫度在貝氏體轉變溫度Bs和馬氏體轉變溫度Ms之間或者Bs點W下0-15(TC范圍 內，故其強度較低，即使加入了較高含量的化和Ni且經過中高溫度回火，鋼板的最高屈服 強度未達到SOOMPa,其組織主要為超低碳貝氏體；而且化含量超過0. 4%之后必須進行回 火處理，增加了工藝流程和制造成本，故采用該專利只能制造出強度較低的系列高強鋼，無 法達到屈服強度SOOMPa W上。

　　[0005] 中國專利201210195411. 1公開一種超低碳貝氏體鋼及其制造方法，該專利的主 要設計思路仍采用超低碳貝氏體，盡量不添加化，Ni，化，Mo等較為貴重的合金元素，而是 采用中Μη的設計思路，即Μη含量控制在3. 0-4. 5%。眾所周知，Μη含量達到3% W上時， 雖然鋼板的力學性能較好，但是對于鋼廠而言，如此高的Μη含量在煉鋼尤其是連鑄時是極 其困難的，連鑄時鋼昆容易產生裂紋，且熱社社制時容易發生開裂，實用性較差；而且，其實 施例4中的碳含量達0. 07% W上，已經不屬于通常意義上的超低碳范疇。

　　【發明內容】

　　[0006] 本發明的目的在于提供一種屈服強度SOOMPa級高初性熱社高強鋼及其制造方 法，獲得的鋼板在室溫到-8(TC的溫度范圍內仍具有非常優異的低溫沖擊初性，-8(TC沖擊 功可達100J W上。

　　[0007] 為達到上述目的，本發明的技術方案是：

　　[000引本發明采用超低碳馬氏體的設計思路，通過佩、Ti復合添加細化奧氏體晶粒尺 寸、化、Mo復合添加提高渾透性和抗回火軟化能力，利用熱連社工藝，通過直接渾火或低溫 卷取工藝獲得超低碳馬氏體組織，高強度結構鋼屈服強度可達SOOMPa級，且具有優異的低 溫沖擊初性。

　　[0009] 具體的，本發明的屈服強度SOOMPa級高初性熱社高強鋼，其化學成分的重量百分 比；C 0. 02 ~0. 05%，Si《0. 5%，Mn 1.5 ~2. 5%，P《0. 015%，S《 0. 005%，A1 0. 02 ~ 0. 10%, N《0. 006%,佩 0. 01 ~0. 05%, Ti 0. 01 ~0. 03%，0. 03%《佩巧i《0. 06%, Cr 0. 1 %~0. 5%, Mo 0. 1~0. 5%, B 0. 0005~0. 0025%，其余為化W及不可避免的雜 質。

　　[0010] 進一步，所述熱社高強鋼的屈服強度> SOOMPa,抗拉強度> 900MPa，延伸率 > 13%，-80°C沖擊功達 100J W上。

　　[0011] 本發明所述熱社高強鋼的顯微組織為板條馬氏體。

　　[0012] 在本發明高強鋼成分設計中：

　　[0013] 碳是鋼中的基本元素，同時也是本發明中最重要的元素之一。碳作為鋼中的間隙 原子，對提高鋼的強度起著非常重要的作用，對鋼的屈服強度和抗拉強度影響最大。通常情 況下，鋼的強度越高，沖擊初性越差。為獲得超低碳馬氏體組織，鋼中的碳含量必須保持在 較低的水平。根據超低碳鋼的一般分類，碳含量應控制在0. 05 % W下。同時，為了保證鋼的 屈服強度達到SOOMPa W上，鋼中的碳含量不能太低，否則鋼的強度難W保證，通常不低于 0. 02%。因此，鋼中比較合適的碳含量應控制在0. 02-0. 05%，同時輔W細晶強化等可保證 鋼板具有高強度和良好的沖擊初性匹配。

　　[0014] 娃是鋼中的基本元素。娃在煉鋼過程中起到一定的脫氧作用，同時對強化鐵素體 基體有較強的作用。娃含量較高時如> 0. 8%，熱社時鋼板表面容易出現紅鐵皮缺陷。本發 明主要利用娃的脫氧作用，故其含量范圍控制在0. 5% W內即可。

　　[0015] 儘是鋼中最基本的元素，同時也是本發明中最重要的元素之一。眾所周知，Μη是擴 大奧氏體相區的重要元素，可W降低鋼的臨界渾火速度，穩定奧氏體，細化晶粒，推遲奧氏 體向珠光體的轉變。在本發明中，由于碳含量很低，增加 Μη含量一方面可W補償由于碳含 量降低帶來的強度損失，同時可W細化晶粒保證獲得較高的屈服強度和良好的沖擊初性。 為保證鋼板的強度，Μη含量一般應控制在1. 5% W上，Μη的含量一般也不宜超過2. 5%， 煉鋼時容易發生Μη偏析，同時板昆連鑄時易發生熱裂，不利于生產效率的提高。同時，Μη 含量高使得鋼板的碳當量較高，焊接時容易產生裂紋。因此，鋼中Μη的含量一般控制在 1. 5-2. 5%之間，優選范圍在1. 8-2. 2%。

　　[0016] 磯是鋼中的雜質元素。Ρ極易偏聚到晶界上，鋼中Ρ的含量較高（>0.1%)時， 形成化2Ρ在晶粒周圍析出，降低鋼的塑性和初性，故其含量越低越好，一般控制在0. 015% W內較好且不提高煉鋼成本。

　　[0017] 硫是鋼中的雜質元素。鋼中的S通常與Μη結合形成MnS夾雜，尤其是檔S和Μη 的含量均較高時，鋼中將形成較多的MnS，而MnS本身具有一定的塑性，在后續社制過程中 MnS沿社向發生變形，降低鋼板的橫向拉伸性能。故鋼中S的含量越低越好，實際生產時通 常控制在0.005% W內。

　　[0018] 鉛是鋼中常用的脫氧劑。此外，A1還可與鋼中的N結合形成A1N并細化晶粒。A1含 量在0. 02-0. 10%之間對細化奧氏體晶粒有明顯的效果，在此范圍之外，奧氏體晶粒過于粗 大，對鋼的性能不利。因此，鋼中A1含量需控制在合適的范圍內，一般控制在0. 02-0. 1%。

　　[0019] 氮在本發明中屬于雜質元素，其含量越低越好。N也是鋼中不可避免的元素，通常 情況下，鋼中N的殘余含量在0. 002-0. 004%之間，送些固溶或游離的N元素可W通過與酸 溶A1結合而固定。為了不提高煉鋼成本，N的含量控制在0. 006% W內即可，優選范圍為小 于 0. 004%。

　　[0020] 銀是本發明中的重要添加元素。眾所周知，鋼中加入微量的Nb可W提高鋼的未再 結晶溫度，在社制過程中，通過控制終社溫度和增加社制變形量獲得變形硬化的奧氏體晶 粒，有利于變形的奧氏體晶粒在隨后的冷卻相變過程中獲得更加細小的組織，提高鋼的強 度和沖擊初性；同時，理論和試驗已經證明，Nb和Ti復合添加對細化奧氏體晶粒最為有效。 在本發明中，佩和Ti的復合添加量應滿足0. 03%《佩巧i《0. 06%。

　　[0021] 鐵的加入量與鋼中氮的加入量相對應。鋼中Ti和N的含量控制在較低的范圍內， 熱社時可在鋼中形成大量細小彌散的TiN粒子；同時鋼中Ti/N需控制在3. 42 W下W保證 Ti全部形成TiN。細小且具有良好的高溫穩定性的納米級TiN粒子在社制過程中可有效細 化奧氏體晶粒；若Ti/N大于3. 42,則鋼中容易形成比較粗大的TiN粒子，對鋼板的沖擊初 性造成不利影響，粗大的TiN粒子可成為斷裂的裂紋源。另一方面，Ti的含量也不能太低， 否則形成的TiN數量太少，起不到細化奧氏體晶粒的作用。因此，鋼中鐵的含量要控制在合 適的范圍，通常鐵的加入量在0. 01-0. 03%。

　　[0022] 館是本發明中的重要元素。超低碳鋼若不加入其他合金元素，其自身的渾透性較 差，較厚的鋼板難W獲得全部馬氏體組織，可能含有一定量的貝氏體，送勢必降低鋼的強 度。館加入鋼中可W提高超低碳鋼的渾透性；同時，館的加入使得鋼在渾火冷卻之后獲得的 馬氏體組織更加細小，且呈類似針狀特征，對提高強度和沖擊初性有益；館的含量過低，對 提高超低碳鋼渾透性作用有限，故館的含量控制在0. 1-0. 5%較為合適。

　　[0023] 鋼是本發明中的重要元素。鋼能夠提高鋼的渾透性，顯著推遲珠光體轉變。本發 明中加入鋼的一個最主要目的是提高超低碳馬氏體鋼抗回火軟化能力。鋼的含量一般在 0. 1 % W上才能起到提高渾透性和抗回火軟化的作用；考慮到鋼屬于貴重金屬，其加入量一 般控制在0. 5 % W內，故鋼的含量控制在0. 1-0. 5 %。館和鋼在提高渾透性和提高超低碳馬 氏體鋼抗回火軟化能力方面有一定相似性，二者可部分替換，本發明要求館和鋼的復合添 加量應滿足0. 3 %《Cr+Mo《0. 6 %。

　　[0024] 測是本發明中的重要元素之一。測加入鋼中可W顯著提高超低碳鋼的臨界渾火冷 速，加入微量的測可使鋼的臨界冷卻速度提高2-3倍，從而使得規格較厚的鋼板在線渾火 時仍可W得到全部超低碳馬氏體組織；測加入鋼中還可W-直先共析鐵素體析出，從而獲 得超高強鋼；測含量必須大于5ppm，其渾透性作用才開始發揮，但測的含量不可添加過多， 否則多余的測偏聚在晶界附近，與鋼中的氮結合形成BN等脆性析出物，降低晶界的結合強 度，顯著降低鋼的低溫沖擊初性，故測的含量一般控制在5-25ppm即可獲得較好的效果；

　　[0025] 需要特別說明的是，在本發明成分設計中，佩、Ti、化、Mo、B送幾個元素實際上都 是很關鍵。由于鋼本身碳含量很低，渾透性相應地也比較低，要獲得馬氏體需要很高的臨界 渾火速度，通常在l〇(TC /s W上或者更高。送種渾火速度對一些較厚的鋼卷而言是難W達 到的冷速。因此，為了降低

　　臨界渾火速度，加入B是比較經濟可行的辦法之一。佩和Ti的 主要目的已經在元素的作用里做過詳細的描述，需要說明的是，雖然佩和Ti復合加入可w 獲得更細小的奧氏體晶粒。但是奧氏體晶粒越細小，其臨界渾火速度越高，二者實際上是有 一定矛盾的。所W從送個意義上來說，繼續加入化和Mo是保證在較低冷速下獲得馬氏體 的關鍵，同時化和Mo的加入對降低焊接熱影響區的軟化起著很重要的作用。雖然鋼的基 體組織為高強度的超低碳馬氏體，為了保證鋼板焊接之后的熱影響區不軟化，還必須加入 一定量的化和Mo。因此，佩、Ti、化、Mo、B的選擇和含量確定非常重要。

　　[0026] 氧是煉鋼過程中不可避免的元素，對本發明而言，鋼中0的含量通過A1脫氧之后 一般都可W達到30ppmW下，對鋼板的性能不會造成明顯不利影響。因此，將鋼中的0含量 控制在0. 0003% W內即可。

　　[0027] 本發明的屈服強度SOOMPa級高初性熱社高強鋼的制造方法，其包括如下步驟： [002引 1)冶煉、鑄造

　　[0029] 按上述成分采用轉爐或電爐冶煉、真空爐二次精煉，德鑄成鑄昆或錠；

　　[0030] 2)加熱

　　[0031] 鑄昆或錠加熱，加熱溫度：1100~120(TC，保溫時間；1~2小時；

　　[003引如熱社

　　[0033] 開社溫度：1000~1100。在95(TCW上多道次大壓下且累計變形量>50%;隨后 中間昆待溫至900~95(TC，然后進行最后3~5個道次社制且累計變形量> 70% ;

　　[0034] 4)在線渾火工藝，

　　[0035] 在鐵素體析出開始溫度之上800~90(TC之間5°C /s的冷速快速在線渾火至 Ms點W下某一溫度或室溫W獲得細小的超低碳板條馬氏體。

　　[0036] 在本發明制造方法中；

　　[0037] 鋼昆的加熱溫度若低于Iiocrcw及保溫時間過短，則不利于合金元素的均勻化； 而當溫度高于120(TC時，不僅提高了制造成本，而且使得鋼昆的加熱質量有所下降。因此， 鋼昆的加熱溫度一般控制在1100~120(TC比較合適。

　　[003引類似地，保溫時間也需要控制在一定范圍內。保溫時間過短，溶質原子如Si,Μη等 的擴散不夠充分，鋼昆的加熱質量得不到保證；而保溫時間過長則使得奧氏體晶粒粗大W 及提高了制造成本，故保溫時間應控制在1~2小時之間。加熱溫度越高，相應的保溫時間 可適當縮短。

　　[0039] 在社制工藝上控制終社溫度，在要求的范圍內盡量降低終社溫度，對細化晶粒有 好處。

　　[0040] 本發明的有益效果：

　　[0041] 本發明通過設計一種全新的超低碳馬氏體組織，可在獲得高強度的同時具備非常 優異的低溫和超低溫沖擊初性。Nb，Ti復合添加且控制在一定范圍內W盡可能細化原始奧 氏體晶粒尺寸，進而細化超低碳馬氏體組織中的馬氏體板條尺寸；同時化、Mo在要求的范 圍內復合添加提高鋼的渾透性和抗回火軟化能力。Μη含量控制在較高的范圍內W補償由于 碳含量降低帶來的強度損失，同時細化馬氏體組織。通過合理的成分設計，采用熱連社工藝 和在線渾火即可制造出屈服強度大于SOOMPa且具有優異的低溫沖擊初性的高強結構鋼， 可用于在低溫環境下使用的工程機械等行業。

　　[0042] 本發明所提供的技術可用于制造屈服強度> SOOMPa,抗拉強度> 900MPa，且厚度 在3-12mm的高初性熱社高強鋼，鋼板具有非常優異的低溫沖擊初性，同時具有良好的延伸 率13% )，表現出優異的高強度、高初性和良好的塑性匹配，由此帶來W下幾個方面的 有益效果：

　　[0043] 1、鋼板具有優異的強度、低溫沖擊初性和塑性的匹配。采用本發明提供的技術科 獲得屈服強度在SOOMPaW上、延伸率> 13%，特別是優異的低溫沖擊初性。鋼板的沖擊功 在0到-8(TC之間仍保持超高的沖擊初性，初脆轉變溫度低于-8(TC，可廣泛應用于在低溫 環境下使用的工程機械等行業。

　　[0044] 2、采用本發明提供的技術生產工藝簡單，采用在線渾火至Ms點W下即可制造出 具有優異的低溫沖擊初性的熱社高強高初結構鋼，生產工藝簡單，鋼板性能優異。

　　【附圖說明】

　　[0045] 圖1為本發明制造工藝的示意圖；

　　[0046] 圖2為本發明鋼實施例1的典型金相照片；

　　[0047] 圖3為本發明鋼實施例2的典型金相照片；

　　[004引圖4為本發明鋼實施例3的典型金相照片；

　　[0049] 圖5為本發明鋼實施例4的典型金相照片；

　　[0050] 圖6為本發明鋼實施例5的典型金相照片。

　　【具體實施方式】

　　[0051] 下面結合實施例和附圖對本發明做進一步說明。

　　[0052] 本發明鋼成分的實施例參見表1，表2為本發明鋼實施例的制造工藝，表3本發明 鋼實施例的力學性能。

　　[0053] 本發明實施例的工藝流程；轉爐或電爐冶煉一真空爐二次精煉一鑄昆（錠）一鑄 昆（錠）再加熱一熱社+在線渾火工藝一鋼卷；其中，鑄昆（錠）加熱溫度：1100~120(TC， 保溫時間；1~2小時，開社溫度：1000~liocrc，在95(TCW上多道次大壓下且累計變 形量> 50 %，隨后中間昆待溫至900-95(TC，然后進行最后3-5個道次社制且累計變形量 > 70% ;在鐵素體析出開始溫度之上800-90(TC之間W巧°C /s的冷速快速在線渾火至Ms 點W下某一溫度或室溫W獲得細小的超低碳板條馬氏體，如圖1所示。

　　[0054] 表1單位運量百分比

　　[00 巧]

　　[00則 注：鋼昆厚度120臟。

　　[0059] 表3鋼板的力學性能

　　[0060]

　　[0061] 圖2-圖6給出了實施例1-5試驗鋼的典型金相照片。

　　[0062] 從金相照片上可W清楚地看出，鋼板的組織為細小的板條馬氏體，沿著社制方向 可W清楚地看出原始奧氏體晶界呈扁平狀，其寬度大約在6-7um，具有細小的原始奧氏體等 效晶粒尺寸。原始奧氏體晶粒越細小，鋼板渾火后的板條越細小，強度越高且低溫沖擊初 性越好。通過掃描電鏡觀察可W發現，鋼板渾火至室溫時，碳化物來不及形成，組織中基本 不含碳化物，而渾火至不同溫度如150、250和35(TC時，鋼板的組織中含有一定數量的碳化 物，由于合金本身為超低碳設計，故析出的碳化物數量有限，對強度的貢獻較小。

　　[0063] 綜上所述，本發明采用超低碳馬氏體的設計思路，通過佩、Ti復合添加細化奧氏 體晶粒尺寸、化、Mo復合添加提高渾透性和抗回火軟化能力，利用熱連社工藝，通過直接 渾火或低溫卷取工藝獲得超低碳馬氏體組織，在高強度（屈服> 800MPa)的同時仍能保 持-8(TC的條件下仍有優異的沖擊初性（-8(TC沖擊功> 100J，實際上都基本達到了 150J W 上）。送是目前類似的超低碳貝氏體鋼設計思路所難W達到的性能，要么強度低，沖擊初性 與本發明相當，要么強度相當，沖擊初性差一些。而本發明則集合了送兩個優點。

　　【主權項】

　　1. 一種屈服強度800MPa級高韌性熱軋高強鋼，其成分重量百分比：C0. 02~0. 05%， Si 彡 0· 5%，Mn 1. 5 ~2· 5%，P 彡 0· 015%，S 彡 0· 005%，Α10· 02 ~0· 10%，N 彡 0· 006%， Nb 0. 01 ~0. 05%，Ti 0. 01 ~0. 03%，0. 03%彡 Nb+Ti 彡 0. 06%，Cr 0. 1%~0. 5%，Mo 0· 1~0· 5%，B 0· 0005~0· 0025%，其余為Fe以及不可避免的雜質。2. 如權利要求1所述的屈服強度SOOMPa級高韌性熱軋高強鋼，其特征是，所述熱軋高 強鋼的屈服強度彡800MPa，抗拉強度彡900MPa，延伸率彡13%，-80°C沖擊功達100J以上。3. 如權利要求1或2所述的屈服強度SOOMPa級高韌性熱軋高強鋼，其特征是，所述熱 軋高強鋼的顯微組織為板條馬氏體。4. 如權利要求1所述的屈服強度SOOMPa級高韌性熱軋高強鋼的制造方法，其包括如下 步驟： 1) 冶煉、鑄造 按權利要求1所述的成分采用轉爐或電爐冶煉、真空爐二次精煉，澆鑄成鑄坯或錠； 2) 加熱 鑄坯或錠加熱，加熱溫度：1100~1200°C，保溫時間：1~2小時； 3) 熱軋 開軋溫度：1000~1 l〇〇°C，在950°C以上多道次大壓下且累計變形量彡50%;隨后中間 坯待溫至900~950°C，然后進行最后3~5個道次軋制且累計變形量> 70% ; 4) 在線淬火工藝， 在鐵素體析出開始溫度之上800~900°C之間以彡5°C /s的冷速快速在線淬火至Ms 點以下某一溫度或室溫以獲得細小的超低碳板條馬氏體。5. 如權利要求4所述的屈服強度SOOMPa級高韌性熱軋高強鋼的制造方法，其特征是， 所述熱軋高強鋼的屈服強度彡800MPa，抗拉強度彡900MPa，延伸率彡13%，-80°C沖擊功達 100J以上。6. 如權利要求4或5所述的屈服強度SOOMPa級高韌性熱軋高強鋼的制造方法，其特征 是，所述熱軋高強鋼的顯微組織為板條馬氏體。

　　【專利摘要】一種屈服強度800MPa級高韌性熱軋高強鋼及其制造方法，其化學成分的重量百分比：C？0.02～0.05％，Si≤0.5％，Mn？1.5～2.5％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al？0.02～0.10％，N≤0.006％，Nb？0.01～0.05％，Ti？0.01～0.03％，0.03％≤Nb+Ti≤0.06％，Cr？0.1％～0.5％，Mo？0.1～0.5％，B？0.0005～0.0025％，其余為Fe以及不可避免的雜質。本發明采用超低碳馬氏體的設計思路，通過Nb、Ti復合添加細化奧氏體晶粒尺寸、Cr、Mo復合添加提高淬透性和抗回火軟化能力，利用熱連軋工藝，通過直接淬火或低溫卷取工藝獲得超低碳馬氏體組織，高強度結構鋼屈服強度可達800MPa級，在室溫到-80℃的溫度范圍內仍具有非常優異的低溫沖擊韌性，-80℃沖擊功可達100J以上。

　　【IPC分類】C22C38/38, C22C33/04

　　【公開號】CN105506494

　　【申請號】CN201410503735

　　【發明人】王煥榮, 楊阿娜, 王巍

　　【申請人】寶山鋼鐵股份有限公司

　　【公開日】2016年4月20日

　　【申請日】2014年9月26日

　　【公告號】WO2016045266A1