一種性能優良的超高強度工程機械用鋼及其制造方法

專利名稱：一種性能優良的超高強度工程機械用鋼及其制造方法
技術領域：
本發明涉及工程機械用厚鋼板，特別涉及性能優良的超高強度工程機械用鋼及其制造方法，其抗拉強度彡llOOMPa、屈服強度彡1300MPa、_40°C夏比橫向沖擊功(單個值)彡34J、斷裂延伸率10%，且具有優良的焊接性能。
背景技術：
眾所周知，低碳(高強度)低合金鋼是最重要工程結構材料之一，廣泛應用于石油天然氣管線、海洋平臺、造船、橋梁結構、鍋爐容器、建筑結構、汽車工業、鐵路運輸及工程機械制造之中；低碳(高強度)低合金鋼性能取決于其化學成分與制造工藝，其中強度、韌性、 塑性及焊接性是低碳(高強度)低合金鋼最重要的性能，它最終決定于成品鋼材的顯微組織狀態。隨著冶金科技不斷地向前發展，人們對超高強鋼的韌性、塑性提出更高的要求，即鋼板在低溫狀態下(_40°C及其以下溫度)，具有抗脆性斷裂及塑性失穩斷裂能力；并且在較低的制造成本條件下，大幅度地提高鋼板的綜合機械性能和使用性能，以減少鋼材的用量節約成本，減輕鋼構件的自身重量、穩定性和安全性，更為重要的是為進一步提高鋼構件冷熱加工性及服役過程中的安全可靠性；目前世界鋼鐵強國掀起了發展新一代高性能鋼鐵材料的研究高潮，力圖通過合金組合設優化計和革新制造工藝技術獲得更好的顯微組織匹配，超細化組織與亞結構，使超高強鋼獲得更優良的塑韌性與焊接性。目前在工程機械超大型化與使用環境過酷化的大背景下，工程機械用鋼向超高強度化、高韌性化及優良焊接性方向發展；但是伴隨著鋼鐵材料的超高強度化，鋼板的韌性、 焊接性及抗延遲裂紋特性一般均大幅度下降；因此開發具有優良低溫韌性、焊接性及抗延遲裂紋特性的超高強度鋼板刻不容緩。現有抗拉強度彡IlOOMPa的超高強度鋼板主要通過離線調質工藝(即RQ+T) 生產；但是對于鋼板厚度彡40mm，也可以采用在線調質工藝來生產(即DQ/TMCP+T)；為了獲得超高強度，鋼板必需具有足夠高的淬透性，即鋼板淬透性指數DI ^ 5. OX成品鋼板厚度(DI = 0. 311( % C)1/2 [(1+0. 64 ( % Si)] X [(1+4. 10 ( % Mn)] X [(1+0. 27 ( % Cu)] X [(1+0. 52(% Ni)] X [(1+2. 33 ( % Cr) ] X [(1+3. 14(% Mo) ] X 25. 4 (mm)),以確保鋼板具有足夠高的強度、優良的低溫韌性，因而不可避免地向鋼中加入大量Cr、Mo、Ni、Cu、V 等合金元素，甚至M含量添加到2. 00%以上，導致鋼板的碳當量、冷裂紋敏感指數較高，嚴重影響鋼板的焊接性；此外，高合金含量的鋼板表(亞)面層易產生過淬火，形成粗大的馬氏體組織，使鋼板表(近)面層的低溫韌性與延伸率嚴重劣化。參見《電力土木》(日文)， 1994, Vol. 249, Pl ；《住友金屬》(日文)，1995，Vol. 47，Pl ；《西山記念技術講座》191-192， 2008，P162。另外，較高的環境脆性敏感性、低溫韌性對鋼板的抗疲勞性能、抗應力集中敏感性、抗延遲裂紋、抗裂性及結構穩定性影響較大，在大型工程機械結構上使用時，存在安全較大的隱患；因此大型疲勞重載鋼結構采用超高強鋼時，一般希望IOOOMI^級以上的高強鋼不僅具有優良的強韌性、強塑性匹配及焊接性，而且優良的抗延遲裂紋性能，以保證大型工程機械在運行過程中的安全可靠性。現有大量專利與技術文獻只是說明如何實現母材鋼板的強度和低溫韌性，就改善鋼板焊接能性，獲得優良焊接熱影響區HAZ低溫韌性說明較少，也沒有涉及如何在提高鋼板抗拉強度的同時，提高鋼板的抗延遲裂紋性能，更沒有指出如何防止超高強度鋼板表(亞)面層過淬，參見日本專利特平開2007-9324、平2-250917、 平4-143M6、美國專利US Patent5798004、歐洲專利EP 0288054A2、《西山紀念技術講座》 第 159-160, P79 P80 等等。

發明內容
本發明的目的是提供一種性能優良的超高強度工程機械用鋼及其制造方法，采用在線DQ+T相結合，在較少合金添加量的基礎上，獲得超高強度的同時，鋼板低溫韌性、焊接性也同樣優異，并成功地解決了超高強鋼板強度、低溫韌性、抗延遲裂紋特性及焊接性之間的相互矛盾與鋼板表(亞)面層過淬的問題。為達到上述目的，本發明的技術方案是本發明采用中C-中Mn-(Ti+Nb+B)微合金鋼的成分體系作為基礎，適當提高鋼中酸溶 Als 含量，且 Als 彡 IOX [(% Ntotal) -0. 292(% Ti)]、B 彡 0. 714[(% Ntotal) -0. 292(% Ti)]、(% Mn) X (% C) ^ 0. 20、(% Mo)/(% Cr)彡 0. 60、Nb/Ti 控制在 1. 0 2. 5 之間、 (Mo+Cr)合金化、Ca 處理且 Ca/S 比在 1. 00 3. 00 之間且(% Ca) X (% S)0.18 彡 2· 5Χ1(Γ3、 控制FX ζ XDI指數> IOX成品鋼板厚度等冶金技術控制手段，其中F為B元素的淬透性因子、ζ在線淬火效能因子，優化DQ+離線回火工藝(Τ)，即使用ausforming工藝(從形變的奧氏體進行快速冷卻，把形變強化效果(即形變位錯)遺傳到最終顯微組織中去的同時，促進馬氏體板條在形變亞結構、原奧氏體晶界形變臺階上形核并沿不同位向競爭生長，致使新形成的馬氏體板條細小，有效分割原奧氏體晶粒，導致packet細小均勻且block 之間位向差大)，使成品鋼板的顯微組織為細小低碳回火馬氏體，平均晶團尺寸在20μπι以下，獲得優良低溫韌性、焊接性及抗延遲裂紋特性的超高強度鋼板，并解決超高強度鋼板表面層過度淬火問題，特別適用于大型工程機械等裝備制造業。一種性能優良的超高強度工程機械用鋼，其成分重量百分比為C :0· 15% 0. 20%Si :0· 35% 0. 55%Mn :0· 95% 1. 35%P ^ 0. 013%S:彡 0.0030%Cr :0· 75% 1. 25%Mo :0. 45% 0. 65%B :0· 0010% 0. 0020%Ti :0· 005% 0. 013%Nb :0· 010% 0. 030%Als :0· 030% 0. 070%K 0.0060%
0^ 0. 0030%Ca :0. 001% 0· 004%其余為Fe和不可避免的夾雜；且上述元素含量必須同時滿足如下關系B彡0. 714[(% Ntotal)-0. 292(% Ti)]，以確保鋼中具有足夠數量的固溶[B]偏聚在原奧氏體晶界，極大地提高鋼板的淬透性，促進馬氏體相變，保證鋼板強韌性匹配。(% Mn) X (% C) ^ 0. 22，減輕鋼水凝固過程中C、Mn共軛偏析的同時，減少P、S偏析程度，改善1300MPa級超高強度鋼板抗延遲裂紋的特性與低溫韌性。(% Mo)/(% Cr)彡0. 60,保證Cr、Mo碳化物均勻細小彌散地在鋼中析出(即晶內、晶界均勻彌散地析出)，抑制粗大Cr碳化物在晶界鏈狀析出，改善改善1300MPa級超高強度鋼板低溫韌性、抗延遲裂紋特性。Als、Ti 與 N之間的關系=Als ^ IOX [(% Ntotal)-0. 292(% Ti)]，以確保鋼中具有足夠的固溶Als，防止N與B結合，形成BN，保護鋼中固溶[B]，且抑制AlN在原奧氏體晶界粗大鏈狀析出，促進AlN以細小彌散狀態在晶內與晶界析出，改善鋼板低溫韌性、焊接性與抗延遲裂紋特性。Nb、Ti之間關系:Nb/Ti在1. 0 2. 5，確保形成的(Ti，Nb) (C，N)粒子細小均勻， 彌散分布在鋼中，抑制加熱、DQ過程中奧氏體晶粒長大，改善鋼板的低溫韌性；且抑制H原子在偏析區的局部聚集，改善改善1300MPa級超高強度鋼板抗延遲裂紋特性。Ca 與 S 之間的關系:Ca/S 在 1. 00 3. 00 之間且(% Ca) X (% S)0.18 彡 2· 5Χ1(Γ3 ； 以改善鋼板低溫韌性、焊接性、抗SR脆性、抗層狀撕裂性能及抗延遲裂紋特性。有效淬透性指數Deff = FX ζ XDI彡10Xt，確保1300MPa級超高強度鋼板強韌性匹配、低溫韌性及回火后的延伸率；其中ζ為在線淬火效能因子，F為B元素淬透性貢獻因子；當鋼中存在固溶[B]時，F取1.2 ；當進行在線淬火時(即DQ)，ζ取1.2 ;t為成品鋼板厚度(mm) ；DI = 0. 367(% C) °'5[l+0. 7(% Si)] [(1+3. 33 ( % Mn) ] [ (1+0. 35 ( % Cu)][(1+0. 36 ( % Ni)][(1+2. 16 ( % Cr)][(1+3 ( % Mo)][(1+1. 75 ( % V)][(1+1. 77 ( % Al)] X25. 4(mm)。以上關系式中的成分數據按百分數計算，如碳含量為0. 15%，關系式計算時，用 0. 15帶入計算即可。要獲得抗拉強度彡1300MPa、屈服強度彡IlOOMPa, _40°C夏比橫向沖擊功(單個值)》34J、優良焊接性與抗延遲裂紋特性的超高強鋼板；鋼板顯微組織設計非常重要，顯微組織設計包括組織類型、尺寸、微觀亞結構及第二相析出物等。眾所周知，對高強鋼而言， 馬氏體與下貝氏體混合組織的強韌性、強塑性匹配最好。但是對于抗拉強度達到1300MPa 級超高強度鋼板，其顯微組織只能為單一馬氏體組織，為改善單一馬氏體組織鋼板強韌性匹配，細化均勻馬氏體晶團尺寸與改善馬氏體本征塑韌性是唯一選擇。而馬氏體本征塑韌性主要措施是控制鋼中的C含量，為此本發明鋼的C含量控制在0. 20%以下，鋼板顯微組織設計為低碳板條馬氏體，改善馬氏體本征塑韌性。此外，細化均勻馬氏體板條尺寸均勻細小，以提高板條本身形變協調能力，改善板條本身塑韌性。晶團尺寸(即packet結構)控制在20 μ m以下且packet結構內出現不同位向的板條團(即block結構)，以進一步細化 packet結構，提高裂紋擴展所需的能量及packet內部形變協調能力；通過未再結晶控軋與馬氏體相變過程控制，把未再結晶控軋過程中產生的形變位錯與相變位錯遺傳到形成的馬氏體中，形成巨大的位錯強化，實現不大量添加合金元素情況下，大幅度提高鋼板強度而不損害鋼板焊接性；另外，馬氏體板條內均勻分布著高密度位錯胞狀結構、位錯亞晶界，位錯線網絡上均勻彌散析出的納米級碳氮化物粒子，在大幅度提高鋼板強度同時，對塑韌性損害降到最小。采用ausforming工藝，不僅可以大幅度降低合金元素的用量，尤其Mo、Cr等貴重合金元素的用量，而且獲得超高強度的同時，塑韌性、焊接性也同樣優異，1300MI^級超高強度鋼板焊接性達到80、90公斤級高強鋼同等水平。所謂ausforming工藝，即形變奧氏體在加速冷卻淬火過程中，發生馬氏體相變， 不同位向馬氏體板條在高密度的形變帶與原奧氏體晶界位錯臺階上形核、競爭長大；當不同位向板條團(即packet結構)長大過程中相遇，packet結構長大停止，由于高密度不同位向的packet結構長大過程中相遇幾率大，長大空間受限，形成數量眾多的不同位向的 packet結構，分割原奧氏體晶粒，導致形成尺寸較小的packet結構；其次，同一 packet結構中的馬氏體板條生長時，受到高密度的位錯網絡阻擋，馬氏體板條不僅細小；而且對于位錯相變的馬氏體來說，沿螺型位錯線方向及刃型位錯柏氏矢量方向長大時，板條生長的能量最小，形變過程中生成高密度的位錯網絡，導致馬氏體板條以不同的變體形式長大，形成block結構，進一步細化顯微組織的亞結構；再次，形變位錯結構通過馬氏體相變得到遺傳，極大提高了位錯強化效果；最后高密度的位錯網絡為碳氮化物析出提供了大量的場所， 導致在鋼板回火過程中數量眾多的納米級碳氮化物在位錯上以非脆化形式彌散地析出；由此可以在較低合金含量條件下，獲得超高強度的同時，塑韌性、焊接性也同樣優良。在本發明鋼的成分設計中C，對超高鋼板的強度、低溫韌性、延伸率及焊接性影響很大，從改善超高鋼板本征塑韌性、焊接性及抗延遲裂紋特性的角度，希望鋼中C含量控制得較低；但是從超高鋼板的淬透性、塑韌性匹配、DQ過程中顯微組織控制及制造成本角度，C含量不宜控制得過低，尤其超高強度1300MPa級鋼板；因次C含量合理范圍為0. 15% 0. 20%。Si，促進鋼水脫氧并能夠提高鋼板強度，但是采用Al脫氧的鋼水，Si的脫氧作用不大；Si雖然能夠提高鋼板的強度，但是Si促進packet尺寸粗化，嚴重損害超高強度鋼板的低溫韌性、延伸率及焊接性；其次，Si不僅超高強度鋼(合金含量一般較高)促進M-A島形成，而且形成的M-A島尺寸較為粗大、分布不均勻，嚴重損害焊接熱影響區(HAZ)韌性和焊接接頭SR性能；但是對1300MPa超高強度鋼板，Si對鋼板強度提高作用較大，為確保超高強度、抗延遲裂紋特性，且不嚴重損害鋼板的低溫韌性與焊接性，適量的Si必不可少，合理Si含量范圍控制在0. 35% 0. 55%。Mn，作為最重要的合金元素在鋼中除提高鋼板的強度外，還具有擴大奧氏體相區、 降低Ar3點溫度、細化顯微組織的packet結構尺度、增大block結構之間的位向差而改善鋼板塑韌性的作用、促進低溫相變組織馬氏體形成而提高鋼板強度的作用；但是Mn在鋼水凝固過程中容易發生偏析，尤其Mn含量較高時，不僅會造成澆鑄操作困難，而且容易與C、 P、S、Mo、Cr等元素發生共軛偏析現象，尤其鋼中C含量較高時，加重鑄坯中心部位的偏析與疏松，嚴重的鑄坯中心區域偏析在后續的DQ及焊接過程中易形成異常組織，導致超高強度鋼板低溫韌性低下、焊接接頭出現裂紋，更重要的是偏析區長條狀MnS夾雜物極易聚集H 原子，導致延遲裂紋在MnS處形核，沿偏析區擴展，形成嚴重的延遲裂紋；因此根據C含量范圍，選擇適宜的Mn含量范圍對于超高強度調質鋼板極其必要，根據本發明鋼成分體系及C 含量為0. 15% 0. 20%，適合Mn含量為0. 95% 1. 35%，且C含量高時，Mn含量適當降低，反之亦然；且C含量低時，Mn含量適當提高。P，作為鋼中有害夾雜對鋼板的機械性能，尤其低溫沖擊韌性、延伸率、焊接性及焊接接頭SR性能具有巨大的損害作用，理論上要求越低越好；但考慮到煉鋼可操作性和煉鋼成本，對于要求優良焊接性、-40°C低溫韌性、抗延遲裂紋的1300MI^級超高強度DQ+T鋼板， P含量需要控制在彡0.013%。S，作為鋼中有害夾雜對鋼板的低溫韌性具有很大的損害作用，更重要的是S在鋼中與Mn結合，形成MnS夾雜物，在熱軋過程中，MnS的可塑性使MnS沿軋向延伸，形成沿軋向MnS夾雜物帶，嚴重損害鋼板的低溫沖擊韌性、延伸率、Z向性能、焊接性及抗延遲裂紋特性，同時S還是熱軋過程中產生熱脆性的主要元素，理論上要求越低越好；但考慮到煉鋼可操作性、煉鋼成本和物流順暢原則，對于要求優良焊接性、_40°C低溫韌性、抗延遲裂紋的 1300MPa級超高強度DQ+T鋼板，S含量需要控制在彡0. 0030%。Cr，作為弱碳化物形成元素，添加Cr不僅提高鋼板的淬透性、促進馬氏體形成，而且馬氏體板條間位向差增大，增大裂紋穿過馬氏體packet結構的阻力，在提高鋼板強度的同時，具有一定的改善鋼板韌性之作用；但是當Cr添加量過多時，嚴重損害鋼板的焊接性， 尤其焊接接頭SR性能；但是對于1300MPa級超高強度DQ+T鋼板，必須有一定數量的Cr含量，以保證鋼板具有足夠的淬透性；因此Cr含量控制在0. 75% 1. 25%之間。添加Mo提高鋼板的淬透性，促進馬氏體形成，但是Mo作為強碳化物形成元素， 在促進馬氏體形成的同時，增大馬氏體/貝氏體packet的尺寸且形成的馬氏體/貝氏體 block間位向差很小，減小裂紋穿過馬氏體/貝氏體packet結構的阻力，此外Mo促進超高強度鋼表(亞)面層過淬；因此Mo在大幅度提高鋼板強度的同時，降低了超高強度鋼板的低溫韌性、延伸率，誘發鋼板表(亞)面層過淬；并且當Mo添加過多時，不僅嚴重損害鋼板的延伸率、焊接性及焊接接頭SR性能，而且增加鋼板SR脆性和生產成本；但是對于 1300MPa級超高強度DQ+T鋼板，必須有一定的Mo含量，以保證鋼板具有足夠的淬透性與抗回火軟化性的同時，使Cr、Mo碳化物均勻彌散地在鋼中析出，改善鋼板抗延遲裂紋特性；因此Mo含量控制在0. 45% 0. 65%之間。B，含量控制在0. 0010% 0. 0020%之間，確保鋼板淬透性的同時，不損害鋼板的
焊接性、HAZ韌性及板坯表面質量。Ti，含量在0.005% 0.013%之間，抑制板坯加熱、DQ過程中奧氏體晶粒過分長大，改善鋼板低溫韌性，更重要的是抑制焊接過程中HAZ晶粒長大，改善HAZ韌性；此外， Ti具有固N作用，消除鋼中自由N，保證B元素以固溶B形式存在；然而，當Ti含量超過 0.013%時，在高酸溶鋁含量條件下，過剩Ti在馬氏體板條內部、馬氏體板條界面上及馬氏體晶團界上以TiC共格析出，嚴重脆化鋼板顯微組織。鋼中添加微量的Nb元素目的是進行未再結晶控制軋制，細化鋼板顯微組織及增加位錯強化，改善鋼板表(亞)面層淬火組織，防止鋼板表(亞)面層過度淬火，提升 DQ+T鋼板淬透性，提高超高強度DQ+T鋼板強度、韌性及塑性之間的匹配，當Nb添加量低于 0. 010%時，除不能有效發揮的控軋作用；當Nb添加量超過0. 030%時，誘發焊接熱影響區上貝氏體(Bu)形成和Nb (C，N) 二次析出脆化作用，嚴重損害焊接熱影響區(HAZ)的低溫韌性，因此Nb含量控制在0. 010% 0. 030%之間，獲得最佳的控軋效果、實現超高強度DQ+T 鋼板強韌性與焊接性的匹配及防止表(亞)面層過度淬火的同時，又不損害多層多道次焊接HAZ的韌性。鋼中的Als能夠固定鋼中的自由[N]，除降低焊接熱影響區(HAZ)自由[N]，改善焊接HAZ的低溫韌性作用之外，更重要的是保證鋼中具有一定的固溶B、改善鋼板淬透性； 因此Als下限控制在0. 030% ；但是鋼中加入過量的Als不但會造成澆鑄困難，而且會在鋼中形成大量彌散的針狀Al2O3夾雜物，損害鋼板內質健全性、低溫韌性、焊接性與抗延遲裂紋特性(H原子易聚集在針狀Al2O3夾雜物處，導致延遲裂紋發生)，因此Als上限控制在 0. 070%。為了確保鋼板中固溶[B]的存在及防止大量粗大的AlN沿原奧氏體晶界鏈狀析出，損害鋼板橫向沖擊韌性與晶界延遲裂紋，鋼中的N含量不得超過0. 006%。為了確保超高強度DQ+T鋼板低溫韌性、焊接性及抗延遲裂紋性能，必須降低鋼中夾雜物，其中氧化鋁夾雜危害最大，因此鋼中0含量< 0. 0030%。對鋼進行Ca處理，一方面可以進一步純潔鋼液，另一方面對鋼中硫化物進行變性處理，使之變成不可變形的、穩定細小的球狀硫化物、抑制S的熱脆性、提高鋼板的低溫韌性、延伸率及Z向性能、改善鋼板韌性的各向異性與焊接性，更重要的是通過球化鋼中硫化物，減少長條狀的MnS夾雜，極大程度改善1300MI^級超高強度鋼板抗延遲裂紋特性；此外采用Ca處理，改善高酸溶鋁鋼水的澆注；Ca加入量的多少，取決于鋼中S含量的高低，Ca 加入量過低，處理效果不大；Ca加入量過高，形成Ca(0, 尺寸過大，脆性也增大，可成為斷裂裂紋起始點，降低鋼的低溫韌性、延伸率及鋼板的焊接性，同時還降低鋼質純凈度、污染鋼液。一般控制 Ca 含量按 ESSP = (wt% Ca) [1-1.0)]/l. 25(wt% S)，其中 ESSP 為硫化物夾雜形狀控制指數，取值范圍0. 80 4. 00之間為宜，因此Ca含量的合適范圍為 0. 0010% 0. 0040%。本發明的性能優良的超高強度工程機械用鋼的制造方法，其包括如下步驟1)冶煉、鑄造采用連鑄澆鑄，中間包澆注過熱度八1~控制在151 301，拉速控制在0.6111/ min 1. Om/min,結晶器液面波動控制在彡5mm ；2)軋制，為確保1300MPa超高強度調質鋼板顯微組織均勻細小，尤其鋼板表(亞) 面層具有一定應變儲存率，鋼板總壓縮比(板坯厚度/成品鋼板厚度)> 5. O ；第一階段為普通軋制，為保證加熱及軋制過程中發生[Al]+BN — AlN+[B]，確保鋼中存在足夠的固溶[B]，且，Nb完全固溶，板坯加熱溫度控制在1100°C 1200°C之間；至少有2個道次采用低速大壓下軋制，軋制形狀因子(ΔΗ/R)"2彡0. 18，其中ΔΗ為道次壓下量，R為工作輥輥徑，mm,以保證鋼板顯微組織均勻細小；鋼板軋制速度控制在彡2. Om/sec. 以保證較高合金含量鋼板軋制板型優良，平直度高；第二階段采用控制軋制，控軋開軋溫度彡880°C，軋制道次壓下率彡8%，未結晶區((8800C )累計壓下率彡67%，終軋溫度780 V 820°C，為在未再結晶奧氏體中累積足夠的形變量、形成高密度的位錯網絡結構、實現ausforming工藝奠定基礎；3)未再結晶控軋結束后，隨即對鋼板進行加速冷卻，鋼板開冷溫度770°C 810°C，冷卻速度彡15°C /s，停冷溫度低于Ms點溫度；
4)鋼板從停冷結束到入加熱式緩冷坑保溫之間的間隔時間不大于15min，保溫工藝為保溫坑爐氣大于300°C的條件下至少保溫M小時，保證鋼板脫氫充分，防止產生氫致裂紋；5)回火工藝鋼板回火溫度(板溫)為460 520°C，鋼板相對較薄時回火溫度偏上限、鋼板相對較厚時回火溫度偏下限，回火保持時間> (0. 65 1. 0) X成品鋼板厚度，鋼板厚度單位為mm ；回火保持時間為鋼板中心溫度達到回火目標溫度時開始計時的保溫時間，時間單位為min ；回火結束后鋼板自然空冷至室溫。優選地，停冷溫度控制彡350 0C。本發明的有益效果本發明在獲得優良1300MPa級超高強度DQ+T鋼板的同時，鋼板的塑韌性、焊接工藝性也同樣優異，并成功地解決了超高強鋼板強度、低溫韌性、抗延遲裂紋性能及焊接性之間的相互矛盾，提高了大型工程機械運行過程中的安全穩定性；良好的焊接性節省了用戶鋼構件制造的成本，縮短了用戶鋼構件制造的時間，為用戶創造了巨大的價值，因而此類鋼板不僅是高附加值、綠色環保性的產品；此外，本發明采用在線DQ+回火工藝充分發揮了合金元素淬透、淬硬性潛能，元素的淬透、淬硬性得到最大程度地發揮，可以在相對較少的合金含量下(尤其Mo)，獲得超高強度、高韌性、優良的抗延遲裂紋特性，而且改善了鋼板的焊接性，焊接冷裂敏感性大幅度減少，焊接預熱、后熱溫度降低、合適的焊接熱輸入量范圍更寬，相應地減少用戶加工制作的成本。


圖1為本發明實施例3鋼的顯微組織(1/4厚度)照片。
具體實施例方式下面結合實施例對本發明做進一步說明。表1所示為本發明實施例鋼的成分。表2 表5所示為本發明實施例鋼的制造工藝。表6所示為本發明實施例鋼的性能。從表6及圖1可以看出，鋼板顯微組織為均勻細小的低碳回火馬氏體，馬氏體晶團平均晶團尺寸約為18 μ m。綜上所述，本發明通過鋼板合金元素的組合設計與DQ+T工藝相結合，在獲得優良1300MPa級超高強度鋼板的同時，鋼板的低溫韌性、抗延遲裂紋性能、焊接工藝性也同樣優異，并成功地解決了超高強鋼板強度、低溫韌性、抗延遲裂紋性能及焊接性之間的相互矛盾，提高了大型工程機械設備安全運行性能、抗疲勞性能；本發明采用在線直接淬火DQ+回火工藝，不僅充分發揮了合金元素淬透、淬硬性潛能，元素的淬透、淬硬性得到最大程度地發揮，可以在相對較少的合金含量下(尤其Mo、Cr等)，獲得超高強度、優良的低溫韌性與抗延遲裂紋性能；這不僅減少了合金成本、減少制造工序、縮短制造周期，而且改善了鋼板的焊接性，尤其對于超高強度鋼板，焊接冷裂敏感性大幅度減少，焊接預熱、后熱溫度降低、 合適的焊接熱輸入量范圍更寬，極大地減少用戶加工制作的成本。
權利要求
1.一種性能優良的超高強度工程機械用鋼，其成分重量百分比為 C 0. 15% 0. 20%Si 0. 35% 0. 55% Mn 0. 95% 1. 35% P 彡 0. 013% S 彡 0. 0030% Cr 0. 75% 1. 25% Mo 0. 45% 0. 65% B 0. 0010% 0. 0020% Ti 0. 005% 0. 013% Nb 0. 010% 0. 030% Als 0. 030% 0. 070% N^O. 0060% 0^ 0. 0030% Ca 0. 001% 0. 004%,其余為狗和不可避免的夾雜；且，上述元素含量必須同時滿足如下關系 B 彡 0. 714[(% Ntotal)-0. 292(% Ti)]； (% Mn) X (% C) ^ 0. 22 ； (% Mo)/(% Cr)彡 0. 60 ；Als, Ti 與 N 之間的關系=Als 彡 IOX [(% Ntotal)-0. 292(% Ti)]； Nb、Ti之間關系:Nb/Ti在1. 0 2. 5 ；Ca 與 S 之間的關系:Ca/S 在 1. 00 3. 00 之間，且，(% Ca) X (% S)0.18 ( 2. 5Χ1(Γ3 ； 有效淬透性指數Deff = FX ζ XDI彡10Xt，其中ζ為在線淬火效能因子，F為B元素淬透性貢獻因子；當鋼中存在固溶[B]時，F取1.2;當進行在線淬火時，ζ取1.2;t 為成品鋼板厚度，mm ；DI = 0. 367(% C) 5[l+0. 7 (% Si)] [(1+3. 33 ( % Mn) ] [ (1+0. 35 (% Cu) ] [ (1+0. 36( % Ni)] [ (1+2. 16 ( % Cr) ] [ (1+3 ( % Mo) ] [ (1+1. 75 ( % V) ] [ (1+1. 77 ( % Al) 1X25.4(mm)；以上關系式中的成分數據按百分數計算。
2.如權利要求1所述的性能優良的超高強度工程機械用鋼的制造方法，其包括如下步驟1)冶煉、鑄造采用連鑄澆鑄成板坯，中間包澆鑄過熱度Δ T控制在15°C 30°C，拉速控制在0.6m/ min 1. Om/min,結晶器液面波動控制在彡5mm ；2)軋制，鋼板總壓縮比即板坯厚度/成品鋼板厚度>5.O第一階段為普通軋制，板坯加熱溫度控制在1100°C 1200°C之間；至少有2個道次采用低速大壓下軋制，軋制形狀因子 (ΔΗ/R)1/2彡0. 18，其中Δ H為道次壓下量，mm, R為工作輥輥徑，mm ；鋼板軋制速度控制在 ^ 2. Om/sec ；第二階段采用控制軋制，控軋開軋溫度彡880°C，軋制道次壓下率彡8%，未結晶區即彡880°C累計壓下率彡67%，終軋溫度780。C 820°C ；3)未再結晶控軋結束后，隨即對鋼板進行加速冷卻；鋼板開冷溫度770°C 810°C，冷卻速度彡15°C /s，停冷溫度低于Ms點溫度；4)鋼板從停冷結束到入加熱式緩冷坑保溫之間的間隔時間不大于15min，保溫工藝為保溫坑爐氣大于300°C的條件下至少保溫M小時；5)回火工藝鋼板回火溫度460 520°C，回火保持時間彡(0. 65 1. 0) X成品鋼板厚度，單位為 mm;回火保持時間為鋼板中心溫度達到回火目標溫度時開始計時的保溫時間，時間單位為 min ；回火結束后鋼板自然空冷至室溫。
3.如權利要求2所述的性能優良的超高強度工程機械用鋼的制造方法，其特征是，停冷溫度控制為彡350°C。
全文摘要
一種性能優良的超高強度工程機械用鋼及其制造方法，工程機械用鋼成分重量百分比為C 0.15％～0.20％、Si 0.35％～0.55％、Mn 0.95％～1.35％、P≤0.013％、S≤0.0030％、Cr 0.75％～1.25％、Mo 0.45％～0.65％、B0.0010％～0.0020％、Ti 0.005％～0.013％、Nb 0.010％～0.030％、Als0.030％～0.070％、N≤0.0060％、O≤0.0030％、Ca 0.001％～0.004％、余Fe和不可避免夾雜；本發明優化DQ+離線回火工藝，使用ausforming工藝，使成品鋼板的顯微組織為細小低碳回火馬氏體，平均晶團尺寸20μm以下，獲得優良低溫韌性、焊接性及抗延遲裂紋的超高強度鋼板，并解決超高強度鋼板表面層過度淬火問題，特別適用于大型工程機械等裝備制造業。
文檔編號C21D1/18GK102505096SQ20111044579
公開日2012年6月20日 申請日期2011年12月27日 優先權日2011年12月27日
發明者劉自成 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司