一种具有优异低温冲击韧性的控制屈强比钢及其制造方法与流程

本发明涉及高强韧钢，特别涉及一种具有优异低温冲击韧性的控制屈强比钢及其制造方法。

背景技术：

高强韧钢材如超高强韧棒材、板材等应用于海洋平台、超大型机械结构及高强度汽车板领域。海洋平台用系泊链圆钢，强度级别包括抗拉强度690mpa级r3、抗拉强度770mpa级r3s、抗拉强度860mpa级r4、抗拉强度960mpa级r4s、抗拉强度1000mpa级r5和抗拉强度1100mpa级r6。dnv船级社于2018年7月公布了船规中，已经将r6纳入新船规，工厂认证大纲approvalofmanufacturersdnvgl-cp-0237offshoremooringchainandaccessories(editionjuly2018)和链环标准dnvgl-os-e302offshoremooringchain(editionjuly2018)中规定了r6的技术指标，主要技术指标包括-20℃低温冲击功≥60j、抗拉强度≥1100mpa、屈服强度≥900mpa、延伸率≥12％、面缩率≥50％、-20℃时效冲击功(5％应变后在100℃保温1h)≥60j，屈强比0.85-0.95等。系泊链用于固定海洋平台，需要有超高强度、高韧性和高耐蚀等要求。考虑到海洋平台需要在不同纬度的海域建设，高纬度海域的气候寒冷，因此需要同时考虑在-40℃环境温度下的冲击性能。系泊链的屈强比如果过高，则可能会导致发生变形后容易断裂，降低海洋平台安全性。海洋平台系泊链需要具备超高强度，同时需要高韧性和高塑性，钢材需要超高强韧和超高强塑。海洋平台系泊链在使用过程中可能发生变形，变形后需要具有较好的低温冲击韧性，因此时效冲击功是海洋平台系泊链的重要技术指标。

国内外对超高强韧和超高强塑的钢材有较多的研究。超高强韧钢材，通常采用贝氏体、贝氏体+马氏体或马氏体的微观组织。贝氏体或马氏体组织中含有过饱和的碳原子，会改变晶格常数，抑制位错运动，提高抗拉强度。细化的组织保证了钢材在受力的条件下可以吸收较多的能量，实现较高的抗拉强度和冲击韧性。

中国专利cn102747303a公开了“一种屈服强度1100mpa级高强度钢板及其制造方法，其为具有-40℃低温冲击功的屈服强度1100mpa超高强韧钢板，其成分重量百分比为c：0.15～0.25％、si：0.10～0.50％、mn：0.60～1.20％、p：≤0.013％、s：≤0.003％、cr：0.20～0.55％、mo：0.20-0.70％、ni：0.60～2.00％、nb：0～0.07％、v：0～0.07％、b：0.0006～0.0025％、al：0.01～0.08％、ti：0.003～0.06％、h：≤0.00018％、n≤0.0040％、o≤0.0030％，余量为fe和不可避免的杂质，且碳当量满足ceq≤0.60％。屈服强度≥1100mpa、抗拉强度≥1250mpa、夏氏冲击功akv(-40℃)大于等于50j。该专利所述钢板具有超高强度，但-40℃冲击性能不能稳定达到70j且延伸率较低，也没有规定时效冲击性性能和屈强比。

中国专利cn103898406a公开了“一种屈服强度890mpa级低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法”，采用控制热机械轧制和冷却技术获得超细贝氏体板条为基体的组织的高强韧钢，成分重量百分比为：c：0.06-0.13％、si：0.05-0.70％、mn：1.2-2.3％、mo：0-0.25％、nb：0.03-0.11％、ti：0.002-0.050％、al：0.02-0.15％、b：0-0.0020％、且2si+3mn+4mo≤8.5，其余为fe和不可避免的杂质。屈服强度大于800mpa、抗拉强度大于900mpa、夏氏冲击功akv(-20℃)≥150j。该专利实施例中没有规定面缩率，同时也没有限定屈强比、规定-40℃低温冲击功和时效冲击功。

中国专利cn107794452a公开了“一种薄带连铸超高强塑积连续屈服汽车用钢及其制造方法”，其成分重量百分比为：c：0.05-0.18％、si：0.1-2.0％、mn：3.5-7％、al：0.01-2％、0<p≤0.02％，余量为fe和其他不可避免杂质。微观组织为铁素体+奥氏体+马氏体。此专利采用软相如铁素体、硬相如马氏体以及奥氏体的三相复合技术，开发了屈服强度≥650mpa、抗拉强度980mpa、延伸率≥20％、强塑积≥20gpa*％的钢材。此类钢材可以应用于汽车外板。但该专利公开的产品，没有屈强比、冲击功、时效冲击规定，即无法同时满足强塑性和强韧性。

中国专利cn103667953a公开“一种低环境裂纹敏感性超高强韧海洋系泊链钢及其制造方法”，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。从该专利所述系泊链延伸率分别为15.5％、13.5％、13.5％和15.0％，低温冲击功-20℃akv分别为67j、63j、57j和62j。该发明专利所述产品，低温冲击功不能稳定满足dnv船级社关于夏氏冲击功≥60j的要求。钢材在5％应变之后时效，钢中的位错密度增加，间隙原子向位错处富集，因此时效冲击功低于常规的冲击功。根据该专利所述的数据，-20℃时效冲击功akv值同样无法满足60j的要求。

从上述现有专利分析可知，均无法满足高强韧、高强塑、限制屈服比和高时效冲击功的要求。

技术实现要素：

本发明的目的在于提供一种具有优异低温冲击韧性的控制屈强比钢及其制造方法，该钢具有优异的-20℃、-40℃低温冲击韧性和时效冲击韧性，且合理控制的屈强比，具有超高强度、超高强韧和超高强塑，可以用于海洋平台系泊链、机械结构和汽车等需要高强韧钢材的场合。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种具有优异低温冲击韧性的控制屈强比钢，其成分重量百分数包括：c：0.245～0.365％、si：0.10～0.80％、mn：0.20～2.00％、p≤0.015％、s≤0.003％、cr：0.20～2.50％、mo：0.10～0.90％、nb：0～0.08％、ni：2.30～4.20％、cu：0～0.30％、v：0.01～0.13％、b：0～0.0020％、al：0.01～0.06％、ti：0～0.05％、ca≤0.004％、h≤0.0002％、n≤0.013％、o≤0.0020％，其余为fe和不可避免的杂质，且需同时满足：(8.57*c+1.12*ni)≥4.8％，1.2％≤(1.08*mn+2.13*cr)≤5.6％；所述控制屈强比钢的屈强比0.85-0.95，抗拉强度≥1100mpa，屈服强度≥900mpa。

本发明所述的控制屈强比钢的微观组织为回火马氏体+回火贝氏体组织。

本发明所述的控制屈强比钢的-20℃夏氏冲击功akv≥90j，-40℃夏氏冲击功akv≥70j，时效(5％应变后在100℃保温1h)后-20℃夏氏冲击功akv≥80j，时效(5％应变后在100℃保温1h)后-40℃夏氏冲击功akv≥60j，屈强比0.85-0.95，抗拉强度≥1100mpa，屈服强度≥900mpa，延伸率≥15％，面缩率≥50％，强韧积(抗拉强度*冲击功-20℃akv)≥115gpa*j，强塑积(抗拉强度*延伸率)≥16gpa*％，可用于制造高性能海洋平台系泊链、超高强韧结构件等。

在本发明所述控制屈强比钢的成分设计中：

c：碳元素在奥氏体化温度以上时固溶于奥氏体面心立方晶格的八面体。冷却过程中，如冷却速度较慢，会发生由碳原子扩散控制的扩散型相变。随着冷却速度的加快，铁素体中的碳的过饱和度逐渐增加。冷却速度超过马氏体相变临界冷却速率时，会形成马氏体组织。本发明充分应用碳原子对扩散相变的影响，形成马氏体和含有一定过饱和碳的贝氏体组织，通过马氏体和贝氏体的复相组织控制屈强比，同时钢材具有较高温度强度。因此，本发明控制c含量为0.245～0.365％。

si：si固溶在钢中，起到固溶强化的作用。si在渗碳体中的溶解度很低，因此si含量较高会形成无碳化物贝氏体组织，但是冲击韧性和塑性会降低。综合考虑si对固溶强化的作用和脆性的影响，本发明中控制si含量为0.10～0.80％。

mn：钢中的mn通常以固溶形式存在。钢材受到外力作用时，固溶在钢中的mn原子会抑制位错的运动，提高钢材的强度。但是mn元素过高，会加剧钢中的偏析，导致组织不均匀和性能不均匀。因此，本发明中加入0.20～2.00％的mn。

p：p元素会在钢中的位错和晶界处发生偏聚，降低晶界的结合能。p含量较高的钢材，在受到低温冲击作用时，由于晶界结合能降低，会容易发生断裂。控制超高强钢中的p含量，有利于提高钢材的低温冲击韧性。本发明中限制p含量不超过0.015％，保证低温冲击韧性。

s：钢中的s会与mn形成较大的mns夹杂，降低钢的低温冲击韧性。mns夹杂同时会提高钢材的切削性能。易切削钢中会添加一定含量的s，降低钢材在加工过程中刀具的损坏频率。本发明所述钢种需要有良好的低温冲击韧性，因此，本发明中s含量不超过0.003％。

cr：固溶在钢中的cr原子会抑制扩散型相变，提高钢材的淬透性，使钢材形成高硬度的组织。淬火后回火过程中，cr会与c形成碳化物，弥散分布的碳化物有利于提高钢材的强度。cr元素含量过高，可能形成粗大的碳化物，影响低温冲击性能。因此，本发明中加入0.20～2.50％的cr，保证钢的强度和低温冲击性能。

mo：钢中加入合金元素mo，会有效的抑制扩散型相变，促进贝氏体和马氏体形成。回火过程中，mo会与c形成碳化物，细微的碳化物会降低回火过程中位错湮灭程度，提高钢材的强度，并保证回火后的低温冲击韧性。mo含量过高会形成较大的碳化物，降低冲击功，本发明中加入0.10～0.90％的mo，获得良好强韧性匹配。

nb：nb会提高钢材的再结晶温度，回火过程中的nb会形成细小弥散的nbc和nbn，提高钢材的强度。nb含量过高，nb的碳氮化物尺寸较大，会恶化钢材的冲击功。nb、v和ti会与c和n形成复合碳氮化物，影响钢材的强度。本发明中加入0～0.08％的nb以保证钢的力学性能。

ni：钢中加入一定含量的ni，会降低铁素体的层错能。含有ni的钢材，会在受冲击载荷的情况下发生变形吸收更多能量，提高钢材的冲击功。同时，ni是奥氏体稳定化元素，较高的ni含量会导致奥氏体稳定性增加，最终组织中含有较多的奥氏体，会降低钢材的强度。因此，本发明中加入2.30～4.20％的ni，以保证钢的低温冲击韧性和强度。

cu：钢中加入cu元素，在回火过程中会有ε-cu析出，提高钢材的强度，但是cu元素的熔点较低，大量的cu会导致钢坯在加热过程中，cu在晶界富集，降低韧性。因此，本发明中的cu含量不超过0.30％。

v：钢中添加一定量的v，在回火过程中会形成v的碳氮化物析出，提高钢材的强度。nb、v、ti均为碳氮化物形成元素，较高的v含量可能会导致粗大的vc析出，降低冲击性能。因此，本发明中结合其它合金元素，加入0.01～0.13％的v以保证钢的力学性能。

b：b的原子半径较小，以间隙原子形式存在，会富集在钢的晶界处，抑制扩散型相变的形核，使钢材形成低温相变组织如贝氏体或马氏体。钢中如果含有mn、cr、mo等合金元素，由于其对扩散相变界面耗散自由能的作用，同样制扩散型相变。b含量过高，在晶界处富集大量的b，会降低晶界结合能，导致冲击性能下降。因此，本发明中b的加入量为0～0.0020％。

al：钢中加入al作为脱氧元素，同时al可以细化晶粒。al含量过高，可能形成较大的氧化铝夹杂，影响钢材的冲击韧性和疲劳寿命。因此，本发明中加入0.01～0.06％的al提高钢的韧性。

ti：钢中的ti会在高温时形成tin，细化奥氏体晶粒。如果ti含量过高，会形成粗大的方形tin，导致局部应力集中，降低冲击韧性和疲劳寿命。ti也会和钢种的c在回火过程中形成tic，提高强度。综合考虑ti细化晶粒、提高强度和恶化韧性的作用，本发明中的ti含量控制在0～0.05％。

ca：钢中的ca会球化硫化物，避免硫化物对冲击韧性的影响，但过高的ca含量会形成夹杂物，恶化冲击韧性和疲劳性能。因此，ca含量控制在0.004％以下。

h：钢中的h受到刃型位错静水应力场的作用，会在位错、亚晶界和晶界处偏聚，形成氢分子。抗拉强度超过900mpa的超高强度钢，位错密度较高，氢易于在位错处富集，导致氢致开裂或者在使用过程中发生延迟开裂。控制氢含量是保证超高强度钢安全应用的关键因素。因此，本发明中h含量控制在不超过0.0002％。

n，o：钢中的n会与al和ti形成aln和tin，细化奥氏体晶粒。过高的n含量会富集在位错处，恶化冲击性能，因此n含量控制在不超过≤0.013％。钢中的氧会与al和ti形成氧化物，恶化冲击性能，因此o含量不超过0.0030％。

特别是，本发明通过控制c和ni的含量，满足8.57*c+1.12*ni≥4.8％，采用c元素含量控制贝氏体中固溶的碳含量及马氏体比例，通过ni元素控制钢材的冲击韧性，实现超高强度和良好的低温冲击韧性。通过控制p、s、h含量，避免p和h在晶界处偏聚，降低冲击功。控制nb、v、ti等合金元素含量，形成弥散细小的碳氮化物析出，在回火过程中，一方面形成均匀的微观组织，另一方面避免回火导致强度下降。控制mn、cr和mo等元素含量，充分利用mn的固溶强化及对扩散相变的抑制作用，形成细化的贝氏体和马氏体组织。本发明要求1.2％≤1.08*mn+2.13*cr≤5.6％，优化配比mn和cr元素对淬透性的影响，即避免mn和cr元素含量过低，淬透性差，无法获得超高强度组织，同时又避免mn和cr元素含量过高，淬透性太高，形成过多高硬度的马氏体组织，导致冲击功和延伸率降低。利用cr、mo元素提高钢材的淬透性，并在回火过程中形成细小的碳化物析出，提高钢材冲击韧性。

本发明所述具有优异低温冲击韧性的控制屈强比钢及其制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、浇铸

按上述成分冶炼、浇铸成铸坯；

2)加热

铸坯加热温度为1010～1280℃；

3)轧制或锻造

终轧温度≥720℃或终锻温度≥720℃；轧制后空冷、水冷或缓冷；

4)淬火热处理

淬火温度为830～1060℃，淬火加热时间与钢材厚度或直径的比值≥0.25min/mm，采用水淬或油淬；

5)回火热处理

回火温度为490～660℃，回火加热时间与钢材厚度或直径的比值≥0.25min/mm，回火后空冷、缓冷或水冷。

本发明所述铸坯在1010～1280℃加热奥氏体化。坯料在加热过程中发生碳氮化物溶解和奥氏体晶粒长大等现象。钢中的添加cr、mo、nb、v、ti的碳化物部分或者全部溶解在奥氏体中，未溶解的碳氮化物会钉扎奥氏体晶界，抑制奥氏体晶粒长大。固溶在钢中的cr、mo等合金元素，在冷却过程中会抑制扩散型相变，形成中低温转变组织如贝氏体和马氏体等，提高钢材的强度。

本发明所述钢材在720℃及以上温度完成轧制和锻造，钢中发生动态再结晶、静态再结晶、动态回复和静态回复等，形成了细化的奥氏体晶粒并在奥氏体晶粒中保留了一定的位错和亚晶界数量。在冷却过程中，形成了细化的贝氏体和马氏体的基体组织，并有碳氮化物形成。

本发明所述钢材轧制或锻造后加热到830～1060℃保温后淬火。淬火热处过程中，nb、v、ti的碳氮化物部分溶解，cr和mo的碳化物同时部分溶解，al的氮化物部分溶解，未溶解的碳氮化物和碳化物钉扎奥氏体晶界，避免奥氏体晶粒长大。冷却后的淬火过程中，由于冷却速度较快，形成了更为细小的贝氏体和马氏体组织，此类组织有超高强度和较好的韧性。

本发明所述钢材在490～670℃做回火热处理，回火过程中，会发生异号位错的湮灭和碳氮化物析出。位错湮灭导致钢材的内应力和强度降低，同时晶体内位错、亚晶界等微观缺陷的数量降低会提高钢材的冲击韧性。细小的碳氮化物析出，有利于提高强度和冲击韧性。高温回火，有利于提高钢材的均匀性。钢材在受到塑性变形的时候，良好的均匀性会提升延伸率。结合本发明的成分体系设计，在所述回火热处理温度范围，可以形成超高强韧、超高强塑，同时具有良好时效冲击性能的钢材。

采用本发明所述成分和工艺生产的优异低温冲击韧性的控制屈强比钢，可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。

本发明的有益效果：

本发明在化学成分方面，采用优化的c、ni含量设计，结合cr、mo和nb、v、ti等微合金元素，利用提高淬透性合金元素形成细化的中低温转变组织，适量的ni降低铁素体层错能提高韧性。采用淬火+回火工艺，形成了细化的回火贝氏体和回火马氏体，并有良好的组织均匀性和强塑性。回火过程中形成形成细小弥散的碳氮化物，提高钢材的强度并保证韧性。

本发明所述钢种采用一次淬火工艺即可实现高强韧性、高强塑匹配，相对于二次淬火工艺而言，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3钢棒的微观组织形貌的光学显微镜照片(500×)；

图2为本发明实施例3钢棒的微观组织形貌的扫描电镜照片(10000×)。

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；在浇铸过程中采用模铸或连铸；在加热过程中，加热温度为1010～1280℃，终轧温度或终锻温度≥720℃；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。

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200mm(中国专利cn103667953a所述圆钢直径为70-160mm)。

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1280℃，终轧温度为1020℃，中间坯尺寸260*260mm；轧制后缓冷；中间坯加热至1010℃，终轧温度720℃，成品棒材规格为轧制后空冷；淬火加热温度为830℃，加热时间为35分钟；采用水淬处理；回火温度为490℃，回火时间为35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1220℃，终轧温度为980℃，中间坯尺寸260*260mm，轧制后缓冷；中间坯加热至1050℃，终轧温度770℃，成品棒材规格为轧制后水冷；淬火加热温度为880℃，加热时间为70分钟，采用油淬处理；回火温度为540℃，回火时间为80分钟，回火后缓冷。

实施例3

实施方式同实施例1，其中加热温度为1180℃，终轧温度为940℃，成品棒材规格为轧制后空冷；淬火加热温度为940℃，加热时间为90分钟，采用油淬工艺；回火温度为560℃，回火时间为100分钟，回火后水冷。

实施例4

实施方式同实施例1，其中加热温度为1110℃，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960℃，加热时间为120分钟，采用水淬工艺；回火温度为600℃，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1080℃，终轧温度为900℃，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，采用水淬处理；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1010℃，终轧温度为870℃，成品棒材规格为轧制后缓冷；淬火加热温度为1060℃，加热时间为350分钟，采用水淬处理；回火温度为660℃，回火时间为350分钟，回火后水冷。

实施例7

实施方式同实施例1，其中加热温度为1230℃，终轧温度为960℃，成品棒材规格为轧制后空冷；淬火加热温度为920℃，加热时间为30分钟，采用水淬处理；回火温度为620℃，回火时间为60分钟，回火后水冷。

实施例8

实施方式同实施例1，其中加热温度为1200℃，终轧温度为980℃，成品棒材规格为轧制后空冷；淬火加热温度为920℃，加热时间为30分钟，采用水淬处理；回火温度为600℃，回火时间为60分钟，回火后水冷。

对本发明实施例1-8的控制屈强比钢进行力学性能测试，测试结果见表2。

从表2可以看出，本发明所述的控制屈强比钢的-20℃夏氏冲击功akv≥90j，-40℃夏氏冲击功akv≥70j，时效(5％应变后在100℃保温1h)后-20℃夏氏冲击功akv≥80j，时效(5％应变后在100℃保温1h)后-40℃夏氏冲击功akv≥60j，屈强比0.85-0.95，抗拉强度≥1100mpa，屈服强度≥900mpa，延伸率≥15％，面缩率≥50％，强韧积(抗拉强度*冲击功-20℃akv)≥115gpa*j，强塑积(抗拉强度*延伸率)≥16gpa*％。

参见图1、图2，从图1、图2中可以看出，本发明实施例3钢棒的微观组织是回火马氏体和回火贝氏体组织。回火贝氏体或回火马氏体板条的宽度为0.3-2μm。板条内部有纳米级的碳化物析出，沿板条界面有片层状细小的厚度为50nm，长度约0.2-2μm的渗碳体析出。