一种高强韧性铸钢

摘要

本发明的一种高强韧性铸钢化学成分按重量百分比计为：C：0.23‑0.32％、Si：0.37‑0.65％、Mn：0.95‑1.35％、Cr：0.75‑1.08％、Ni：0.46‑0.87％、Mo：0.25‑0.45％、RE：0.035‑0.075％、Ti：0.005‑0.016％、B：0.004‑0.008％、N：0.005‑0.01％，其余为Fe和不可避免的杂质，并且各元素的百分含量满足：有效氮Neff＝N‑Ti/3.42，有效硼Beff＝B‑0.77Neff，有效硼Beff为0.002‑0.006；淬透性系数Qeff＝C×(1+0.53Si)×(1+2.87Mn)×(1+2.34Cr)×(1+0.77Ni)×(1+2.61Mo)×(1.2+5.45RE)×(4753Beff2+5.25)；淬透性系数Qeff与铸钢最大厚度T(单位mm)的比值，Qeff/T≥0.55。

权利要求

1.一种高强韧性铸钢，其特征在于，所述高强韧性铸钢的化学成分按重量百分比计为：C：0.23‑0.29%、Si：0.37‑0.65%、Mn：0.95‑1.35%、Cr：0.75‑1.08%、Ni：0.46‑0.87%、Mo：0.25‑

0.45%、RE：0.035‑0.075%、Ti：0.005‑0.016%、B：0.004‑0.008%、 N：0.005‑0.01%，其余为Fe和不可避免的杂质，并且各元素的百分含量满足：有效氮Neff=N‑Ti/3.42，有效硼Beff=B‑0.77Neff，有效氮Neff为0.001‑0.006，有效硼Beff为0.002‑0.006；

淬透性系数Qeff=C×(1+0.53Si)×(1+2.87Mn)×(1+2.34Cr)×(1+0.77Ni)×(1+2

2.61Mo)×(1.2+5.45RE)×(4753Beff+5.25)；

淬透性系数Qeff与铸钢最大厚度T的比值，Qeff/T≥0.55，最大厚度T的单位为mm；所述高强韧性铸钢的最大厚度T为30‑400mm；所述高强韧性铸钢的奥氏体临界冷却速度不高于0.3℃/s。

2.根据权利要求1所述的一种高强韧性铸钢，其特征在于，所述高强韧性铸钢的室温抗拉强度为850MPa以上，室温屈服强度760MPa以上，室温冲击韧性120J以上。

3.根据权利要求1所述的一种高强韧性铸钢，其特征在于，所述高强韧性铸钢‑40℃冲击韧性90J以上。

4.一种制备权利要求1‑3任一项权利要求所述的高强韧性铸钢的方法，其特征在于：采用熔炼、铸造和热处理，所述热处理包括依次进行的正火、淬火和回火。

5.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述淬火为非液体淬火。

6.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，所述非液体淬火为空气淬火。

说明书

一种高强韧性铸钢

技术领域

[0001] 本发明涉及一种高强韧性铸钢，其具有低的奥氏体临界冷却速度和高的淬透性，在采用非液体淬火时仍具有优异的强度和韧性，特别适用于大型铸件的铸造。

背景技术

[0002] 铸钢是常用的工程结构材料，其强度和韧性优于铸铁，特别是低温韧性比铸铁材料具有明显优势，但是铸钢浇铸流动性稍差，因此在工程中常被用于铸造大型壁厚的铸件。

[0003] 现有技术中，为了获得强度和韧性优异的铸钢，均需要对铸钢进行热处理。铸钢的热处理基本上都采用正火+淬火+回火的工序制度。而淬火后由于需要快速冷却(例如达到3℃/s以上)，这种冷却速度通常需要借助液体淬火介质(如油、水、油基、水基淬火液等)来获得。因此，这对于大型壁厚的铸钢铸件来说主要面临两方面的挑战：一方面由于铸件壁厚，冷却速度过快将会产生极大的热应力而导致铸件开裂报废；另一方面，大型铸件的淬火需要大型的淬火设备，其对于淬火设备的要求也更高，淬火工序操控难度加大，并且由于液体介质淬火需要短时间内完成，短时间内巨大热量的交换将使淬火介质温度急剧上升，淬火介质容易沸腾飞溅，不利于淬火过程的安全操作。

[0004] 基于以上问题，提出一种可以使用非液体介质(例如空气)进行淬火的铸钢，并且其强度和韧性优异。

发明内容

[0005] 本发明提供一种强度和韧性优异的铸钢，其在铸造后的热处理工序中，无需使用液体介质淬火，通过非液体介质(如空气)进行淬火即能够获得满足性能要求的铸钢材料。

[0006] 本发明的技术目的是通过以下手段实现的。

[0007] 本发明的第一个方面在于提供一种高强韧性的铸钢材料，其化学成分按重量百分比计为：C：0.23‑0.32％、Si：0.37‑0.65％、Mn：0.95‑1.35％、Cr：0.75‑1.08％、Ni：0.46‑0.87％、Mo：0.25‑0.45％、RE：0.035‑0.075％、Ti：0.005‑0.016％、B：0.004‑0.008％、N：
0.005‑0.01％，其余为Fe和不可避免的杂质；并且各元素的百分含量满足：有效氮Neff＝N‑Ti/3.42，有效硼Beff＝B‑0.77Neff，有效硼Beff为0.002‑0.006；淬透性系数Qeff＝C×(1+
0.53Si)×(1+2.87Mn)×(1+2.34Cr)×(1+0.77Ni)×(1+2.61Mo)×(1.2+5.45RE)×
2
(4753Beff+5.25)；淬透性系数Qeff与铸钢最大厚度T(单位mm)的比值，Qeff/T≥0.55。

[0008] 本发明的基本原理依据如下：

[0009] 添加微量的B，并且与C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、RE元素一并改善铸钢的淬透性，降低奥氏体的临界冷却速度，从而确保铸钢即使使用非液体介质(如空气)淬火，仍然能够淬透，确保铸钢的强度和韧性达到相应的水平。

[0010] 由于N在铸钢中是无法完全去除的，而N的存在又容易与B结合，从而阻碍B作用的发挥，严重影响B对淬透性的改善，并且N显著恶化铸钢的强度和韧性，而将N限制在痕量的水平对于冶炼工序的成本是不友好的，并且铸钢件通常重量大，严格的控制钢中N在更低的水平会导致成本显著上升。

[0011] 基于以上认识，本发明的发明人从不同于“尽量去除N”的技术角度出发，在保持一定N含量的前提下充分利用N使其发挥正面作用，从而降低了生产成本，并且保证了铸钢的性能。具体是，向铸钢中添加一定量的Ti，Ti先于B与N结合形成TiN，结果证明微量的TiN对于改善铸钢的韧性和强度均是有效的。

[0012] TiN这种强度和韧性的改善作用还尤其体现在，相比于液体介质淬火，当使用非液体介质(如空气)淬火时，铸钢的强度和韧性或多或少会产生一定程度的下降，微量的TiN弥补了这种韧性和强度的下降，结果是，在含微量N、微量Ti以及微量B的基础上，即使采用非液体介质(如空气)淬火的铸钢，其同样具有如液体介质淬火获得的铸钢那样优异的强度和韧性。

[0013] 因此，在向钢中添加了Ti的基础上，控制Ti、N之间的关系，定义Neff为Ti与N结合后剩余的有效氮，同时又定义Beff为B与有效氮结合后剩余的有效硼，Beff为实际发挥改善淬透性作用的硼含量。

[0014] 进而，结合Beff和其它元素共同定义铸钢的淬透性系数Qeff，结果发现，当Qeff与铸钢的最大厚度T满足一定关系时，其始终能够保证铸钢件在非液体介质(如空气)淬火时具有优异的淬透性，从而最终具有令人满意的强度和韧性。

[0015] 作为非限定性的描述，所述高强韧性铸钢的最大厚度T为30‑400mm；发明人发现，当Qeff/T满足前述关系时，对于厚度在30‑400mm的铸钢件，淬透性效果发挥的尤为充分。

[0016] 作为一个具体的实施方式，所述高强韧性铸钢的室温抗拉强度为850MPa以上，优选900MPa以上，室温屈服强度760MPa以上，优选800MPa以上，室温冲击韧性120J以上，优选130J以上，其‑40℃冲击韧性可以达到90J以上，优选100J以上。

[0017] 作为非限定性的描述，本发明的所述高强韧性铸钢，其淬透性优异，奥氏体临界冷却速度不高于0.3℃/s，优选不高于0.2℃/s，更优选不高于0.1℃/s，远低于液体淬火一般3℃/s的冷却速度，从而使本发明铸钢在非液体介质(如空气)淬火时具有优异的淬透性并且最终具有令人满意的强度和韧性。基于本发明铸钢的特点，虽然采用液体淬火仍然是可行的(因为液体淬火的冷却速度更高)，但是从成本和操作层面出发，使用在非液体介质(如空气)淬火是最佳的技术方案。

[0018] 作为一个优选的实施方案，上述非液体介质淬火采用空气淬火，包括但采用鼓风机、风扇等设备加快空气介质的流动速度从而提高换热效率，当冷却速度为0.05℃/s‑0.3℃/s的范围内是经济的且铸钢的强度和韧性是令人满意的。

[0019] 下面具体介绍各个元素的作用和各个参数控制的意义。

[0020] C：碳是提高铸钢强度和淬透性的元素，但是C含量过高则会导致韧性下降，因此，为了获得本发明的强度和韧性，C控制在0.23‑0.32％。

[0021] Si：硅是提高铸钢强度和淬透性的元素，但是Si含量过高则会导致夹杂物增多，导致韧性急剧下降，因此，为了获得本发明的强度和韧性，Si控制在0.37‑0.65％。

[0022] Mn：锰是提高铸钢强度和淬透性的元素，但是Mn含量过高则导致韧性下降，因此，为了获得本发明的强度和韧性，Mn控制在0.95‑1.35％。

[0023] Cr：铬是提高铸钢强度和淬透性的元素，但是Cr含量过高容易和碳形成Cr23C7等碳化物，成为韧性断裂的起点。因此，为了获得本发明的强度和韧性，Cr控制在0.75‑1.08％。

[0024] Ni：镍可以提高铸钢的低温韧性、强度和淬透性，但是Ni含量一旦过高，韧性和强度改善不再明显并且成本升高，因此，为了获得本发明的强度和韧性，Ni控制在0.46‑.0.87％。

[0025] Mo：钼是改善铸钢强度和淬透性的元素，但是Mo含量过高容易和碳形成MoC等碳化物，成为韧性断裂的起点。因此，为了获得本发明的强度和韧性，Mo控制在0.25‑0.45％。

[0026] RE：稀土能够提高铸钢的强度、韧性，显著提高淬透性，并且稀土具有改善夹杂物形态的作用，可以有效改善铸钢的低温韧性，但是RE含量过高不仅成本上不经济，其作用也基本上不再有显著提升，因此，为了获得本发明的强度和韧性，RE控制在0.035‑0.075％。

[0027] Ti：在本发明中，添加Ti主要目的在于结合N生成TiN，而微量的TiN提高了铸钢的强度和韧性，但是TiN一旦过量，铸钢的韧性将急剧降低，因此，本发明控制Ti含量0.005‑0.016％。

[0028] N：氮是钢中不可避免的元素，相比于传统“去除N”的技术理念，本发明无须有意的将N限定在痕量的水平，而是保持一定N含量的前提下添加一定量的Ti使其与N结合，微量的TiN提高了铸钢的强度和韧性，充分利用了N使其发挥正面作用，降低了生产成本，但是TiN量过高则导致铸钢韧性的急剧下降，本发明控制N含量在0.005‑0.01％。

[0029] Neff：Neff即有效氮，其表征被Ti结合固定后剩余的N量，通过前述发明中Ti和N的含量不难看出，Neff＝N‑Ti/3.42始终能够保证在大于0的水平，即N是有剩余的而Ti没有，这是因为，多余的N可以通过B进一步结合，而多余的Ti容易形成TiC成为韧性破坏的起点导致韧性下降，但是Neff过高则表明与B结合的N过多，过多的BN将使铸钢的强度和韧性急剧下降，优选的Neff＝0.001‑0.006。

[0030] B：硼是强烈提高铸钢强度和淬透性的元素，但是其容易和N结合，因此，本发明首先通过Ti结合N，确保与剩余的N结合后仍然有一定量的B剩余，从而发挥改善铸钢强度和淬透性的作用，为了获得上述技术效果，本发明的B含量限定了为0.004‑0.008％。

[0031] Beff：Beff即有效硼，Beff＝B‑0.77Neff，其表征B与有效氮Neff结合后剩余的有效硼的量，即实际发挥提高强度和改善淬透性的硼的含量，Beff过高，则反而会导致强度和韧性的下降，且成本上不可取。为了获得硼的技术效果，本发明的Beff为0.002‑0.006。

[0032] Qeff：淬透性系数，通过综合Beff和其它各个元素的含量获得，表征铸钢的淬透性，淬透性系数越高，则临界冷却速度越低，越有利于铸钢淬火过程中，在较低的冷却速度下获得优异的强度和韧性。

[0033] Qeff/T：铸件淬火效果的获得，还需要控制Qeff与铸钢最大厚度之间T(mm)的关系，因为随着铸件的厚度变得越来越厚，则需要的临界冷却速度必然是越低越好，这也就意味着越厚的铸钢需要更高的淬透性系数。发明人发现，通过限定Qeff/T在0.55以上，即使对于厚壁的铸钢，在实施以非液体为淬火介质(如空气)的淬火工序中，其也能够获得良好的淬透性，进而确保铸钢具有优异的强度和韧性，当Qeff/T低于0.55时，由于钢板芯部的“返温”作用，将对淬火冷却速度带来减缓的效果，导致非液体介质淬火的带来的实际冷却速度将无法低于临界冷却速度，导致无法淬透。

[0034] 本发明的另一个方面还在于提供一种制备前述的高强韧性铸钢的方法，其采用熔炼、铸造和热处理，所述热处理包括依次进行的正火、淬火和回火。出于降低成本和简化工序的工艺设计，结合本发明铸钢成分的特色，所述淬火可以选择为非液体淬火，这种非液体淬火优选为空气淬火，其淬火冷却速度可以为0.1℃/s‑0.3℃/s，使用本发明提出的铸钢成分，经由该淬火冷却后得到的铸钢其力学性能达到850MPa以上，室温屈服强度760MPa以上，室温冲击韧性120J以上，其‑40℃冲击韧性可以达到90J以上。

[0035] 本发明的有益效果：通过基础元素C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo含量的调整，同时添加微量的B、N、Ti并且控制Beff和Qeff/T在一定范围内，可以确保最终获得的铸钢在非液体介质淬火(如空气)的条件下获得优异的强韧性，其室温抗拉强度为850MPa以上，室温屈服强度760MPa以上，室温冲击韧性120J以上，其‑40℃冲击韧性可以达到90J以上。

[0036] 采用本发明成分的铸钢，避免了在生产过程中必须使用液体介质淬火的弊端，无需采用大型的淬火炉设备，也不必担心淬火过程中液体淬火液的沸腾飞溅，更无须担心由于淬火冷却速度过高而导致的应力开裂的问题，降低了生产成本，简化了生产工艺，改善了操作条件。

具体实施方式

[0037] 为使本领域普通技术人员充分理解本发明的技术方案和有益效果，以下结合具体的试验例做进行进一步说明。

[0038] 按照设计成分熔炼钢液并且浇铸成锭，具体成分见表1，Neff、Beff、Qeff、T(mm)、Qeff/T展示在表2中，对所有的钢锭施以正火+淬火+回火的热处理，正火工艺为920℃+空气自然冷却，淬火工艺为910℃+空气淬火至室温，回火工艺为610℃+空气自然冷却，以上热处理工艺中保温时间均按照1.3(min/mm)×T(mm)计算，空气淬火采用鼓风机吹风换热，吹风流量2 3
按照每m钢板受风面400m/h常温空气计算。

[0039] 对热处理之后的铸钢锭进行抗拉强度和室温韧性以及‑40℃低温韧性的测试，结果见表3。抗拉强度的测试参照GB/T228.1‑2010进行，室温韧性和‑40℃低温韧性的测试参照GB/T229‑2020进行。

[0040] 表1：各铸钢成分，组分均为质量百分比，余量为Fe

[0041]序号 C Si Mn Cr Ni Mo RE Ti B N
1 0.25 0.39 1.32 0.78 0.52 0.33 0.048 0.013 0.005 0.007
2 0.28 0.62 1.02 0.94 0.67 0.41 0.062 0.008 0.007 0.008
3 0.23 0.42 1.28 1.02 0.77 0.28 0.072 0.009 0.004 0.005
4 0.31 0.64 1.31 0.88 0.74 0.45 0.058 0.014 0.008 0.009
5 0.30 0.58 1.28 1.05 0.85 0.47 0.074 0.015 0.007 0.006
6 0.27 0.54 1.16 0.98 0.48 0.31 0.039 0.007 0.008 0.006
7 0.29 0.48 1.08 0.82 0.58 0.39 0.068 0.011 0.006 0.008
8 0.24 0.45 0.97 0.79 0.49 0.26 0.036 0.006 0.006 0.005
9 0.25 0.39 1.32 0.78 0.52 0.33 0.048 0.013 0.004 0.007
10 0.30 0.58 1.28 1.05 0.85 0.47 0.074 0.015 0.008 0.006
11 0.31 0.64 1.31 0.88 0.74 0.45 0.058 0.018 0.008 0.009
12 0.31 0.64 1.31 0.88 0.74 0.45 0.058 0.004 0.008 0.009
13 0.28 0.62 1.02 0.94 0.67 0.41 0.062 0.008 0.011 0.008
14 0.23 0.42 1.28 1.02 0.77 0.28 0.072 0.009 0.003 0.005
15 0.31 0.64 1.31 0.88 0.74 0.45 0.058 0.014 0.008 0.011

[0042] 对试验编号5、6分别浇铸不同厚度的4个试样，分别命名为，5‑1、5‑2、5‑3、5‑4，6‑1、6‑2、6‑3、6‑4，具体的Neff、Beff、Qeff、T(mm)、Qeff/T展示在表2中，铸锭分别浇铸成长5T，宽
3T，厚T的长方体试样。

[0043] 表2：各铸钢的Neff、Beff、Qeff、T(mm)以及Qeff/T

[0044]

[0045]

[0046] 表3展示了上述铸钢强度和韧性的测试结果。

[0047] 表3各铸钢的力学性能

[0048]

[0049] 下面结合表1‑3对上述发明例和对比例作进一步分析说明。

[0050] 表1中编号11、12的Ti含量不在本发明范围内，编号13、14的B含量不在本发明范围内，编号15的N含量不在本发明范围内，表2中编号5‑4、6‑4的Qeff/T不在发明范围内，编号9、10、13、14的Beff不在本发明范围内，编号12、15的Neff不在发明范围内，因此，编号5‑4、6‑4、
9‑15均是本发明的对比例。

[0051] 对比例5‑4采用了与发明例5‑1～5‑3相同的成分，对比例6‑4采用了与发明例6‑1～6‑3相同的成分，并且热处理工艺相同，仅是铸件的厚度有所区别。由于对比例5‑4、6‑4的铸钢厚度过厚，其Qeff/T不能满足发明0.55以上的要求，其在风冷淬火时由于钢板内部“返温”现象对淬火冷却速度具有中和作用，导致空冷淬火实际带来产生的冷却速度低于临界冷却速度，导致铸钢无法充分淬透，其结果是铸钢的室温下的抗拉和屈服强度、室温韧性以及‑40℃韧性均无法满足本发明的要求。

[0052] 而横向比较发明例5‑1～5‑3、6‑1～6‑3可知，对于相同材料而言，在同样的风冷淬火条件下，厚度越低的铸钢件，其Qeff/T越大，淬透性效果越好，最终其力学性能也就越好。

[0053] 对比例9是发明例1的对比例，在其它元素含量相同的条件下，对B含量进行了调整，虽然调整后的B含量仍在发明范围内，但是B的调整导致Beff过低不在发明范围内，导致有效硼减少，淬透性大幅下降，最终导致铸钢的室温下的抗拉和屈服强度、室温韧性以及‑40℃韧性均无法满足本发明的要求。

[0054] 对比例10是发明例5‑1的对比例，在其它元素含量相同的条件下，对B含量进行了调整，虽然调整后的B含量仍在发明范围内，但是B的调整导致Beff过高不在发明范围内，导致有效硼增加，导致铸钢的强度和韧性反而下降，最终获得的铸钢其室温下的抗拉和屈服强度、室温韧性以及‑40℃韧性均无法满足本发明的要求。

[0055] 对比例11是发明例4的对比例，在其它元素含量相同的条件下，对Ti含量进行了调整，虽然调整后的Beff、Qeff/T仍在发明范围内，但是其Ti过高，导致TiN含量过高，虽然TiN对于强度略有贡献，使其强度相比发明例4有所上升，但是过高的TiN成为了韧性破坏的起点，导致韧性下降，最终获得的铸钢其室温韧性以及‑40℃韧性均无法满足本发明的要求。

[0056] 对比例12是发明例4的对比例，在其它元素含量相同的条件下，对Ti含量进行了调整，虽然调整后的Beff、Qeff/T仍在发明范围内，但是Neff高于发明要求，其Ti过低，导致TiN含量不足，其强韧化效果不够明显，并且过高的Neff导致BN生成过多，导致强度和韧性下降，最终获得的铸钢其室温下的抗拉和屈服强度、室温韧性以及‑40℃韧性均无法满足本发明的要求。

[0057] 对比例13是发明例2的对比例，在其它元素含量相同的条件下，对B含量进行了调整，调整后的B和Beff过高不在发明范围内，导致有效硼增加，导致铸钢的强度和韧性反而下降，最终获得的铸钢其室温下的抗拉和屈服强度、室温韧性以及‑40℃韧性均无法满足本发明的要求。

[0058] 对比例14是发明例3的对比例，在其它元素含量相同的条件下，对B含量进行了调整，调整后的B和Beff过低不在发明范围内，导致有效硼减少，淬透性大幅下降，最终导致铸钢的室温下的抗拉和屈服强度、室温韧性以及‑40℃韧性均无法满足本发明的要求。

[0059] 对比例15是发明例4的对比例，在其它元素含量相同的条件下，对N含量进行了调整，虽然调整后的Beff、Qeff/T仍在发明范围内，但是其N过高，致使Neff过高，导致BN生成过多，铸钢的强度和韧性下降，最终获得的铸钢其室温下的抗拉和屈服强度、室温韧性以及‑40℃韧性均无法满足本发明的要求。

[0060] 综上，本发明通过基础元素C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo含量的调整，同时添加微量的B、N、Ti并且控制Beff和Qeff/T在一定范围内，可以确保最终获得的铸钢在非液体介质淬火的条件下获得优异的强韧性，其室温抗拉强度为850MPa以上，更甚至达到900MPa以上，室温屈服强度760MPa以上，更甚至达到800MPa以上，室温冲击韧性120J以上，更甚至达到130J以上，其‑40℃冲击韧性可以达到90J以上，更甚至达到100J以上。

[0061] 以上实施例的说明只是用于帮助理解本发明的方法及其核心思想。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，还可以对本发明进行若干改进和修饰，这些改进和修饰也落入本发明权利要求的保护范围内。

[0062] 对所公开的实施例的上述说明，使本领域专业技术人员能够实现或使用本发明。对于这些实施例的多种修改对本领域的专业技术人员来说是显而易见的，本文所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所公开的原理和新颖特点相一致的最宽范围。