屈服强度1100MPa级的焊接结构贝氏体高强钢及其制备方法与流程

本发明属于钢铁冶金技术及轧钢技术领域，涉及一种低碳含量，免加铬、镍、硼合金元素且无需进行离线淬火制备的易焊接贝氏体高强钢，具体涉及一种屈服强度1100mpa级焊接结构贝氏体高强钢及其制备方法。

背景技术：

在工程机械高强化和海洋装备深海化的迫切需求下，国内外都高度重视高强钢及超高强钢的开发和应用。因为提高钢材强度不但可以增加构件载荷能力、提高安全性能，而且还可减轻自身质量，符合节能、环保的发展要求。其中，屈服强度达1100mpa的高强钢可用于制造对承载有较高要求的结构件，目前在工程机械中已经得到应用，并在深海装备及舰船上具有广阔的应用前景。

传统屈服强度1100mpa级的高强钢在化学成分选择与制备工艺设定上均以获得马氏体基体为主，因为马氏体具有较高的硬度和强度。所以，在化学成分元素选择与含量确定方面，为了提高钢材淬透性、利于获得马氏体组织，一般需要添加一定含量的c元素和cr、mo、b等淬透性元素。专利cn104513936a公开了一种屈服强度1100mpa级调质高强钢，其c含量为0.17～0.21％，而且添加了0.20～0.70％的cr、0.10～0.45％的mo和0.005～0.003％的b；专利cn108559917a公开了一种屈服强度1100mpa级的超细晶高强钢板，其c含量为0.15～0.22％，而且添加了0.2～1.20％的cr、0.10～0.60％的mo和0.001～0.003％的b。对于焊接结构高强钢而言，碳含量对焊接性影响最大，在相同碳当量条件下，焊接性随着碳含量的升高而变差，当碳含量大于0.1％时焊接性将显著恶化。钢中碳含量和焊接性的关系附图1所示。由图附图1可知，现有结构用1100mpa级高强钢(例如上述专利涉及的高强钢)，由于碳含量相对较高(0.15～0.22％)，主要处于“难焊区”，属于难焊接材料，焊接过程中容易产生焊接裂纹，因此需要严格控制焊接工艺和选择焊接材料。而且上述专利涉及的高强钢，其组织均以马氏体为主，马氏体属于硬度高且脆性大的组织，在焊接过程中会增加冷裂纹倾向。另外，上述专利涉及的高强钢均含有一定含量的cr元素。cr元素在熔焊过程中容易产生可致癌的cr⁶⁺，对焊工的身体健康产生潜在风险。以上这些因素导致焊接结构高强钢存在焊接效率低、应用制造周期长、成本高且在焊接过程中对焊工身体健康具有潜在风险等问题。在工程机械装备中，焊接结构件约占整机重量的50％～70％；在舰船建造中，焊接工作量占总工作量的40％，焊接成本占船体建造成本的50％；在海洋装备制造过程中，焊接工序占制造工作量的30％～40％。因此，焊接性的恶化是限制现有高强钢推广应用的主要原因之一。

为了获得马氏体组织，除了在高强钢中添加cr、mo、b等高淬透性元素外，在制备技术上一般是将铸坯或锻坯热轧后先冷却至室温，然后重新加热至完全奥氏体化温度(ac3)以上的温度进行离线淬火，在高冷速下使奥氏体转变为马氏体，从而使钢材具有高的强度。例如，上述两个专利cn104513936a和cn108559917a公开的制备方法分别要求将钢板分别重新加热至ac3+(30～80)℃和840～860℃再淬火至室温，以获得马氏体组织，而且离线淬火后还需要进行回火处理，来改善脆性马氏体组织的韧性。然而，现有技术的离线淬火工艺不但延长生产周期、增加能耗，而且还需增设淬火装备，增加产线设备的投资。

技术实现要素：

本发明的目的在于克服现有技术的不足，鉴于屈服强度1100mpa级焊接结构高强钢存在的这些问题，提供一种屈服强度1100mpa级焊接结构贝氏体高强钢及其制备方法，碳含量低至0.05～0.09％，且无需加铬、钼、硼合金元素，具有优异的焊接性并提供一种免除离线淬火的屈服强度1100mpa级焊接结构贝氏体高强钢的制备方法。

本发明的技术目的通过下述技术方案予以实现。

屈服强度1100mpa级的焊接结构贝氏体高强钢及其制备方法，化学成分按重量百分比为：0.05～0.09％c、0.35～0.65％si、0.6～1.2％mn、0.04～0.10％nb、1.5～2.5％cu、0.5～0.8％al、2.5～4.0％ni、0～0.025％ti，余量为fe及不可避免的杂质，而且碳当量满足c+mn/6+(ni+cu)/15+(cr+mo+v)/5≤0.65％，并采用如下方法进行制备：

步骤1，铸坯冶炼

按照化学成分重量百分比0.05～0.09％c、0.35～0.65％si、0.6～1.2％mn、0.04～0.10％nb、1.5～2.5％cu、0.5～0.8％al、2.5～4.0％ni、0～0.025％ti，余量为fe及不可避免的杂质，而且碳当量满足c+mn/6+(ni+cu)/15+(cr+mo+v)/5≤0.65％，进行钢水的冶炼，获得铸坯

步骤2，控制轧制与控制冷却(tmcp)

将步骤1得到的铸坯置于1100—1200摄氏度下进行保温，然后进行控制轧制；轧制过程中先采用可逆粗轧机组进行热轧，轧制温度为1150～1000℃，粗轧总压下率≥40％；粗轧后在待温度空冷至910℃，再采用可逆精轧机组进行多道次的往复精轧，将钢板热轧至10～30mm厚，控制终轧温度为740℃、精轧总压下率≥66％；精轧后的钢板采用快速水冷系统冷却至250～400℃，平均冷却速率控制在45～70℃/s的范围内

在步骤2中，将步骤1得到的铸坯置于1100—1200摄氏度下进行保温1—3小时，优选1150—1200摄氏度，保温1—2小时。

在步骤2中，粗轧阶段设置温度为1150～1000℃，优选1050—1100摄氏度；精轧温度范围为910～740℃。

在步骤2中，采用快速水冷系统冷却至300～360℃，平均冷却速率控制在50～60℃/s。

步骤3，时效热处理

将经过步骤2处理的钢板置于480～580℃中进行时效热处理，随后空冷至室温20—25摄氏度。

在步骤3中，进行时效热处理时，时间为1—5小时；温度为500—550摄氏度，时间为1～3.5h。

本发明粗轧阶段设置温度为1150～1000℃，属于奥氏体再结晶区，热轧过程中通过再结晶可消除铸坯的铸态组织，获得等轴均匀的奥氏体晶粒。本发明的精轧工艺过程，一方面可将钢板轧制至目标厚度，另一方面因为精轧温度范围为910～740℃，属于奥氏体未再结晶区，通过精轧可形成饼形硬化奥氏体，为获得细化的贝氏体准备组织条件。本发明的热轧后的高温钢板需以一定的冷却速率直接冷却至250～400℃，热轧后相对高的冷却速率可以避免硬化的奥氏体转变为铁素体或珠光体组织，但冷却速率过大又容易导致形成较脆的马氏体组织。因此为获得贝氏体组织，冷却速率控制在45～70℃/s范围内。而且，采用该冷却速率还可以使nb、cu、al处于固溶态，方便后续通过时效热处理获得纳米级析出强化相。本发明采用时效热处理的目的在于使贝氏体基体析出大量纳米级析出强化相，通过时效强化获得高的强度，确保高强钢的屈服强度大于1150mpa。

上述高强钢的化学成分特征在于碳含量低，而且无需加铬、钼、硼合金元素，其学成分构成的选择与含量设定基于以下几点：

1)为了使钢材具有优异的焊接性，采用低碳设计，碳含量为0.05～0.09％，同时其他合金元素的配比应使碳当量不得高于0.65％，这样高强钢的成分处于“易焊区”，具有优异的焊接性，如附图1所示。

2)为获得高强度，添加具有固溶强化作用的元素si、mn、ni，其含量分别为0.35～0.65％、0.6～1.2％、2.5～4.0％。其中mn、ni元素还起到促进贝氏体组织形成的作用。

3)添加了可起到析出强化作用的nb和cu元素，且配合添加一定量的al元素，使钢板在热轧后的时效热处理过程中析出大量的纳米级的强化相；另外，可添加少量的ti元素，起到固氮、细化晶粒和提高韧性的作用。

4)为了降低焊接过程中产生致癌的cr⁶⁺，在钢中不添加淬透性元素cr。而且，本发明高强钢组织以贝氏体组织为主，因而无需添加可有效促进马氏体形成的高淬透性元素mo和b。

上述超高强钢的优选化学成分按重量百分比为：0.05～0.09％c、0.4～0.6％si、0.8～1.0％mn、0.05～0.08％nb、1.8～2.5％cu、0.6～0.8％al、2.5～3.5％ni、0.01～0.02％ti，余量为fe及不可避免的杂质，碳含量低，而且无需加铬、钼、硼合金元素；碳当量满足c+mn/6+(ni+cu)/15+(cr+mo+v)/5≤0.65％。

本发明的屈服强度1100mpa的焊接结构贝氏体高强钢的显微组织特征在于控制轧制和控制冷却后的钢板为贝氏体组织，时效热处理后在贝氏体基体中析出大量纳米级的析出强化相，大小在10nm以下，如5—10nm。

本发明的屈服强度1100mpa的焊接结构贝氏体高强钢的力学性能特征在于屈服强度rp0.2≥1140mpa，可到1145—1224mpa；抗拉强度rm≥1200mpa，可达1233—1284mpa；断后延伸率≥15％，可达16—19％，具有优异的强塑性匹配，而且－40℃冲击功≥38j，可达38—56j，具有良好的低温韧性。

与现有的技术相比，本发明的有益效果为：

1、本发明涉及的屈服强度1100mpa级的焊接结构贝氏体高强钢的碳含量明显低于现有同级别焊接结构高强钢，其碳含量仅为0.05～0.09％，可确保该高强钢化学成分处于易焊接区，因而具有优异的焊接性。

2、本发明涉及的屈服强度1100mpa级的焊接结构贝氏体高强钢，其化学成分中不添加cr元素，在熔焊过程中不会产生致癌的cr⁶⁺。因此，该种焊接结构高强钢在焊接过程中对焊工的身体损害小。

3、本发明涉及的高强钢在制备工艺上，热轧后通过控制冷却即可获得贝氏体组织，然后通过时效热处理即可在贝氏体基体中形成大量纳米级析出强化相，具有良好的强韧性匹配，无需传统的离线淬火工艺环节，生产工艺简单、生产周期短。

附图说明

图1为本发明的屈服强度1100mpa级焊接结构贝氏体高强钢和传统典型的同级别高强钢碳含量、碳当量及焊接性的对比分析图。

图2为本发明的屈服强度1100mpa级焊接结构贝氏体高强钢主要制备工艺流程图。

图3为实施例2的屈服强度1100mpa级焊接结构贝氏体高强钢的电子扫描显微组织照片。

图4为实施例4的屈服强度1100mpa级焊接结构贝氏体高强钢的电子扫描显微组织照片。

图5为实施例6的屈服强度1100mpa级焊接结构贝氏体高强钢的电子扫描显微组织照片。

图6为实施例2的屈服强度1100mpa级焊接结构贝氏体高强钢的透射电子显微镜高倍微观组织照片。

具体实施方式

下面结合具体实施例对本发明的实施方案进行详细阐述。

按照化学成分重量百分比0.05～0.09％c、0.35～0.65％si、0.6～1.2％mn、0.04～0.10％nb、1.5～2.5％cu、0.5～0.8％al、2.5～4.0％ni、0～0.025％ti，余量为fe及不可避免的杂质，而且碳当量满足c+mn/6+(ni+cu)/15+(cr+mo+v)/5≤0.65％的要求冶炼钢水，获得铸坯。铸坯实际成分重量百分比含量见表1。

表1本发明具体实施例铸坯化学成分重量百分比(wt.％)

实施例的钢板制备工艺参见图1。将表1所示成分的铸坯用加热炉加热至1200℃，保温2h，然后进行控制轧制与控制冷却。其中，粗轧轧温度为1150～1000℃，粗轧总压下率≥40％；粗轧后待温空冷至910℃，再将钢板精轧至10～30mm厚，控制终轧温度为740℃、精轧总压下率≥66％；精轧后的钢板采用快速水冷系统冷却至250～400℃，平均冷却速率控制在45～70℃/s的范围内。随后，将钢板置于480～580℃的加热炉内进行时效热处理，时效时间1～3.5h，最后空冷至室温。各实施例控制轧制与控制冷却参数、时效热处理参数见表2。

表2实施例控制轧制与控制冷却、时效热处理工艺参数

对本发明实施例1～7制备的屈服强度1100mpa级焊接结构贝氏体高强钢进行力学性能测试。测试按照astm-a370-17标准执行，力学性能见表3。

表3本发明实施例1～7的钢板力学性能

从表3可以看出，本发明涉及的屈服强度1100mpa级焊接结构贝氏体高强钢的屈服强度rp0.2≥1150mpa，抗拉强度rm≥1200mpa，断后延伸率≥15％，具有优异的强塑性匹配，而且－40℃冲击功≥38j，具有良好的低温韧性。

采用电子扫描显微镜观察实施例2、实施例4和实施例6钢板的显微组织，并用透射电子显微镜观察实施例2钢板的高倍微观组织。由附图3、附图4和附图5可以看出，本发明涉及的屈服强度1100mpa级焊接结构贝氏体高强钢的基体组织为贝氏体，由附图6可以看出，在贝氏体基体内存在大量纳米级的析出强化相，大小在10nm以内。

根据本发明内容进行工艺参数和组分含量的调整，均可实现本发明的高强钢的制备，且表现出与本发明基本一致的性能。以上对本发明做了示例性的描述，应该说明的是，在不脱离本发明的核心的情况下，任何简单的变形、修改或者其他本领域技术人员能够不花费创造性劳动的等同替换均落入本发明的保护范围。