屈服强度620MPa级低裂纹敏感性钢板及其制造方法

专利名称：：屈服强度620MPa级低裂纹敏感性钢板及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及低碳高强度结构钢，具体地说，本发明涉及屈服强度620MPa级的低裂纹敏感性钢板及其制造方法。
背景技术：
：低裂纹敏感性高强钢主要用于煤矿、勘探等机械结构和工程建设中，要求该钢具有较高的强度、硬度、韧性和焊接性能，根据使用部位的不同，强度要求的范围也不同，为了便于焊接和简化焊接工艺，希望钢的焊接裂纹敏感性指数Pcm尽可能低，以达到焊前无需预热的目的，这种钢被称为低焊接裂纹敏感性高强钢，也称CF钢。它是一类具有优良焊接性能和低温韧性的低合金高强度钢，其优点在于焊前不预热或稍加预热而不产生裂纹，主要是解决了大型钢结构件的焊接施工问题；对于屈服强度620MPa级钢板，一般要求钢的Pcm^).25%。.降低Pcm的唯一手段就是减少碳和合金元素的加入量，而对于采用淬火+回火工艺生产的高强钢来说，减少碳和合金元素的加入量将不可避免地带来钢强度的降低，若采用热机械控制轧制与控制冷却技术(TMCP)，则可以弥补这种缺陷，此外，相对于调质(淬火+回火)工艺，热机械控制轧制与控制冷却技术(TMCP)还具有细化晶粒从而提高钢的低温韧性的好处。目前，采用TMCP技术生产的低焊接裂纹敏感性钢的合金成分一般是Mn-Mo-Nb-Cu-Ni-V-B系或Mn-Mo-Nb-Cu-Ni-B系。如中国专利CN1396294公开了一种低焊接裂纹敏感性高强钢，其化学成分质量百分比为C0.020.13、Mn0.601.80、Si0.100.60、Ti0.0050.025、AHOl、Ti0.0050.025、N0.00200.0060、B0.00050.0020、Nb0.0080.040及Ni^0.55、V，IO、Cu，65、Mc^0.50%、Zr￡0.040、RES0.020中的两种或两种以上，Pcm=0.33%。又如中国专利CN1932063A涉及钢种的化学成分质量百分比为C:0.060.09、Si0.150.55、Mnl.001.60、P，015、SK)06、Ni0.150.40、化0.30、Mo^0.30、Cu^0.30、V0.020.06、Nb0,0050.05、Als0.0100.040，Pcm=0.25;另外一种大线能量焊接非调制高韧性钢，其化学成分质量百分比为C0.020.18、Si0.100.60、Mn0.60L80、P^0.020、S，OIO、Ni，60、Mo^0.50、Cu￡0.80、V0.020.08、Nh^0.040、Als0.0100.060，Pcm=0.32;上述公开的三种钢种的合金元素设计分别为Mn-Mo-Cu-Ni-Nb-V-B系和Mn-Mo-Cr-Cu-Ni-Nb-V-B体系，这两种钢分别要求对钢板进行淬火+回火或回火处理，制造工序复杂，增加生产成本。已开发的40mm以下厚度规格、屈服强度550Mpa级低裂纹敏感性钢，其成分质量百分比为C0.0050.05、Si0.050.70、Mnl.401.85、Cr0.300.50、Mo0.601.20、Nb0.040.08、Al0.020.06、Cu《0.30、Ni0.601.20，Ti0.0050.015。该钢的机械性能为屈服强度580Mpa，抗拉强度650Mpa，一2(TC纵向冲击功平均为290J，其机械性能平均值符合550Mpa级别的要求，但不能适应机械结构中强度要求较高的关键部件，另外该钢的合金成分Mo、Mn含量较高，致使该钢成本增加。另外，30mm以上厚度的钢板表面和中心组织不一致，即钢板表面为板条贝氏体和马氏体组织，中心部位主要为多边形铁素体和少量贝氏体组织，造成钢板厚度上性能不均匀，特别是低温冲击韧性较差，容易发生脆性裂纹。
发明内容本发明的目的在于提供一种屈服强度620MPa级低裂纹敏感性钢板及其制造方法，无需热处理，钢板具有良好的低温韧性和焊接性。为达到上述目的，本发明的技术方案是，采用Mn-Nb-Cr-Mo-V-Ti-B系钢种，考虑到成本因素，从成分设计上尽量减少合金元素的加入量，通过降低价格昂贵的合金元素Mo，增加Cr元素含量，以达到降低生产成本的目的；充分利用各种微合金元素复合加入技术来达到强化的目的，采用Nb、Ti、B、Mo元素的复合加入，保证未再结晶区内变形的积累，并保证4钢种得到贝氏体组织，利用Nb、Ti、Mo、Cu等微合金元素的应变诱导析出及时效强化效果，进一歩提高强度；通过优化制造方法，即结合钢的成分，采用两阶段控制轧制和在线控制冷却工艺(TMCP工艺)，以获得屈服强度620Mpa以上、具有优良焊接性能和低温韧性的低合金高强度钢，TMCP工艺省去了热处理工艺，节约了生产成本，另外TMCP工艺生产的钢板焊接时不需预热，所以减少了焊接成本。具体地，本发明的一种屈服强度620MPa级低裂纹敏感性钢板，其化学成分质量百分比为C0.010.05、Si0.100.45、Mn0.601.20、Cr0.300.50、Mo0.100.30、Nb0.010.04、Al0.020.04、Cu0.300.80、Ni0.601.20、B0.00050.0010、Ti0.0050.015，余量为Fe禾卩不可避免的杂质，且满足焊接裂纹敏感性指数PCm$0.20%。低裂纹敏感性钢板的焊接裂纹敏感性指数Pcm可按下式确定悍接裂纹敏感性指数Pcm是反映钢的焊接冷裂纹倾向的判定指标，Pcm越低，焊接性越好，反之，则焊接性越差。焊接性好是指焊接时不易产生焊接裂纹，而焊接性差的钢容易产生裂纹，为了避免裂纹的产生，必须在焊接前对钢进行预热，焊接性越好，则所需的预热温度越低，反之则需要较高的预热温度。一般认为，当Pcm^).20X时，屈服强度620MPa以下的钢可以实现不预热焊接。在本发明中，C:在钢中的作用是固溶强化，但是C对焊接性能不利。C含量越高，焊接性能越差，对于采用TMCP工艺生产的贝氏体钢来说，C含量越低则韧性越好，较低的碳含量可以生产更大厚度的高韧性钢板，因此本发明C含量控制为0.030.05%。Mo:提高钢的淬透性，本发明只需加入不超过0.25%的Mo，因为Mo对焊接性能不利，同时Mo是-一种十分昂贵的元素，其价格是Cr的数倍，因此本发明以Cr取代了部分Mo，以达到降低成本的目的。Cr:作为弱碳化物形成元素，添加Cr不仅提高钢板的淬透性、促进马氏体/贝氏体形成，而且马氏体/贝氏体板条间位向差增大，增大裂纹穿过马氏体/贝氏体晶团的阻力，在提高钢板强度的同时，具有一定的改善钢板韧性之作用；Nb:本发明通过加入较多的Nb，一方面以达到细化晶粒和增加钢板厚度的目的，另-方面是提高钢的未再结晶温度，便于在轧制过程中采用相对较高的终轧温度，从而加快轧制速度，提高生产效率。此外，由于强化了晶粒细化作用，使得可生产钢板的厚度增大，采用本发明设计的化学成分，能够生产钢板的最大厚度为80mm。Si:在钢中的作用主要是固溶强化，也可提高钢的淬透性，本发明钢中加入不超过0.45%的Si有利于提高钢的强度和韧性。Ti:在钢中能产生强烈的沉淀强化作用，使钢的强度提高，还能阻止奥氏体再结晶。它能产生晶粒细化作用，提高钢材屈服强度，作为一种重要的微合金元素，钛可形成细小的钛的碳、氮化物颗粒，在板坯再加热过程中可通过阻止奥氏体晶粒的粗化从而得到较为细小的奥氏体显微组织。另外，钛的氮化物颗粒的存在可抑制焊接热影响区的晶粒粗化。因而，钛可同时提高基体金属和焊接热影响区的低温韧性。由于钛能够以钛的氮化物形式固定游离氮原子，所以它可以阻止游离氮由于形成了硼的氮化物而对钢的淬透性产生的不利影响。Cu:是奥氏体稳定化元素，添加Cu也可以降低Ar3点温度，提高钢板的淬透性和钢板的耐大气腐蚀性；Cu、Ni复合添加除降低含铜钢的铜脆现象、减轻轧制过程的晶间开裂之作用外，更重要的是Cu、Ni均为奥氏体稳定化元素，Cu、Ni复合添加可以大幅度降低Ar3，提高奥氏体向铁素体相变的驱动力，导致马氏体/贝氏体板条可以向各个位向长大，导致马氏体/贝氏体板条间位向差变大，增加裂纹穿过马氏体/贝氏体板条的阻力。B:能够显著增加钢的淬透性，本发明加入0.00050.0010的B，与Mo结合，可以使钢在一定冷却条件下，比较容易地获得高强度贝氏体组织。本发明钢的化学成分C含量相对于原来降低了，C含量的降低主要是考虑提高钢的韧性和焊接性能，为了弥补因C含量的降低而影响的强度，通过添加Mn、Nb、Mo、Cr、B、Cu等合金元素的最佳配合，使钢板具优良的综合机械性能。Mn在控轧钢中，含量一般在1.5%以下，因为锰含量超过1.5%时，则钢硬化而延展性变坏，所以本发明中Mn的含量控制在0.8%1.20%;Nb能产生显著的晶粒细化和中等的沉淀强化作用，但铌有增加焊接热影响区再热裂纹的倾向，焊缝中单独加入铌时，使韧性显著变坏，但当Ti-Nb-Mo共存时会呈现良好的韧性，铌在含硼钢中的允许含量不能超过0.04。％，所以本发明中Nb的含量控制在0.04%以下；Mo和B都对珠光体转变有显著的推迟作用，而对贝氏体转变的影响较小，因而在相当大的冷却速度范围内可获得全部贝氏体的组织。在含B钢中，Mo对淬透性的影响尤为显著，当Mo与Nb同时加入时，Mo在控制轧制过程中可增大对奥氏体再结晶的抑制作用，进而促进奥氏体显微组织的细化。同时Mo是-种十分昂贵的元素，其价格是Cr的数倍，因此本发明以Cr取代了部分Mo，以达到降低成本的目的，但是当Cr添加量超过0.80%时，严重损害钢板的焊接性；因此本发明钢Cr含量控制在0.45%左右。Cr与Ni、B和Mo相配合，增加了过冷奥氏体的稳定性，抑制了先共析铁素体的转变，获得均匀的贝氏体组织。在含B钢中，可利用e—Cu的时效强化作用，使这类钢的强度达到更高的水平，不同级别的钢采用的含铜量为0.3%0.8%左右，钢中的铜能明显地与加入的B起综合作用，会进一歩抑制贝氏体转变前的铁素体形成，为了防止含铜钢的热脆性，钢中加入了适量的Ni，防止铜含量高引起的热脆性，为了保证钢的强度；B含量控制在0.0005。/。0.0013。/。之间，确保钢板淬透性的同时，从而在冷却过程中更容易得到均匀的贝氏体组织，以保证钢板的强度和韧性。本发明B含量为0.0005。％0.0010%。综合以上各元素及相互间的作用，使本发明钢板具有在较高的强度和硬度，同时具有优良的韧性和焊接性能。本发明屈服强度620MPa级低裂纹敏感性钢板的制造方法，包括冶炼、浇铸、加热、轧制、冷却工序，其特征在于，在所述轧制工序后不经过热处理即进入冷却工序；其中，轧制终轧温度为790830。C;冷却过程中，对钢板加速冷却，以820°C/S的速度冷却至450550°C，出水后空冷。进一步，浇铸后的连铸坯或钢锭的厚度不小于成品钢板厚度的4倍。又，本发明在所述加热过程中，加热温度为11801200°C，保温时间为120150分钟。本发明轧制分为第一阶段和第二阶段轧制；第一阶段轧制过程中，开轧温度为10501150°C，当轧件厚度到达成品钢板厚度的23倍时，在辊道上待温至80085(TC;第二阶段轧制过程中，道次变形率为1525%，终轧温度为790830°C。另外，空冷采用堆垛或冷床冷却。在本发明屈服强度620MPa级低裂纹敏感性钢板的制造方法中，将终轧温度控制在未再结晶区的低温段，同时该温度区接近相变点Ar3，即终轧温度为790830°C，在这个温度范围内终轧，既为相变提供更高的能量累积，也不至于给轧机带来过高的负荷，比较适合于厚板生产。冷却工艺轧制结束后，钢板进入加速冷却装置，按82(TC/秒的速度冷却至450550°C。较快的冷却速度可以避免铁素体和珠光体的形成，直接进入CCT曲线的贝氏体转变区。贝氏体相变驱动力可以表示为式中A《te，是化学驱动力，A"是缺陷造成的应变储存能。较大冷却速度使奥氏体过冷，增加了化学相变驱动力，结合轧制过程造成的应变储存能A"考虑，使贝氏体形核的驱动力增加。Mo和B元素的结合，提高了钢的淬透性，在冷却过程中更有利于贝氏体的转变，从而使钢板厚度范围内的组织更加均匀。由于钢板在轧制过程中积累了密度很高的位错和极高的应变能，高密度的位错将与Nb的析出物Nb(CN)粒子相互作用，在轧制完成至加速冷却的空冷(驰豫)过程中，这种相互作用促使在奥氏体晶粒内部形成大量细小的多边形位错胞结构，Nb原子在位错墙上的偏聚以及大量微细Nb(CN)在位错胞壁上的析出，稳定了这种具有一定取向差的多边形胞状结构。伺时，一个道次的较大变形具有诱导铁素体相变的作用，在这种诱导作用下，Ar3点有所提高，即出现所谓"应变诱导相变"现象，在未再结晶温度区较大的变形量，将有利于针状铁素体的晶内形核，同时会使贝氏体基体上的马氏体岛分布更加均匀弥散。采用较快的冷速是为了为贝氏体转变提供更高的过冷度，增加相变驱动力，获得更高密度的形核率，从而得到以细化的贝氏体为主的基体组织，使本发明钢板具有较高的强度和良好的韧性。但是，轧后快速冷却时，使得钢板表面和中间的冷却差异很大，容易造成厚度方向组织不均匀。本发明，在微合金C一Mn钢中加入B元素，与Mo、Ni、Cr相配合，增加了过冷奧氏体的稳定性，抑制了先共析铁素体的转变，可以在很宽的冷速范围(l°C/s25°C/s)内生成贝氏体组织，有利于钢板厚度方向组织均匀一致，从而保证钢板厚度方向上性能的均匀性。为了保证钢板冷却后的强度，要求钢板的组织应以细小的板条贝氏体为主，所以本发明钢的冷却速度最佳范围确定为8°C/s20°C/s。轧制工艺本发明采用两阶段轧制，即再结晶型控轧、未再结晶型控轧。再结晶型控制轧制的变形特点是，钢在变形的同时发生动态回复和不完全动态再结晶，在轧制后或两道次之间发生静态回复和静态再结晶。随着变形和再结晶的进行，钢的温度不断下降，奥氏体晶粒逐步细化，奥氏体晶界面积增大，为奥氏体向铁素体相变形核提供更多位置。未再结晶型控制轧制是在奥氏体区的温度下限范围内进行轧制，不发生再结晶的温度范围一般在95(TC—Ar3区间，其温度的变化取决于钢的化学成份和变形量的大小。未再结晶型控制轧制的变形特点是，轧后的变形奥氏体不发生再结晶，奧氏体晶粒被压扁和拉长。变形大时，晶粒内产生大量的滑移带和位错，增大了有效晶界面积，相变时铁素体在晶界上和变形带上形核。本发明第二阶段轧制在轧件厚度到达成品钢板厚度的23倍时，在辊道上待温至80085(TC。对于含Nb钢来说，其未再结晶温度约为9501050°C，将轧制钢坯温度降至800850°C，目的是为了保证其在未再结晶区有足够的变形量，在变形的奥氏体内有更高密度的位错累计，为铁素体相变提供更有利的形核条件。较大的变形也有利于Nb的碳氮化合物的析出，由于变形诱导析出的作用，较大的道次变形率将有利于形成更加细小和弥散析出物，驰豫过程中同时有Nb、V和Ti的碳氮化物单独析出和复合析出。析出的碳氮化物钉扎了位错和亚晶界运动，在奥氏体晶粒内保留了大量位错，并为冷却过程中贝氏体的形成提供了大量的形核位置。同时，细小和弥散的析出物为铁素体提供高密度的形核地点并通过其对长大界面地钉扎作用阻止铁素体晶粒地长大和粗化，这对于钢的强度与韧性都起9到有利的作用。本发明的有益效果1、通过合理设计化学成分，大幅度降低C含量，并且以Mn和Cr等廉价合金元素替代部分Mo，以Ti的C、N化合微细析出粒子作沉淀强化，B、Nb和Mo提高了钢的淬透性，再加上Cu的析出强化作用，使该钢达到较高的强度和良好的塑性，且焊接裂纹敏感性较小，焊前无需预热。2、本发明钢板不需进行任何额外的热处理，从而简化了制造工序，降低了钢的制造成本。3、由于成分和工艺设计合理，从实施效果来看，工艺制度比较宽松，可以在中、厚钢板产线上稳定生产。4、本发明的低裂纹敏感性钢板屈服强度大于620MPa、抗拉强度大于720MPa、夏氏冲击功Akv(—20°C)2180J、板厚可达80mm板，且钢板截面硬度均匀。图1为本发明实施例6的低裂纹敏感性钢板的截面硬测量值。具体实施例方式实施例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118(TC，保温120分钟，在中、厚轧机上进行第一阶段轧制，开轧温度为U5(TC，当轧件厚度为60mm时，在辊道上待温至850°C，随后进行第二阶段轧制，第二阶段轧制道次变形率为1520%，终轧温度为830°C，成品钢板厚度为20mm。轧制结束后，钢板进入加速冷却(ACC)装置，以20°C/S的速度冷却至500°C，出水后堆垛或冷床冷却。实施例2实施方式同实施例l，其中加热温度为1150°C，保温150分钟；第一阶段轧制的开轧温度为1080°C，轧件厚度为90mm;第二阶段轧制的开轧温度为840°C，道次变形率为1012%，终轧温度为810°C，成品钢板厚度为30mm;钢板冷却速度为15°C/S，终止温度为490。C。实施例3实施方式同实施例l，其中加热温度为1150°C，保温120分钟；第一阶段轧制的开轧温度为IIO(TC，轧件厚度为120mm;第二阶段轧制的开轧温度为830°C，道次变形率为1015%，终轧温度为820°C，成品钢板厚度为40mm;钢板冷却速度为15°C/S，终止温度为530。C。实施例4实施方式同实施例l，其中加热温度为1120°C，保温150分钟；第一阶段轧制的开轧温度为1070°C，轧件厚度为150mm;第二阶段轧制的开轧温度为830°C，道次变形率为1015%，终轧温度为800°C，成品钢板厚度为50mm;钢板冷却速度为18°C/S，终止温度为515"C。实施例5实施方式同实施例l，其中加热温度为1150°C，保温140分钟；第一阶段轧制的开轧温度为IIO(TC，轧件厚度为150mm;第二阶段轧制的开轧温度为800°C，道次变形率为1015%，终轧温度为800°C，成品钢板厚度为60mm;钢板冷却速度为20°C/S，终止温度为490'C。实施例6实施方式同实施例l，其中加热温度为1180°C，保温150分钟；第---阶段轧制的开轧温度为1080°C，轧件厚度为180mm;第二阶段轧制的开轧温度为790°C，道次变形率为1015%，终轧温度为790°C，成品钢板厚度为80mm;钢板冷却速度为20°C/S，终止温度为480。C。表1本发明实施例1-6与对比例7-9的低裂纹敏感性钢板的化学成分(wt%)及其Pcm<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>对本发明实施例1-6和对比例7-9的低裂纹敏感性钢板进行力学性能测试，测试结果见表2。表2本发明实施例1-6和对比例7-9的低裂纹敏感性钢板的力学性能<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>试验例3对本发明实施例1的低裂纹敏感性钢板进行焊接性能试验(小铁研试验)，在0。C、室温和5(TC条件下，均未发现裂纹(见表3)，说明本发明钢种的焊接性能良好，焊接时一般不需要预热。表3本发明实施例1低裂纹敏感性钢板焊接性能试验(小铁研试验)结果<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>综上所述，本发明通过降低价格昂贵的合金元素Mo，增加Cr元素含量，降低生产成本；充分利用各种微合金元素复合加入技术来达到强化的目的，采用Nb、Ti、B、Mo元素的复合加入，保证未再结晶区内变形的积累，并保证钢种得到贝氏体组织，利用Nb、Ti、Mo、Cu等微合金元素的应变诱导析出及时效强化效果，进一步提高强度；通过优化制造方法，即结合钢的成分，采用两阶段控制轧制和在线控制冷却工艺(TMCP工艺)，以获得屈服强度620Mpa以上、具有优良焊接性能和低温韧性的低合金高强度钢；TMCP工艺省去了热处理工艺，节约了生产成本，另外TMCP工艺生产的钢板焊接时不需预热，所以减少了焊接成本。权利要求1.屈服强度620MPa级低裂纹敏感性钢板，其化学成分质量百分比为C0.01～0.05、Si0.10～0.45、Mn0.60～1.20、Cr0.30～0.50、Mo0.10～0.30、Nb0.01～0.04、Al0.02～0.04、Cu0.30～0.80、Ni0.60～1.20、B0.0005～0.0010、Ti0.005～0.015，余量为Fe和不可避免杂质，且满足焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.20％。2.如权利要求1所述的屈服强度620MPa级低裂纹敏感性钢板的制造方法，包括冶炼、浇铸、加热、轧制、冷却工序，其特征在于，在所述轧制工序后不经过热处理即进入冷却工序；其中，轧制终轧温度为790830°C;冷却过程中，对钢板加速冷却，以820°C/S的速度冷却至45055(TC，出水后空冷。3.如权利要求2所述的屈服强度620MPa级低裂纹敏感性钢板的制造方法，其特征是，浇铸后的连铸坯或钢锭的厚度不小于成品钢板厚度的4倍。4.如权利要求2所述的屈服强度620MPa级低裂纹敏感性钢板的制造方法，其特征是，在所述加热过程中，加热温度为11801200°C，保温时间为120150分钟。5.如权利要求2所述的屈服强度620MPa级低裂纹敏感性钢板的制造方法，其特征是，轧制分为第一阶段和第二阶段轧制；第一阶段轧制过程中，开轧温度为10501150°C，当轧件厚度到达成品钢板厚度的23倍时，在辊道上待温至S0085(TC;第二阶段轧制过程中，道次变形率为1525%，终轧温度为790830°C。6.如权利要求2所述的屈服强度620MPa级低裂纹敏感性钢板的制造方法，其特征是，空冷采用堆垛或冷床冷却。全文摘要屈服强度620MPa级低裂纹敏感性钢板及其制造方法，其化学成分质量百分比为C0.01～0.05、Si0.10～0.45、Mn0.60～1.20、Cr0.30～0.50、Mo0.10～0.30、Nb0.01～0.04、Al0.02～0.04、Cu0.60～1.20、Ni0.60～1.20、B0.0005～0.0010、Ti0.005～0.015，余量为Fe和不可避免杂质，Pcm≤0.20％。本发明采用控制热机械轧制和冷却技术，获得了以细化的贝氏体为主的基体组织，从而有利于钢板强度、塑性和韧性的提高，钢板屈服强度大于620MPa、抗拉强度大于700MPa、夏氏冲击功Akv(-20℃)≥180J，焊接性能良好。文档编号B23P17/00GK101591756SQ20081003804公开日2009年12月2日申请日期2008年5月26日优先权日2008年5月26日发明者张向葵,贺达伦申请人:宝山钢铁股份有限公司