一种低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法
【技术领域】
[0001]本发明属于冶金制造技术领域，涉及一种屈服强度690MPa的低焊接裂纹敏感性钢 板及其制造方法。
【背景技术】
[0002] 随着工程机械、煤矿机械向装备大型化、轻量化、重载荷等方向发展，使用钢板强 度由传统的屈服强度460级别向550、690MPa高强钢发展，而且高强钢板用量呈现不断增加 的趋势。
[0003] 现有技术有介绍贝氏体高强钢、低裂纹敏感性钢板的文献。
[0004] 中国专利CN1218115公开了 "铜硼系低碳及超低碳贝氏体高强钢"，其成分设计上 采用超低碳至低碳、铜及Nb的复合加入，利用铜硼等元素促使贝氏体相变，同时利用ε和Nb、 Ti复合沉淀析出作用获取高强度;不足之处是添加了Cu元素，含量在0.5%左右，成本高，而 且增加了冶炼和连铸难度，如果加热温度不当，钢板表面很容易出现龟裂等缺陷，所能生产 的钢板厚度仅在16mm以下。
[0005] 中国专利CN102888565A公开了"一种屈服强度690MPa级高强度钢板及其制造方 法"，其化学成分为〇:0.04~0.09%、51 :0.25~0.50%、]?11:1.4~1.7%、？：<0.020%、5 :< 0.010%、Cr < 0.45%、Mo < 0.20%、Nb:0.04~0.05%、V:0.05~0.07%、Ti :0.005~ 0.020%、B: 0.0005~0.0025%，余量为Fe和不可避免的杂质。采用低碳微合金化设计，通过 TMCP+回火工艺，获得了细化贝氏体为主的基体组织，从而获得了强度、塑性和韧性的良好 匹配，不足之处是合金设计同时增加了 Cr、Mo和V，合金成本上升，且需采用回火工艺来弥补 伸长率低问题，增加热处理成本及影响交货及时度。
[0006] 中国专利CN102345061A公开了 "一种Q690D优质结构钢中厚板及其生产方法"，化 学成分为C:0.05~0.15wt%、Si:0.20~0.40 wt%、Mn:1.40~1.65 wt%、P:<0.010 wt%、S: < 0.005 wt%、Nb或/和V或/和Ti:0.05 ~0.20wt%、Mo:0.10 ~0.30wt%、B:0.05 ~ 0.15wt%、Als: < 0.050 wt%，余为Fe。采用TMCP和控制冷却技术获得了强度韧性塑性良好匹 配的以贝氏体为主的钢板。不足之处是需添加贵重合金Mo,合金成本上升，且韧性只满足-20°C，不能达到更高韧性钢种要求。
[0007] 中国专利CN104357755A公开了一种适于低温下使用的大厚度、高强度钢板及其制 造方法，化学成分为C: 0 · 08~0 · 15%，Si : 0 · 15~0 · 35%，Μη: 0 · 95~1 · 25%，P: < 0 · 01%，S: < 0.005%，Cr:0.35~0·55%，Μο:0.35~0.55%，Ni:0.8~1.5%，Cu:0.20~0.40%，A1:0.02~ 0·08%，ν:0·03~0.05%，Nb:0.02~0.04%，Ti : <0·02%，Ν: <0·006%，Β:0·0008~0.002%，余 量为Fe及不可避免的杂质元素。所述钢板的制造工艺流程为冶炼、连铸-加罩缓冷-带温 清理-加热-乳制-空冷和矫直-缓冷-调质处理，通过添加贵重Mo、Cu、Ni并采用离线调 质工艺才能达到屈服强度550MPa，-60°C冲击2 100J的性能。
[0008] 由以上可见，现有技术中要获得高韧性的屈服强度690MPa级工程机械用高强度钢 板主要以固溶强化、析出强化为主来提高强度，添加贵重的Cu、Mo、V等合金元素，工艺方面 需采用回火或调质。焊接时需不同程度的焊前预热和焊后热处理，不仅增加了钢企的生产 成本，同时又增加了下游用户的生产成本。
【发明内容】
[0009] 为克服上述的技术缺点，本发明提供一种低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法， 它采用Si-Mn-Nb-Ti-Cr-Al-B系低成本成分设计，通过控制热机械乳制和冷却技术，无需回 火处理，不需添加昂贵的Mo、V等合金，制备了一种屈服强度达690MPa级的具有-60°C低温超 高韧性和焊接裂纹敏感性指数低钢板，具有成本低廉、强度高、仅TMCP无需回火处理等特 点。
[0010] 本发明解决其技术问题所采用的技术方法是:一种低焊接裂纹敏感性钢板，通过 公式 Pcm = C+Si/30+Ni/60+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+V/10+5B 来确定焊接裂纹敏感性指数 Pcm，其化学成分及重量百分数wt. %为：C:0.03~0.09%、Si:0.20~0.60%、Mn:1.40~ 1.80%、P < 0.020%，S < 0.005%，Cr:0.15~0.45%、Nb:0.03~0.06%、Ti :0.006~ 0.04%、Als:0.015~0.04%、B:0.0008~0.003%、As<0.04%、Sn<0.03%、N<0.005%、0< 0.003%、H < 0.0002%，余量为Fe和不可避免的杂质;焊接裂纹敏感系数Pcm < 0.25%，屈服强 度2 690MPa、抗拉强度2 770MPa、伸长率2 15%，夏氏冲击功Akv (-40°C)大于100J; 其中碳是传统的钢的强化元素，但它对韧性和焊接性十分有害，碳含量小于0.1%时具 有良好的焊接性，而随着微合金化和控乳控冷等技术的发展，使得含碳量降低的同时还能 保持其较高强韧性，但当钢的含碳量<0.01%时，由于间隙碳原子的减少和Nb、C、N的沉淀析 出减少而弱化了晶界，使热影响区晶界相对脆化，从综合性能出发，碳含量范围定在0.03%~ 0.09%； Si主要起固溶强化作用，炼钢过程中加 Si作为还原剂和脱氧剂;Si含量增加可使钢的 硬度和强度增加，但塑性及韧性下降并降低钢的焊接性能，本发明控制其范围在0.20~ 0.60% ； Μη主要起固溶强化的作用，在碳含量相同的情况下，随着Μη含量的增加，强度增加，且 韧性不恶化，固溶在奥氏体中的Μη通过溶质拖曳效应，降低扩散相变的相变驱动力，一方面 抑制了铁素体相变，另一方面抑制了贝氏体板条的端面扩散控制长大，细化了贝氏体板条， 提高了钢板的强度和韧性，所以Μη是不可缺少的元素，但Μη含量过高，造成钢板带状组织严 重，增强各向异性，本发明控制其范围在1.4 0~1.8 0 %， S易与Μη结合生成MnS夹杂，影响钢材的低温冲击韧性;磷在钢材中是容易造成偏析的 元素，它还会恶化焊接性能，显著降低钢的低温冲击韧性，提高韧脆转变温度，因此，P、S元 素应尽量去除，P < 0 · 020%，S < 0 · 005%; 而由于As、Sn元素它们的电负性因素和尺寸因素，使得它们极易在晶界偏聚，降低晶界 内聚力，对宏观性能的影响为钢材的断裂功减小，冲击韧性明显降低，因此，应该对其含量 予以特别地适当控制； 铌是取得良好的控乳效果最有效的微合金化元素之一，通常含铌钢加热到1200°C以 上、均热2H后，钢中铌可固溶于奥氏体中，这种固溶铌在加热过程中可以阻碍奥氏体晶粒长 大，在乳制中会在位错、亚晶界、晶界上沉淀析出铌的碳、氮化物，阻碍奥氏体动态再结晶， 细化晶粒，提尚强度，提尚钢板初性； Cr固溶在钢中，提高钢板的淬透性，Cr是碳化物形成元素，会形成细小的碳化物，提高 钢板的强度，Cr固溶在钢中，提高钢板的淬透性，本发明中加入0.15~0.45%的Cr，保证钢 板的强度和冲击功； Ti的作用主要是其未溶解的碳、氮化物颗粒分布在奥氏体晶界上，用微Ti来固定钢中 的氮，由于形成难溶的TiN而消除了钢中的自由氮，从而改善钢的韧性，TiN可阻碍钢在热加 工前的加热过程中奥氏体晶粒长大，提高奥氏体状态下铌的固溶度，进一步发挥铌的细化 晶粒和沉淀强化作用，另外，微量Ti可以防止在焊接热影响区出现粗晶，保证在焊接热影响 区具有高韧性，Ti的加入量过多，会形成对韧性不利的TiC，因此，实际生产中Ti含量控制在 0 · 006-0 · 030%，N 含量控制在 0 · 001-0 · 005%; A1在较高温度时和钢中N形成细小而弥散的A1N析出，抑制晶粒长大，达到细化晶粒、提 高钢在低温下的韧性的目的，本发明中加入〇. 015~0.04%的A1细化晶粒，提高钢板的韧性 并保证其焊接性能， B在钢中的位错和缺陷处富集，降低晶界能量，抑制了铁素体转变，促进了钢在中温区 域的贝氏体转变，增加了钢板强度，B含量较低时，对贝氏体相变的促进效果不明显，B元素 过高，会导致晶界强度大幅降低，形成"硼脆"现象，因此，本发明中B的加入量为0.0008~ 0.003% ； 0以A1203、Si02夹杂物形式存在于钢中，Η则会造成氢脆，影响钢板的韧性，因此均需 控制，本发明中要求〇 < 〇. 003%，Η < 0.0002%。
[0011] 制备低焊接裂纹敏感性钢板的方法，其步骤是： 第一步:铸坯工序，通过冶炼一精炼一连铸工序后，保证钢中的成分和纯净度，在连铸 过程中采用电磁搅拌、动态轻压下或电磁+轻压下等方式保证铸坯内部质量，连铸坯的疏松 和偏析< Β1级(按照ΥΒ/Τ 4003"连铸钢板坯低倍组织缺陷评级图"评级）； 第二步:铸坯加热工序，对堆冷后的铸坯进行加热;加热整体时间按铸坯厚度计时率2 8min/cm控制，其中，加热段控制温度1150-1280°C，均热段控制温度1230-1250°C; 第三步:乳制及冷却工序，对加热后铸坯进行粗乳、精乳，然后控制冷却，通过奥氏体再 结晶区范围内粗乳细化奥氏体晶粒，乳制温度980~1100°C、后两道的单道次压下率大于 15%、粗乳总变形率2 50%;变形中累计的位错会提高钢板内部缺陷能，使钢板发生动态再结 晶和静态再结晶，细化奥氏体晶粒，在奥氏体未再结晶区进行精乳，获得压扁的变形奥氏 体；控制精乳速度1.5~6m/s、钢板开乳温度840-920°C，终乳温度770-820°C、道次压下量 为4-30%，精乳总变形率为60~75%，制得精乳板件;精乳累积压下率大于60%，通过在未再 结晶区大变形量，提高位错密度，同时碳氮化物在位错处发生应变诱导析出，钉扎了位错的 运动，为下一步冷却过程做好组织准备，对精乳板件进行快速水冷，钢板以15~35°C/s的速 度冷却至< 350°C，出水后空冷，制得板件，采用高冷却速度，避开了铁素体和珠光体转变 区，获得细化的位错密度高的细小板条贝氏体组织，在高冷却速度和低的终冷温度条件下， 贝氏体以高的形核速率和较慢的长大速度形成，转变的奥氏体形成细小弥散Μ组元分布在 贝氏体基体上，保证了钢板的强度和韧性； 第四步:获得工程用钢材成品。
[0012] 在所述第三步中钢板终乳结束后空冷，驰豫一段时间，弛豫时间为25~35s，使碳 氮化物在位错和亚晶界处形成弥散而细小析出，驰豫后进行加速冷却。
[0013] 所述第四步中钢材成品最大厚度为40mm。
[0014] 本发明的有益效果是:生产出来的钢板屈服强度2 690MPa、抗拉强度2 770MPa、伸 长率2 14%、夏氏冲击功Akv(-60°C) 2 100J，焊接裂纹敏感性指数Pcm<0.25%，焊前无需预 热，具有优良的焊接性能，而且制作过程不需进行任何额外的热处理，从而简化了制造工 序，降低了钢板的制造成本，