CN101787489A - 一种易焊接低碳贝氏体钢及制造方法 - Google Patents

Abstract

一种易焊接低碳贝氏体钢及制造方法。属于微合金钢技术领域。钢的化学成分重量百分数为：C：0.02％～0.08％、Mn：1.20％～1.80％、Si：0.10％～0.50％、S：≤0.010％、P：≤0.015％、Mo：0.10％～0.30％、Nb：0.020％～0.050％、V：0.03％～0.10％、Ti、0.005％～0.030％、N：0.0050％～0.010％、B：0.0005％～0.0020％、Al：≤0.035％，余量为Fe及不可避免的杂质。钢中硼含量和氮含量之间的配比同时符合0.005≤3N-10B≤0.015与Ti+V+10B≥8.525N。采用电炉或转炉冶炼、炉外精炼、连铸、控轧控冷的生产工艺。优点在于，钢的屈服强度≥550MPa、抗拉强度≥670MPa、延伸率≥20％、-40℃却贝冲击功≥200J；在焊接热输入为20～100Kj/cm时，近缝区-40℃却贝冲击功≥100J；并生产工艺简便。

Description

一种易焊接低碳贝氏体钢及制造方法

技术领域

本发明属于微合金钢技术领域，特别是提供了一种易焊接低碳贝氏体钢及制造方法。

背景技术

在钢中添加5～30ppm的硼，并以固溶硼形式在奥氏体晶界处偏聚时，可以推迟γ→α转变。由于硼对先共析铁素体生成的延缓与对贝氏体转变的延缓相比，其作用效果要大得多，而利于贝氏体的形成。当钢中的硼与锰、钼、铬、铜等合金元素共同作用时，促进贝氏体转变的效果更显著，在很宽的冷却速度范围内，奥氏体的连续冷却转变，都将产生大量甚至全部的贝氏体组织。另外，微量硼与铌的共同作用，显著抑制钢的再结晶，结合控轧控冷技术，可以显著细化贝氏体组织。利用上述合金化设计思路，近三十年来，已先后出现了Mn-Nb-B、Mn-Mo-Nb-B、Mn-Cu-Nb-B、Mn-Cr-Nb-B、Mn-Mo-Cr-Nb-B、Mn-Mo-Cr-Cu-Nb-B等多个系列的微合金控轧低碳贝氏体钢。

这类含硼低碳贝氏体钢一般都要求碳含量低、钢质纯净，基本消除了钢中的碳化物，且非金属夹杂物含量低，即使存在少量高碳马氏体岛或马氏体-奥氏体(M-A)岛等硬相粒子，但经过控轧控冷后得到的细晶粒组织，对这种硬相粒子引起的脆化倾向有抑制作用，因此该钢具有优良的低温韧性，-40℃却贝冲击功甚至可以达到200J以上。

由于上述化学成分特点，这类钢一般还具有如下突出的焊接性能：一是低焊接冷裂纹敏感性。该钢因碳含量一般均低于0.10％，根据Granville提出的焊接性与碳含量和碳当量Ceq的关系，即使其它合金成分较高、Ceq达到≤0.45％左右(注：IIW推荐Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15)，但焊接冷裂纹倾向仍较低。另根据日本焊接协会WES3009-1983提出的低焊接冷裂纹敏感性指数(P_cm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B)，该钢的P_cm一般均≤0.20％，焊前不预热或经较低的温度(一般低于50℃)预热即可避免根部裂纹的产生。二是低热输入焊接热影响区良好的低温韧性。原因在于该钢一般含有微量的钛，以TiN粒子的形式存在，对限制焊接热影响区原奥氏体晶粒的长大有利，在低热输入焊接导致的较短高温停留时间短下，上述作用显著；另外，在低热输入焊接导致的较高冷速下，在相对细小的原奥晶粒的内部空间，往往形成大量细板条贝氏体和少量粒状贝氏体，对低温韧性有利。因此，低碳贝氏体钢在管线、桥梁、船舶、大型装备等重要工程结构上获得了较为广泛的运用。

但是，目前低碳贝氏体钢在焊接性能方面存在的不足之处是：高热输入焊接热影响区低温韧性不足，使该钢在需要采用埋弧焊、气电立焊等高热输入焊接工艺的厚板结构上的运用受到限制。大量工程实践和试验研究表明，当上述含硼低碳贝氏体钢经≥45kj/cm的高热输入(对应的t_8/5≥30s)焊接后，在近缝区(熔合线外约1mm处、焊接热循环峰值温度在1350℃左右)，原奥氏体晶粒仍然会粗化，空冷后的组织以粒状贝氏体为主，且它们的板条形态发达，严重时甚至会穿过整个原奥晶粒。这种粒状贝氏体本质上是由粗大的贝氏体铁素体软相基体和马氏体-奥氏体(M-A)岛硬相构成的多相组织，在承受冲击载荷时，倾向于使微裂纹直接以微解理方式在软硬相界面处形核，且很容易在粗大的贝氏体铁素体基体中扩展，最终形成解理断口和脆性断裂，-40℃冲击功一般均低于47J。

如何在保持含硼低碳贝氏体钢现有优势性能的基础上，从本质上改进它的高热输入焊接性能，这是目前这类钢进一步发展所面临的重要问题，需要在相关合金化和微合金化技术方面加以新的探索。

申请人经过大量的试验研究发现，一种可行的解决途径是突破该类钢传统的低氮控制水平的思路，在含硼低碳贝氏体钢中适度添加微量的氮(0.0040～0.010wt％)和钒(0.03～0.10wt％)，目的是利用VN和BN粒子在高热输入焊接近缝区诱发晶内微细铁素体的形核、以限制粒状贝氏体在粗大原奥晶粒内部的生长空间，从而细化组织、降低脆化倾向。

为此，申请人进行了大量的试验研究，解决了其中相关的关键技术问题，通过合理控制钢中硼含量与氮含量的范围和二者之间的配比，以形成有利的硼和氮的分布，使固溶硼在钢中促进贝氏体转变的作用和VN、BN粒子在焊接近缝区中促进晶内微细铁素体转变的作用得以兼顾，使钢和焊接近缝区均获得了良好的低温韧性。

目前，从国内外公开的专利文献中，也可见在钢中同时含有一定量硼和氮的实例。如日本新日铁公司在中国申请的专利“大线能量焊接的焊接热影响区的低温韧性优异的厚高强度钢板”(申请号200580012100.9)，提出的方法包括在钢中添加0.0005～0.0050％的硼和0.0010～0.010％的氮。又如中国专利“一种强韧钢热轧板卷生产方法”(申请号200710035787.5)提出将钢中的硼和氮分别控制在0.0015～0.0060％和0.010～0.018％。上述方法的不足之处是没有对硼含量与氮含量的配比提出限定要求，还是有可能使硼与氮的配比偏低、使固溶硼在钢中促进贝氏体转变的作用不足，或者硼与氮的配比偏高、使VN、BN粒子在高热输入焊接近缝区促进晶内微细铁素体形成的作用不足。

又如法国克鲁梭公司在中国申请的专利“可焊接的结构钢组件及其制造方法”(申请号200380103645.8)，提出将钢中硼和氮的含量分别控制在0.0005～0.010％和≤0.025％范围内，且对硼含量和氮含量(ppm)的限定还符合B≥1/3×N+0.5。但是，该专利技术的目的是为了提高钢的淬透性以获得马氏体-贝氏体组织，因此要求尽可能高的硼与氮的配比。

又如美国埃克森美孚上游研究公司在中国申请的专利“具有优异低温韧性的超高强度三相钢”(申请号99814735.4)，提出将钢中的硼和氮分别控制在0.0004～0.0020％和≤0.0020～0.0050％ppm。该专利技术涉及的钢如要经过焊接，其不足之处是N含量偏低，形成的VN和BN粒子的数量偏少，在高热输入焊接近缝区促进晶内微细铁素体形成、限止贝氏体铁素体长大的作用不足。

又如日本专利“特开昭62-190016”提出采用TiN和BN使近缝区铁素体细化的方法。该专利技术的不足之处是硼与氮的配比偏低，在高热输入焊接近缝区奥氏体晶界处不能产生足够的固溶硼偏聚，仍不能有效抑制粗大晶界铁素体的形成。

又如日本专利“特开昭59-159968”提出利用晶界固溶硼防止网状粗大晶界铁素体而改善近缝区韧性的方法。该方法的不足之处是硼与氮的配比偏高，当以较高的热输入进行焊接时，还是会促进粗大粒状贝氏体的形成而不能抑制M-A岛引起的局部脆化现象。

综上所述，现有相关专利文献所涉及的技术，要么没有对钢中硼与氮的配比加以限定，要么硼与氮的配比失当，要么钢中的氮含量偏低，与本申请提出的通过合理控制硼含量与氮含量的范围和配比、以改善含硼低碳贝氏体钢高热输入焊接近缝区低温韧性的方法相比，均有不同。

发明内容

本发明的目的在于是为解决上述问题，提供一种易焊接低碳贝氏体钢及制造方法。

为达到上述目的，本发明是这样实现的：

一种易焊接低碳贝氏体钢及制造方法，其特征是所述钢的化学成分为(wt％)：C：0.02％～0.08％、Mn：1.20％～1.80％、Si：0.10％～0.50％、S：≤0.010％、P：≤0.015％、Mo：0.10％～0.30％、Nb：0.020％～0.050％、V：0.03％～0.10％、Ti、0.005％～0.030％、N：0.0050％～0.010％、B：0.0005％～0.0020％、Al：≤0.035％，余量为Fe及不可避免的杂质。

具体涉及到在所述钢中促进贝氏体转变和在所述钢的高热输入焊接近缝区中限制粒状贝氏体的粗化二者兼顾的目的，其特征在于所述钢中硼含量(wt％)和氮含量(wt％)之间的配比同时符合0.005≤3N-10B≤0.015与Ti+V+10B≥8.525N的限定要求。

具体涉及到使所述钢达到低焊接冷裂纹敏感性的目的，其特征在于所述钢的化学成分符合焊接冷裂纹敏感性指数P_cm(wt％)＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B≤0.18的限定要求。

本发明易焊接低碳贝氏体钢的制造方法是：按照电炉或转炉冶炼、炉外精炼、连铸、轧制和回火处理的工艺路线来完成制造过程。

具体涉及到所述钢的冶炼和连铸方法，按照以下工艺要点来实现：在转炉向钢包出钢过程中加入复合脱氧剂并底吹氩气进行预脱氧；在浸渍罩无渣吹氩精炼(CAS)工位，先加入铝进行深脱氧，控制铝含量≤0.035％，后加入钒氮合金和铌铁，使钢水中的钒含量、氮含量和铌含量接近目标值(V：0.03％～0.10％、N：0.0050％～0.010％、Nb：0.020％～0.050％)；在LF精炼工位，先造白渣，进行深脱硫和目标成分调整，后依次喂入钙线、钛线和硼线，确认钢水中各成分达到目标值后送连铸台；连铸过程采取全程保护浇注，钢水过热度控制在15～45℃之间，拉坯速度控制在0.75～1.0m/min，调整二冷水强度使矫直温区在935℃～965℃。

具体涉及到所述钢的轧制方法，按照以下工艺要点来实现：钢坯在均热炉内的加热温度为1160～1200℃，加热时间为1～1.2min/mm×钢坯厚(mm)；初轧阶段开轧温度为1100～1150℃，终轧温度为1020～1050℃，轧制道次包括展宽道次在内共5～7次，总的压下率不低于55％；终轧阶段开轧温度为900～920℃，终轧温度为840～880℃，总的压下率不低于60％；经终轧后的钢板，在层流冷却段段的开冷温度为770～800℃、冷却速度为10～30℃/s、返热温度为480～550℃；钢板出层流冷却段并停留30S后进行热矫，如果板形较好可直接进行热矫。

另外，所述钢的制造方法，其特征还在于对轧态钢板进行一道回火处理，回火温度为550～600℃，回火时间为1min/mm×板厚(mm)+30min。

由于钢的化学成分是影响基材和焊接近缝区显微组织和力学性能的关键因素之一，本发明为了抑制含硼低碳贝氏体钢高热输入焊接近缝区因粗大粒状贝氏体引起的脆化，对所述钢的化学成分，特别是对其中微合金化元素的化学成分，进行了特别的限定，主要原因在于：

1、碳是影响低碳贝氏体钢力学性能和焊接性能的主要元素，当碳含量高于0.08％时，易在钢和焊接近缝区形成高碳M-A岛，硬度较高且数量较多，降低韧性，另外，还使焊接冷裂纹敏感性增加。但是，当碳含量低于0.02％时，难于使钢达到所需要的强度。因此，碳含量宜控制在0.02～0.08％的范围内。

2、锰在钢和焊接近缝区中推迟奥氏体向铁素体的转变，对细化贝氏体组织、提高韧性有利。当锰的含量低于1.20％时，上述作用不显著，使强度和韧性偏低。当锰的含量高于1.80％时，在近缝区产生数量较多的高硬度M-A岛，降低韧性，另外，厚钢板内部还易形成严重的带状偏析，造成接头部位层状撕裂。因此，锰含量应控制在1.20～1.80％的范围内。

3、硅促进钢和焊接近缝区中M-A岛的形成，使脆化倾向增加，因此，硅的含量不宜高于0.50％；但由于硅是炼钢时最有效的脱氧元素之一，当硅含量低于0.10％时，钢水易被氧化。因此，硅含量应控制在0.10～0.50％的范围内。

4、硫和磷严重损害钢和焊接近缝区的韧性。因此，硫、磷含量应分别控制在≤0.010％和≤0.015％以下。

5、钼在钢中促进贝氏体转变，在高热输入焊接近缝区中抑制粗大晶界铁素体的形成，对提高低温韧性有利。当钼含量低于0.10％时，上述效果并不显著；但是，当钼含量高于0.30％时，近缝区中粒状贝氏体发达且数量偏多，反而使低温韧性降低。因此，钼含量应控制在0.10～0.30％。

6、微量铌的溶质拖曳作用和Nb(C，N)对奥氏体晶界的钉扎作用，均抑制形变奥氏体的再结晶，结合TMCP，可以细化铁素体晶粒、促进贝氏体的中温转变，但过高的铌，促进钢和近缝区粗大M-A岛形成，因此，铌含量应控制在0.020～0.050％的范围内。

7、钒在所述钢中与氮结合形成VN粒子，VN粒子在高热输入焊接近缝区奥氏体中的析出，可促进晶内微细铁素体的转变，限制粒状贝氏体的长大。当钒的含量低于0.03％时，上述作用不显著。但是，随着钒含量的增加，焊接近缝区中M-A岛脆性相有增多的趋势，其含量不宜超过0.10％。因此，钒含量应控制在0.03～0.10％。

8、微量钛与氮结合形成TiN，可以有效抑制焊接热影响区原奥氏体晶粒的粗化，提高低温韧性。过少的钛不利于发挥所述作用，其含量不宜低于0.005％。但过多的钛，一方面，易在钢水凝固过程中形成粗大的夹杂物，降低钢和焊接热影响区的冲击韧性，另一方面，在钢中“夺走”过多的氮，弱化钒的沉淀强化效果，其含量不宜超过0.030％。因此，合适的钛含量应控制在0.005～0.030％。

9、铝是炼钢过程中一种重要的脱氧元素，即使在钢水中加入微量的铝，也可以有效减少钢中的夹杂物含量，并细化晶粒。但过多的铝，同样会在钢中“夺走”过多的氮，既不利于发挥TiN的作用，也削弱化钒的作用，因此，铝含量应控制在0.035％以下。

10、氮在所述钢中是一种关键的微合金化元素，要同时有效利用TiN、VN和BN的作用，以细化高热输入焊接近缝区粒状贝氏体，需要钢中有足够多的N，其含量不宜低于0.0050％。但是，当氮含量过高时，会大幅度降低固溶硼的数量，不利于在所述钢及其焊接近缝区中促进贝氏体转变、抑制粗大晶界铁素体形成，另外，还可能在钢中形成游离氮，增加钢和焊接热影响区的时效脆性。因此，除了需要将氮含量控制在0.0050～0.010％以外，还需要钢中Ti、V、B和N的含量(wt％)符合Ti+V+10B≥8.525N。

11、硼在所述钢中是一种不可缺少的关键元素，微量硼显著促进贝氏体转变，其含量不宜低于0.0005％。但过高的硼含量，会在≥45kj/cm的高热输入焊接近缝区促进粗大粒状贝氏体的形成，降低低温韧性，其含量不宜超过0.0020％。因此，合适的硼含量应控制在0.0005～0.0020％。另一方面，为了限制高热输入焊接近缝区粒状贝氏体的粗化，硼的加入量还必须与氮含量相适应，即必须控制合理的硼含量与氮含量的配比。原因在于：当硼与氮的配比偏低时，固溶硼的数量偏少，在所述钢及其焊接近缝区中促进贝氏体转变、抑制粗大晶界铁素体形成的作用不足；当硼与氮的配比偏高时，硼对近缝区粗大粒状贝氏体形成的促进作用偏强，而氮通过VN和BN粒子诱导晶内微细铁素体转变而限制粒状贝氏体粗化的作用偏弱。因此，除了应将所述钢的硼含量与氮含量控制在上述范围以外，还必须将其中硼含量与氮含量的配比控制0.005≤3N-10B≤0.015的范围内。

本发明具有如下优点：

1、本发明所述的易焊接低碳贝氏体钢，在焊接热输入为45～100Kj/cm，近缝区的显微组织主要由晶内铁素体、晶界铁素体和粒状贝氏体和构成，其中晶内微细铁素体的数量不低于50％，-40℃却贝冲击功≥100J。

2、本发明所述的易焊接低碳贝氏体钢，显微组织含有准多边形铁素体和贝氏体，其中贝氏体的体积分数不低于50％；该钢的屈服强度≥550MPa、抗拉强度≥670MPa、延伸率≥20％、-40℃却贝冲击功≥200J。

3、本发明所述的易焊接低碳贝氏体钢的制造方法，生产工艺简便，特别适用于耐高热输入焊接的高强度低碳贝氏体中厚钢板的生产。

附图说明

图1说明本发明所述的易焊接低碳贝氏体钢的金相组织是由准多边形铁素体和贝氏体构成的混合组织，其中贝氏体百分含量约占70％。

图2说明本发明所述的易焊接低碳贝氏体钢在焊接线能量为30Kj/cm(对应的t_8/5为15s)时，近缝区形成由晶内铁素体和粒状贝氏体构成的混合组织，其中晶内铁素体约占70％。

图3说明本发明所述的易焊接低碳贝氏体钢在焊接线能量由30Kj/cm增加到45Kj/cm(对应的t_8/5为30s)时，近缝区形成由晶内铁素体和粒状贝氏体构成的混合组织，其中晶内铁素体的数量占60％。

图4说明本发明所述的易焊接低碳贝氏体钢在焊接线能量由45Kj/cm进一步增加到80Kj/cm(对应的t_8/5为60s)时，近缝区形成由晶内铁素体、晶界铁素体和粒状贝氏体构成的混合组织，其中晶内铁素体的数量占50％、晶界铁素体占20％。

图5说明比较钢1(硼氮配比偏低)在焊接线能量为80Kj/cm时，近缝区形成由粗大晶界铁素体、晶内铁素体和粒状贝氏体构成的混合组织，其中晶界铁素体占50％、晶内铁素体占30％。

图6说明比较钢2(硼氮配比偏高)在焊接线能量为80Kj/cm时，近缝区形成由粗大粒状贝氏体和晶内铁素体构成的混合组织，其中晶内铁素体的数量占10％。

图7是本发明所述的易焊接低碳贝氏体钢和比较钢近缝区-40℃却贝冲击功随热输入增大的变化趋势，说明本发明钢的焊接近缝区具有相对更优的低温冲击韧性，即使在焊接热输入增加到100Kj/cm时，近缝区-40℃冲击功仍高于100J，而比较钢在焊接热输入≥45Kj/cm时，近缝区-40℃冲击功低于47J。

具体实施方式

以下结合具体实施例对本发明涉及的一种易焊接低碳贝氏体钢及制造方法作进一步的详细描述。

按本发明所述一种易焊接低碳贝氏体钢及制造方法，试制了3种不同硼含量和氮含量的试验钢，作为实施例。试验钢采用150吨转炉冶炼。冶炼和连铸试制时遵循以下工艺要点：

1、在转炉向钢包出钢过程中加入复合脱氧剂并底吹氩气进行预脱氧；

2、在CAS工位，先加入铝进行深脱氧，控制铝含量≤0.035％，后加入钒氮合金和铌铁，使水中的钒含量、氮含量和铌含量接近目标值；

3、在LF工位，先造白渣，进行深脱硫和目标成分调整，后依次喂入钙线、钛线和硼线，确认钢水中各成分达到目标值后送连铸台；

4、连铸过程采取全程保护浇注，钢水过热度控制在15～45℃之间，拉坯速度控制在0.75～1.0m/min，调整二冷水强度使矫直温区在935℃～965℃。

连铸坯的厚度规格为220mm，在2.5米轧机上进一步将每一种试验钢坯轧制成厚度规格为40mm的板材。轧制时遵循以下工艺要点：

1、钢坯在均热炉内的加热温度为1160～1200℃，加热时间为4小时；

2、初轧阶段开轧温度为1100～1150℃，终轧温度为1020～1050℃，轧制道次包括展宽道次在内共5～7次，总的压下率不低于55％；

3、终轧阶段开轧温度为900～920℃，终轧温度为840～880℃，总的压下率不低于60％；

4、经终轧后的钢板，在层流冷却段的开冷温度为770～800℃、冷却速度为10～30℃/s、返热温度为480～550℃；

5、钢板出层流冷却段并停留30S后进行热矫。

6、轧后对钢板进行一道回火处理，回火温度为550～570℃，回火时间为70min。

3种试验钢的化学成分见表1。另选用两种商业热轧板作为比较，其化学成分也列于表1。

表1：钢的化学成分(wt％)

从表1可以看出，按照本发明制备的三种试验钢，化学成分均符合本发明所述要求。其中硼含量的水平分别为低、中、高，且硼含量与氮含量的配比也即符合本发明所述限定要求。比较钢1为不添加硼、但其它化学成分与实施例2相当的低碳钒氮微合金高强度钢。比较钢2为不添加氮的普通含硼低碳贝氏体钢。

对各实施例试验钢板和比较钢取样，按照GB/T 13239-2006标准，采用MTSNEW810型拉伸试验机，以3mm/min恒定的夹头移动速率进行拉伸，测试纵向拉伸性能，取样部位为板厚的1/2处，试验结果取2个试样的平均值。按照GB/T 229-2007标准，采用NCS系列500J仪器化摆锤式冲击试验机，测试-40℃却贝冲击功，取样部位为板厚的1/2处，试验结果取3个试样的平均值。钢板力学性能测试结果见表2。

表2：钢的力学性能

可以看出，按照本发明制备的试验钢，屈服强度达到Q550～Q620级，-40℃却贝冲击功均在200J以上。与比较钢的力学性能相当。

将试验钢和比较钢进一步加工成尺寸为10×10×80(mm)的试件，先采用Gleeble3500试验机模拟焊接近缝区组织，相应的热循环参数包括：焊前不预热，最高加热温度1350℃，焊接热输入(Kj/cm)分别为20、25、30、45、60、80，对应的t_8/5分别为6s、10s、15s、30s、60s、100s，中止冷却温度100℃。然后按照GB/T 229-2007标准，采用NCS系列500J仪器化摆锤式冲击试验机，测试模拟近缝区-40℃却贝冲击功，结果见表3。

表3：焊接近缝区的低温缺口韧性

从表3可以看出，五种钢焊接近缝区-20℃冲击功随线能量的提高，总体上均呈现下降趋势。但是，按照本发明制备的三种试验钢，焊接近缝区在相同热输入的条件下，-40℃冲击功均高于比较钢的对应值，且当线能量≥45Kj/cm，发明钢与比较钢焊接近缝区低温韧性的差别更显著。其中，比较钢1与实施例2相比，由于前者未添加B，而后者含有微量B，且硼含量与氮含量的配比适中，在较高热输入(≥45Kj/cm)的焊接条件下，前者近缝区中粗大晶界铁素体的数量占50％(图5)，而后者近缝区中晶内微细铁素体的数量占50％，粗大晶界铁素体和粗大粒状贝氏体的形成受抑制(图4)，因此前者近缝区低温冲击功是后者的1/4～1/3倍。比较钢2与实施例2相比，由于前者没有增氮，硼含量与氮含量的配比偏高，在较高热输入(≥45Kj/cm)的焊接条件下，近缝区中晶内铁素体的数量仅占10％，粗大粒状贝氏体的数量约占90％(图6)，因此前者近缝区低温韧性远低于后者。

Claims (5)

1.一种易焊接低碳贝氏体钢，其特征是，所述钢的化学成分重量百分比为：C：0.02％～0.08％、Mn：1.20％～1.80％、Si：0.10％～0.50％、S：≤0.010％、P：≤0.015％、Mo：0.10％～0.30％、Nb：0.020％～0.050％、V：0.03％～0.10％、Ti、0.005％～0.030％、N：0.0050％～0.010％、B：0.0005％～0.0020％、Al：≤0.035％，余量为Fe及不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的贝氏体钢，其特征是，所述钢中硼含量和氮含量之间的配比同时符合0.005％≤3N-10B≤0.015与Ti+V+10B≥8.525N的要求。

3.根据权利要求1或2所述的贝氏体钢，其特征是，所述钢的化学成分符合焊接冷裂纹敏感性指数P_cm(wt％)＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B≤0.18的限定要求。

4.一种权利要求1所述贝氏体钢的制备方法，按照电炉或转炉冶炼、炉外精炼、连铸、轧制的工艺路线来完成制造过程，其特征是，控制如下工艺参数为：

在转炉向钢包出钢过程中加入复合脱氧剂并底吹氩气进行预脱氧；

在浸渍罩无渣吹氩精炼工位，先加入铝进行深脱氧，控制铝含量≤0.035％，后加入钒氮合金和铌铁，使钢水中的钒含量、氮含量和铌含量接近目标值：V：0.03％～0.10％、N：0.0050％～0.010％、Nb：0.020％～0.050％，均为重量百分数；

在LF精炼工位，先造白渣，进行深脱硫和目标成分调整，后依次喂入钙线、钛线和硼线，确认钢水中各成分达到目标值后送连铸台；

连铸过程采取全程保护浇注，钢水过热度控制在15～45℃之间，拉坯速度控制在0.75～1.0m/min，调整二冷水强度使矫直温区在935℃～965℃；

轧制：钢坯在均热炉内的加热温度为1160～1200℃，加热时间为1～1.2min/mm×钢坯厚(mm)；

初轧阶段开轧温度为1100～1150℃，终轧温度为1020～1050℃，轧制道次包括展宽道次在内共5～7次，总的压下率不低于55％；

终轧阶段开轧温度为900～920℃，终轧温度为840～880℃，总的压下率不低于60％；

经终轧后的钢板，在层流冷却段的开冷温度为770～800℃、冷却速度为10～30℃/s、返热温度为480～550℃；

钢板出层流冷却段后停留30S后进行热矫，如果板形较好可直接进行热矫。

5.根据权利要求4所述的方法，其特征是，对轧态钢板进行一道回火处理，控制的工艺参数为：回火温度为550～600℃，回火时间为1min/mm×板厚(mm)+30min。

Images