CN102162061A - 一种高强韧低碳贝氏体型厚钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种高强韧低碳贝氏体型厚钢板及其制造方法。所述钢板的成分质量百分比含量为：C：0.02～0.09％、Si：0.35～0.60％、Mn：1.50～1.85％、Mo：0.15～0.30％、Nb：0.04～0.07％、V：0.04～0.07％、B：0.0010～0.0020％、Al：0.01～0.04％、Ti：0.01～0.03％、Zr≤0.0030％，Mo的质量百分比含量应满足0.55-0.181Mn-1.51C≤Mo≤8.7-3.69Mn-29.18C，余量为Fe和不可避免的杂质。本发明钢板不需进行淬火热处理，从而简化了制造工序，降低了钢的制造成本。低焊接裂纹敏感性钢板的屈服强度大于690MPa、抗拉强度大于770MPa、夏氏冲击功Akv(-20℃)≥180J、板厚可达80mm。焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.20％，具有优良的焊接性能。

Description

一种高强韧低碳贝氏体型厚钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及高强韧性钢板领域，具体地说，本发明涉及易焊接高强韧低碳贝氏体型厚钢板。

背景技术

高强韧厚钢板广泛应用于工程机械、矿山机械、港口机械等工业领域，其需要具有强度高、低温冲击功好且焊接性能好等特点。生产高强韧厚钢板的技术通常有两种：钢板在轧制后淬火和回火的调质热处理；控制轧制和控制冷却(Thermo-mechanical Control Process--TMCP)后消应力回火处理。相同力学性能的厚钢板，采用调质工艺生产的钢板性能稳定，但合金成分相对较高。较高的合金含量，一方面提高了钢板的生产成本，另一方面提高了碳当量，为防止焊接后冷裂纹的产生，焊接前需要预热。采用TMCP技术生产的钢板，可采用相对简单的成分体系，但轧制和冷却工艺控制难度较大。

TMCP技术起源于二十世界八十年代，包括两阶段控制轧制和加速冷却。第一阶段在再结晶区轧制变形，变形奥氏体中累计的位错成为再结晶驱动力，奥氏体晶粒发生再结晶，细化了晶粒。第二阶段在未再结晶区轧制变形，奥氏体中累计了大量的位错密度，为连续冷却过程中的相变提供了形核驱动力和形核位置。轧制后通过加速冷却装置，过冷奥氏体发生相变，可形成铁素体、珠光体、针状铁素体、贝氏体和马氏体等一种或多种复相组织，从而获得具有不同力学性能的钢板。

钢板焊接后冷裂纹倾向可用焊接裂纹敏感性指数Pcm来描述，Pcm可按下式确定

Pcm＝C+Si/30+Ni/60+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+V/10+5B

Pcm值越低，说明钢板的焊接性能越好，焊接后在焊接接头处不易出现冷裂纹。根据中华人民共和国黑色冶金行业标准YB/T 4137-2005规定，牌号为Q690CF的钢种，Pcm值需低于0.25％。

目前采用TMCP技术生产的高强韧易焊接钢板，通常采用低碳微合金成分体系。如专利申请CN101230444公开的钢种，加入Cr、Mo、Nb、Ni、V、B、Al、Ti等微合金元素，但是，由于Cr的含量过高，影响钢材的焊接性能。又如专利申请WO2008069289中公开的钢种，虽然降低了Cr的含量，但是加入了价格昂贵的Ni、Cu、W和稀土元素，增加了钢板的制造成本。根据焊接裂纹敏感性指数(Pcm)计算公式，Cr、Mo、Ni、Cu等合金元素均会增加钢板的Pcm值，降低其焊接性能。

因此，亟需一种具有良好力学性能、生产成本经济且具有良好焊接性能的高强韧厚钢板。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高强韧低碳贝氏体型厚钢板。

为实现上述目的，本发明所提供的钢，其成分质量百分比含量为：C：0.02～0.09％、Si：0.35～0.60％、Mn：1.50～1.85％、Nb：0.04～0.07％、V：0.04～0.07％、B：0.0010～0.0020％、Al：0.01～0.04％、Ti：0.01～0.03％、Zr≤0.0030％，Mo的质量百分比含量为0.15～0.30％，且应满足0.55-0.181Mn-1.51C≤Mo≤8.7-3.69Mn-29.18C，余量为Fe和不可避免的杂质。

此外，本发明还提供了上述钢板的一种制造方法，依次包括冶炼、浇铸、加热、轧制、冷却、回火工序，其中，所述轧制包括第一阶段和第二阶段轧制。

优选地，在所述回火后，再进行一次空气冷却。

优选地，所述浇铸后的连铸坯或钢锭的厚度不小于成品钢板厚度的3.5倍。

优选地，在所述加热过程中，加热温度为1030～1200℃，保温时间为120～180分钟。更优选地，所述加热温度为1130～1180℃。

优选地，在所述第一阶段轧制过程中，开轧温度为1000～1150℃，更优选地，所述开轧温度为1100～1150℃。当轧件厚度到达成品钢板厚度的2～4倍时，在辊道上待温至800～860℃。

优选地，所述第二阶段轧制过程中，开轧温度为800～860℃，终轧温度为780～810℃。进一步优选地，在所述第二阶段轧制过程中，道次变形率为12～28％。

优选地，所述冷却包括层流冷却和空气冷却两个步骤。

优选地，在所述层流冷却过程中，钢板以6～25℃/s的速度冷却至460～540℃。

优选地，所述空气冷却采用堆垛或冷床冷却。

优选地，所述回火温度为610～650℃。

下面将进一步说明本发明。

本发明采用低碳微合金成分体系，尽量采用廉价的合金元素，降低钢板的制造成本。同时，为保证钢板焊接性能，尽量减少对焊接有害的合金元素添加量。合理利用不同合金元素的作用，例如在轧制过程中Nb对再结晶的抑制作用，碳化物形成元素的碳氮化物析出，冷却过程中置换原子的溶质拖曳作用，贝氏体或马氏体组织中间隙原子的固溶强化作用等，开发具有良好力学性能的钢板。

以下将本发明钢成分的设计进行说明：

C：在本发明所涉及成分和工艺范围内，钢板的微观组织为细化的贝氏体基体，贝氏体相变以扩散方式形成。碳元素对扩散型贝氏体相变的作用为：碳含量增加，贝氏体铁素体板条形成过程中需更多的碳原子扩散，且形成的贝氏体板条中过饱和碳含量增加。细化的贝氏体板条和板条中过饱和的碳会提高钢板强度。但是过高的碳含量会降低钢板的低温冲击功，因此本发明中的C的质量百分比含量控制为0.02～0.09％。

Si：Si不形成碳化物，固溶在奥氏体和铁素体中，阻碍位错的运动，提高钢板的强度。Si在渗碳体中的溶解度很小，因此可改变渗碳体和奥氏体相区。较高含量的Si对冲击韧性有不良影响。本发明中的Si的质量百分比含量控制为0.35～0.60％。

Mn：Mn是置换型溶质原子，固溶在钢中，提供贝氏体铁素体的强度和硬度。Mn是弱碳化物形成元素，同时Mn是奥氏体稳定化元素，增加钢的淬透性。Mn含量提高，会使铁素体、珠光体和贝氏体相变CCT曲线的“鼻温”向右移动。连续冷却过程中，Mn含量增加会促进中温贝氏体相变组织的形成。本发明中的Mn的质量百分比含量控制为1.50～1.85％。

Mo：Mo是铁素体形成元素，缩小奥氏体相区。Mo在扩散相变时通过溶质拖曳作用耗散相变自由能，对钢扩散型相变有明显的抑制作用。因此，在本发明的贝氏体相变时，可细化贝氏体铁素体板条。Mo可提高钢的回火稳定。本发明中的Mo的质量百分比含量控制为0.15～0.30％。

Nb：固溶的Nb抑制再结晶，提高钢板的再结晶温度。加入一定量的Nb可以使采用两阶段控轧控冷的钢板在较高温度终轧，提高钢板的生产效率。Nb的碳氮化物会在第二阶段轧制过程中在位错或亚晶界等缺陷处形成，阻碍了位错的运动，提高钢板的强度。但是Nb含量较高可能会导致钢坯开裂。本发明中的Nb的质量百分比含量控制为0.04～0.07％。

V：V是碳化物形成元素，固溶在钢中的V，通过固溶强化效果提高钢的强度。回火过程中，V的碳氮化物细小而弥散低析出在贝氏体铁素体板条界面上，提高钢的屈服强度，并保证钢板的良好的低温韧性。本发明中的V的质量百分比含量控制为0.04～0.07％。

Ti：钢中加入一定量的Ti，可形成细化的Ti2C2S4和TiC，具有阻碍晶粒长大的作用。如果钢中的Ti含量过高，则会形成粗大的TiN颗粒，降低钢板的冲击韧性。本发明中的Ti的质量百分比含量控制在0.01～0.03％。

Al：Al与O和N元素的亲和力较大，且减小奥氏体相区。Al在炼钢时作为脱氧定氮剂加入钢中，细化晶粒，提高钢在低温下的韧性。Al和N形成细小弥散的AlN，细化了钢的晶粒并提高晶粒开始粗化的温度。如果钢中的Al含量较高，会降低高温强度和韧性，并给冶炼和浇铸带来困难。本发明中的Al的质量百分比含量控制为0.01～0.04％。

Zr：Zr是碳化物形成元素，加入钢中可细化钢的晶粒。较高温度的奥氏体中Zr的溶解度为0.7％，铁素体中Zr的溶解度最高为0.3％。加入钢中的Zr形成稳定的化合物ZrC和ZrN，加热时不溶于奥氏体中，形成弥散分布的碳氮化物质点，阻滞晶界移动，细化奥氏体晶粒。再结晶过程中，Zr的细微析出可起到抑制再结晶晶粒长大的作用，起到与Nb类似的效果。本发明中加入不超过0.0030％的Zr以实现细化晶粒的目的。

B：B可在位错和缺陷处富集，降低了晶界和亚晶界的能量，抑制了先共析铁素体相变，促进了钢在连续冷却时中温组织的形成。但是B会与N形成BN，因此只有以固溶形成存在于钢中的B才能起到有益作用。本发明中的B的质量百分比含量控制为0.0010～0.0020％。

与现有高强韧厚钢板相比，本发明具有以下有益效果：

1、通过合理设计化学成分，以Mn等廉价合金元素替代贵重合金元素Ni、Cu等，减少了合金元素含量，降低了钢板成本，具有较低的焊接裂纹敏感性指数，焊前无需预热。

2、本发明钢板不需进行淬火热处理，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、低焊接裂纹敏感性钢板的屈服强度大于690MPa、抗拉强度大于770MPa、夏氏冲击功Akv(-20℃)≥180J、板厚可达80mm。焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.20％，具有优良的焊接性能。

5、可制备最大厚度达80mm的厚板。

附图说明

图1为实施例3钢板的斜Y型坡口焊接裂纹试验中，预热60℃时斜Y型坡口焊接裂纹试验断面的照片。

图2为实施例3钢板的斜Y型坡口焊接裂纹试验中，不预热(23℃)时斜Y型坡口焊接裂纹试验断面的照片。

图3(a)为实施例3钢板微观组织形貌的光学显微镜照片。

图3(b)为实施例3钢板微观组织形貌的场发射扫描电镜照片。

具体实施方式

以下用实施例结合附图对本发明作更详细的描述。这些实施例仅仅是对本发明最佳实施方式的描述，并不对本发明的范围有任何限制。

按照本发明钢种的化学成分要求，并结合所述的制造工艺，以制造不同规格的高强韧厚钢板。具体成分如下：

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，连铸坯加热温度为1030℃，保温180分钟；第一阶段轧制的开轧温度为1000℃，中间坯厚度为80mm；第二阶段轧制的开轧温度为860℃，道次变形率为12～28％，终轧温度为810℃，成品钢板厚度为20mm；钢板冷却速度为25℃/S，终止温度为540℃，出水后空气冷却。回火温度为650℃，回火后空气冷却。

实施例2

实施方式同实施例1，其中加热温度为1150℃，保温150分钟；第一阶段轧制的开轧温度为1120℃，中间坯厚度为120mm；第二阶段轧制的开轧温度为830℃，道次变形率为12～25％，终轧温度为800℃，成品钢板厚度为30mm；钢板冷却速度为20℃/S，终止温度为510℃，出水后空气冷却。回火温度为630℃，回火后空气冷却。

实施例3

实施方式同实施例1，其中加热温度为1180℃，保温120分钟；第一阶段轧制的开轧温度为1150℃，中间坯厚度为120mm；第二阶段轧制的开轧温度为810℃，道次变形率为12～28％，终轧温度为780℃，成品钢板厚度为40mm；钢板冷却速度为15℃/S，终止温度为480℃，出水后空气冷却。回火温度为610℃，回火后空气冷却。

实施例4

实施方式同实施例1，其中加热温度为1080℃，保温150分钟；第一阶段轧制的开轧温度为1050℃，中间坯厚度为150mm；第二阶段轧制的开轧温度为800℃，道次变形率为12～28％，终轧温度为780℃，成品钢板厚度为50mm；钢板冷却速度为12℃/S，终止温度为480℃，出水后空气冷却。回火温度为610℃，回火后空气冷却。

实施例5

实施方式同实施例1，其中加热温度为1180℃，保温120分钟；第一阶段轧制的开轧温度为1150℃，轧件厚度为150mm；第二阶段轧制的开轧温度为800℃，道次变形率为15～25％，终轧温度为780℃，成品钢板厚度为60mm；钢板冷却速度为8℃/S，终止温度为460℃，出水后空气冷却。回火温度为610℃，回火后空气冷却。

实施例6

实施方式同实施例1，其中加热温度为1200℃，保温150分钟；第一阶段轧制的开轧温度为1150℃，轧件厚度为160mm；第二阶段轧制的开轧温度为800℃，道次变形率为15～28％，终轧温度为780℃，成品钢板厚度为80mm；钢板冷却速度为6℃/S，终止温度为460℃，出水后空气冷却。回火温度为610℃，回火后空气冷却。

对本发明实施例1-6的屈服强度690MPa级低温高韧性低焊接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的低焊接裂纹敏感性钢板的力学性能

实施例	板厚mm	屈服强度MPa	抗拉强度MPa	延伸率％	-20℃纵向冲击功J
						1	20	765	885	22.0	260、265、272

2	30	755	840	21.0	245、238、257
						3	40	745	825	20.0	233、210、201
4	50	740	825	20.0	212、217、239
						5	60	725	805	18.0	235、237、227
6	80	725	805	18.0	201、228、231

从表2可以看出，本发明涉及的易焊接高强韧厚钢板的Pcm≤0.20％，屈服强度均大于690MPa，抗拉强度大于770MPa，夏氏冲击功Akv(-20℃)≥180J，板厚可达80mm。

对本发明实施例3的高强韧贝氏体钢板进行了斜Y型坡口焊接裂纹试验，考核焊接接头根部裂纹情况。试验按照GB4675.1规定执行，焊接条件见表3，分别进行了预热60℃及室温23℃不预热条件下的焊接裂纹试验。试件焊后放置48小时，进行表面、断面裂纹检查。检查结果见图1-2和表4。从图1-2和表4可看出，本发明所涉及40mm厚高强韧低碳贝氏体厚钢板在预热60℃及室温23℃不预热条件下焊接，斜Y型坡口焊接裂纹试验的表面裂纹率和断面裂纹率均为零，钢板在较苛刻的拘束条件下，也可以实现不预热焊接。

表3斜Y型坡口焊接裂纹试验的焊接条件

焊丝牌号

规格mm

焊接电流A

焊接电压V

焊接速度mm/min

保护气体

气体流量L/min

BH800-II

Φ1.2

270

30

330

80％Ar+20％CO2

20

表4本发明实施例3的低焊接裂纹敏感性钢板焊接性能试验结果

对本发明实施例3的高强韧贝氏体钢板进行插销冷裂纹敏感性试验。插销试验使用HCL-3MC微机自动控制五头插销试验机，按GB9446《焊接用插销冷裂纹试验方法》规定进行。插销试件从钢板1/4处取样，试件的长度方向垂直于钢板的轧向。试件直径为6mm，采用螺旋缺口，缺口深度0.5mm。采用表5所示两种不同扩散氢含量的焊丝进行试验，焊接规范参数见表6。不同预热温度加载条件下钢板插销试验结果见表7。从表中可看出，采用扩散氢含量较低的BH800-II焊丝和扩散氢含量较高的GFM-80焊丝，在预热100℃、60℃和室温(23℃)焊接条件下，插销加载到钢板实际屈服强度(825MPa)，保持载荷24小时均未发生断裂，即上述焊接条件下，钢板插销临界断裂应力均超过其实际强度。插销试验结果表明，在中等拘束条件下，本发明所涉及的高强韧低碳贝氏体钢板采用实心焊丝或金属芯药芯焊丝富氩混合气体保护焊，可以实现不预热焊接。

表5两种焊丝熔敷金属屈服强度及扩散氢含量

焊丝牌号	焊丝类型	焊丝直径mm	屈服强度MPa	扩散氢含量(水银法)M1/100
					BH800-II	实心	Φ1.2	760	1.56
GFM-80	金属粉芯	Φ1.2	740	6.50

表6插销试验焊接规范

表7插销试验结果

对实施例3进行微观组织研究，光学显微镜照片和场发射扫描电镜照片如说明书附图3(a)-(b)所示。钢板的微观组织为贝氏体板条和沿板条界面分布的碳化物或马奥岛组成。

本发明采用不含贵重合金元素Cr、Ni和Cu的成分体系，一方面降低了钢板生产的合金成本，另一方面提高了钢板的焊接性能。同时，结合TMCP技术，采用两阶段控制轧制。第一阶段轧制在再结晶温度之上，钢板的奥氏体在缺陷能的作用下发生再结晶，细化了奥氏体晶粒。选择在合适温度进行第二阶段开轧和终轧。在较低温度终轧有利于提高钢中的位错密度。轧制后采用层流冷却装置加速冷却，冷却速度范围较宽，生产工程控制较容易。停冷温度较高，停冷后可采用热矫直机对钢板进行矫直，以保证良好的钢板板型。

Claims (12)

1.一种高强韧低碳贝氏体型厚钢板，其成分质量百分比含量为：

C     0.02～0.09％

Si    0.35～0.60％

Mn    1.50～1.85％

Nb    0.04～0.07％

V     0.04～0.07％

B     0.0010～0.0020％

Al    0.01～0.04％

Ti    0.01～0.03％

Zr    ≤0.0030％

Mo    0.15～0.30％且0.55-0.181Mn-1.51C≤Mo≤8.7-3.69Mn-29.18C

余量为Fe和不可避免的杂质。

2.制造如权利要求1所述的钢板的方法，其特征在于，所述方法依次包括冶炼、浇铸、加热、轧制、冷却、回火、空气冷却工序，其中，所述轧制包括第一阶段和第二阶段轧制。

3.如权利要求2所述的方法，其特征在于，所述浇铸后得到的连铸坯或钢锭的厚度不小于成品钢板厚度的3.5倍。

4.如权利要求2所述的方法，其特征在于，在所述加热过程中，加热温度为1030～1200℃，保温时间为120～180分钟。

5.如权利要求2所述的方法，其特征在于，在所述第一阶段轧制过程中，开轧温度为1000～1150℃，当轧件厚度到达成品钢板厚度的2～4倍时，在辊道上待温至800～860℃。

6.如权利要求2所述的方法，其特征在于，所述第二阶段轧制过程中，开轧温度为800～860℃，终轧温度为780～810℃，道次变形率为12～28％。

7.如权利要求2所述的方法，其特征在于，所述冷却包括层流冷却和空气冷却两个步骤。

8.如权利要求2所述的方法，其特征在于，所述回火的温度为610～650℃。

9.如权利要求4所述的方法，其特征在于，所述加热温度为1130～1180℃。

10.如权利要求5所述的方法，其特征在于，所述开轧温度为1100～1150℃。

11.如权利要求7所述的方法，其特征在于，在所述层流冷却过程中，钢板以6～25℃/s的速度冷却至460～540℃。

12.如权利要求2或7所述的方法，其特征在于，所述空气冷却采用堆垛或冷床冷却。

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