CN102409251A - 610MPa级低焊接裂纹敏感性特厚钢板及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种610MPa级低焊接裂纹敏感性特厚钢板及其制造方法。其成分：C 0.06％～0.10％、Si 0.15％～0.40％、Mn 1.40％～1.70％、P≤0.015％、S≤0.005％、Ni 0.10％～0.30％、Cr 0.05％～0.10％、Mo0.10％～0.30％、Cu 0.10％～0.25％、Nb 0.03％～0.05％、Ti 0.010％～0.025％、Als 0.015％～0.045％，余为Fe。其方法包括冶炼、轧制、回火，轧制采用两阶段轧制，完全再结晶轧制阶段温度1000～1150℃，单道次压下率大于10％，累计变形量不小于40％，非再结晶轧制阶段温度840～900℃，单道次压下率大于12％，终轧至开冷过程时间650～950s，开冷温度Ar3±30℃，冷速5～10℃/s，终冷温度400～510℃；轧后堆垛缓冷；回火温度610～650℃，回火时间4min/mm。本发明工艺简单、成本低，用单层连铸坯可生产出610MPa级特厚钢板。
Description
技术领域
本发明属于钢铁材料技术领域，尤其涉及一种610MPa级低焊接裂纹敏感性钢特厚板及其制造方法。
背景技术
特厚钢板一般指厚度大于80mm的钢板，多用于军用和民用的各种重要结构，产品质量要求严格。为保证特厚钢板内在质量，一般在特厚钢板塑性变形成型的过程中要求总压缩比大于3.0。如果压缩比小，使用一般生产方法的情况下，成品钢板内部偏析和疏松缺陷存在消除不完全问题，同时抗拉强度难以保证在610MPa以上。
低焊接裂纹敏感性特厚钢板的成分设计有严格要求。日本专利特开昭49-37814和特公平4-13406中已经公开如下信息，为降低焊接裂纹敏感性采取降C和添加Ti-B的技术。一般抗拉强度600MPa级低焊接裂纹敏感性高强度钢板采用离线调质生产技术，几乎都是通过添加B元素保证钢板的淬透性。采用B来保证钢板的强度、增加淬透性，化学成分和制造条件均将发生变化，可能导致母材性能不稳定，特别是焊接热影响区的硬度显著提高。由于焊接热影响区硬度的提高导致焊接熔合线的韧性变差。
在日本专利特开昭60-9086、特开平2-254119、特开昭59-113120和特开昭61-12970中都提出了不添加B的技术。但这些专利中提出的不添加B的技术都属于600MPa级非调质钢技术，从实施例中看出这些技术所涉及的钢板厚度上限都是20mm，更厚的钢板没有记载。
日本专利特开平10-68045涉及570MPa级高强度、具有良好焊接裂纹敏感性和大线能量焊接后高冲击值钢的生产方法。其钢板强度更低，而且对钢中Nb、V含量用公式“625(有效Nb)+250V+210Ceq≥t(钢板厚度mm)+40”加以限定，从该公式可见，其钢板厚度受到限制。
中国专利CN200810249817.7公开了一种特厚钢板的工艺方法，涉及一种连铸坯真空复合技术；中国专利CN200910016603.X也公开了一种特厚钢板的工艺方法，也是采用连铸坯真空复合，然后进行锻造或轧制的特厚板生产技术。
可见，使用单层连铸坯生产610MPa级低焊接裂纹敏感性特厚钢板的技术在国内外还没有相关记载。
发明内容
本发明的目的在于克服现有技术的不足，提供一种厚度大于80mm、抗拉强度在610MPa以上的低焊接裂纹敏感性特厚钢板及其制造方法。
本发明是这样实现的：本发明610MPa级低焊接裂纹敏感性特厚钢板的化学成分重量百分比为：C 0.06％～0.10％、Si 0.15％～0.40％、Mn1.40％～1.70％、P≤0.015％、S≤0.005％、Ni 0.10％～0.30％、Cr 0.05％～0.10％、Mo 0.10％～0.30％、Cu 0.10％～0.25％、Nb 0.03％～0.05％、Ti0.010％～0.025％、Als 0.015％～0.045％，厚度为80～110mm，余量为Fe和不可避免的杂质。同时保证Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B≤0.20％；Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.42％。
本发明成分设计理由如下：
C：C≤0.06％时需添加其它提高淬透性元素，使成本升高，韧性和焊接性变坏。特别是在本发明的大焊接能量的情况下，C≤0.06％时，C向熔融金属的扩散很少，用一般的焊接材料很难保证焊接接头强度。为保证 焊接裂纹敏感性和加入Nb后的大能量焊接接头韧性，C的上限为0.10％。本钢种C成分设计下限为0.06％是考虑保证强度而设计的。
Si：为使Si在保证母材强度和焊接接头强度中发挥作用，Si应大于0.15％，但Si＞0.40％时，焊接裂纹敏感性和焊接接头韧性变坏。其含量控制在：0.15％～0.40％。
Mn：为使Mn在保证母材强度和焊接接头强度发挥作用，其含量应≥1.40％。但Mn＞1.70％时使焊接裂纹敏感性变坏，而且由于含量太高带来过大的淬透性使母材韧性和接头韧性变坏。其含量控制在：1.40％～1.70％。
P、S：P、S在本钢种中都是杂质元素。限制P≤0.015％；S≤0.005％。
Al：Al提高粗晶区韧性的机制是减少M-A组元的量及其尺寸，减少了固溶N量。AlN的溶解温度在1100℃附近，它在焊接热循环中很容易溶解，不能有效地阻止HAZ的晶粒长大。在焊接热循环中AlN质点会溶解，使HAZ中自由N的含量增高。AlN的析出十分缓慢，AlN很难在焊接过程中重新形核析出。在钢水冶炼过程中要保证一定的脱氧程度，一般情况下Als的含量下限控制为0.015％，上限为0.045％。
Ti：根据钢中的N含量，适当添加Ti，形成TiN细粒状弥散分布的粒子以减轻大线能量焊接热影响区脆化的效果最好，利用TiN的沉淀物可以抑制焊接时奥氏体的晶粒粗大，增加针状铁素体的沉淀核。3.42为钢中Ti、N原子的理想化学配比。当钢中的Ti/N值接近于理想化学配比时，TiN粒子更加细小且分布弥散，对高温奥氏体晶粒的稳定作用最强，Ti/N值过大或过小都将消弱这一作用。Ti的含量为：0.010％～0.025％。
Nb：Nb通过微合金化与控轧控冷工艺相结合使母材晶粒充分细化，并且结合析出强化和位错亚结构强化效应，达到提高母材综合性能的目的。其含量控制在：0.03％～0.06％。
Ni、Cr：Ni、Cr有利于提高母材和焊接接头的强度。Ni可进一步改善韧性。但如添加量超过所需的量会使Ceq增大，成本提高，导致大线能量焊接接头的韧性降低和加工性变坏，因此Ni的含量为：0.10％～0.30％；Cr 0.05％～0.10％。
Mo：Mo对提高母材强度和焊接接头强度有效，同时能够提高母材高温回火稳定性，含量设计Mo 0.10％～0.30％。
Cu：Cu对提高母材强度有效，成本相对较低，含量设计Cu0.10％～0.25％。
Nb：为保证母材强度和焊接接头强度，Nb含量应≥0.005％，但Nb含量≥0.05％时焊接接头韧性变坏，所以将Nb的上限定为0.05％。利用钢坯加热过程Nb的固溶作用提高钢板淬透性。用“DQ+ACC”联合冷却装置进一步提高钢板淬透能力，减少合金加入量，保证低焊接裂纹敏感性特厚钢板的成分设计特点。在钢板控轧及控冷之后的回火过程中，Nb的碳氮化物起到析出强化作用。这种方法能够保证，在钢板心部冷速较低强度保证略显不足情况下进一步提高钢板心部强度。
本发明钢种如加入微量的B可明显抑制铁素体在奥氏体晶界上的形核，同时还使贝氏体转变曲线变地扁平，从而在一个较大的冷速范围内也能获得贝氏体组织，使钢种提高强度。但是，因为B提高钢种强度的作用是基于其在奥氏体晶界上的偏聚而阻止等轴铁素体在晶界上优先形核，冶炼时必须控制B含量，给冶炼工艺操作带来很大难度；如果B以氧化物或氮化物存在于钢中，就丧失了抑制铁素体在晶界上形核的作用，也给冶炼工艺控制带来困难。另外，在低碳贝氏体钢中由于轧制和冷却工艺控制不当，易形成局部空隙自由区而促进晶内裂纹，导致成品钢板轫性波动。所以本钢种采取了不含B的成分设计。
Pcm：在通常的环境下，焊接施工时要保证不预热焊接同时不出现裂纹，规定Pcm≤0.20％。
Ceq：厚规格610MPa级高强度钢通过添加微量Ti等保证母材强度及焊接接头强度，同时要保证低焊接裂纹敏感性，Ceq在本钢种中规定为Ceq≤0.42％。
本发明610MPa级低焊接裂纹敏感性特厚钢板的制造方法的工艺路线：
铁水预处理-转炉冶炼-精炼(LF+RH-Ca处理-微Ti处理)-连铸-板坯加热-控制轧制-矫直-冷却(DQ、ACC或DQ+ACC)-堆垛缓冷-探伤-回火-切边-检查、检验-入库。
采用本发明技术方案，铁水经过预脱硫，脱硫渣要处理干净，选用优质废钢，合金料要清洁干燥。钢水先经过转炉冶炼，然后送入LF、RH炉进行精炼。进行LF处理，造白渣深度脱硫；严格按照目标成分进行成分微调；控制上机温度。进行RH处理时间不得少于10分钟，[H]≤2ppm。RH处理结束后进行微钛处理和Ca处理。喂CaSi线以尽快的速度进行(≥3.5m/s)。上机前净吹氩3-5min，以使成分充分均匀；目标过热度控制在≤25℃；中间罐采用浸入式水口，氩气保护浇注，连铸过程采用轻压下。
以细晶强化控制为核心充分发挥鞍钢5500产线轧制能力和DQ、ACC在线冷却能力，使“TMCP态+回火”态钢板达到合同各项性能指标要求。本发明轧制工艺是一道关键工序，完全再结晶轧制阶段的道次压下量的保证直接关系到奥氏体晶粒细化程度，要求轧机具有足够的扭矩，最大可达到2×3800kNm；非再结晶轧制阶段单道次压下量的保证直接关系到奥氏体晶粒的进一步细化以及后续冷却相变细化晶粒的效果，要求轧机具有足够大的轧制力，要求轧制力最高可达到10500吨。
本发明轧制工艺采用完全再结晶轧制阶段和非再结晶轧制阶段。完全再结晶轧制阶段温度控制在1000℃～1150℃，单道次压下率大于10％，累计变形量不小于40％。中间坯厚度控制在成品厚度的1.5～2倍。非再结晶轧制阶段温度控制在840℃～900℃，单道次压下率大于12％；采用多坯轧制方式，根据成品钢板厚度严格控制终轧至开冷过程时间为650～950s。
在线强制冷却采用DQ(直接淬火)冷却方式，或ACC(层流加速冷却)冷却方式，或“DQ+ACC”联合冷却方式。开冷温度控制在Ar3±30℃，冷速控制在5～10℃/s，终冷温度控制在400～510℃。
本发明堆垛温度300～450℃，轧后堆垛缓冷时间不少于20小时。
本发明热处理工艺采用回火工艺，回火工艺处理的目的是消除钢板内应力。回火工艺处理具有使Nb的碳化物、氮化物或其复合化合物析出提高母材强度的作用。在600℃以上回火可以达到弥散析出并提高强度，但是如果回火温度超过650℃，强度显著降低。回火热处理温度为610～650℃，回火时间：4min/mm。
本发明工艺简单、生产成本低，选用不含B、少量多元元素配比的低合金钢成分设计，采用“DQ+ACC”联合冷却装置限定冷速的TMCP工艺，用单层连铸坯便可生产出610MPa级低焊接裂纹敏感性特厚钢板。
附图说明
图1为本发明特厚钢板的金相组织图。
具体实施方式
下面通过实施例对本发明作进一步的描述。
表1为本发明实施例特厚钢板的化学成分。表2是冶炼及精炼具体工艺参数。表3为本发明实施例特厚钢板的轧制生产工艺参数及其力学性能检验结果。本发明实施例特厚钢板的回火热处理温度为630℃。回火时间4min/mm；堆垛温度395℃，轧后堆垛缓冷时间24小时。力学性能检验结果表明：本发明实施例厚度80mm、90mm、100mm和110mm特厚钢板的力学性能均满足抗拉强度610MPa级钢的要求，而且低温韧 性良好。
表1 本发明实施例特厚钢板的化学成分(wt％)
表2 本发明实施例冶炼及连铸工艺参数
表3 本发明实施例特厚钢板的轧制工艺和力学性能
Claims (7)
1.一种610MPa级低焊接裂纹敏感性特厚钢板，其特征在于该钢化学成分重量百分比为：C 0.06％～0.10％、Si 0.15％～0.40％、Mn 1.40％～1.70％、P≤0.015％、S≤0.005％、Ni 0.10％～0.30％、Cr 0.05％～0.10％、Mo0.10％～0.30％、Cu 0.10％～0.25％、Nb 0.03％～0.05％、Ti 0.010％～0.025％、Als 0.015％～0.045％，厚度为80～110mm，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的特厚钢板，其特征在于所述钢的Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B≤0.20％；所述钢的Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.42％。
3.一种权利要求1或2所述特厚钢板的制造方法，包括铁水预处理、转炉冶炼、精炼、连铸、轧制、回火，其特征在于轧制采用两阶段轧制，完全再结晶轧制阶段温度为1000～1150℃，单道次压下率大于10％，累计变形量不小于40％，中间坯厚度为成品厚度的1.5～2倍，非再结晶轧制阶段温度为840～900℃，单道次压下率大于12％，终轧至开冷过程时间为650～950s，开冷温度为Ar3±30℃，在线强制冷却速度为5～10℃/s，终冷温度为400～510℃；轧后堆垛缓冷，堆垛温度300-450℃，缓冷时间不少于20小时；回火温度为610～650℃，回火时间为4min/mm。
4.根据权利要求3所述特厚钢板的制造方法，其特征在于所述的精炼包括LF和RH炉精炼，LF造白渣深度脱硫，按目标成分进行成分微调；RH处理时间不少于10分钟，[H]≤2ppm；RH处理结束进行微钛处理和Ca处理，喂CaSi线速度≥3.5m/S，上机前净吹氩3-5min。
5.根据权利要求3所述特厚钢板的制造方法，其特征在于所述连铸的目标过热度控制在≤25℃，中间罐采用浸入式水口，氩气保护浇注，连铸过程采用轻压下。
6.根据权利要求3所述特厚钢板的制造方法，本发明轧制工艺采用完全再结晶轧制阶段和非再结晶轧制阶段。完全再结晶轧制阶段温度控制在1000℃～1150℃，单道次压下率大于10％，累计变形量不小于40％。中间坯厚度控制在成品厚度的1.5～2倍。非再结晶轧制阶段温度控制在840℃～900℃，单道次压下率大于12％；采用多坯轧制方式，根据成品钢板厚度严格控制终轧至开冷过程时间为650～950s。
7.根据权利要求3所述特厚钢板的制造方法，其特征在于所述的在线强制冷却采用直接淬火或层流加速冷却或“直接淬火+层流加速冷却”联合冷却方式。
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