CN102676947B

CN102676947B - 一种焊接结构钢及其制造方法

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Publication number: CN102676947B
Application number: CN201210154046.XA
Authority: CN
Inventors: 周平; 马光亭; 杨建勋; 魏军广; 冯文义; 张长宏; 李艳; 吴德发
Original assignee: Laiwu Iron and Steel Group Co Ltd
Current assignee: Laiwu Steel Group Yinshan Section Steel Co Ltd
Priority date: 2012-05-17
Filing date: 2012-05-17
Publication date: 2014-05-14
Anticipated expiration: 2032-05-17
Also published as: CN102676947A

Abstract

本发明提供了一种焊接结构钢及其制造方法。所述焊接结构钢的化学成分按重量计包含：C：0.10～0.14％、Si：0.10～0.45％、Mn：1.00～1.39％、S≤0.010％、P≤0.020％、Nb：0.015～0.040％、Ti：0.008～0.030％、V：0～0.080％、Ni：0.10～0.50％、Cr：0.15～0.65％、Mo：0.15～0.40％、Als：0.015～0.060％、B：0.0008～0.0030％、N≤40ppm、O≤20ppm、H≤2ppm，其余为铁和不可避免的杂质，所述焊接结构钢的制造方法包括冶炼、浇铸、加热、轧制、冷却、淬火和回火，其中，通过控制回火条件可以得到不同强度级别的焊接结构钢。根据本发明的焊接结构钢的制造方法采用相同的成分设计，得到了不同强度级别的钢。

Description

一种焊接结构钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种焊接结构钢及其制造方法，具体地讲，本发明涉及一种100Kg、110Kg和120Kg级焊接结构钢及其制造方法。

背景技术

经济建设和社会发展需要大量的高强钢材，随着国内钢结构产业、工程机械、矿山机械等行业蓬勃发展，同时为顺应起重机械、挖掘机悬臂梁、矿井用液压支架等工程机械大型化、高强化的市场需求趋势，对高强度、高质量等级工程机械用钢的需求日益强烈。与此同时，为了在超高强钢的生产与研发方面与国际接轨，较好地满足当前国内外在超高强钢领域的市场需求，各大钢铁企业在研发方面投入了大量人力物力。

在中国专利CN1888120A中，在钢的成分设计方面采用Cr-Ni-Cu-Mo-V-Nb-Ti-B复合添加，采用热机械控制轧制+调质工艺，钢的屈服强度≥880MPa，抗拉强度≥980MPa。

在中国专利CN101451221A中，在钢的成分设计方面采用Cr-Ni-Mo-Nb-V-Ti-B复合添加，采用热机械控制轧制+调质工艺，使钢的屈服强度不小于960MPa。

在中国专利CN101086051A中，在钢的成分设计方面采用低碳高锰、Cu-Cr-Ni-Mo-Nb-V-Ti-B-Re复合添加，采用热机械控制轧制技术，使钢的屈服强度达到980MPa以上水平。

在中国专利CN101481779A中，在钢的成分设计方面采用Cr-Ni-Mo-V-Cu-B复合添加，采用热机械控制轧制+调质工艺，钢的屈服强度≥1000MPa，抗拉强度≥1100MPa。

对已公开的专利和文献分析发现，虽然各企业或院校对100kg～120kg级高强钢均有一定研究，但内容也仅限对单个强度级别的研究，不同强度级别在成分体系和含量上有较大差别，尚未见到采用一种成分同时开发出100kg～120kg级多个强度级别的报道。

发明内容

为了解决现有技术中的上述问题，本发明提供了一种焊接结构钢的制造方法，所述焊接结构钢的化学成分按重量计包含：C：0.10～0.14％、Si：0.10～0.45％、Mn：1.00～1.39％、S≤0.010％、P≤0.020％、Nb：0.015～0.040％、Ti：0.008～0.030％、V：0～0.080％、Ni：0.10～0.50％、Cr：0.15～0.65％、Mo：0.15～0.40％、Als：0.015～0.060％、B：0.0008～0.0030％、N≤40ppm、O≤20ppm、H≤2ppm，其余为铁和不可避免的杂质，所述焊接结构钢的制造方法包括冶炼、浇铸、加热、轧制、冷却、淬火和回火，其中，通过控制回火条件可以得到不同强度级别的焊接结构钢。

根据本发明的实施例，轧制前的加热温度为1150℃～1220℃，轧制过程中钢坯的精轧开扎温度为860℃～920℃，冷却过程中的终冷温度为500℃～700℃，冷却速度为5～12℃/s，淬火过程中淬火温度为890℃～940℃，淬火保温时间为5～40分钟，回火过程中回火温度为150℃～640℃，回火保温时间为10～110分钟。

优选地，对于100Kg级的焊接结构钢，回火温度为470℃～640℃，回火保温时间为10～50分钟。对于110Kg级的焊接结构钢，回火温度为300℃～450℃，回火保温时间为30～90分钟。对于120Kg级的焊接结构钢，回火温度为150℃～280℃，回火保温时间为60～110分钟。

本发明还提供了一种焊接结构钢，所述焊接结构钢的化学成分按重量计包含：C：0.10～0.14％、Si：0.10～0.45％、Mn：1.00～1.39％、S≤0.010％、P≤0.020％、Nb：0.015～0.040％、Ti：0.008～0.030％、V：0～0.080％、Ni：0.10～0.50％、Cr：0.15～0.65％、Mo：0.15～0.40％、Als：0.015～0.060％、B：0.0008～0.0030％、N≤40ppm、O≤20ppm、H≤2ppm，其余为铁和不可避免的杂质。

根据本发明的实施例，采用相同的成分设计，能够得到不同强度级别的钢。

附图说明

通过结合附图描述本发明的实施例，本发明的上述和其它目的及优点将变得更加清楚，在附图中：

图1是示出了根据本发明实施例1的钢的金相组织的照片。

具体实施方式

本发明提供了一种100kg、110kg及120kg级焊接结构钢及其制造方法。根据本发明的实施例，采用一种成分能够生产上述三种强度级别的钢。

根据本发明的能够提供三种强度级别的钢的化学成分按重量计包含：C：0.10～0.14％、Si：0.10～0.45％、Mn：1.00～1.39％、S≤0.010％、P≤0.020％、Nb：0.015～0.040％、Ti：0.008～0.030％、V：0～0.080％、Ni：0.10～0.50％、Cr：0.15～0.65％、Mo：0.15～0.40％、Als：0.015～0.060％、B：0.0008～0.0030％、N≤40ppm、O≤20ppm、H≤2ppm，其余为铁和不可避免的杂质，其中，Als表示酸溶铝。

优选地，根据本发明实施例的钢的化学成分满足：Pcm≤0.28％，其中，Pcm(％)＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20。

以下对根据本发明实施例的100-120kg级焊接结构钢中的各成分进行详细说明。

C：C既是最主要的固溶强化元素，能显著提高钢的淬透性，也是低碳钢中最经济的强化元素，对马氏体钢的强度和硬度起决定性的作用，但碳含量的增加使钢的塑性和冲击韧性降低，冷脆倾向性和时效倾向性提高，恶化焊接性能。考虑到降碳的同时必须额外增加其它贵重的微合金含量才能保证钢强度，而这将造成成本大幅度增加，综合考虑将C的适宜量控制在0.10～0.14％。

Si：Si进入铁素体起固溶强化作用，降低屈强比，但Si会显著地提高钢的韧脆转变温度，同时也会恶化塑性及焊接性能，因此，Si的适宜量控制在0.10～0.45％。

Mn：Mn能够降低临界转变温度Ar3，明显提高钢的淬透性，同时具有一定的固溶强化作用，起到提高钢的强度和硬度的作用。由于锰和硫具有较大的亲和力，MnS在高温时有一定的塑性，避免了钢的热脆，但过高的Mn会影响钢的焊接性能，也会加剧铸坯的中心偏析，造成产品带状组织严重，进而影响到冲击韧性。因此，Mn的适宜量控制在1.00～1.39％。

S：当S以FeS的形式存在于钢中时，如果S含量高则易产生热脆现象。当S以MnS的形式存在于钢中时，S常以条状形态沿轧制方向分布，形成严重的带状组织，破坏了钢的连续性，对钢材不同方向的性能也会产生重要影响，降低钢的塑性和冲击韧性，提高韧脆转变温度。因此，将S的含量控制在0.010％以下。

P：P属于低温脆性元素，P显著扩大液相和固相之间的两相区，在钢凝固过程中偏析于晶粒之间，形成高磷脆性层，提高带状组织的级别，使钢的局部组织异常，造成机械性能不均匀，降低钢的塑性，使钢易产生脆性裂纹，抗腐蚀性下降，对焊接性能也有不利影响，增加焊接裂纹敏感性，所以应尽可能降低磷在钢中的含量。考虑到生产成本，将P的含量控制在0.020％以下。

Nb：Nb能产生显著的晶粒细化、析出强化以及中等的沉淀强化作用。固溶于奥氏体的Nb能够提高淬透性，Nb(C，N)析出相具有细化晶粒作用但降低淬透性，而且当Nb含量过高时，Nb易与Fe、C等元素形成低熔点共晶物，有增加焊接热影响区热裂纹的倾向。综合各方面因素，Nb的适宜量控制在0.015～0.040％之间。

Ti：Ti在1200～1300℃高温下即可析出TiN颗粒，可以作为Nb(C、N)的析出核心，从而减少微细铌析出物的数量，进而降低含Nb钢的裂纹敏感性。Ti可形成细小的钛的碳化物、氮化物颗粒，在板坯加热过程中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。Ti与N结合生成稳定的高弥散化合物，不但可以消除钢中的自由氮，而且能在热加工过程和焊接时的热影响区中控制晶粒尺寸，改善钢结构各部位的低温韧性。过量的Ti将形成微米级尺寸的液析TiN，不仅无法细化晶粒，反而会恶化钢韧性，因此，Ti的适宜量控制在0.008～0.030％。

V：V的作用主要是以V(C，N)形式存在于基体和晶界上，起到沉淀强化和抑制晶粒长大的作用。随着相变的进行，V(C，N)在铁素体中沉淀析出，在轧制过程中能抑制奥氏体的再结晶并阻止晶粒长大，从而起到细化铁素体晶粒、提高钢的强度和韧性的作用，而且V和N有很强的亲和力，V的加入起到了固定钢中自由N的作用，从而能够避免钢的应变时效性，而对于薄规格钢板，在确保强度有足够富余量的前提下，可以不加V。综合考虑，将V的含量定为0～0.080％。

Ni：Ni通过形成简单的置换固溶体起着强化铁素体的作用，可提高钢的强度，同时Ni是奥氏体稳定元素，提高钢的淬透性，可显著提高钢的耐低温冲击韧性。但Ni板价格相对比较昂贵，考虑到成本因素，将Ni的含量定为0.10～0.50％。

Cr：Cr能防止加Mo钢的石墨化倾向，属于稳定奥氏体元素，可极大地提高钢的淬透性，提高钢的强度，但过高的Cr会降低钢的焊接性能，综合考虑，Cr的适宜量控制在0.15～0.65％。

Mo：Mo在钢中存在于固溶体相和碳化物相中，属于稳定奥氏体元素，可极大地提高钢的淬透性，可将C曲线强烈右移，以促进马氏体转变，同时可改善钢的回火脆性，极大地提高钢的低温韧性，提高钢的耐延迟断裂性能。综合成本因素，Mo的适宜量控制在0.15～0.40％。

Al：Al能细化钢的晶粒，提高钢的强度，同时也能提高冲击韧性。由于A1和N有较强的亲和力，还可以消除N元素造成的时效敏感性，因此，Als的含量定为0.015～0.060％。

B：B强烈偏聚于奥氏体晶界及其它晶体缺陷处，能够增加钢的淬硬性，提高钢的淬透性。加入微量B可明显抑制铁素体在奥氏体晶界上的成核，使铁素体转变曲线明显右移，以促进马氏体转变，但硼含量超过0.003％后上述作用达到饱和，而且还可能形成各种对热加工性能和韧性不利的含B析出相，综合考虑，硼含量应控制在0.0008～0.0030％。

N：N含量过高会恶化高强钢的冲击韧性，一般控制在40ppm以下。

O：O含量过高表明钢中夹杂物太多，对钢的各项机械性能均会产生不利的影响，故O含量应尽量控制在20ppm以下，以提高钢水洁净度。

H：H对于屈服强度大于690MPa的高强钢而言，危害较大，易造成探伤不合格，并影响低温冲击韧性，需要通过真空处理等手段控制在2ppm以下。

根据本发明的100kg、110kg、120kg级焊接结构钢的制造方法包括以下步骤：

冶炼和铸造：采用转炉或电炉冶炼，铸造采用连铸或模铸。

采用中厚板轧机轧制：连铸坯或铸锭开坯后在加热炉中加热，出炉温度控制在1150～1220℃，粗轧总压缩比＞50％，粗轧轧制5-11道次，精轧开轧温度为860～920℃，精轧轧制5-12道次，终冷温度为500～700℃，冷却速度为5～12℃/s。

淬火处理：淬火保温温度为890～940℃，淬火保温时间为5～40min。

回火处理：回火温度为150～640℃，回火保温时间为10～110min。

具体地讲，采用根据本发明实施例的焊接结构钢的化学成分，通过改变制造工艺中的参数，来制造得到不同强度的焊接结构钢。

对于100Kg级钢的屈服强度不低于890MPa、抗拉强度满足940～1100MPa、断后伸长率不低于14％、-40℃纵向AKv不低于130J的焊接结构钢，钢的回火温度为470℃～640℃，回火保温时间为10分钟～50分钟。

对于110Kg级钢的屈服强度不低于960MPa、抗拉强度满足980～1150MPa、断后伸长率不低于12.5％、-40℃纵向AKv不低于115J的焊接结构钢，钢的回火温度为300℃～450℃，回火保温时间为30分钟～90分钟。

对于120Kg级钢的屈服强度不低于1030MPa、抗拉强度满足1150～1500MPa、断后伸长率不低于11％、-40℃纵向AKv不低于100J的焊接结构钢，钢的回火温度为150℃～280℃，回火保温时间为60分钟～110分钟。

通过采用按照表1示出的化学成分进行转炉冶炼并浇注成连铸坯或铸锭，将连铸坯或铸锭开坯后在加热炉中加热，根据表2中的参数进行后续的轧制、淬火、回火等工艺。得到的钢的主要性能参数示出在表3中。

下面的表1示出了根据本发明实施例1至实施例9的钢的化学成分。

表1本发明的实施例1-9的100-120kg级焊接结构钢的化学成分(wt.％)

下面的表2示出了根据本发明实施例1至实施例9的钢的制造方法中的工艺参数。

表2本发明实施例1-9的100-120kg级焊接结构钢的主要生产工艺参数

下面的表3示出了根据本发明实施例1至实施例9的焊接结构钢的力学性能。

表3本发明实施例1-实施例9的100-120kg级焊接结构钢的力学性能

参照表3可知，实施例1、实施例4和实施例7得到的为100Kg级的钢，实施例2、实施例5和实施例8得到的为110Kg级的钢，实施例3、实施例6和实施例9得到的为120Kg级的钢。

因此，通过采用化学成分的同一范围内的钢，通过控制制造过程中的工艺参数，得到了不同级别的钢。

本发明的优点在于：

(1)引入了“一钢多级”的思路，100kg～120kg级钢全部采用同一成分设计，而通过优化实施不同的轧制和热处理工艺来保证实物质量指标。

(2)减少了贵重金属Mo的加入量，降低了合金成本，并且省去了连铸换浇带来的繁琐操作，极大地降低了冶炼生产成本，生产组织更加灵活，提高了生产效率。

(3)对于100kg～120kg级钢而言，其Pcm可控制在不超过0.28％，明显低于目前现有技术中涉及的同强度级别钢种，说明本发明钢具备更加优良的焊接性能。

根据本发明的实施例，采用相同的成分设计，减少了合金的加入量，并且省去了连铸换浇带来的繁琐操作，极大地降低了冶炼生产成本，生产组织也更加灵活，实现了超高强钢的柔性制造。

Claims

1.一种焊接结构钢的制造方法，其特征在于所述焊接结构钢的化学成分按重量计包含：C：0.10～0.14%、Si：0.10～0.45%、Mn：1.00～1.39%、S≤0.010%、P≤0.020%、Nb：0.015～0.040%、Ti：0.008～0.030%、V：0～0.080%、Ni：0.10～0.50%、Cr：0.15～0.65%、Mo：0.15～0.40%、Als：0.015～0.060%、B：0.0008～0.0030%、N≤40ppm、O≤20ppm、H≤2ppm，其余为铁和不可避免的杂质，所述焊接结构钢的制造方法包括冶炼、浇铸、加热、轧制、冷却、淬火和回火，

其中，通过控制回火条件可以得到不同强度级别的焊接结构钢，

其中，轧制前的加热温度为1150℃～1220℃，轧制过程中钢坯的精轧开轧温度为860℃～920℃，冷却过程中的终冷温度为500℃～700℃，冷却速度为5～12℃/s，淬火过程中淬火温度为890℃～940℃，淬火保温时间为5～40分钟，回火过程中回火温度为150℃～640℃，回火保温时间为10～110分钟，

对于100Kg级的焊接结构钢，回火温度为470℃～640℃，回火保温时间为10～50分钟，

对于110Kg级的焊接结构钢，回火温度为300℃～450℃，回火保温时间为30～90分钟，

对于120Kg级的焊接结构钢，回火温度为150℃～280℃，回火保温时间为60～110分钟。