CN103898417A - 非调质处理低裂纹敏感性钢带及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种非调质处理低裂纹敏感性钢带，所述钢带的化学成分的重量百分比为：C：0.10～0.16%，Si：≤0.30%，Mn：1.0～1.6%，Nb：0.02～0.06%，V：0.10～0.18%，Cr：0.30～0.60%，Ti：0.10～0.20%，Mo：0.15～0.50%，P：≤0.015%，S：≤0.005%，Al：0.01～0.06%，N：<0.005%，O：<0.004%，余量为Fe和不可避免的杂质。本发明的钢带屈服强度达到900MPa以上，抗拉强度在980Mpa以上，硬度在300HB以上，具有低焊接裂纹敏感性(Pcm≤0.25)，并具有很好的-20℃低温冲击韧性(≥40J)，钢带最大厚度规格15mm，适合普通热连轧进行一次成型，不需要进行后续的调质处理。

Description

非调质处理低裂纹敏感性钢带及其制备方法

技术领域

本发明属于热轧高强钢生产技术领域，具体地，本发明涉及一种非调质处理低裂纹敏感性钢带及其制备方法。

背景技术

工程机械、起重机械、矿山机械等领域的发展使得高强钢的需求量增加，强度等性能指标日益提高，抗拉强度980MPa级别逐渐替代目前已被广泛应用的800MPa以下强度级别钢以实现升级换代。但这类超高强度一般采用淬火-回火的调质处理方式得到，一般都具有较高的碳含量和较高的裂纹敏感性。上述领域内的机械用钢都是经过焊接后使用的，较高的裂纹敏感性会使钢板焊接时易于产生冷裂纹，降低钢板可焊性。为了解决钢板焊接问题，需要对钢板进行焊前预热，而且焊接裂纹敏感指数Pcm(Pcm＝C+Si/30+Ni/60+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+V/10+5B)越高，预热温度越高。这将使得焊接结构生产的工况环境变差，不仅影响生产效率，浪费大量能源，而且会使焊接结构的性能不稳定，影响到机械构件的使用安全。

针对上述情况，现有研究设计了不同的化学成分和制造工艺，主要涉及下面几类。一类是通过调质处理制备低裂纹敏感性钢板，厚度在20mm以上，抗拉强度在600～800MPa。比如在中国专利CN101812634A中，公开了一种低碳低焊接裂纹敏感性的高强度钢板的制造方法，采用Cr-Cu-Mo-V-Nb-Ti-B合金化成分设计，钢板热轧后进行离线淬火+回火工艺，钢的屈服强度基本达到700MPa级别。此类制备工艺的缺点是：1）能耗及成本高，且在保证板型和表面质量方面投入大。2）受到厚度的影响，钢的强度不能大幅度的提高。另外一类采用非调质处理。中国专利CN102605293A公开了一种低温韧性优异的非调质低焊接裂纹敏感性钢及其生产方法，尽管Pcm实现了小于0.18%，采用控制轧制与控制冷却技术，但是钢的强度较低，抗拉强度低于700MPa，不能满足工程机械用途。

发明内容

本发明的目的在于，提供一种非调质处理低裂纹敏感性钢带，该钢带屈服强度达到900MPa以上，硬度在300HB以上，具有低焊接裂纹敏感性(Pcm≤0.25)，并具有很好的-20℃低温冲击韧性(≥40J)，钢带最大厚度规格15mm，适合普通热连轧进行一次成型，不需要进行后续的调质处理。

为达到上述目的，本发明采用了如下的技术方案：

一种非调质处理低裂纹敏感性钢带，所述钢带的化学成分的重量百分比为：C：0.10～0.16%，Si：≤0.30%，Mn：1.0～1.6%，Nb：0.02～0.06%，V：0.10～0.18%，Cr：0.30～0.60%，Ti：0.10～0.20%，Mo：0.15～0.50%，P：≤0.015%，S：≤0.005%，Al：0.01～0.06%，N：<0.005%，O：<0.004%，余量为Fe和不可避免的杂质。

优选地，所述钢带化学成分的重量百分比是：C：0.1%，Si：0.25%，Mn：1.20%，Nb：0.05%，V：0.15%，Cr：0.6%，Ti：0.15%，Mo：0.2%，P：0.01%，S：0.005%，Al：0.02%，N：0.0045%，O：0.003%，其余为铁Fe与不可避免杂质。

优选地，所述钢带化学成分的重量百分比是：C：0.16%，Si：0.30%，Mn：1.5%，Nb：0.04%，V：0.18%，Cr：0.30%，Ti：0.16%，Mo：0.25%，P：0.01%，S：0.003%，Al：0.026%，N：0.005%，O：0.0035%；其余为铁Fe和不可避免杂质。

本发明的钢带的焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.25；屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥980MPa，δ≥10％；硬度≥300HB；Akv-20℃≥40J。

本发明的钢带具有良好的低裂纹敏感性和耐磨性。

本发明选择上述成分配比的理由如下：

碳：在热连轧及卷取过程中与强碳化物形成元素V、Ti、Mo结合形成纳米级析出相，对第二相析出沉淀强化作用及细晶强化作用贡献大。虽然能大幅度提高强度，但对焊接性能和低温韧性不利，含量越高，焊接性能越差；降低含量既可降低Pcm指数，也可提高焊接性能，因此本发明C含量控制为0.10～0.16wt.%。

硅：在钢中起到固溶强化作用，但过量的Si将恶化钢的韧性及焊接性能，另外影响钢的冷成型性能，降低钢的表面质量。本发明钢硅含量范围为0～0.30wt.%。

锰：提高强度和韧性的有效元素，对贝氏体转变有极大的促进作用。但Mn含量过高，如大于2％时对韧性及焊接性能有害，本发明Mn含量控制为1.0～1.60wt.％，具有细化晶粒作用和一定的固溶强化作用。

铌：显著提高奥氏体非再结晶温度，同时能细化晶粒，改善钢材的强度，能够显著提高钢的韧性，尤其是低温韧性效果明显；极微量的Nb就能显著细化钢板晶粒并提高强度，本发明Nb含量控制为0.02～0.06wt.％。

钒：卷取过程中与Mo、Ti共同析出，形成纳米级(V，Ti，Mo)C复合析出相，产生显著的沉淀强化作用。考虑到成本及析出量的因素，本发明钢V含量范围为0.10～0.18wt.%。

钛：Ti的化学性质较为活泼，部分Ti在高温首先与钢中N、S、C结合形成尺寸较大（微米、亚微米级）的TiN，控制奥氏体晶粒的长大，可以细化铁素体晶粒，起到细晶强化作用。剩余的Ti再与C结合形成纳米级TiC，具有显著的沉淀强化和细晶化作用。在卷取过程中Ti与V、Mo共同析出，形成纳米级(V，Ti，Mo)C复合析出相。Ti含量过低，析出强化效果不明显；Ti含量过高，恶化钢的塑性及韧性，本发明钢Ti含量范围为0.10～0.20wt.%。另外，焊接是可以细化焊缝组织晶粒。

铬：具有一定的细化晶粒作用，促进贝氏体转变，增加相变强化，但较高的Cr将降低焊接性能及韧性，应控制在0.60wt.%以内。

钼：可以实现相变强化，促进贝氏体和马氏体转变。卷取过程中与V、Ti共同析出，形成纳米级(V，Ti，Mo)C复合析出相，产生显著的沉淀强化作用。考虑到强化作用及成本问题。本发明钢Mo含量范围为0.15～0.50wt.%。

铝：铝是强脱氧元素，与N结合形成AlN，能够起到细化晶粒作用。

磷、硫、氧、氮：钢中杂质元素，显著降低塑韧性和焊接性能；N、S还可与Ti结合形成尺寸较大的TiN、Ti₄C₂S₂，减少有效Ti含量。因此，应尽可能减少上述杂质元素含量。

本发明的另一个目的在于，提供一种非调质处理低裂纹敏感性钢带的制备方法，所述方法包括如下步骤：

l）热轧：将按设定成分配料的钢水铸成连铸坯，在步进式加热炉内加热到1200～1270℃，加热时间120～180分钟；之后进行控制轧制，粗轧开轧温度为1150～1200℃，粗轧终轧温度为1020～1060℃，粗轧过程进行3～5道次轧制，轧后中间坯料厚度为30～40mm；精轧开轧温度为1000～1050℃，精轧终轧温度为860～920℃，精轧过程进行4～6道次轧制，精轧过程每道次的压下量控制在15～40%，精轧机架间采用水冷；

2）卷取及冷却：将上述轧制后坯料进行层流冷却，冷却速度为10～30℃/S，卷取温度为550～630℃。

本发明的钢带组织结构为超细多边形铁素体与粒状贝氏体组织，其平均晶粒尺寸经测定约为3.0～7.0μm。

本发明与己有技术相比较，具有下列显著的优点和效果：

1）热轧钢带采用非调质处理一次成材，不需要辅以后期的调质处理，成本降低明显；

2）采用C含量在0.10～0.16%成分设计，提高钢带强度的同时降低了裂纹敏感性；由于V-Ti大量的添加，可以使得足够的C形成微小的碳化物第二相粒子，利于最大限度的使得合金元素沉淀析出；同时高TiC析出使得钢带具有高的耐磨性。

3）Nb的添加使得钢的低温韧性明显较不添加Nb元素的有所提高；Cr，Mo的添加提高了钢的淬透性，使得相变强化效果明显；

4）热轧钢带卷取温度550～630℃，较其他技术的低温卷取易于控制，易于在热连轧机上实现量产。

附图说明

图1为实施例1钢带的光学显微照片；

图2为实施例2钢带的光学显微照片；

图3为实施例3钢带的光学显微照片；

图4为实施例4钢带的光学显微照片；

图5为实施例1钢碳萃取复型试样的透射电镜典型照片。

具体实施方式

下面以附图和具体实施方式对本发明作进一步详细的说明。需要指出的是，实施例只用于对本发明作进一步说明，不代表本发明的保护范围，其他人根据本发明做出的非本质的修改和调整，仍属于本发明的保护范围。

根据本发明设定的化学成分范围，下述实施例都通过以下具体工艺流程：以化学成分C，Si，Mn，S，P和Fe为原料，进行120t转炉冶炼、LF-RH精炼过程对钢水进行合金化处理、连铸、铸坯直接加热或者均热、热连轧、轧后层流水冷却、卷取等流程制备而成。

实施例l

将按设定成分配料的钢水在120吨转炉上冶炼，并连铸成175mm×1250mm×11800mm的连铸坯，在步进式加热炉内将连铸坯加热到1250℃，加热时间155分钟，在热连轧机上轧制，粗轧开轧温度控制为1160℃，粗轧终轧温度控制为1050℃，粗轧5道次，中间坯厚为35mm，精轧开轧温度控制为1020℃，精轧终轧温度控制为880℃，精轧5道次，精轧平均每道次的压下量控制在25%，精轧机间采用水冷；将上述轧制后坯料进行层流冷却，冷却速度为15℃/S，卷取温度为580℃，最终获取非调质处理低裂纹敏感性钢带，进行开卷剪切成钢板。

所制得钢带化学成分的重量百分比是：C：0.1%，Si：0.25%，Mn：1.20%，Nb：0.05%，V：0.15%，Cr：0.6%，Ti：0.15%，Mo：0.2%，P：0.01%，S：0.005%，Al：0.02%，N：0.0045%，O：0.003%，其余为铁Fe与不可避免杂质。

所制得钢带的产品力学性能检验结果见表1：

表1实施例1所得钢带的力学性能参数

采用常规光学手段对本实施例钢带进行了光学显微和透射电镜观察，分别如图1和图5所示，由图1可以看出其组织基本为多边形铁素体与粒状贝氏体组织，其平均晶粒尺寸经测定约为3.0～5.0μm。由图5可见纳米级析出相弥散分布于铁素体基体上，其直径约为小于20nm。

实施例2

将按设定成分配料的钢水在20吨转炉上冶炼，并连铸成175mm×1250mm×11800mm连铸坯，在步进式加热炉内将连铸坯加热到1270℃，加热时间165分钟，粗轧开轧温度控制为1200℃，粗轧终轧温度控制为1050℃，粗轧5道次，中间坯厚40mm，此后对中间坯进行精轧，精轧开轧温度控制为1020℃，精轧终轧温度控制为900℃，精轧5道次，精轧平均每道次的压下量控制在24%，精轧机间采用水冷；将上述轧制后坯料进行层流冷却，冷却速度为20℃/S，卷取温度为580℃，最终获取非调质处理低裂纹敏感性钢带，进行开卷剪切成钢板。

本实施例所得钢带的化学成分的重量百分比是：C：0.16%，Si：0.30%，Mn：1.5%，Nb：0.04%，V：0.18%，Cr：0.30%，Ti：0.16%，Mo：0.25%，P：0.01%，S：0.003%，Al：0.026%，N：0.005%，O：0.0035%；其余为铁Fe和不可避免杂质。

所制得钢带的产品力学性能检验结果见表2：

表2实施例2所得钢带的力学性能参数

采用常规光学手段对本实施例钢带进行了光学显微，如图2所示，由图2可以看出其组织基本为多边形铁素体与粒状贝氏体组织，其平均晶粒尺寸经测定约为3.0～7.0μm。

实施例3

将按设定成分配料的钢水在120吨转炉上冶炼，并连铸成175mm×1250mm×11800mm的连铸坯，在步进式加热炉内将连铸坯加热到1200℃，加热时间180分钟，在热连轧机上轧制，粗轧开轧温度控制为1150℃，粗轧终轧温度控制为1020℃，粗轧5道次，中间坯厚为40mm，精轧开轧温度控制为1000℃，精轧终轧温度控制为860℃，精轧6道次，精轧平均每道次的压下量控制在15%，精轧机间采用水冷；将上述轧制后坯料进行层流冷却，冷却速度为10℃/S，卷取温度为550℃，最终获取非调质处理低裂纹敏感性钢带，进行开卷剪切成钢板。

所制得钢带化学成分的重量百分比是：C：0.10%，Si：0.25%，Mn：1.0%，Nb：0.02%，V：0.10%，Cr：0.3%，Ti：0.10%，Mo：0.15%，P：0.01%，S：0.004%，Al：0.01%，N：0.0045%，O：0.003%，其余为铁Fe与不可避免杂质。

所制得钢带的产品力学性能检验结果见表3：

表3实施例3所得钢带的力学性能参数

采用常规光学手段对本实施例钢带进行了光学显微如图3所示，可以看出其组织基本为多边形铁素体与粒状贝氏体组织，其平均晶粒尺寸经测定约为4.0～7.0μm。

实施例4

将按设定成分配料的钢水在120吨转炉上冶炼，并连铸成175mm×1250mm×11800mm的连铸坯，在步进式加热炉内将连铸坯加热到1270℃，加热时间120分钟，在热连轧机上轧制，粗轧开轧温度控制为1200℃，粗轧终轧温度控制为1060℃，粗轧3道次，中间坯厚为30mm，精轧开轧温度控制为1050℃，精轧终轧温度控制为920℃，精轧4道次，精轧平均每道次的压下量控制在40%，精轧机间采用水冷；将上述轧制后坯料进行层流冷却，冷却速度为30℃/S，卷取温度为630℃，最终获取非调质处理低裂纹敏感性钢带，进行开卷剪切成钢板。

所制得钢带化学成分的重量百分比是：C：0.15%，Si：0.25%，Mn：1.6%，Nb：0.06%，V：0.18%，Cr：0.5%，Ti：0.20%，Mo：0.50%，P：0.015%，S：0.004%，Al：0.06%，N：0.0045%，O：0.003%，其余为铁Fe与不可避免杂质。

所制得钢带的产品力学性能检验结果见表4：

表4实施例4所得钢带的力学性能参数

采用常规光学手段对本实施例钢带进行了光学显微，如图4所示，由图4可以看出其组织基本为多边形铁素体与粒状贝氏体组织，其平均晶粒尺寸经测定约为3.0～6.0μm。

耐磨性能试验

试制钢动载磨料磨损试验机上进行耐磨对比试验。根据要求，与Q345B进行了对比试验。耐磨性能通过测量试样在实验前后的重量，计算得到相对耐磨性来评定，相对耐磨性计算公式为：η＝M₀/M_x

式中：η—相对耐磨指数；M₀——标准试样磨损量；M_X——被测试样磨损量。

磨损量取实验结束后的磨损质量损失，即以磨损30h的磨损总量计算。根据国标进行生产的Q345B钢为标准试样。实施例1～4耐磨试验结果见表5。试制钢带具备良好的耐磨性能。

表5耐磨试验结果

焊接裂纹敏感性试验

焊接裂纹敏感性主要通过Pcm值为表征，根据通用公式计算Pcm参见表6。

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

表6实施例1-4的Pcm值

实施例编号	Pcm
		1	0.23
2	0.25
		3	0.23
4	0.24

对实施例1-4的钢板进行焊接性能试验，试验结果如表7所示。

表7本发明实施例焊接裂纹试验结果

对本发明实施例1～4试验钢板进行焊接试验，在室温条件下未发现焊接冷裂纹，说明本发明钢种的焊接性能良好，室温条件下焊接无需预热。

Claims (9)

1.一种非调质处理低裂纹敏感性钢带，其特征在于，所述钢带的化学成分的重量百分比为：C：0.10～0.16%，Si：≤0.30%，Mn：1.0～1.6%，Nb：0.02～0.06%，V：0.10～0.18%，Cr：0.30～0.60%，Ti：0.10～0.20%，Mo：0.15～0.50%，P：≤0.015%，S：≤0.005%，Al：0.01～0.06%，N：<0.005%，O：<0.004%，余量为Fe和不可避免的杂质；

所述钢带的抗拉强度≥980MPa。

2.根据权利要求1所述的非调质处理低裂纹敏感性钢带，其特征在于，所述钢带化学成分的重量百分比是：C：0.1%，Si：0.25%，Mn：1.20%，Nb：0.05%，V：0.15%，Cr：0.6%，Ti：0.15%，Mo：0.2%，P：0.01%，S：0.005%，Al：0.02%，N：0.0045%，O：0.003%，其余为铁Fe与不可避免杂质。

3.根据权利要求1所述的非调质处理低裂纹敏感性钢带，其特征在于，所述钢带化学成分的重量百分比是：C：0.16%，Si：0.30%，Mn：1.5%，Nb：0.04%，V：0.18%，Cr：0.30%，Ti：0.16%，Mo：0.25%，P：0.01%，S：0.003%，Al：0.026%，N：0.005%，O：0.0035%；其余为铁Fe和不可避免杂质。

4.根据权利要求1-3任一所述的非调质处理低裂纹敏感性钢带，其特征在于，所述钢带的焊接裂纹敏感指数≤0.25。

5.根据权利要求1-3任一所述的非调质处理低裂纹敏感性钢带，其特征在于，所述钢带的力学性能为：屈服强度≥900MPa，δ≥10％；硬度≥300HB；Akv-20℃≥40J。

6.根据权利要求1-3任一所述的非调质处理低裂纹敏感性钢带，其特征在于，在相同磨损条件下，所述钢带的耐磨性是Q345B的3倍以上。

7.权利要求1-6任一所述非调质处理低裂纹敏感性钢带的制备方法，所述方法包括以下步骤：

l）热轧：将按设定成分配料的钢水铸成连铸坯，在步进式加热炉内加热到1200～1270℃，加热时间120～180分钟；之后进行控制轧制，粗轧开轧温度为1150～1200℃，粗轧终轧温度为1020～1060℃，粗轧过程进行3～5道次轧制，轧后中间坯料厚度为30～40mm；精轧开轧温度为1000～1050℃，精轧终轧温度为860～920℃，精轧过程进行4～6道次轧制，精轧过程每道次的压下量控制在15～40%，精轧机架间采用水冷；

2）卷取及冷却：将上述轧制后坯料进行层流冷却，冷却速度为10～30℃/S，卷取温度为550～630℃。

8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述冷却速度为15℃/S。

9.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述卷取温度为580℃。

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