CN108385020B - 420MPa级低焊接裂纹敏感性的高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

420MPa级低焊接裂纹敏感性的高强度钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

420MPa级低焊接裂纹敏感性高强度钢板及其制造方法，包括，C：0.05‑0.1%；Si：0.10‑0.3%；Mn：1.40‑1.7%；P≤0.02%；S≤0.005%；Nb：0.03‑0.06%；V：0.03‑0.05%；Ti：0.008‑0.02%；Ni：0.15‑0.5%；Cu：0.15‑0.5%；Mo：0.08‑0.3%，且Cr+Mo：0.15‑0.35%；Ca≤0.005%；Cu/Ni：≤3；Als：0.015‑0.045%；Ca/S：0.5‑2；B≤0.0005%；Pcm：0.17‑0.21%；其余为Fe。钢板屈服强度≥420Mpa，横向冲击功≥100J。

Description

420MPa级低焊接裂纹敏感性的高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明属于中厚钢板生产技术领域。具体涉及一种采用正火+回火工艺生产屈服强度不低于420Mpa同时具备低焊接裂纹敏感性的高强钢板生产方法，尤其适用于要求稳态组织的420MPa级高韧性要求的压力容器用钢板和管线用钢板的生产。
背景技术
近20年来，随着我国国民经济的高速发展和钢铁冶金行业技术能力的迅速提升，我国在能源领域的用钢需求和用钢等级也在逐步提升。其中对高强度且具有优异焊接性能的钢板的需求和研发也长期处于行业关注的焦点位置。
低焊接裂纹敏感性钢板通常情况下不需焊前预热及后热，较适于大型结构件的野外焊接作业，业内一般认为钢板Pcm≤0.21%即为低焊接裂纹敏感性，具有优异的焊接性能。为了降低Pcm值，通常需大幅度降低碳含量，在这种情况下要保证较高的强度业内一般采用强TMCP工艺或是调质工艺生产，而在客户要求正火态或正+回态交货的情况下则很难满足强度要求。
屈服强度420Mpa级别的钢板在锅炉容器钢领域，目前列入GB713的Q420R强度级别较高，为正火交货，但该钢碳当量高，不具备低焊接裂纹敏感性；在低焊接裂纹敏感性容器钢领域，目前常见的是屈服强度490Mpa级别的球罐钢，钢板强度高、焊接性能好，但普遍要求以调质状态交付。在管线领域对应钢级为X60N,该钢级在各常见管线标准中属于正火态交货的最高级别，正火态交付的钢板在组织及性能均匀性上较常见的TMCP态更有优势，但管线钢低碳设计正火后易强度不足，且存在非平衡态组织的情况。
根据目前的资料，公开号CN107034414A 提出屈服强度415Mpa级别高强正火容器钢及热处理方法，所生产钢板碳当量高，不具备低焊接裂纹敏感性的特性；公开号CN105821335A,一种焊接性优良的低成本超低温正火型管线钢及其生产方法，所生产钢板成本低、焊接性能优良，但强度级别仅到345Mpa。本发明的钢板强度级别达420Mpa以上，且具有较低的焊接裂纹敏感性，以正火+回火状态交付，可满足管线及容器用钢领域的用钢需求。
发明内容
本发明的目的旨在提供一种采用正火+回火工艺生产屈服强度达到420MPa级低焊接裂纹敏感性的高强度钢板及其制造方法。
本发明的目的是通过如下技术方案来实现的：
C：0.05-0. 10%；Si：0.10-0.30%；Mn：1.40-1.70%；P≤0.020%；S≤0.005%；Nb：0.03-0.06%；V：0.03-0.05%；Ti：0.008-0.020%；Ni ：0.15-0.50%；Cu：0.15-0.50%； Mo：0.08-0.30%，且Cr+Mo：0.15-0.35%；Ca ≤0.005%；Cu/Ni：≤3；Als：0.015-0.045%；Ca/S：0.5-2；B≤0.0005%；Pcm=C+(Mn+ Cr+Cu)/20+Si/30+Mo/15+V/10+Ni/60+5B：0.17-0.21%；其余为Fe和不可避免的杂质。其中
Pcm =C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B=0.17%-0.21%。
本发明的优选成分为C：0.06-0.09%；Si：0.2-0.3%；Mn：1.5-1.70%；P≤0.015%；S≤0.003%；Ca ≤0.005%且Ca/S：0.5-2；Nb：0.03-0.05%；V：0.03-0.05%；Ti：0.012-0.020%；Ni：0.10-0.20%；Cu:0.2-0.40% 且Cu/Ni≤3； Mo:0.15-0.20%；Als：0.015-0.045%；其余为Fe和不可避免的杂质。
本发明采用如上成分设计主要基于以下考虑：
C：碳是钢材中起到明显固溶强化的元素之一，但碳含量增加严重影响钢材焊接性能和低温韧性，因此本发明设定C≤0.10%。
Si：硅是有效的脱氧元素，同时起固溶强化作用，但含量较高也会影响钢材的韧性和焊接性能，且含量较高易形成水纹等缺陷，影响表面质量，因此本发明设定Si：0.1-0.4%，优选0.2-0.3%。
Mn：锰是钢材中起到明显固溶强化的元素之一，具有降低相变温度，细化组织的作用，本发明设定Mn：1.4-1.70%，优选1.50-1.70%。
Nb、Ti:铌、钛均为强碳氮化物形成元素，具有细化组织、析出强化的作用，本发明设定Nb：0.03-0.06%；Ti：0.008-0.020%。
V：钒是钢中强化元素，主要起到析出强化的作用，用于正火后析出以提高屈服强度，本发明中设定V:0.03-0.05%。
Ni、Mo、Cr、Cu：由于本发明采用低碳设计，为保证热处理后钢板强度，采用Ni、Mo、Cr、Cu复合添加的形式以提高钢板强度，同时Ni、Cu的添加也具有提升低温韧性的作用，本发明中优选设定Ni：0.10-0.20%；Cu:0.2-0.3%；Mo:0.15-0.20%。其中Cu/Ni≤3可保障在加热过程中不发生铜所导致的钢板表面微裂纹缺陷。
Mo和Cr：本发明中添加Mo和Cr元素，是为了延迟轧制后冷却过程中铁素体转变，抑制正火后形成粗大的碳化物，并使回火后形成弥散分布的细小碳化物析出相，强化基体，提高屈服强度，当Mo≥0.08%且Mo+Cr≥0.15%时，本发明钢屈服强度已可达到420MPa，但当Mo＞0.30%以及Mo+Cr＞0.35%时，钢的焊接裂纹敏感性指标已不好控制，所以需控制Mo：0.08-0.30%，且Cr+Mo：0.15-0.35%。
S、Ca及Ca/S：S是对冲击韧性有害的元素，需要控制在0.005%以下才能保障较高的横向冲击韧性值。在高Mn/S比的前提下，S对韧性的危害主要来自于长条形MnS及其复合夹杂物对钢材基体连续性的破坏。在低S含量的前提下，控制Ca/S在0.5-2，可以使硫化物弥散球化，降低其对冲击韧性的影响。低于0.5则对硫化物弥散球化作用不明显，高于2则连铸时易于在水口发生氧化物异常聚集以及易于产生对连铸耐材的侵蚀，最终恶化铸坯质量。
Als：Al是强脱氧剂，同时形成的AlN是抑制奥氏体粗化的元素。按酸溶铝计，其达到0.015%以上抑制奥氏体粗化作用达到可靠程度，同时也足以保障脱氧效果。超过0.055%，抑制奥氏体粗化作用开始减弱，选择上限为0.045%，即可保障抑制奥氏体粗化效果，又具有良好的经济性。
B：本发明限制B≤0.0005%,是因为B是晶界偏聚元素，同时有促进奥氏体粗化倾向，在正火钢中，其对控制晶粒细化没有好的作用，但如不超过0.0005%则影响不明显。
Pcm：作为衡量焊接裂纹敏感性的指标，Pcm 越低越有利于焊接。本发明中将Pcm上限确定为0.21%，是基于焊接的要求，高于此限不能满足客户使用要求。但Pcm低于0.17%，会导致各强化元素均偏下限，按本发明的正火+回火方式处理，屈服强度不会稳定达到420MPa以上。因此Pcm按0.17-0.21%控制。
本发明的钢板的制造流程为：铁水预处理→转炉冶炼→LF处理→RH真空处理→氩气软吹→连铸→钢坯堆垛→加热→轧制→正火热处理→回火热处理。
在连铸之前的冶炼环节，采取铁水预处理、LF精炼、RH真空处理及氩气软吹等措施是为了获得气体、有害元素低的洁净钢水，以使气体和非金属夹杂物对材料的强韧性影响充分降低。
热轧采用高温加热铸坯、两阶段控制轧制，最终变形后等待30-60s，再从≥750℃以上的温度以≥15℃/s的速度快速冷却，快速冷却终止后的返红温度按480-580℃控制，是本发明钢板制造工艺的重要特征。
本发明钢板需要在正火处理前控制出有利于获得细晶和第二相均匀分布的正火态组织的原始组织。
采用1200-1260℃加热，可使Nb和Ti等的碳化物或碳氮化物充分固溶到奥氏体中，有利于在热轧过程中抑制奥氏体动态再结晶，从而为获得轧态细晶的组织奠定基础。温度低于1200℃，Nb和Ti等的碳化物或碳氮化物分解不会充分。温度高于1260℃则导致板坯烧损的倾向加剧。
采用两阶段控制轧制，第一阶段在奥氏体完全再结晶区轧制，第二阶段在完全未再结晶区轧制，是为了获得晶粒尺度细小且均匀的最终组织，保障正火时更多的初始形核点。第二阶段的变形温度低于900℃，变形后奥氏体在100s之内可完全不发生再结晶，从而累积出大量的位错，为相变后的高密度均匀形核奠定基础。但变形温度低于850℃时，在微区内发生形变诱导铁素体相变的几率增加，条带组织倾向加剧，不利于最终产品的横向冲击韧性，因此限定第二阶段的变形温度为850-900℃。
第二阶段总压缩比越大，累积位错密度越大，相变后的晶粒越细。本发明钢限定第二阶段总压缩比需要≥75%，低于此值，最终性能不能满足要求。单道次压缩比越大，钢的断面协同变形的一致性越好，单道次变形达到10%，可以保障钢的断面协同变形，但超过15%则易发生奥氏体再结晶而导致轧态组织混晶。所以需限制单道压缩比为10-15%。
变形后直接冷却，转变后钢的相变组织各向异性大，且沉淀相过于细小，加热后演变的沉淀相不足以阻止正火过程奥氏体晶界兼并。轧后等待30s以上，使第二相有限长大，形成尺度均匀，弥散分布的第二相，有利于正火加热时温度窗口的选择，但等待时间超过60s，一方面空冷的温降过大，形成先析出铁素体的概率增加，导致正火前组织不均匀，另一方面第二相析出过大，正火后强化作用降低。因此限定轧后等待时间为30-60s 。
在轧后等待结束后，需控制从≥750℃以上开始快速冷却，冷却速度需≥15℃/s。这样做的目的一方面是抑制先析出铁素体形成，而减少成分分布不均。另一方面可防止析出相聚集长大。
快速冷却终止后的返红温度需按480-580℃控制，以使转变发生在贝氏体区，形成更多的晶界和亚晶界。这些晶界和亚晶界有利于正火过程中奥氏体的细化。
快冷结束后最好空冷至200℃以下堆垛，可以抑制三次渗碳体聚集长大，以使正火奥实体化温度较低时渗碳体能充分分解固溶。
正火保温温度是本发明的重要特征之一，正火保温温度需按T0+25℃(±10℃)给定，其中T0=912-203×C1/2+ 44.7×Si - 15.2×Ni + 31.5×Mo，为奥氏体化温度点的经验计算式。本发明需控制正火温度高于T0点15-35℃，在保障碳化物大部溶解，碳充分固溶的基础上，奥氏体中仍残留大量细小的NbC和TiC质点，抑制奥氏体的晶界兼并。温度高于 T0+35℃，残留的NbC和TiC质点数量将过少，对保温时间的要求变得严苛，不利于稳定控制。温度低于T0+15℃，奥氏体化不易充分，碳化物大部分在原位析出，并在空冷过程中过分长大，钉扎作用不足导致钢的屈服强度不足。
正火净保温时间按1.0-2.0min×板厚（mm）给定，是为保障钢板整个断面的奥氏体化充分，晶粒均匀。时间短于1.0 min×板厚时，钢板断面奥氏体化均匀度不一致，时间高于2.0min×板厚时，存在表面奥氏体粗化风险，正火后钢的低温韧性波动增大。
本发明钢在正火后组织为细小铁素体+少量珠光体+粒贝组织，钢的屈服强度低而抗张强度高，需要通过回火稳定组织。回火温度在550℃以上时，钢的组织趋于稳态化，屈服强度可稳定提升到420MPa以上。但超过630℃时，由于析出粒子的长大使钢的抗张强度下降较大，屈强比升高。所以回火温度的优选区间为550-630℃。 回火净保温时间随温度的升高而减少，优选区间为1.5-3.0min×板厚（mm）。回火后钢板组织为铁素体+退化珠光体+细小的第二相沉淀，钢板屈服强度≥420Mpa，-20℃处横向冲击功KV2≥100J。
附图说明
图1是发明钢板的正火态组织（1000X）结构图；
图2是发明钢板的正火+回火态组织（1000X）结构图。
下面将结合附图通过实例，对本发明作进一步详细说明，但下述实例仅仅是本发明的例子而已，并不代表本发明所限定的权利保护范围，本发明的权利保护范围以权利要求书为准。
具体实施方式
根据本发明的上述成分设计及生产方法，采用120吨转炉冶炼，生产250mm断面铸坯，本发明钢实际冶炼成分见表1：
根据本发明的成分设计及生产方法，采用5m宽厚板轧机进行轧制，轧制规格8.6-20mm，轧后采用辊底式无氧化热处理炉进行正火和回火，具体工艺及钢板实际性能见表2-4：
表2本发明钢实际轧制工艺
表3发明钢实际热处理工艺
表4 本发明钢实际性能

Claims (3)

1.420MPa级低焊接裂纹敏感性的高强度钢板制造方法,其特征在于：下述化学成分按重量百分比计为C：0.05-0.10%；Si：0.10-0 .30%；Mn：1.40-1.70%；P≤0 .020%；S≤0.005%；Nb：0 .03-0.06%；V：0.03-0.05%；Ti：0.008-0.020%；Ni ：0.15-0.50%；Cu：0.15-0 .50%；Mo：0.08-0.30%，且Cr+Mo：0.15-0.35%；Ca ≤0.005%；Cu/Ni：≤3；Als：0.015-0.045%；Ca/S：0.5-2；B≤0.0005%；Pcm=C+(Mn+Cr+Cu)/20+Si/30+Mo/15+V/10+Ni/60+5B：0.17-0.21%，其余为Fe和不可避免的杂质；将上述成分生产的钢坯，采用二阶段控制轧制和控制冷却，钢坯加热温度1200℃~1260℃，第二阶段变形温度850-900℃，第二阶段总压缩比为≥75%且除末道次外的其余各道次压缩比10-15%，在末道次变形后空冷30-60s ，再从≥750℃以上的温度以≥15℃/s的速度快速冷却，快速冷却终止后的返红温度按480-580℃控制；正火保温温度需按T0+15℃至T0+35℃给定，其中T0=912-203×C1/2+ 44 .7×Si - 15 .2×Ni + 31.5×Mo；正火净保温时间按1 .0-2 .0min×板厚mm给定；回火温度按550-630℃给定，净保温时间为1 .5-3 .0min×板厚mm；钢板组织为铁素体+退化珠光体+细小的第二相沉淀，钢板屈服强度≥420MP a，-20℃处横向冲击功≥100J。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板制造方法，其特征在于：钢板轧制阶段采用二阶段控制轧制和控制冷却制造，钢坯加热温度1200-1260℃，第二阶段变形温度850-900℃，第二阶段总压缩比为≥75%且除末道次外的其余各道次压缩比10-15%，在末道次变形后空冷30-60s，从≥750℃以上的温度以≥15℃/s的速度快速冷却，快速冷却终止后的返红温度按480-580℃控制，快冷结束并矫直后空冷至200℃以下堆垛至室温。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板制造方法，其特征在于：钢板厚度在6-20mm。
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