CN1782113A - 一种低屈服比易焊接结构钢厚板及其生产方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及一种结构钢及其生产方法,特别涉及一种低屈服比易焊接结构钢厚板及其生产方法。解决了现有低屈服比高强钢需进行轧后热处理等缺陷。技术方案为:一种低屈服比易焊接结构钢厚板,其化学成分的重量百分比如下:C:0.01%~0.10%,Si:1.00%~1.50%,Mn:0.80%~1.10%,P:≤0.020%,S:≤0.015%,Ni:0.30%~3.20%,Al:0.02%~0.03%,Ti:0.01%~0.15%,B:0.0003%~0.0010%,N:0.0020%~0.0150%,余量为铁及不可避免杂质。生产工艺流程:冶炼(电炉或转炉)—精炼—铸造(连铸或模铸)—钢坯加热—控制轧制—控制冷却—成品。主要用于高层建筑钢结构材料。
Description
技术领域:本发明涉及一种结构钢及其生产方法,特别涉及一种低屈服比易焊接结构钢厚板及其生产方法。
背景技术:
为了达到抗震的目的,用于高层建筑钢结构的材料,一般都要求具有较低的屈服比;同时还要求良好的焊接性,要能做到焊前不预热、焊后不需消应处理。低屈服比钢具有良好的冷变形能力,虽局部超载失稳而不至于发生突然的破坏,因此十分有利于建筑结构的安全。
目前,低屈服比高强钢主要包括抗拉强度为490、590、780MPa(如日本HT50,HT60,HT80)3个级别的20~100mm的厚板。490MPa和590MPa级钢种要求屈服比小于0.80,590MPAa级钢种要求屈服比小于0.85。这类钢种一般采用离线或在线热处理生产。如住友金属生产的HT60级钢板,采用轧后加速冷却加回火(DAC-T)或两相区淬火加回火方法(Q-Q′-T)。这两种方法最终都可获得软的铁素体和回火索氏体混和组织,在具有较高强度的同时,兼有较低的屈服比。而新日铁生产这类钢时,采用DL-T法(DL-轧制过程结束后,待钢板温度降低至Ar3以下时水冷,T-回火)或DQ-L-T法(DQ-轧后在奥氏体区直接淬火,L-将钢板加热至Ac1-Ac3之间的两相区然后水冷,T-回火),也是为了获得具有较低屈服比的铁素体和回火索氏体混和组织。
为了简化生产工艺流程,人们希望获得的结构钢无需热处理,即以轧制状态的产品可直接用于建筑现场。日本专利申请JP 9041080A、JP 4173920A、JP63293110A、JP 5179396A介绍了无需热处理的四种低屈服比高强度钢,但这些钢种存在屈服比仍然不够低、焊接冷裂纹敏感性指数Pcm稍高、焊接性能不够理想的缺陷。相比而言,本发明涉及的钢种,其焊接裂纹敏感性指数Pcm平均值低于0.20%,无需进行焊前预热和焊后消除应力处理,符合焊接无裂纹钢(CF钢)的条件;此外,根据已进行的实施例来看,其屈服比≤0.70。
发明内容:本发明的目的是提供一种低屈服比易焊接结构钢厚板及其生产方法,该钢种具有铁素体与贝氏体混和组织,能够在外力作用下吸收较大的变形能,而不至于突然破坏,因而具有极好的抗震性能。钢的屈服比可以控制在0.65~0.75以下。由于采用新的成分设计,钢的焊接性很好,且可以控制较低的生产成本。需要解决的技术问题是:进一步降低屈服比,降低焊接冷裂纹敏感性指数Pcm,提高焊接性能。本发明的技术方案是:一种低屈服比易焊接结构钢厚板,其化学成分(重量百分比):
C:0.01%~0.10%,Si:1.00%~1.50%,Mn:0.80%~1.10%,P:≤0.020%,S:≤0.015%,Ni:0.30%~3.20%,Al:0.02%~0.03%,Ti:0.01%~0.15%,B:0.0003%~0.0010%,N:0.0020%~0.0150%,余量为铁及不可避免杂质。在上述配比中:控制Ti/N:3~4且Ni≤9.2-40C-4Mn。
生产工艺流程:冶炼(电炉或转炉)-精炼-铸造(连铸或模铸)-钢坯加热-控制轧制-控制冷却-成品。
按上述化学成分进行冶炼和铸造,然后按下列参数进行轧制和冷却:钢坯规格根据成品钢板的厚度确定:按照钢板厚度的3.5~5.5倍设计坯厚。将钢坯在加热炉内按1100℃~1250℃加热,按两阶段控制轧制法,第一阶段,将道次变形量控制在12%~30%,在950℃以上,道次变形量应尽可能大。轧制道次间可以高压水对轧件进行强制降温,第一阶段轧制的总变形量约为50~60%。第二阶段轧制自950℃左右开始。终轧温度:850℃~750℃。轧制结束后,进行30~120秒钟等待,温度至700~750℃时,进入加速冷却装置,以10~40℃/秒的速度冷却至350~500℃,之后空冷至200℃以下。钢的显微结构应当为铁素体和贝氏体混和组织,其中铁素体比例为30~90%,其余为贝氏体。
本发明钢种采用Si-Mn-Ni-Ti系合金化设计,碳含量较低,焊接裂纹敏感性指数为0.15~0.25%(平均值:0.195%),因此具有良好的焊接性。与同类专利相比,本钢种的Pcm值最低,焊接性最好。
本钢种添加了1.00%~1.50%的Si,其目的之一是与Mn一起提高钢的淬透性,使钢获得贝氏体的能力增加。同时,Si在铁素体中的固溶度较大,能显著强化铁素体,其固溶强化效果高于Mn,非调质钢中加入一定的Si还可以改善钢的韧性。在本钢种加入Si的另一个重要目的是增加在空冷条件下钢中铁素体的体积分数,并且能够使晶粒细化。较高的Si与Mn的联合加入,有利于获得铁素体和贝氏体的混和组织,从而保证钢在具有较高强度的同时,具有较低的屈服比。
Mn在钢中通过各种机制影响组织和性能。其主要作用是固溶强化、细化铁素体晶粒和增加钢的淬透性(尤其与Si一起)。但是,Mn含量增加将降低钢的相变温度,在一定条件下使铁素体体积分数减少,珠光体增加,使钢的韧性受到损害同时不利于降低屈服比。而且Mn对钢的焊接性影响也比较大。因此,本钢种降低了Mn含量,将其控制在0.80~1.10%。此外,将Mn提Si也可以降低钢的生产成本。
Ti在钢中的作用是抑制加热和再结晶时晶粒粗化、与N形成TiN微细析出物沉淀强化以及阻止焊接热影响区晶粒长大。因此,对于结构钢来说,Ti的作用是必不可少的。
Ni显著提高钢的韧性,尤其是低温韧性,同时与Si、B、Mn等元素配合能够推迟珠光体转变,使钢更容易获得贝氏体。因此,更有利于在厚板中生产低屈服比钢。
本发明的有益效果是:本钢种综合利用Si-Mn-Ni合金体系中各元素对铁素体与贝氏体组织比例的影响作用,其成分配比具有与其他发明不同之处。本发明与日本四项专利申请化学成分、生产方法以及焊接冷裂纹敏感性指数见表1:
序号 | 化学成分(wt,%) | 焊接冷裂纹敏感性指数Pcm% | 其他条件 | |||||||||||
C | Si | Mn | Ni | Cr | Mo | Nb | Al | Ti | B | N | ||||
1 | JP9041080A | 0.05/0.10 | <0.60 | 1.70/2.20 | 0.10/1.00 | - | 0.15/0.50 | 0.01/0.10 | <0.06 | 0.005/0.030 | 0.0003/0.002 | 0.001/0.006 | 0.15~0.29 | |
2 | JP4173920A | 0.01/0.20 | 0.05/0.50 | 0.30/2.50 | 0.20/3.00 | 0.20/1.00 | 0.05/0.80 | - | ≤0.02 | 0.005/0.015 | 0.0003/0.005 | ≤0.0040 | ≤0.42 | Ti/N:3~4 |
3 | JP63293110A | 0.03/0.25 | 0.01/0.50 | 0.60/1.80 | - | - | - | - | 0.005/0.10 | - | 0.0003/0.002 | 0.001/0.008 | ≤0.37 | 如有必要,在450~600℃回火。 |
4 | JP5179396A | <0.18 | 0.50/2.50 | 0.50/2.50 | - | 0.30/1.50 | - | 0.02/1.00 | 0.01/0.10 | 0.02/0.50 | ≤0.46 | C≥0.05+Ti/4+Nb/8 | ||
5 | 本发明钢种 | 0.01/0.10 | 1.00/1.50 | 0.80/1.10 | 0.30/3.2 | - | - | - | 0.02/0.03 | 0.01/0.15 | 0.0003/0.0010 | 0.0020/0.0150 | 0.14/0.26 | Ti/N:3~4且Ni≤9.2-40C-4Mn |
与所列相近专利对比,采用较高的Si含量和Ni含量,相比之下降低了Mn含量。与表1中的专利相比,Mn含量上限0.70%~1.40%降低了。与1号、2号、3号专利相比,本钢种采用了较高Si、较低Mn设计;与3、4号专利相比,采用了加Ni的方案。通过对实施例钢的性能进行分析发现,这种特殊的成分设计,其最主要的优点在于:
①高Si与适量的Mn结合,能够提高钢的淬透性,有利于获得贝氏体组织,同时在一定的冷却速度下,较高的Si可以增加铁素体比例,而且可以较稳定地进行控制,因此易于获得较低的屈服比;
②Si-Mn-Ni合金组合,当Si和Ni含量较高并且加入微量B时,大厚度钢板的抗拉强度保持较高水平,也就是说钢板的屈服比能够较容易地降低,同时钢的低温韧性得到改善;
③按照Ni≤9.2-40C-4Mn的要求对Ni含量进行控制,而不必加入Mo、Cr等元素,同时降低了C含量,在获得较低的屈服比和良好的低温韧性的同时,钢的焊接性得到保证;
④本钢种没有采用微量Nb的合金化,而是采用较高的Ti,目的是利用Ti抑制奥氏体再结晶后的晶粒长大,得到所期望的组织状态;避免因Nb微合金化钢特有的变形“饼状”铁素体组织,因为具有这种组织的钢的屈服比较高,且不易控制;
⑤按照本专利设计的化学成分,只需对热轧钢板进行一定时间的待温,以便获得适当比例的铁素体,随后进行加速冷却,获得贝氏体,即可得到较低的屈服比;这样就无需进行任何热处理,简化了生产工艺,节约了制造周期和成本。
⑥与其他专利相比,本钢种具有最低的的焊接裂纹敏感性指数,因此焊接性最好,这一点对于大厚度建筑结构钢来说是十分重要的。
本发明综合的有益效果是:
(1)本发明钢种化学成分简单,工艺简便,无需进行任何轧后热处理,可以以较低的成本生产;
(2)于采用新的成分设计,能够较容易地获得铁素体和贝氏体混和组织,钢的淬透性较高,适合于厚板生产;
(3)与同强度级别的其他专利相比,本发明钢种能够将屈服比控制得更低:抗拉强度能够达到800MPa以上、而屈服比≤0.70。其他专利要达到类似强度和屈服比,需要进行特定的热处理,本发明则不需要。
(4)碳含量较低,钢的焊接性较好,按照通常原理,不需焊前预热和后热。
具体实施方式:本发明实施例1-4见表2。
表2 实施举例
序号 | 化学成分(重量,%) | 轧制与冷却 | 力学性能 | ||||||||||||||||
C | Si | Mn | P | S | Ni | Al | Ti | B | Nppm | Pcm | 板厚mm | 终轧温度℃ | 等待时间秒 | 冷却速度℃/S | 终冷温度℃ | 屈服强度 | 抗拉强度 | 屈服比 | |
1 | 0.04 | 1.40 | 0.85 | 0.012 | 0.002 | 0.8 | 0.02 | 0.04 | 0.0008 | 65 | 0.14 | 25 | 820 | 60 | 20 | 500 | 505 | 720 | 0.70 |
2 | 0.04 | 1.45 | 1.05 | 0.015 | 0.003 | 1.5 | 0.03 | 0.09 | 0.001 | 90 | 0.17 | 35 | 800 | 45 | 35 | 450 | 580 | 840 | 0.69 |
3 | 0.09 | 1.10 | 1.10 | 0.0015 | 0.005 | 0.50 | 0.02 | 0.01 | 0.0007 | 74 | 0.19 | 40 | 780 | 35 | 25 | 360 | 550 | 815 | 0.67 |
4 | 0.07 | 1.05 | 1.00 | 0.0015 | 0.004 | 2.8 | 0.03 | 0.12 | 0.001 | 100 | 0.20 | 55 | 810 | 40 | 65 | 400 | 570 | 825 | 0.69 |
Claims (3)
1、一种低屈服比易焊接结构钢厚板,其化学成分的重量百分比如下:C:0.01%~0.10%,Si:1.00%~1.50%,Mn:0.80%~1.10%,P:≤0.020%,S:≤0.015%,Ni:0.30%~3.20%,Al:0.02%~0.03%,Ti:0.01%~0.15%,B:0.0003%~0.0010%,N:0.0020%~0.0150%,余量为铁和不可避免杂质。
2、根据权利要求1所述的一种低屈服比易焊接结构钢厚板,其特征是:在上述配比中:控制Ti/N:3~4且Ni≤9.2-40C-4Mn。
3、权利要求1所述的一种低屈服比易焊接结构钢厚板生产方法,其特征是:生产工艺流程:按权1化学成分进行电炉或转炉冶炼-精炼-连铸或模铸-钢坯加热-控制轧制-控制冷却-成品;具体步骤是,按照钢板厚度的3.5~5.5倍设计坯厚,将钢坯在加热炉内按1100℃~1250℃加热,按两阶段控制轧制法,第一阶段,将道次变形量控制在12%~30%,在950℃以上,道次变形量应尽可能大;轧制道次间可以高压水对轧件进行强制降温,第一阶段轧制的总变形量约为50~60%,第二阶段轧制自950℃左右开始,终轧温度:850℃~750℃,轧制结束后,进行30~120秒钟等待,温度至700~750℃时,进入加速冷却装置,以10~40℃/秒的速度冷却至350~500℃,之后空冷至200℃以下。
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