CN101497972B - 一种高强度低屈强比焊接结构钢及其生产方法 - Google Patents
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Abstract
本发明属于一种高强度低屈强比焊接结构钢及其生产方法。其解决目前只能生产25mm以下的规格钢板/卷、流程长等不足。措施：本发明的化学成分及重量百分比为：C：0.04～0.10、Si：0.90～2.00、Mn：1.50～2.50、P≤0.030、S≤0.010、Cu：0.20～0.50、Cr：0.40～0.80、Ni：0.35～0.80、B：0.0008～0.0030；以及Mo：≤0.60，Nb：0.015～0.060，V：0.030～0.120，Ti≤0.030、Als≤0.040、Zr≤0.010中至少添加三种，余量为Fe及不可避免的夹杂，同时，Mn和Cr还必须满足[％Mn]+[％Cr]＝2.20～2.80、焊接冷裂纹敏感性系数Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B≤0.30％；步骤：将钢坯加热；粗轧，精轧，驰豫后层流冷却：先缓冷，再速冷，最后自然冷却至室温。
Description
技术领域
本发明涉及低合金钢及其生产方法，具体属于一种高强度低屈强比焊接结构钢及其生产方法，它是一种低温韧性和焊接性能优异的复相组织高强度低屈强比的焊接结构钢及其生产方法。
背景技术
传统焊接结构钢在强度提高的同时屈强比也在不断提高。尤其是当抗拉强度达到780MPa以上时，钢的屈强比一般在0.90以上。基于安全性考虑，过高的屈强比限制了这类钢材在工程结构领域的应用。近年来发展起来的并在国内外汽车工业得到较为广泛应用的双相钢在高强度的同时具有较低的屈强比。该类钢种一般采取热轧法和热处理法生产。传统的热轧双相钢由于要求在两相区轧制，因而对轧机的轧制压力要求较高，只适合生产25mm以下的薄规格钢板(卷)。而热处理双相钢由于需要进炉处理，延长了生产流程，增加了生产成本。
2004年，北京科技大学申请了“高抗拉强度高韧性低屈强比贝氏体钢及其生产方法”发明专利，申请号为200410096795.7。该发明专利采用TMCP+RPC+SQ方法进行生产，可实现抗拉强度为800MPa级钢板的屈强比达到0.85以下。但是该钢还是需要在两相区进行亚温淬火，生产周期较长。
1998年美国的发明专利“High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent inlow temperature toughness”，专利号为5755895，该专利提供了一种超高强度低屈强比管线钢的成分和生产工艺。该钢种的抗拉强度在950MPa以上，具有优异的HAZ韧性和现场焊接性。该钢在成分设计上采用低碳高锰Ni-Mo-Nb合金化和微Ti处理。组织上以M/B和F的硬软两相组织为主，其中铁素体的含量为20～90％。该钢通过在奥氏体/铁素体两相区严格的轧制工 艺和随后的加速冷却来获得良好的综合性能。但是该钢种对于终轧温度要求过低，仅650～800℃，当终轧温度大于800℃时，该钢的晶粒细化不充分，并且所需要的组织转变不完全，再由于钢板(卷)终轧温度要求低，故需要较大轧制压力，因而仅适合轧制厚度较薄的钢板(卷)。在其实施例中，最大厚度仅为25mm。
发明内容
本发明的目的在于克服上述不足，提供一种不仅强度高、屈强比低于0.81，而且不需要回火、工艺简单的一种高强度低屈强比焊接结构钢及其生产方法。
实现上述目的的技术措施：
一种高强度低屈强比焊接结构钢，其化学成分及重量百分比为：C：0.04～0.10、Si：0.90～2.00、Mn：1.50～2.50、P≤0.030、S≤0.010、Cu：0.20～0.50、Cr：0.40～0.80、Ni：0.35～0.80、B：0.0008～0.0030；以及Mo：≤0.60，Nb：0.015～0.060，V：0.030～0.120，Ti≤0.030、Als≤0.040、Zr≤0.010中至少添加三种，余量为Fe及不可避免的夹杂，同时，Mn和Cr还必须满足[％Mn]+[％Cr]＝2.20～2.80、焊接冷裂纹敏感性系数Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B≤0.30％。
其在于：钢中不加Mo时，还必须满足[％Mn]+[％Cr]＝2.50～2.80。
生产权利要求1所述的一种高强度低屈强比焊接结构钢的方法，其步骤：
a)将钢坯加热温度至1150～1210℃；
b)进行粗轧，其开轧温度为1120℃～1150℃，总压下率为50～70％，粗轧结束温度控制在1000℃～1030℃；
c)进行精轧，其开轧温度为930～950℃，精轧结束温度控制在860℃～880℃，最后三道次累计压下率控制在25～45％；
d)驰豫结束后对钢板进行层流冷却：先进行缓冷，其冷却速率控制为5～8℃/秒，冷却终止温度控制为720℃～780℃；再进行速冷，冷却速率为15～20℃/秒，冷却终止温 度控制为350℃～600℃；最后在空气中进行自然冷却至室温。
其在于：缓冷温度控制为740℃～760℃。
其在于：速冷的终止温度控制为400℃～550℃。
其在于：钢板在自然冷却至室温后在470～530℃的条件下进行消除应力回火。
本发明中各元素的机理及作用：
下述均指重量百分含量。
本发明的C含量选择在0.04～0.10。C主要是形成所需数量的马氏体和保证钢的强度。当碳含量低于0.04时，会使钢板强度不足，但当超过0.10会增加钢中马氏体的含量，故将其C含量限定为0.04～0.10。
本发明的Si含量在0.60～2.00。Si主要以固溶强化形式提高钢的强度，又能扩大(α+γ)两相区，因而极大地降低钢的性能对温度的敏感性，提高冷却时奥氏体的稳定性，加速多边形铁素体的析出，加宽奥氏体化的温度范围，并对铁素体中固溶碳有“消除”和净化作用，同时，促进铁素体塑性的增加。它还能改变加热时形成的奥氏体形态，从而在快冷后得到均匀分布的马氏体组织。Si可以提高钢的淬透性，有利于得到细小均匀分布的马氏体。固溶到铁素体中的Si可以影响位错的交互作用，提高加工硬化能力，增加在给定强度水平下的均匀伸长率。同时也是钢中的脱氧元素，但含量不可高于2.00，以免降低钢的韧性和焊接性能。
由合金元素与性能之间的关系可知，Mn为奥氏体稳定和碳化物形成元素，且适量的Si能够加速铁素体中的碳向尚未转变的奥氏体中扩散，因此当一定量的Mn和Si能够起到提高奥氏体稳定性、抑制贝氏体转变和降低贝氏体转变温度范围的作用
本发明的Mn含量选择在1.50～2.50。Mn可扩大丫区，降低Ac1和Ac3。当钢中碳含量一定时，增加Mn可使奥氏体数量增加，因而生成马氏体数量增加。Mn减缓铁素体和珠光体的转变速度，有时增加Mn量以抑制珠光体转变。Mn可降低铁素体中的固溶碳，从而提高钢的塑性。
Mn为奥氏体稳定和碳化物形成元素，且Si能够加速铁素体中的碳向尚未转变的奥氏体 中扩散，因此当一定量的Mn和Si配合使用时能够起到提高奥氏体稳定性、抑制贝氏体转变和降低贝氏体转变温度范围的作用
本发明的P含量为：P≤0.030，高的P含量会大幅度提高钢的耐候性，并且可以使马氏体岛细化。但是P可以强烈提高韧脆转变温度，所以需要严格控制。
本发明的S≤0.010，高的S含量不仅会使钢板纵横向性能产生明显差异，同时也降低钢的低温韧性和Z向性能。硫化物夹杂会使钢的耐候性能也明显降低。
Cu能提高钢的淬透性，在钢中主要起固溶及沉淀强化作用，同时还可通过Cu-Cr-Ni的适宜配比，提高钢的耐候性能，此外还有利于获得良好的低温韧性，增加钢的抗疲劳裂纹扩展能力。Cu含量小于0.20，其沉淀强化作用不明显；如Cu的加入量大于0.50，钢板焊接热影响区韧性会降低，且在钢坯加热过程中易产生网裂。
Cr也是提高淬透性的有效元素，一定量的Cr可以使钢获得良好的耐候性能。在Cu-Cr-Ni复合添加的情况下，Cr有助于提高淬透性以及耐候性能。
Ni能提高淬透性，具有一定的强化作用，还能显著地改善钢材的低温韧性。使基材和焊接热影响区低温韧性大幅度提高。Ni还能有效阻止Cu的热脆引起的网裂。Ni可显著提高钢的耐候性能，尤其是耐海水腐蚀性能。其加入量小于0.20，则Ni起不到作用，但含量过高易造成钢板氧化铁皮难以脱落且增加钢的成本。
B在本发明中主要是提高钢的淬透性，推迟奥氏体向铁素体、珠光体的转变，当B小于0.0008时，将起不到应有的作用，但超过0.0030会导致低温冲击功不稳定，甚至引起热脆。
Mo可以使铁素体从奥氏体中析出并增加奥氏体的稳定性，对珠光体的形成具有强烈的阻碍作用，但是Mo属于贵重元素，过量的Mo将会提高钢的成本。同时过高的Mo会使钢的低温韧性显著恶化。在焊接时形成马氏体，导致焊接接头脆性的增加。
Nb是强碳氮化合物形成元素，能提高钢的奥氏体再结晶温度。奥氏体可以在更高的轧制温度下进行轧制。此外Nb在控制轧制连续冷却过程中的析出强化作用，通过Nb的碳氮化 物的应变诱导析出可以钉扎奥氏体晶粒，细化奥氏体晶粒并提高强度及低温韧性。Nb有时单独或与Ti一起复合加入以通过沉淀强化提高钢的机械性能。但过高的Nb也易与Fe、C等元素形成低熔点共晶物，从而增加焊缝金属产生热裂纹的倾向。
V也是强碳氮化合物形成元素，V含量较低时，不能发挥其控轧的作用，过量的V会导致轧后V的碳氮化物明显析出，提高钢板屈服强度而导致屈强比的上升。本发明为0.030～0.120。
Ti是强氮化物形成元素，Ti的氮化物能有效地钉扎奥氏体晶界，因此有助于控制奥氏体晶粒的长大，Ti的适宜含量控制在≤0.030。
本发明的钢Als含量控制在≤0.040％，Al是钢中的主要脱氧元素。Al含量大于0.035％，将导致Al的氧化物夹杂增加，降低钢的纯净度，不利于钢的韧性及耐候性能。Al的熔点较高，在生产中，Al可以用来阻止晶粒长大。
本发明中Zr≤0.010％，适量的Zr在高温过程中形成的氧化物，可作为针状组织形核质点，在焊接热影响区形成大量针状组织，以改善钢板抗大线能量焊接性能。
此外，Mn和Cr还必须满足：[％Mn]+[％Cr]＝2.20～2.80；当钢中不加Mo时，必须[％Mn]+[％Cr]＝2.50～2.80。Mn和Cr均可以提高钢的淬透性。
本发明与现有技术相比，其通过组分及含量和工艺控制，其金相组织的形成以铁素体为主，铁素体晶间分布着马氏体及残余奥氏体的复相组织。其中铁素体晶间马氏体及残余奥氏体的体积分数为10～30％。钢板具有良好的强韧性匹配，钢板在具有优异的焊接性能和低温韧性的同时，具有较低的屈强比，屈强比一般为0.66～0.80；钢板无需进行热处理，因此生产周期较短，流程简单；通过合金含量的添加，有效地提高了过冷奥氏体的稳定性，降低了Ms点，以便于进行轧后控冷。
本发明可生产钢板厚度为16～50mm，其抗拉强度Rm780～930Mpa，屈强比ReL/Rm≤0.80，冷脆转变温度在-40℃以下，具有优异的焊接性能和冷加工成形性。可广泛用于桥梁、建筑、 交通、海洋平台等工程结构。
具体实施方式
实施例1：
一种高强度低屈强比焊接结构钢，其化学成分及重量百分比为：C：0.04、Si：2.00、Mn：1.80、P：0.030、S：0.010、Cu：0.30、Cr：0.40、Ni：0.45、B：0.0030；以及Mo：0.60，Nb：0.015，V：0.030，余量为Fe及不可避免的夹杂；[％Mn]+[％Cr]＝2.20、焊接冷裂纹敏感性系数Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B＝0.30。
生产方法，其步骤：
1)将钢坯加热温度至1150℃；
2)进行粗轧，其开轧温度为1120℃，总压下率为50％，粗轧结束温度控制在1000℃；
3)进行精轧，其开轧温度为930℃，精轧结束温度控制在860℃，最后三道次累计压下率控制在25％；
4)驰豫结束后对钢板进行层流冷却：先进行缓冷，其冷却速率控制为5℃/秒，冷却终止温度控制为720℃℃；再进行速冷，冷却速率为15℃/秒，冷却终止温度控制为350℃；最后在空气中进行自然冷却至室温。
实施例2：
一种高强度低屈强比焊接结构钢，其化学成分及重量百分比为：C：0.059、Si：0.90、Mn：2.30、P：0.020、S：0.009、Cu：0.20、Cr：0.50、Ni：0.50、B：0.0008；以及Nb：0.045，Ti：0.030、Als：0.020、Zr：0.0080，余量为Fe及不可避免的夹杂；[％Mn]+[％Cr]＝2.80、焊接冷裂纹敏感性系数Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B＝0.25％。
生产权利要求1所述的一种高强度低屈强比焊接结构钢的方法，其步骤：
1)将钢坯加热温度至1180℃；
2)进行粗轧，其开轧温度为1130℃，总压下率为58％，粗轧结束温度控制在1010℃；
3)进行精轧，其开轧温度为945℃，精轧结束温度控制在868℃，最后三道次累计压下率控制在30％；
4)驰豫结束后对钢板进行层流冷却：先进行缓冷，其冷却速率控制为6.5℃/秒，冷却终止温度控制为740℃；再进行速冷，冷却速率为16.5℃/秒，冷却终止温度控制为400℃；最后在空气中进行自然冷却至室温。
为了消除应力，在钢板自然冷却至室温后在470℃条件下进行回火。
实施例3：
一种高强度低屈强比焊接结构钢，其化学成分及重量百分比为：C：0.07、Si：1.20、Mn：2.00、P：0.010、S：0.006、Cu：0.36、Cr：0.50、Ni：0.35、B：0.001；以及Mo：0.10，Nb：0.060，Ti：0.019、Als：0.009、Zr：0.01，余量为Fe及不可避免的夹杂；[％Mn]+[％Cr]＝2.50、焊接冷裂纹敏感性系数Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B＝0.27％。
生产权利要求1所述的一种高强度低屈强比焊接结构钢的方法，其步骤：
1)将钢坯加热温度至1180℃；
2)进行粗轧，其开轧温度为1130℃，总压下率为58％，粗轧结束温度控制在1010℃；
3)进行精轧，其开轧温度为945℃，精轧结束温度控制在868℃，最后三道次累计压下率控制在30％；
4)驰豫结束后对钢板进行层流冷却：先进行缓冷，其冷却速率控制为7℃/秒，冷却终止温度控制为740℃；再进行速冷，冷却速率为16.5℃/秒，冷却终止温度控制为400℃；最后在空气中进行自然冷却至室温。
为了消除应力，在钢板自然冷却至室温后在530℃条件下进行回火。
实施例4：
一种高强度低屈强比焊接结构钢，其化学成分及重量百分比为：C：0.10、Si：0.60、Mn：1.50、P：0.015、S：0.006、Cu：0.45、Cr：0.80、Ni：0.70、B：0.0018；以及Mo： 0.12，V：0.12，Ti：0.009、Als：0.04，余量为Fe及不可避免的夹杂；[％Mn]+[％Cr]＝2.30，焊接冷裂纹敏感性系数Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B＝0.30％。
生产一种高强度低屈强比焊接结构钢的方法，其步骤：
1)将钢坯加热温度至1200℃；
2)进行粗轧，其开轧温度为1150℃，总压下率为63％，粗轧结束温度控制在1020℃；
3)进行精轧，其开轧温度为950℃，精轧结束温度控制在870℃，最后三道次累计压下率控制在41％；
4)驰豫结束后对钢板进行层流冷却：先进行缓冷，其冷却速率控制为8℃/秒，冷却终止温度控制为760℃；再进行速冷，冷却速率为18℃/秒，冷却终止温度控制为550℃；最后在空气中进行自然冷却至室温。
实施例5：
一种高强度低屈强比焊接结构钢，其化学成分及重量百分比为：C：0.083、Si：1.00、Mn：2.00、P：0.018、S：0.005、Cu：0.35、Cr：0.50、Ni：0.30、B：0.0012；以及Nb：0.035，V：0.100，Ti：0.0085、Als：0.040、Zr：0.002，余量为Fe及不可避免的夹杂；[％Mn]+[％Cr]＝2.50，焊接冷裂纹敏感性系数Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B＝0.28％。
生产一种高强度低屈强比焊接结构钢的方法，其步骤：
1)将钢坯加热温度至1210℃；
2)进行粗轧，其开轧温度为1135℃，总压下率为70％，粗轧结束温度控制在1030℃；
3)进行精轧，其开轧温度为945℃，精轧结束温度控制在880℃，最后三道次累计压下率控制在45％；
4)驰豫结束后对钢板进行层流冷却：先进行缓冷，其冷却速率控制为6.5℃/秒，冷却终止温度控制为780℃；再进行速冷，冷却速率为20℃/秒，冷却终止温度控制为600℃；最后在空气中进行自然冷却至室温。
经试验，其结果，其屈服强度在550～700MPa，抗拉强度在750～900MPa，屈强比在0.66～0.80，-40℃冲击功在200～298J，钢板具有良好的强韧性匹配及优异的焊接性能和低温韧性，满足用户要求。
Claims (6)
1.一种高强度低屈强比焊接结构钢，其化学成分及重量百分比为：C：0.04～0.10、Si：0.90～2.00、Mn：1.50～2.50、P≤0.030、S≤0.010、Cu：0.20～0.50、Cr：0.40～0.80、Ni：0.35～0.80、B：0.0008～0.0030；以及Mo：≤0.60，Nb：0.015～0.060，V：0.030～0.120，Ti≤0.030、Als≤0.040、Zr≤0.010中至少添加三种，余量为Fe及不可避免的夹杂，同时，Mn和Cr还必须满足[％Mn]+[％Cr]＝2.20～2.80、焊接冷裂纹敏感性系数Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B≤0.30％。
2.如权利要求1所述的一种高强度低屈强比焊接结构钢，其特征在于：钢中不加Mo时，还必须满足[％Mn]+[％Cr]＝2.50～2.80。
3.生产权利要求1所述的一种高强度低屈强比焊接结构钢的方法，其步骤：
a)将钢坯加热温度至1150～1210℃；
b)进行粗轧，其开轧温度为1120℃～1150℃，总压下率为50～70％，粗轧结束温度控制在1000℃～1030℃；
c)进行精轧，其开轧温度为930～950℃，精轧结束温度控制在860℃～880℃，最后三道次累计压下率控制在25～45％；
d)驰豫结束后对钢板进行层流冷却：先进行缓冷，其冷却速率控制为5～8℃/秒，冷却终止温度控制为720℃～780℃；再进行速冷，冷却速率为15～20℃/秒，冷却终止温度控制为350℃～600℃；最后在空气中进行自然冷却至室温。
4.如权利要求3所述的生产一种高强度低屈强比焊接结构钢的方法，其特征在于：缓冷温度控制为740℃～760℃。
5.如权利要求3所述的生产一种高强度低屈强比焊接结构钢的方法，其特征在于：速冷的终止温度控制为400℃～550℃。
6.如权利要求3所述的生产一种高强度低屈强比焊接结构钢的方法，其特征在于：钢板在自然冷却至室温后在470～530℃的条件下进行消除应力回火。
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