CN103952643A - 一种屈服强度690MPa级低屈强比钢板及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明属于钢铁技术领域，具体地，本发明涉及一种屈服强度690MPa级低屈强比钢板及其制备方法。本发明的屈服强度690MPa级低屈强比钢板的化学成分按重量百分比计包含：C：0.04％～0.10％、Si：0.20％～0.40％、Mn：1.40％～1.90％、P≤0.020％、S≤0.008％、Nb：0.03％～0.06％、Ti：0.008％～0.025％、Cr：0.10％～0.40％、Ni：0％～0.20％、Mo：0％～0.25％、Als：0.015％～0.050％、B：0.0008～0.0020％、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；所述钢板的焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.25％。本发明钢的综合力学性能优越，不易断裂和破坏，并且具有良好的塑韧性、焊接性能和抗震性能。

Description

一种屈服强度690MPa级低屈强比钢板及其制备方法

技术领域

本发明属于钢铁技术领域，具体地，本发明涉及一种屈服强度690MPa级低屈强比钢板及其制备方法。

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，为了满足高强钢对降低焊接裂纹敏感性的要求，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，在钢的成分设计方面采用Cr-Cu-Mo-V-Nb-Ti-B复合添加，轧制过程不用控轧，之后钢板再进行离线淬火+回火工艺处理，钢的屈服强度在700MPa以上，抗拉强度在800MPa以上，屈强比在0.90～0.97范围。该专利虽然也提供了一种80kg级的低焊接裂纹敏感性钢板的生产方法，但不足之处在于未能充分利用轧制过程中的控轧控冷的细晶、相变及位错强化机制，同时钢板还需要进行离线淬火和回火热处理，造成生产成本增加。

在中国专利CN101418418B中，公开了一种屈服强度690MPa级低裂纹敏感性钢板的制造方法，在钢的成分设计方面采用Cr-Mo-V-Nb-Ti-B复合添加，钢的屈服强度在690MPa以上，抗拉强度在770MPa以上，屈强比在0.87～0.91范围。该专利虽然提供了一种不经过任何热处理就能生产80kg级的低焊接裂纹敏感性钢板的方法，但加入了0.04～0.12％的贵重金属V，造成该钢种合金成本较高。

在中国专利CN100439545C中，公开了一种800MPa级高韧性低屈服比厚钢板的制造方法，在钢的成分设计上加入了0.30％～0.70％的贵重金属Ni，造成合金成本较高，而且该钢板屈服强度仅能保证大于540MPa。

对现有技术分析之后发现，已经公开的文献中大部分钢板的屈服强度不高于690MPa，或者屈服强度达到80kg级别，但生产成本较高同时屈强比偏高，安全性不足。

发明内容

本发明的目的在于提供一种屈服强度690MPa级低屈强比钢板以及进一步提供该低屈强比钢板的制备方法，通过对化学成分和轧制工艺的控制，在钢板中获得一种由针状铁素体、准多边形铁素体和板条贝氏体为主的特殊多相组织，形成软硬相搭配，提升钢板应***化指数，从而实现了屈服强度690MPa级低屈强比钢板的生产，保证钢结构抗震等安全指标。

为达到上述目的，本发明的屈服强度690MPa级低屈强比钢板，其化学成分按重量百分比计包含：C：0.04％～0.10％、Si：0.20％～0.40％、Mn：1.40％～1.90％、P≤0.020％、S≤0.008％、Nb：0.03％～0.06％、Ti：0.008％～0.025％、Cr：0.10％～0.40％、Ni：0％～0.20％、Mo：0％～0.25％、Als：0.015％～0.050％、B：0.0008～0.0020％、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。所述钢板的焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.25％，本发明的钢化学成分满足：

Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B≤0.25％。

本发明的屈服强度690MPa级低屈强比钢板，其屈服强度≥690MPa，屈强比≤0.83。

以下对本发明的屈服强度690MPa级低屈强比钢板的化学成分进行详细说明。

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0.04％～0.10％。

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0.20％～0.40％。

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1.40％～1.90％。

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。

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0.008％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0.03％～0.06％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，反而会恶化钢板韧性。因此，Ti的适宜量控制在0.008％～0.025％。

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0.10％～0.40％。

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，可显著提高钢的耐低温冲击韧性。但是，Ni板价格相对比较昂贵，考虑到成本因素，Ni的适宜量控制在0％～0.20％。

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％～0.25％。

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Al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％～0.050％。

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形核，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0.002％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％～0.0020％。

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，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。

本发明针对不同厚度的钢板，优化成分设计，薄规格走低碳高锰高Nb无贵重金属如Ni、Mo的路线，因碳含量较低，同时大幅提高Mn含量可有效改善钢板韧性和塑性，再配合工艺的合理制定，在保证屈强比等性能优良的前提下，实现低成本；厚规格可适当降低Nb元素含量，同时添加少量的Ni、Mo元素，其作用是：厚规格为保证强度，碳有所提高，添加Ni元素可改善钢板的韧性，添加Mo元素有利于C曲线右移，利于在强冷条件下贝氏体硬相组织的形成，从而获得高强钢较低的屈强比性能。

本发明还提供了上述屈服强度690MPa级低屈强比钢板的制备方法，包括冶炼、浇铸、加热、轧制和冷却步骤，其中：

(a)轧制前的加热温度：钢坯出炉温度控制在1150～1220℃；

(b)轧制条件：中间坯厚度为成品厚度的2.0～4.0倍，钢坯精轧开轧温度为900～1020℃，终轧温度为860～920℃；

(c)冷却条件：开冷温度为720～800℃，终冷温度为480～580℃，冷却速度为14～22℃/s。

具体地，本发明的屈服强度690MPa级低屈强比钢板的制备方法，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：

(a)轧制前的加热温度：钢坯出炉温度控制在1150～1220℃。为了充分发挥Nb、Ti等微合金元素在控轧过程中延迟奥氏体再结晶、轧制及轧后冷却过程中析出强化等作用，应保证微合金元素更多的固溶到奥氏体中，充分发挥其固溶优势，所以钢坯加热温度至少应提高1150℃以上；同时考虑到加热温度过高，奥氏体晶粒将过分长大，并遗传到轧后钢板，对钢板冲击韧性会造成不良影响，故应尽可能保证钢坯出炉温度控制在1220℃以下。

(b)轧制条件：中间坯厚度为成品厚度的2.0～4.0倍，钢坯精轧开轧温度为900～1020℃，终轧温度为860～920℃。钢坯经过粗轧机轧制后得到中间坯，在辊道上待温到目标开轧温度后，进行精轧。精轧过程为保证轧后晶粒细化，改善钢板综合力学性能，需要充分发挥第二相质点Nb(C，N)钉扎位错，阻止奥氏体再结晶，提高Tnr温度(再结晶终止温度)的作用，以扩大控轧工艺窗口，尤其对于薄规格高强钢板，易出现瓢曲、中间浪、边浪等板形问题，所以应尽可能提高精轧开轧温度以减少轧制抗力，同时还要避免开轧温度高于Tnr所产生的混晶现象，故精轧开轧温度不能高于1020℃，同时为保证厚规格板形，减少轧制负荷，故精轧开轧温度不能低于900℃。

随着中间坯温度下降到Tnr以下，奥氏体晶粒再结晶受到抑制，通过大压下轧制，奥氏体晶粒呈压扁和拉长状态，随着压下量的增加，晶粒内产生大量滑移带和位错，增大了有效晶界面积，增加相变细化效果，提高钢的强韧性，同时考虑到厚规格钢板应保证粗轧阶段的足够的压下量，以均匀细化钢板断面组织，综合考虑，中间坯厚度应控制在成品厚度的2.0～4.0倍。

(c)冷却条件：开冷温度为720～800℃，终冷温度为480～580℃，冷却速度为14～22℃/s。在该发明钢板生产过程中，控制终轧后到开始加速冷却前的组织及变形晶体内的缺陷弛豫状态、微合金元素的析出行为等物理冶金过程，实现控制钢的相变，最终获得超细复合组织。随着驰豫过程先共析铁素体的形成，碳原子也在向相邻组织不断扩散，致使未来得及相变的奥氏体组织的碳含量明显增加，进一步增强了未相变奥氏体的组织稳定性并促使C曲线右移，入水后该区域将更容易转变成贝氏体之类的低温硬相组织，促使屈强比下降，同时考虑到相变后钢板强度富余量，故开冷温度适当降低到720～800℃范围内。

通过适当提高终冷温度，减少组织中板条贝氏体含量，并形成对原奥氏体晶粒有分割作用的针状铁素体组织，软相比例的增加以及形态的多样化对降低屈强比是有益的，同时考虑到终冷温度过高，钢板强度富余量将不足，故终冷温度控制在480～580℃范围内。

随着冷却速度的增加，促进未相变奥氏体向低温组织的转变，提高板条贝氏体硬相组织体积分数，从而拉开了软硬相间的硬度差值，提高钢板抗拉强度，实现屈强比的大幅下降，同时，冷速的提高也利于马奥岛的弥散分布，从而改善钢板低温韧性，但过高的冷速也会恶化钢板的塑韧性，综合考虑，冷却速度控制在14～22℃/s范围内。

本发明的钢板具有高强度、低屈强比并且具有低焊接裂纹敏感性，利于推广使用。

本发明的优点在于：

(1)通过对成分进行合理优化，利用C、Cr、B等便宜合金代替V等贵重金属，结合热机械控轧控冷的先进技术，以低成本实现屈服强度690MPa级高强钢板的生产。

(2)本发明的钢不仅具有优异的低温韧性、断后伸长率以及较低的焊接裂纹敏感指数，而且还具有较低的屈强比，可保证焊接钢结构具备优良的抗震性能，整体安全性更好。

(3)本发明钢采用控轧控冷工艺进行生产，轧后无需进行热处理，可简化生产工序，大幅降低生产成本，同时还可明显缩短交货周期，综合效益显著。

综上所述，本发明钢的综合力学性能优越，不易断裂和破坏，并且具有良好的塑韧性、焊接性能和抗震性能，使用安全可靠，可广泛应用于煤矿液压支架、高速复线铁路桥梁，海洋平台等对抗震安全性能有严格要求的大型工程机械装备或钢结构的制造。

附图说明

图1是本发明所制钢板的SEM微观组织图。

具体实施方式

本发明涉及的屈服强度690MPa级低屈强比钢板的化学成分按表1所示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，采用中厚板轧机轧制，轧后钢板无需热处理。铸坯出炉温度、终轧温度、终冷温度等主要工艺参数见表2。相应钢板拉伸强度、-40℃纵向冲击功、厚度规格在表3中列出，可见本发明钢的低温冲击韧性优异，-40℃纵向AKv不低于150J。图1示出了实施例6钢的SEM微观组织照片，显示组织为针状铁素体+准多边形铁素体+板条贝氏体。

下面的表1示出了根据本发明实施例1至实施例8的钢的化学成分。

表1本发明实施例的化学成分(wt.％)

下面的表2示出了根据本发明实施例1至实施例8的主要工艺参数。

表2本发明实施例的主要生产工艺参数

表3示出了根据本发明实施例1至实施例8的主要力学性能。

表3本发明实施例的力学性能

本技术领域中的普通技术人员应当认识到，以上的实施例仅是用来说明本发明，而并非用作为对本发明的限定，只要在本发明的实质精神范围内，对以上所述实施例的变化、变型都将落在本发明的权利要求书范围内。

Claims (5)

1.一种屈服强度690MPa级低屈强比钢板，其特征在于，所述钢板的化学成分按重量百分比计包含：C：0.04％～0.10％、Si：0.20％～0.40％、Mn：1.40％～1.90％、P≤0.020％、S≤0.008％、Nb：0.03％～0.06％、Ti：0.008％～0.025％、Cr：0.10％～0.40％、Ni：0％～0.20％、Mo：0％～0.25％、Als：0.015％～0.050％、B：0.0008～0.0020％、N≤40ppm、O≤20ppm、H≤2ppm，其余为铁和不可避免的杂质；所述钢板的焊接裂纹敏感指数Pcm≤0.25％。

2.根据权利要求1所述的低屈强比钢板，其特征在于，所述低屈强比钢板组织组成包括针状铁素体、准多边形铁素体和板条贝氏体。

3.根据权利要求1所述的低屈强比钢板，其特征在于，所述低屈强比钢板的屈服强度≥690MPa，屈强比≤0.83。

4.一种权利要求1-3任一所述低屈强比钢板的制备方法，包括冶炼、浇铸、加热、轧制和冷却步骤，其中：

(a)轧制前的加热温度：钢坯出炉温度控制在1150～1220℃；

(b)轧制条件：中间坯厚度为成品厚度的2.0～4.0倍，钢坯精轧开轧温度为900～1020℃，终轧温度为860～920℃；

(c)冷却条件：开冷温度为720～800℃，终冷温度为480～580℃，冷却速度为14～22℃/s。

5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，轧后钢板无需进行热处理。