CN115287530A - 高焊接性能700MPa级稀土高强结构钢及其生产方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开一种高焊接性能700MPa级稀土高强结构钢及其生产方法，属于稀土高强钢生产技术领域。生产方法包括转炉冶炼、LF精炼、RH精炼、连铸、热轧、超快冷、回火处理工序；超快冷工序，钢板的开冷温度740~830℃，冷却速率≥25℃/s，终冷温度≤200℃；回火处理工序，回火温度为580~630℃，回火后钢板空冷。本发明通过合理的化学成分设计及生产工艺，获得具有良好的组织均匀性和低温韧性的700MPa级稀土高强钢，焊接冲击性能良好。
Description
技术领域
本发明属于稀土高强钢生产技术领域，具体涉及一种高焊接性能700MPa级稀土高强结构钢及其生产方法。
背景技术
随着工业技术的快速发展，钢结构件逐渐向大型化和轻量化发展，对钢铁材料的要求体现在高强度、高韧性等方面。高强钢强度的提升依靠添加Nb、V、Ti等合金元素，并匹配相应的控轧控冷及热处理工艺。目前高强钢广泛应用于高层建筑、输油管道、海洋平台、压力容器和工程机械等领域，而这些应用领域的构件逐渐趋向于复杂化，通常由大量简单的构件焊接而成，因此高强钢的应用推广极大受限于材料本身的焊接加工性能。但是，高强钢中合金元素的添加虽然保证了材料本身的强度，但是较高的合金含量极大的影响了材料的焊接性能，主要表现在焊接热影响区的性能劣化。
现阶段改善焊接热影响区的手段主要有两大类，一方面通过性能的改善提高材料本身的焊接性能，另一方面通过低焊接热输入、焊前预热及焊后处理的焊接工艺改善焊接热影响区力学性能。但是采用焊接工艺改善热影响区力学性能的工序复杂、生产效率低、成本高。
中国专利公开号CN109930070A的文献，其公开了一种利用稀土提高低碳当量钢板焊接热影响区韧性的方法，但是母材强度在490MPa左右，焊接热输入量较大，冲击功偏低。中国专利公开号CN111893240A的文献，其公开了一种利用稀土提高Nb、Ti微合金钢焊接性能的方法，通过微合金化提升了钢板强度，其强度能够达到700MPa及以上，但是在热处理阶段的淬火及回火温度温度值较高，能耗较大。中国专利公开号CN112626423A的文献，其公开一种提高稀土高强钢焊接性能的生产工艺，其强度可达700MPa，生产成本低，但是其焊接评测过程中焊前需要预热至60℃，在焊接方面增加了使用成本，实际作业效率受影响。
为了适应工程机械、建筑构件的大型化和复杂化趋势，满足重大装备和工程对高强结构钢的强度、韧性和焊接性能的要求，急需开发一种良好焊接性能和强韧性的高强度钢板。
发明内容
本发明提供了一种高焊接性能700MPa级稀土高强结构钢及其生产方法。采用低碳设计，以及轧后超快冷工艺等合理的生产工序，在保证钢板强度的同时，提高钢板的冲击韧性。
为了解决上述技术问题，本发明采用如下的技术方案：高焊接性能700MPa级稀土高强结构钢，所述高强结构钢的化学成分质量百分比为C：0.05~0.11%，Si：0.15~0.3%，Mn：1.25~1.55%，P≤0.0015%，S≤0.005%，Cr：0.15~0.35%，Mo：0.1~0.3%，Nb：0.015~0.035%，V：0.02~0.06%，Ti：0.01~0.035%，Cu：0.25~0.45%，Ni：0.125~0.225%，B：0.0015~0.0025%，Ce：0.002~0.008%，Als：0.025~0.045%，其余为Fe和其他不可避免的杂质。
本发明所述高强结构钢的化学成分质量百分比为C：0.07~0.10%，Si：0.2~0.3%，Mn：1.35~1.50%，P≤0.0015%，S≤0.005%，Cr：0.2~0.3%，Mo：0.2~0.3%，Nb：0.020~0.030%，V：0.02~0.04%，Ti：0.02~0.030%，Cu：0.30~0.40%，Ni：0.15~0.20%，B：0.0015~0.0025%，Ce：0.004~0.006%，Als：0.025~0.045%，其余为Fe和其他不可避免的杂质。
本发明所述高强结构钢的化学成分质量百分比为C：0.08%，Si：0.25%，Mn：1.50%，P≤0.0015%，S≤0.005%，Cr：0.25%，Mo：0.25%，Nb：0.025%，V：0.03%，Ti：0.025%，Cu：0.40%，Ni：0.20%，B：0.0020%，Ce：0.005%，Als：0.025%，其余为Fe和其他不可避免的杂质。
本发明所述高强结构钢的母材屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥810MPa，延伸率≥15%，-20℃纵向冲击功≥180J。
本发明所述高强结构钢采用MAG焊接工艺，无需预热，焊缝处的低温冲击功≥100J，热输入量优选为25KJ/cm。
本发明还提供一种上述高焊接性能700MPa级稀土高强结构钢的生产方法，所述生产方法包括转炉冶炼、LF精炼、RH精炼、连铸、热轧、超快冷、回火处理工序；所述超快冷工序，钢板的开冷温度740~830℃，冷却速率≥25℃/s，终冷温度≤200℃；所述回火处理工序，回火温度为580~630℃，回火后钢板空冷。
本发明所述转炉炼钢工序：铁水入转炉温度≥1300℃，转炉终点P≤0.015%，S≤0.008%，吹氧冶炼。
本发明所述LF精炼工序：采用氧化物冶金技术对钢液造渣和脱硫，出钢氧含量≤0.002%，S≤0.003%，温度≥1580℃；所述RH精炼工序：RH真空处理时间≥23min，然后加入稀土Ce合金，稀土Ce合金加入后保证真空循环时间≥15min，吹氩搅拌时间≥8min。
本发明所述连铸工序：浇铸温度≥1525℃，连铸过程中保证氩气吹扫压力为0.5MPa，连铸坯厚度230mm。
本发明所述热轧工序，采用两阶段控轧，第一阶段开轧温度≥1130℃，终轧温度≥950℃，累计压下率65%~72%；第二阶段开轧温度850~920℃，终轧温度800~870℃，单道次压下率≥14%。
本发明为了保证钢板的综合力学性能和焊后焊缝处的低温韧性，各元素的有益效果如下：
C：强化钢板性能，但是碳含量过高会降低钢板的焊接性，为了防止无预热焊接时出现的冷裂纹，应当避免高碳含量带来的较多硬质脆性相产生。
Si：固溶强化提高钢的强度，硬度，避免过高含量带来的塑性和表面质量劣化。
Mn：强韧化常规元素，能够降低奥氏体向铁素体转变温度，细化热轧态铁素体晶粒尺寸，但是过高易导致焊接热影响区裂纹敏感性。
Cr、Mo和B：固溶强化元素和强碳化物形成元素，提高钢的淬透性，但是过高成本增加，同时降低晶界强度，显著降低钢板的低温脆性。
Nb、V和Ti：复合微合金设计，有利于析出强化，细化晶粒，提高钢的强度和韧性，并利用Nb与B的综合作用提高析出强化和晶界偏聚。
Cu：回火工艺中析出细小的，以析出强化的形式进一提高强度。
Ni：再次保证低温冲击韧性，同时防止钢的热裂。
Ce：稀土元素，基于氧化物冶金技术控制钢种夹杂物的种类、数量和尺寸，在焊接过程中利用细小的夹杂物钉扎奥氏体晶界，抑制粗晶，促进针状铁素体生成。
本发明与现有技术相比，具有下列显著的优点和效果：
1、本发明采用低碳设计，保证钢板良好的焊接性能，采用Nb、V和Ti的复合微合金化设计，提高强度和韧性，辅以Cr、Mo和B综合提高钢的淬透性，Cu保证回火过程析出强化改善钢材性能，Ni保证低温冲击韧性的同时防止钢的热裂，稀土元素Ce保证良好的焊接组织，综合的到焊接性能和强韧性良好的高强钢。
2、本发明采用轧后超快冷工艺，在工序上能够有效降低能耗，效果上可以通过冷却速率的控制使得钢材最终组织为贝氏体+马氏体复相组织，其中贝氏体的切变转变能够在奥氏体晶界上形核并贯穿奥氏体晶粒，从而限制马氏体在较小区域内发生相变，细化马氏体组织且继承奥氏体加工过程中的高密度位错，提高强度。回火处理后使得贝氏体+马氏体组织粗化，原奥氏体晶界级板条束间析出碳化物，提高钢的冲击韧性。
3、本发明RH精炼过程中加入适量稀土Ce元素，热轧和后处理采用TMCP技术配合超快冷+回火工艺得到具有良好的组织均匀性和低温韧性的700MPa级稀土高强钢，焊接后焊缝处低温冲击功≥100J，冲击性能良好。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明作进一步详细的说明。
实施例1-10
本发明高焊接性能700MPa级稀土高强结构钢生产工艺流程包括：转炉冶炼、LF精炼、RH精炼、连铸、热轧、超快冷、低温回火处理工序。具体操作步骤如下：
（1）转炉炼钢工序，铁水入转炉温度≥1300℃，转炉终点P≤0.015%，S≤0.008%，吹氧冶炼。各实施例工艺参数控制见表1。
表1. 实施例1-10转炉炼钢工序参数
（2）LF精炼工序，采用氧化物冶金技术对钢液造渣和脱氧，出钢氧含量≤0.003%，S≤0.003%，温度≥1580℃。各实施例工艺参数控制见表2。
表2. 实施例1-10LF精炼工序参数
（3）RH精炼工序，RH真空处理时间≥23min，一般在15~18min后加入稀土Ce合金，稀土合金加入后保证真空循环时间≥15min，吹氩搅拌时间≥8min。各实施例工艺参数控制见表3。
表3. 实施例1-10钢板化学成分及质量百分含量参数
（4）连铸工序，连铸过程中保证氩气压力0.5MPa，浇铸温度≥1525℃，连铸坯厚度230mm。各实施例工艺参数控制见表4。
表4. 实施例1-10连铸工序参数
（5）热轧工序，采用两阶段控轧，第一阶段粗轧开轧温度≥1130℃，终轧温度≥950℃，累计压下率65%~72%；第二阶段精轧开轧温度850~920℃，终轧温度800~870℃，单道次压下率≥14%。各实施例工艺参数控制见表5。
表5. 实施例1-10热轧工序参数
（6）超快冷工序，钢板的开冷温度740~830℃，冷却速率≥25℃/s，终冷温度≤200℃。各实施例工艺参数控制见表6。
（7）低温回火工序，低温回火温度为580-630℃，回火后钢板空冷。各实施例工艺参数控制见表6。
表6. 实施例1-10超快冷参数
表7为本发明实施例1-10钢板化学成分及质量百分含量。
表8为本发明实施例1-10钢板的力学性能数据。
表9实施例1-10钢板经过MAG焊后性能评价。
表7. 实施例1-10钢板化学成分及质量百分含量
表8. 实施例1-10钢板的力学性能数据列表
表9. 实施例1-10钢板经过MAG焊后性能评价
以上实施例仅用以说明而非限制本发明的技术方案，尽管参照上述实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解：依然可以对本发明进行修改或者等同替换，而不脱离本发明的精神和范围的任何修改或局部替换，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。
Claims (10)
1.高焊接性能700MPa级稀土高强结构钢，其特征在于，所述高强结构钢的化学成分质量百分比为C：0.05~0.11%，Si：0.15~0.3%，Mn：1.25~1.55%，P≤0.0015%，S≤0.005%，Cr：0.15~0.35%，Mo：0.1~0.3%，Nb：0.015~0.035%，V：0.02~0.06%，Ti：0.01~0.035%，Cu：0.25~0.45%，Ni：0.125~0.225%，B：0.0015~0.0025%，Ce：0.002~0.008%，Als：0.025~0.045%，其余为Fe和其他不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的高焊接性能700MPa级稀土高强结构钢，其特征在于，所述高强结构钢的化学成分质量百分比为C：0.07~0.10%，Si：0.2~0.3%，Mn：1.35~1.50%，P≤0.0015%，S≤0.005%，Cr：0.2~0.3%，Mo：0.2~0.3%，Nb：0.020~0.030%，V：0.02~0.04%，Ti：0.02~0.030%，Cu：0.30~0.40%，Ni：0.15~0.20%，B：0.0015~0.0025%，Ce：0.004~0.006%，Als：0.025~0.045%，其余为Fe和其他不可避免的杂质。
3.根据权利要求1所述的高焊接性能700MPa级稀土高强结构钢，其特征在于，所述高强结构钢的化学成分质量百分比为C：0.08%，Si：0.25%，Mn：1.50%，P≤0.0015%，S≤0.005%，Cr：0.25%，Mo：0.25%，Nb：0.025%，V：0.03%，Ti：0.025%，Cu：0.40%，Ni：0.20%，B：0.0020%，Ce：0.005%，Als：0.025%，其余为Fe和其他不可避免的杂质。
4.根据权利要求1-3任意一项所述的高焊接性能700MPa级稀土高强结构钢，其特征在于，所述高强结构钢的母材屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥810MPa，延伸率≥15%，-20℃纵向冲击功≥180J。
5.根据权利要求1-3任意一项所述的高焊接性能700MPa级稀土高强结构钢的生产方法，其特征在于，所述高强结构钢采用MAG焊接工艺，无需预热，焊缝处的低温冲击功≥100J。
6.基于权利要求1-5任意一项所述高焊接性能700MPa级稀土高强结构钢的生产方法，其特征在于，所述生产方法包括转炉冶炼、LF精炼、RH精炼、连铸、热轧、超快冷、回火处理工序；
所述超快冷工序，钢板的开冷温度740~830℃，冷却速率≥25℃/s，终冷温度≤200℃；
所述回火处理工序，回火温度为580~630℃，回火后钢板空冷。
7.根据权利要求6所述的高焊接性能700MPa级稀土高强结构钢的生产方法，其特征在于，所述转炉炼钢工序：铁水入转炉温度≥1300℃，转炉终点P≤0.015%，S≤0.008%，吹氧冶炼。
8.根据权利要求6所述的高焊接性能700MPa级稀土高强结构钢的生产方法，其特征在于，所述LF精炼工序：采用氧化物冶金技术对钢液造渣和脱硫，出钢氧含量≤0.002%，S≤0.003%，温度≥1580℃；
所述RH精炼工序：RH真空处理时间≥23min，然后加入稀土Ce合金，稀土Ce合金加入后保证真空循环时间≥15min，吹氩搅拌时间≥8min。
9.根据权利要求6-8任意一项所述的高焊接性能700MPa级稀土高强结构钢的生产方法，其特征在于，所述连铸工序：浇铸温度≥1525℃，连铸过程中保证氩气吹扫压力为0.5MPa，连铸坯厚度230mm。
10.根据权利要求6-8任意一项所述的高焊接性能700MPa级稀土高强结构钢的生产方法，其特征在于，所述热轧工序，采用两阶段控轧，第一阶段开轧温度≥1130℃，终轧温度≥950℃，累计压下率65%~72%；第二阶段开轧温度850~920℃，终轧温度800~870℃，单道次压下率≥14%。
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