CN101165202A - 具有高焊接热影响区韧性的高强钢及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种具有高焊接热影响区韧性的高强钢，其化学成分为：C：0.01％～0.04％、Si：0.05％～0.6％、Mn：1.5％～2.2％、Nb：0.015％～0.070％、Ti：0.005％～0.03％、B：0.0005％～0.005％、Al：0.015％～0.07％、Mo：0.2％～0.5％、Cu：0.5％～1.5％、Ni：0.1％～1.0％、Cr：0.3％～0.7％，其余为Fe及不可避免的杂质，并满足Pcm≤0.3％。轧前钢坯加热到1100～1250℃；再结晶阶段轧制温度≥1000℃，道次变形量为15％～30％；未再结晶阶段轧制温度950～750℃，积累变形量大于50％；轧后待温，至700～750℃再以20～40℃/s冷却速度快冷至终冷温度500～600℃，之后空冷。该钢种强度高、低温韧性好，具有良好的焊接性能，在焊接热影响区可获得不低于母材的韧性，焊前不需要预热，焊后不需热处理。
Description
技术领域
本发明涉及金属材料领域，尤其涉及一种具有高焊接热影响区韧性的高强钢及其制造方法。
背景技术
低碳高强度低合金钢是最重要工程结构材料之一，广泛应用于石油天然气管线、海洋平台、造船、桥梁、压力容器、建筑结构、汽车工业、铁路运输及机械制造之中。低碳高强度低合金钢本身性能和其焊接性能取决于其化学成分、制造过程的工艺制度，其中强度、韧性和焊接性是低碳高强度低合金钢最重要的性能，它最终决定于成品钢材的显微组织状态。在以往的高强钢焊接中，由于含碳量较高，碳当量和裂纹敏感系数也较高，焊接热影响区的晶粒在焊接热循环的作用下呈剧烈长大，焊接热影响区的组织呈现出魏氏体，焊接热影响区的韧性较母材有较大幅度的下降，随着科技不断地向前发展，钢中的C、S、P的含量进一步降低，人们对钢的强韧性及焊接性提出更高的要求，即在钢板保持高韧性的同时也具有高韧性的焊接热影响区，使得钢材的应用范围能够进一步推广。
日本新日铁公司公开了名为“含C、Mn、P、S、Al、B、N、Ni和/或Cu的HAZ具有高韧性的高锰超高强钢”的专利(JP04-346636)和名为“通过Al完全脱氧形成MnS化合物粒子制造大线能量焊接高强钢的方法”的专利(JP2-704810)，这两项专利的发明点都在于大线能量焊接，是通过弥散细小的质点细化热影响区的晶粒，以此达到在大线能量焊接条件下热影响区韧性的提高。其不足之处在于两项专利的钢板均不具备低焊接裂纹敏感性。
发明内容
为克服现有技术的不足，提高高强钢在应用过程中的焊接性能，本发明的目的在于提供一种具备较低的焊接裂纹敏感性和不低于母材焊接热影响区韧性的高强钢及其制造方法。
本发明具有高焊接热影响区韧性的高强钢的化学成分(重量百分比)为：C：0.01％～0.04％、Si：0.05％～0.6％、Mn：1.5％～2.2％、Nb：0.015％～0.070％、Ti：0.005％～0.03％、B：0.0005％～0.005％、Al：0.015％～0.07％、Mo：0.2％～0.5％、Cu：0.5％～1.5％、Ni：0.1％～1.0％、Cr：0.3％～0.70％，其余为Fe及不可避免的杂质。钢中的杂质元素的上限控制在P＜0.02％、s＜0.01％、N＜0.006％。钢的显微结构为铁素体和贝氏体混合组织，并满足焊接裂纹敏感性指数Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B≤0.25％。
本发明所述的高强钢的制造方法包括冶炼和铸造，轧制过程采用控轧控冷技术，其特点是轧前钢坯在加热炉内的加热温度为1100～1250℃；轧制时采用两阶段轧制工艺，按照再结晶和未再结晶两个阶段进行，再结晶阶段轧制温度≥1000℃，道次变形量控制15％～30％；未再结晶阶段轧制温度为950～750℃，积累变形量大于50％；终轧后采用两阶段冷却方式，轧后进行30～100秒待温，温度降至700～750℃，再以20～40℃/s冷却速度快冷至终冷温度500～600℃，之后空冷至≤200℃。为保证钢的性能更为稳定，空冷后可进行回火处理，回火温度为500～650℃。
本发明的设计思路在于采用钢包精炼及连铸，降低C、P、S的含量，利用高温非再结晶区控轧得到细长的变形奥氏体晶粒，在钢中加入少量提高淬透性的元素，如Mn、Mo、Nb、B，在轧后控冷的的条件下，变形奥氏体转变成为细小的铁素体和各种形态的贝氏体组织，在基体中均匀分布大量的TiNb(C，N)(尺寸大约在10nm-20nm之间)第二相粒子，在在焊接热循环高温作用下，重新奥氏体化，第二相粒子阻止奥氏体晶粒的长大，在焊接快速冷却作用下，粗晶区形成板条状的贝氏铁素体，在冷却过程中贝氏体以切变方式形成，产生数量极多的相变位错，使得即使在焊接时粗晶区晶粒长大的情况下，也能使粗晶区的韧性不低于母材，并且由于采用了超低碳设计，在焊接时不产生渗碳体，进一步提高了粗晶区的韧性。该钢的强度主要依靠贝氏体强化，采用超低碳设计，当C＜0.04％时，钢中淬硬倾向极小。
本发明以Mn元素作为主要元素，将Mn、Mo、Cu、Nb、Ti、B等元素对焊接热影响区贝氏体转变的作用充分联合应用，以Cr、Ni作为辅助元素，并与合理的控轧控冷生产工艺相结合，从而实现高强钢及焊接热影响区韧性的提高，使该钢在焊接热影响区晶粒长大的同时，也能使热影响区的韧性不低于母材。
本发明选择的合金元素在钢中的主要作用在于：
C：碳对钢的强度、韧性、焊接性能影响很大，当C＜0.04％时，钢中淬硬倾向极小，但C含量低于0.01％时不能形成足够的在控轧操作中起重要作用的NbC，难以获得高强度，并导致钢的韧性大大降低，而且焊接热影响区易软化；碳高于0.06％时，在热影响区生成组织中贝氏铁素体组织减少，M-A岛数量增加，使韧性下降，在本方法中C控制在0.01％～0.04％之间。
Mn：锰是提高强度和韧性的有效元素，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，对焊接热影响区组织向贝氏体转变有较大的促进作用，在低碳条件下效果更为显著。
B：硼元素是钢中较为重要的成分，它能够提高钢的淬透性，B固溶于基体中将使钢的所有中温组织转变强烈推迟，它和Mo复合加入将使钢在很宽的冷速范围内得到贝氏体，特别是在低碳钢中加入微量的硼，可有效地抑制奥氏体向铁素体、珠光体的转变。当其含量高于0.005％时会形成碳化物，故B的含量一般在0.0005％～0.005％之间。
Nb：铌是控轧控冷钢中的重要元素，它能够有效地延迟变形奥氏体的再结晶，阻止奥氏体晶粒长大，提高奥氏体再结晶温度，细化晶粒，同时改善强度和韧性，它与微量的硼元素复合作用，可以显著地提高淬透性，促进贝氏体转变，与微量Ti的复合作用形成NbTi(CN)，可阻止焊接热循环中的晶粒长大，提高焊接热影响区的韧性。
Ti：加入微量的钛，是为了固定钢中的氮元素，从而确保提高硼元素的淬透性效果。在最佳状态下，钛、氮形成氮化钛，阻止钢坯在加热、轧制、焊接过程中晶粒的长大，改善母材和焊接热影响区的韧性。钛低于0.0059％时，固氮效果差，超过0.03％时，固氮效果达到饱和，过剩的钛将会在焊接热影响区中聚集长大，使钢焊接热影响区的韧性恶化。
Si：硅是炼钢脱氧的必要元素，钢中加Si能提高钢质纯净度和脱氧，Si在铁素体中的固溶度较大，能显著强化铁素体，具有一定的强化作用，当含量低于0.05％时，难于获得充分的脱氧效果；含量超过0.6％时，钢的清洁度下降，韧性降低，可焊性差。
A1：铝是脱氧元素，可作为AlN形成元素，有效地细化晶粒，其含量不足0.01％时，效果较小；超过0.07％时，脱氧作用达到饱和；再高则对母材及焊接热影响区韧性有害。
Mo：钼有助于轧制时奥氏体晶粒的细化和微细贝氏体的生成，Mo对铁素体有固溶强化作用，有利于提高钢的强度，可弥补降碳带来的强度损失，但当含量超过0.5％时，可焊性降低。
Cu：铜作为合金元素，除了利用Cu的析出硬化作用增加强度外，还有利于促使板条状贝氏体的生成，获得良好的低温韧性，Cu与B的综合作用进一步提高钢的焊接热影响区淬透性，促进焊接热影响区贝氏铁素体的形成，加入较多的铜还具有出色的耐腐蚀性及抑制氢致诱导裂纹即抗HIC的作用，直接效果是促进贝氏体形成。
Ni：镍显著提高钢的韧性，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，在本方法中添加Ni元素的目的主要是阻止含Cu量高的钢坯在加热或热轧时产生裂纹的倾向。
Cr：铬降低贝氏体转变开始点Bs，有利于贝氏体的获得，但对贝氏体相变的作用不如Mo明显。Cr是碳化物形成元素，它促进铁素体的形成，能提高钢材强度和韧性。
实现本方法在生产工艺上采取以下技术措施：
在冶炼工艺方面，采用转炉冶炼，顶底复合吹炼深脱碳；采用RH真空处理进一步脱碳，并进行微合金化；Ca处理。
在轧制工艺上，采用控制轧制和控制冷却技术。轧前钢坯加热温度为1100～1250℃，促使Nb等合金元素溶入奥氏体，提高奥氏体的淬硬性，有利于轧后冷却过程中贝氏体和焊接过程中热影响区贝氏铁素体的形成。采用再结晶和未再结晶两阶段控轧，再结晶区轧制温度大于1000℃，道次变形量控制在15％～30％，使奥氏体充分细化；未再结晶阶段轧制温度上限控制在950℃，下限控制在750℃，积累变形量大于50％。轧制后采用两阶段冷却方式，终轧结束后，进行30～100秒等待，温度至700～750℃时，进入加速冷却装置，再以20～40℃/s冷却速度快冷却至终冷温度500～600℃，之后空冷至200℃以下，通过连续多道次的快速大压下量轧制可应变诱导超细晶铁素体析出并可使铁素体发生动态再结晶，从而获得超细晶铁素体组织，终轧后采用加速冷却的冷却方式快速冷却，有效抑制应变诱导铁素体粗化。轧后可在500～650℃回火，以保证钢的性能稳定。
本发明采用了以Mn作为主要合金元素，贵重合金元素含量少，不添加V元素，成本低廉；该钢种强度高、低温韧性好，综合性能稳定，具有良好的焊接性能，在母材具有高强度和高韧性的同时，在焊接热影响区可以获得不低于母材的韧性，可推广钢材应用范围；本钢种焊接裂纹敏感性低，焊前不需要预热，焊后不需热处理，可简化焊接工艺。
具体实施方式
本发明实施例如表1～表3所示，其中表1为本发明实施例钢种的化学成分，表2为本发明相应实施例的轧制工艺，表3为本发明相应实施例的性能。
表1本发明实施例的化学成分
| 实施例 | C | Si | Mn | P | S | Nb | Ti | B | Als | Mo | Cu | Ni | Cr |
| 1 | 0.019 | 0.25 | 2.03 | 0.01 | 0.005 | 0.046 | 0.018 | 0.0012 | 0.031 | 0.27 | 0.55 | 0.32 | 0.31 |
| 2 | 0.018 | 0.24 | 2.04 | 0.01 | 0.004 | 0.050 | 0.016 | 0.0012 | 0.032 | 0.26 | 0.82 | 0.34 | 0.49 |
| 3 | 0.020 | 0.26 | 2.05 | 0.01 | 0.006 | 0.048 | 0.019 | 0.0014 | 0.030 | 0.27 | 0.91 | 0.36 | 0.40 |
| 4 | 0.016 | 0.22 | 2.0 | 0.01 | 0.004 | 0.050 | 0.015 | 0.0013 | 0.030 | 0.22 | 1.06 | 0.58 | 0.31 |
| 5 | 0.014 | 0.20 | 2.02 | 0.01 | 0.005 | 0.048 | 0.016 | 0.0012 | 0.031 | 0.24 | 1.16 | 0.6 | 0.35 |
表2本发明实施例的轧制工艺
| 实施例 | 加热温度℃ | 再结晶轧制温度℃ | 未再结晶轧制温度℃ | 等待时间s | 冷却速度℃/s | 终冷温度℃ | 回火温度℃ |
| 1 | 1230 | ≥1000℃ | 950-780 | 60 | 38 | 550 | 600 |
| 2 | 1240 | ≥1040℃ | 940-780 | 55 | 35 | 570 | |
| 3 | 1200 | ≥1020℃ | 945-790 | 65 | 30 | 560 | 600 |
| 4 | 1180 | ≥1025℃ | 950-795 | 70 | 36 | 560 | |
| 5 | 1210 | ≥1045℃ | 935-800 | 65 | 35 | 550 | 550 |
表3本发明实施例的性能
表4和表5为增碳后的对比例，其中表4为对比例的化学成分，表5为对比例的性能。
表4本发明对比例的化学成分
| 对比例 | C | Si | Mn | P | S | Nb | Ti | B | Als | Mo | Cu | Ni | Cr |
| 1 | 0.092 | 0.30 | 1.8 | 0.01 | 0.004 | 0.08 | 0.022 | 0.0012 | 0.035 | 0.25 | 0.64 | 0.43 | 0.29 |
| 2 | 0.086 | 0.35 | 1.8 | 0.01 | 0.008 | 0.07 | 0.024 | 0.0014 | 0.036 | 0.28 | 0.66 | 0.44 | 0.25 |
| 3 | 0.090 | 0.34 | 1.6 | 0.01 | 0.006 | 0.05 | 0.025 | 0.0015 | 0.038 | 0.29 | 0.68 | 0.48 | 0.24 |
表5本发明对比例的性能
从表4和表5来看，实施增碳后，对比例中的钢种性能及焊接性能均有所下降，可见碳含量不宜过高，控制在超低碳范围内更有利于提高钢种性能及其焊接性能。
Claims (3)
1.一种具有高焊接热影响区韧性的高强钢，其特征在于该钢的化学成分(重量百分比)为：C：0.01％～0.04％、Si：0.05％～0.6％、Mn：1.5％～2.2％、Nb：0.015％～0.070％、Ti：0.005％～0.03％、B：0.0005％～0.005％、Al：0.015％～0.07％、Mo：0.2％～0.5％、Cu：0.5％～1.5％、Ni：0.1％～1.0％、Cr：0.3％～0.70％，余为Fe及不可避免的杂质，钢的显微结构为铁索体和贝氏体混合组织，并满足焊接裂纹敏感性指数Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B≤0.25％。
2.一种权利要求1所述的高强钢的制造方法，包括冶炼和铸造，轧制过程采用控轧控冷技术，其特征在于轧前钢坯在加热炉内的加热温度为1100～1250℃；轧制时采用两阶段轧制工艺，按照再结晶和未再结晶两个阶段进行，再结晶阶段轧制温度≥1000℃，道次变形量控制在15％～30％；未再结晶阶段轧制温度为950～750℃，积累变形量大于50％；终轧后采用两阶段冷却方式，轧后进行30～100秒待温，温度降至700～750℃，再以20～40℃/s冷却速度快冷至终冷温度500～600℃，之后空冷至≤200℃。
3.根据权利要求2所述的高强钢的制造方法，其特征在于空冷后进行回火处理，回火温度为480～650℃。
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