一种屈服强度890MPa级低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法

摘要

一种屈服强度890MPa级低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法，其成分重量百分比为：C：0.06～0.13wt.%、Si：0.05～0.70wt.%、Mn：1.20～2.30wt.%、Mo：0～0.25wt.%、Nb：0.03～0.11wt.%、Ti：0.002～0.050wt.%、Al：0.02～0.15wt.%、B：0～0.0020wt.%，2Si+3Mn+4Mo≤8.5，其余为Fe和不可避免的杂质。采用控制热机械轧制和冷却技术，获得超细贝氏体板条为基体的组织，从而有利于钢板强度﹑塑性和韧性的提高。本发明低焊接裂纹敏感性钢板的屈服强度大于800MPa、抗拉强度大于900MPa、夏氏冲击功Akv（-20℃）≥150J，焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.20%，焊接性能良好。

说明书

技术领域

本发明涉及高强度低焊接裂纹敏感性钢板，具体地说，本发明涉及一 种屈服强度890MPa级低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法。

背景技术

高强度机械设备及工程建设用钢，需要较高的强度和优良的韧性，各 种因素对强度的贡献可以用下式表示：

σ=σ_f+σ_p+σ_sl+σ_d

式中σ_f是细晶强化，σ_p是析出强化，σ_sl是固溶强化，σ_d是位错强化。 钢板的热机械处理通常采用控轧控冷方式（TMCP）。通过控制变形率和 冷却速度实现微观组织的细化或形成超细贝氏体等高强度组织，提高钢的 屈服强度。

目前，采用TMCP生产低碳高强钢的成分主要是Mn-Ni-Nb-Mo-Ti和 Si-Mn-Cr-Mo-Ni-Cu-Nb-Ti-Al-B体系。

如国际公布号为WO99/05335公布的一种以两个温度阶段以TMCP工 艺生产的低合金高强钢，其化学成分（wt.%）为：C：0.05～0.10%、Mn： 1.7～2.1%、Ni：0.2～1.0%、Mo：0.25～0.6Mo%、Nb：0.01～0.10%、Ti： 0.005～0.03%、P≤0.015%、S≤0.003%。

又如中国专利公开号为1521285公布的一种超低碳贝氏体钢，其化学 成分（wt.%）为C：0.01～0.05%、Si：0.05～0.55%、Mn：1.0～2.2%、Ni： 0.0～1.0%、Mo：0.0～0.5%、Cr：0.0～0.7%、Cu：0.0～1.8%、Nb：0.015～0.070%、 Ti：0.005～0.03%、B：0.0005～0.005%、Al：0.015～0.07%。

上述公开的两种钢种的合金元素设计分别为Mn-Ni-Nb-Mo-Ti和 Si-Mn-Cr-Mo-Ni-Cu-Nb-Ti-Al-B体系，由于Mo和Ni均为贵重合金，因此从 添加的合金元素的种类和加入的总量来分析，制备此类钢种成本较高。

发明内容

本发明的目的在于提供一种屈服强度890MPa级低焊接裂纹敏感性钢 板及其制造方法，采用Si-Mn-Nb-Mo-V-Ti-Al-B系钢种，通过控制热机械 轧制和冷却技术，且无调质处理，其焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.25%，屈 服强度均大于890MPa，抗拉强度大于950MPa，夏氏冲击功Akv（－20℃） ≥120J，板厚可达60mm，具有良好的低温韧性和焊接性，为低碳超细贝氏 体板条低焊接裂纹敏感性钢板。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种屈服强度890MPa级低焊接裂纹敏感性钢板，其化学成分重量百 分比为：C0.06～0.13wt.%、Si0.05～0.70wt.%、Mn1.20～2.30wt.%、Mo 0～0.25wt.%、Nb0.03～0.11wt.%、Ti0.002～0.050wt.%、Al0.02～0.15wt.%、 B0～0.0020wt.%，2Si+3Mn+4Mo≤8.5，其余为Fe和不可避免的杂质；且， 钢板满足焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.25%。

在本发明的成分设计中：

C：C扩大奥氏体区，淬火形成的过饱和铁素体组织中的碳可增加其 强度。C对焊接性能不利。C含量越高，焊接性能越差，对于采用TMCP 工艺生产的贝氏体钢来说，C含量越低则韧性越好，较低的碳含量可以生 产更大厚度的高韧性钢板，因此本发明C含量控制为0.06～0.13%。

Si：Si在钢中不形成碳化物，而是以固溶形态存在于贝氏体铁素体或 奥氏体中。它提高钢中贝氏体奥氏体或铁素体的强度。Si的固溶强化作用 较Mn、Nb、Cr、W、Mo和V强。Si降低奥氏体中碳的扩散速度，使CCT 曲线铁素体和珠光体C曲线向右移动，有利于连续冷却过程中形成贝氏体 组织。本发明钢中加入不超过0.70%的Si有利于提高钢的强度和韧性匹配 关系。

Mn：Mn和Fe可形成固溶体，提高钢中贝氏体铁素体和奥氏体的强 度和硬度。Mn扩大铁碳平衡相图中的奥氏体区，它使钢形成稳定奥氏体 组织的能力仅次于Ni，强烈增加钢的淬透性。Mn含量较高时，有使钢晶 粒粗化的倾向。本发明中加入1.20～2.30%的Mn，减缓铁素体和珠光体转 变的速度，有利于形成细化的贝氏体组织，并使钢具有一定的强度。

Mo和Cr：Mo和Cr是铁素体化元素，缩小奥氏体区。Mo、Cr固溶 在奥氏体和铁素体中提高其强度，提高钢的淬透性，防止回火脆性。Mo 是一种十分昂贵的元素，且本发明无需回火调质处理，本发明只需加入不 超过0.25%的Mo和不超过0.20的Cr，以达到降低成本的目的。

Nb：本发明通过加入较多的Nb，一方面以达到细化晶粒和增加钢板 厚度的目的，另一方面是提高钢的未再结晶温度，便于在轧制过程中采用 相对较高的终轧温度，从而加快轧制速度，提高生产效率。此外，由于强 化了晶粒细化作用，使得可生产钢板的厚度增大。本发明中加入 0.03～0.10wt.%的Nb，兼顾了Nb的固溶强化和细晶强化作用。

Ti：Ti是铁素体化元素，强烈缩小奥氏体区。Ti的碳化物TiC比较稳 定，可以抑制晶粒长大。Ti固溶在奥氏体中，有利于提高的钢的淬透性。 Ti可降低第一类250～400℃回火脆性，但本发明不需要调质处理，所以可 减少了Ti的添加量。本发明中加入0～0.050wt.%，形成细微的碳氮化物 析出，细化贝氏体板条。

Al：Al可增加奥氏体向铁素体转变的相变驱动力，是强烈缩小奥氏体 相圈的元素。Al在钢中与N相互作用，形成细小而弥散的AlN析出，可 抑制晶粒长大，达到细化晶粒、提高钢在低温下的韧性的目的。Al含量过 大对钢的淬透性和焊接性能有不利影响。本发明中加入不超过0.15%的Al 细化晶粒，提高韧性并保证钢板的焊接性能。

B：B能够显著增加钢的淬透性，本发明加入0～0.002%的B，可以使 钢在一定冷却条件下，比较容易地获得高强度贝氏体组织。

Si、Mn、Mo三种元素含量之间应符合以下关系式：2Si+3Mn+4Mo≤ 8.5，以满足本发明钢板具有良好的焊接性能。具体来讲，可以保证60mm 及以下厚度钢板在较低预热温度（常温至50℃）条件下，焊接无裂纹。

采用本发明设计的化学成分，可合理利用各种合金元素的作用，生产 最大厚度为60mm的钢板。

低焊接裂纹敏感性钢板的焊接裂纹敏感性指数Pcm可按下式确定：

Pcm=C+Si/30+Ni/60+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+V/10+5B

焊接裂纹敏感性指数Pcm是反映钢的焊接冷裂纹倾向的判定指标， Pcm越低，焊接性越好，反之，则焊接性越差。焊接性好是指焊接时不易 产生焊接裂纹，而焊接性差的钢容易产生裂纹，为了避免裂纹的产生，必 须在焊接前对钢进行预热，焊接性越好，则所需的预热温度越低，反之则 需要较高的预热温度。根据中华人民共和国黑色冶金行业标准YB/T4137 －2005规定，牌号为Q800CF的钢种，Pcm值需低于0.28%。本发明所涉 及超细贝氏体板条高强度低焊接裂纹敏感性钢板的焊接裂纹敏感性低于 0.20%，具有优良的焊接性能。

本发明的一种屈服强度890MPa级低焊接裂纹敏感性钢板的制造方 法，包括如下步骤：

1)冶炼、浇铸

按下述成分冶炼、浇铸连铸坯或钢锭，其厚度不小于成品钢板厚度 的4倍；其化学成分重量百分比为：C0.06～0.13wt.%、Si 0.05～0.70wt.%、Mn1.20～2.30wt.%、Mo0～0.25wt.%、Nb 0.03～0.11wt.%、Ti0.002～0.050wt.%、Al0.02～0.15wt.%、B 0～0.0020wt.%，2Si+3Mn+4Mo≤8.5，其余为Fe和不可避免的杂质； 且，钢板满足焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.25%；

2)加热、轧制

加热温度为1050～1180℃，保温时间为120～180分钟；

轧制分为第一阶段和第二阶段轧制；

在第一阶段轧制过程中，开轧温度为1050～1150℃，当轧件厚度到 达成品钢板厚度的2～3倍时，在辊道上待温至800～860℃；

在所述第二阶段轧制过程中，道次变形率为10～28%，终轧温度为 780～840℃；

3)冷却

钢板以15～30℃/S的速度冷却至220～350℃，出水后空冷。

进一步，步骤3）中，空冷采用堆垛或冷床冷却。

在本发明制造方法中：

①轧制工艺

轧件厚度到达成品钢板厚度的2～3倍时，在辊道上待温至800～860℃。 对于含Nb钢来说，其未再结晶温度约为950～1050℃。先在较高温度轧制， 奥氏体中存在了一定的位错密度。将轧制钢坯温度降至800～860℃驰豫过 程中，奥氏体晶粒内部发生回复、静态再结晶过程，细化了奥氏体晶粒。 驰豫过程中同时有Nb、V和Ti的碳氮化物单独析出和复合析出。析出的 碳氮化物钉扎了位错和亚晶界运动，在奥氏体晶粒内保留了大量位错，并 为冷却过程中贝氏体的形成提供了大量的形核位置。800～860℃轧制，大 大增加了奥氏体中的位错密度。位错上析出的碳氮化物，抑制了变形后晶 粒的粗化。由于变形诱导析出的作用，较大的道次变形率将有利于形成更 加细小和弥散析出物。高密度的位错和细小弥散的析出物为贝氏体提供高 密度的形核位置，第二相粒子对贝氏体长大界面的钉扎作用抑制了贝氏体 板条长大和粗化，这对于钢的强度与韧性都起到有利的作用。

将终轧温度控制在未再结晶区的低温段，同时该温度区接近相变点 Ar₃，即终轧温度为780～840℃，在这个温度范围内终轧，可通过增加变形、 抑制回复，增加奥氏体中的缺陷，为贝氏体相变提供更高的能量累积，也 不至于给轧机带来过高的负荷，比较适合于厚板生产。

②冷却工艺

轧制结束后，钢板进入加速冷却装置，按15～30℃/秒的速度冷却至 450～550℃。较快的冷却速度可以避免铁素体和珠光体的形成，直接进入 CCT曲线的贝氏体转变区。贝氏体相变驱动力可以表示为：

ΔG=ΔG_chem+ΔG_d

式中ΔG_chem是化学驱动力，ΔG_d是缺陷造成的应变储存能。较大冷却速 度使奥氏体过冷，增加了化学相变驱动力，结合轧制过程造成的应变储存 能ΔG_d考虑，使贝氏体形核的驱动力增加。由于晶粒中高位错密度，贝氏 体的形核位置增加。结合热力学和动力学两个因素考虑，贝氏体以很大的 速率形核。较快的冷却速度使贝氏体转变很快完成，抑制了贝氏体铁素体 板条的粗化。450～550℃堆跺空冷，可使铁素体中V的碳化物析出更加完 全，增加了析出强化对强度的贡献。因此采用本发明的热处理方法可以得 到以细化的贝氏体为主的基体组织，生产具有较高的强度和良好的韧性的 钢板。

高强度机械设备及工程建设用钢，需要较高的强度和优良的韧性，各 种因素对强度的贡献可以用下式表示：

σ=σ_f+σ_p+σ_sl+σ_d

式中σ_f是细晶强化，σ_p是析出强化，σ_sl是固溶强化，σ_d是位错强化。 钢板的热机械处理通常采用控轧控冷方式（TMCP）。通过控制变形率和 冷却速度实现微观组织的细化或形成超细贝氏体等高强度组织，提高钢的 屈服强度。本发明成分中添加了微合金元素Nb，热处理过程中Nb可以形 成碳氮化物，有析出强化作用。固溶在基体中的Nb，有固溶强化作用。 热处理时采用了改进的TMCP和驰豫控制析出（RPC）技术，形成了稳定 的位错网络，在位错和亚晶界处析出了弥散细小的第二相粒子，并通过促 进形核和抑制长大实现了贝氏体板条细化，形成了位错强化、析出强化和 细晶强化的联合作用，提高了钢的强度和韧性，其基本原理为：

钢板在再结晶区充分变形，使变形奥氏体中产生高的缺陷累计，大幅 度提高了奥氏体中的位错密度。轧制过程中发生的回复和再结晶细化了原 奥氏体晶粒。轧制变形后控冷驰豫过程中，晶内位错会重新排列。由于刃 型位错存在静水压力场，间隙原子如B等会向位错、晶界和亚晶界处富集， 降低了位错移动性。变形造成的高密度位错在回复过程中经过演化，形成 了稳定的位错网络。驰豫过程中，Nb、V、Ti等微合金元素以 (Nb,V,Ti)_x(C,N)_y等不同化学计量比的碳氮化物在晶界、亚晶界和位错处析 出。析出的碳氮化物等二相粒子，钉扎了晶粒中的位错和亚晶界，稳定了 如位错墙等亚结构。驰豫后轧制使钢中的位错密度进一步增加。驰豫后变 形奥氏体在加速冷却时，具有的位错和碳氮化物析出组态的变形奥氏体晶 粒在开始相变时，与变形后不驰豫、大量位错混乱分布的情况不同。首先， 有一定取向差的亚晶界是形核优先位置，其附近如果存在与基体有异相界 面的第二相析出，则更有利于相变时新相形核。驰豫后大量的新相晶粒将 在原奥氏体晶粒内形核。其次，由于驰豫后一定量的位错向亚晶界运动， 一定程度上增加了亚晶之间的取向差。中温转变产物如贝氏体在亚晶界形 核后，长大过程中受到前方亚晶界的阻碍。贝氏体铁素体形成时，其相变 界面受到析出的第二相碳氮化物粒子的拖曳作用，抑制了其长大过程。 TMCP＋RPC工艺形成高密度位错网络结构和第二相析出质点为贝氏体铁 素体的形核提供了大量的潜在形核位置。第二相粒子对运动界面的拖曳作 用和经过演化的亚晶界对贝氏体的长大有抑制作用。该工艺对促进形核和 抑制长大的联合作用细化了最终组织的贝氏体铁素体板条。

对于机械结构和工程建设所使用的高强钢，需要焊前不预热或稍加预 热而不产生裂纹，主要是解决了大型钢结构件的焊接施工问题。降低Pcm 的唯一手段就是减少碳和合金元素的加入量，而对于采用淬火＋回火工艺 生产的高强钢来说，减少碳和合金元素的加入量将不可避免地带来钢强度 的降低，采用本发明中改进的TMCP＋RPC工艺，则可以弥补这种缺陷。 本发明采用的成分体系保证钢板具有高强度和低温韧性，同时焊接裂纹敏 感性指数Pcm≤0.20%，具有优良的焊接性能。

本发明的有益效果：

1、通过合理设计化学成分，大幅度降低C含量，并且以Mn等廉价 合金元素替代部分Mo，以Nb的C﹑N化合微细析出粒子作沉淀强化，代 替Cu的析出强化作用，无需添加Ni等贵重元素，且合金元素含量少，原 料成本较低，焊接裂纹敏感性较小，焊前无需预热。

2、本发明钢板不需进行任何额外的热处理，从而简化了制造工序， 降低了钢的制造成本。

3、由于成分和工艺设计合理，从实施效果来看，工艺制度比较宽松， 可以在中、厚钢板产线上稳定生产。

4、本发明的低焊接裂纹敏感性钢板屈服强度大于890MPa、抗拉强度 大于950MPa、夏氏冲击功Akv（-20℃）≥100J、板厚可达60mm。焊接裂 纹敏感性指数Pcm≤0.25%，具有优良的焊接性能。

5、本发明可制备最大厚度达60mm的厚板。

具体实施方式

以下用实施例对本发明作更详细的描述。这些实施例仅仅是对本发明 最佳实施方式的描述，并不对本发明的范围有任何限制。

表1为本发明实施例钢板的化学成分（wt.%）及其Pcm（%）值。表 2为本发明实施例钢板的力学性能。表3为本发明实施例1的890MPa级 低焊接裂纹敏感性钢板焊接性能试验（小铁研试验）结果。

实施例1

按表2所示的化学成分电炉或转炉冶炼，并浇铸成连铸坯或钢锭，将 连铸坯或钢锭加热至1110℃，保温120分钟，在中、厚轧机上进行第一阶 段轧制，开轧温度为1050℃，当轧件厚度为60mm时，在辊道上待温至 850℃，随后进行第二阶段轧制，第二阶段轧制道次变形率为15～28%，终 轧温度为830℃，成品钢板厚度为20mm。轧制结束后，钢板进入加速冷 却（ACC）装置，以30℃/S的速度冷却至300℃，出水后堆垛或冷床冷却。

实施例2

实施方式同实施例1，其中加热温度为1050℃，保温240分钟；第一 阶段轧制的开轧温度为1040℃，轧件厚度为90mm；第二阶段轧制的开轧 温度为840℃，道次变形率为15～20%，终轧温度为810℃，成品钢板厚度 为30mm；钢板冷却速度为25℃/S，终止温度为350℃。

实施例3

实施方式同实施例1，其中加热温度为1150℃，保温150分钟；第一 阶段轧制的开轧温度为1080℃，轧件厚度为120mm；第二阶段轧制的开 轧温度为830℃，道次变形率为10～15%，终轧温度为820℃，成品钢板厚 度为40mm；钢板冷却速度为20℃/S，终止温度为330℃。

实施例4

实施方式同实施例1，其中加热温度为1120℃，保温180分钟；第一 阶段轧制的开轧温度为1070℃，轧件厚度为150mm；第二阶段轧制的开 轧温度为830℃，道次变形率为10～20%，终轧温度为800℃，成品钢板厚 度为50mm；钢板冷却速度为15℃/S，终止温度为285℃。

实施例5

实施方式同实施例1，其中加热温度为1130℃，保温180分钟；第一 阶段轧制的开轧温度为1080℃，轧件厚度为150mm；第二阶段轧制的开 轧温度为840℃，道次变形率为10～15%，终轧温度为810℃，成品钢板厚 度为60mm；钢板冷却速度为15℃/S，终止温度为220℃。

实施例6

实施方式同实施例1，其中加热温度为1120℃，保温180分钟；第一 阶段轧制的开轧温度为1050℃，轧件厚度为120mm；第二阶段轧制的开 轧温度为820℃，道次变形率为15～25%，终轧温度为780℃，成品钢板厚 度为40mm；钢板冷却速度为20℃/S，终止温度为300℃。

表1       单位：重量百分比

实施例 C Si Mn Nb Al Ti Cr Mo B Fe Pcm 1 0.09 0.35 1.80 0.070 0.02 0.015 0.16 0.25 0.0018 其余 0.217 2 0.06 0.70 2.25 0.045 0.06 0.020 0 0 0.0010 其余 0.201 3 0.08 0.40 2.06 0.085 0.04 0.050 0.20 0.10 0.0011 其余 0.218 4 0.13 0.55 1.20 0.110 0.15 0 0.16 0.25 0.0015 其余 0.183 5 0.06 0.05 1.45 0.065 0.07 0.020 0.12 0.20 0.0010 其余 0.241 6 0.10 0.15 1.90 0.095 0.09 0.008 0.15 0.22 0.0020   0.232

表2

从表1和表2可以看出，本发明涉及的屈服强度890MPa级低焊接裂 纹敏感性钢板的Pcm≤0.25%，屈服强度均大于890MPa，抗拉强度大于 950MPa，夏氏冲击功Akv（－20℃）≥120J，板厚可达60mm，具有良好 的低温韧性和焊接性。

对本发明实施例1的钢板进行焊接性能试验（小铁研试验），在室温 和50℃条件下，均未发现裂纹（见表3），说明本发明钢种的焊接性能良 好，焊接时一般不需要预热。

表3