非调质高强度焊接结构用钢及其生产工艺

摘要

本发明公开了一种屈强比≤0.80的非调质高强度焊接结构用钢，以质量分数计，它包含如下化学成分：0.02～0.06％ C，0.10～0.28％ Si，2.50～3.50％ Mn，P≤0.005％，S≤0.002％，0.05～0.30％Mo，0.05～0.25％ Cr，0.05～0.25％ Cu，0.10～0.40％ Ni，0.030～0.080％ Nb，0.030～0.10％ V，0.005～0.020％ Ti，0.010～0.050％ Als，0.0005～0.0060％ Ca，0.0005～0.0060％ Mg，10～50×10～4％ [N]，10～20×10-4％ [O]，余量为Fe及不可避免的杂质；其中，6C+Mn＝2.8～3.7；Mo+2Cr+2Cu＝0.65～0.80％；(Ca+Mg)/[O]＝2.5～6.5；Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B≤0.25％。本发明还提供了一种屈强比≤0.80的非调质高强度焊接结构用钢的生产工艺。利用本发明工艺生产的钢综合性能优异，无需进行复杂的调质热处理工序，克服了调质钢板屈强比高、焊接性能差等缺点，具有成本低廉，制造工序简单，生产周期短等优点。

说明书

技术领域

本发明涉及低合金高强钢制造领域，具体的是指一种非调质 高强度焊接结构用钢及其生产工艺。

背景技术

传统高强钢通常采取调质工艺生产，较高的屈强比和较差的 焊接性能是此类钢的一个重要缺陷。屈强比是抵抗从屈服到塑性 不稳定变形的一种能力，从安全角度考虑，低屈强比是钢结构的 一个重要特征。但采用调质工艺生产的高强钢材在确保钢材高强 度的同时屈强比也在不断提高，尤其当抗拉强度达到600MPa以 上时，其屈强比就已经达到0.90以上，塑性指标也下降至20％以 下甚至更低，基于安全方面的考虑，较高的屈强比和较差的焊接 性能限制了此类高强钢材在工程领域的推广应用。随着冶金科技 的不断进步，大型工程对高强钢材的技术要求也越来越高，除了 在强度、韧性、塑性等传统指标提高要求外，还对钢材的抗震性 能(低屈强比)和焊接性能提出了更高的要求，同时要求钢材具 有较低的制造成本，优良的综合机械性能和应用性能，以减少钢 材用量，节约建造成本和减轻构件自身重量，并保证构件的稳定 性和安全性。显然，传统高强钢较高的屈强比和较低的延伸率以 及较差的焊接性能已不能满足大型工程的需求。而近年来，曾有 文献报道采用两相区淬火+回火方式生产的钢板满足该类工程的 技术要求，其组织类型为铁素体+马氏体，利用软相铁素体组织 的合理比例来达到低屈强比的目的，但该种热处理的工艺窗口较 窄，在实际生产中不易控制，甚至需要进行多次热处理过程，大 大延长了生产工艺流程，增加了生产成本，不利于推广应用。

专利号为“200910061106.1”的中国发明专利公开了一种高 强度低屈强比焊接结构钢及其生产方法，该发明钢须含有较高的 Cu、Cr、Ni等贵重合金元素，且需要进行消除应力回火处理，对 钢板的延伸率也不做要求。另有专利号为“201110003640.4”和 “201110003621.1”的中国发明专利公开了一种大热输入焊接用 结构钢及其制造方法和一种大热输入焊接用结构钢及其制造方 法，该两个发明钢强度级别均较低，且对屈强比不做要求。还有 专利号为“201010599469.3”的中国发明专利公开了一种800MPa 级低屈强比结构钢板及其生产方法，该钢须含有较多的Cu、Ni 元素，合金成本高，且添加B元素造成延伸率较低，回火后钢板 屈服强度较低。专利号为“EP20010930007”的发明专利公开了 “THICK STEEL PLATE BEING EXCELLENT IN CTOD  CHARACTERISTIC IN WELDING HEAT AFFECTED ZONE AND  HAVING YIELD STRENGTH OF 460MPa OR MORE”，该发明钢 采用直接淬火+回火或TMCP工艺路线生产，但其发明钢种的强 度均较低，且对单位面积的Mg和Al的氧化物颗粒数进行限制， 控制难度较大，不利于在各冶金行业推广生产。专利号为 “201310649811.X”的发明专利公开了一种屈强比＜0.8的低碳贝 氏体建筑用钢及其生产方法，该发明采用TMCP工艺生产，后续 无需进行任何热处理，但该发明添加较多的Cu、Cr、Ni、Mo、 W等贵重合金，且要求钢组织中铁素体面积百分比为12～25％， 大生产中极难控制，不利于推广应用。另有专利号为 “201310498628.4”的发明专利公开了一种低成本高强度钢板及 其生产方法，该发明采用TMCP+回火工艺生产，但本发明的钢的 屈强比均高于0.80，抗震性能较差，且延伸率也较低，不能满足 现代大型工程的技术要求。

发明内容

本发明的目的就是要提供一种非调质高强度焊接结构用钢 及其生产工艺。

为实现上述目的，本发明提供的屈强比≤0.80的非调质高强 度焊接结构用钢，其特征在于：以质量分数计，它包含如下化学 成分：

0.02～0.06％C，0.10～0.28％Si，2.50～3.50％Mn，P≤ 0.005％，S≤0.002％，0.05～0.30％Mo，0.05～0.25％Cr，0.05～ 0.25％Cu，0.10～0.40％Ni，0.030～0.080％Nb，0.030～0.10％V， 0.005～0.020％Ti，0.010～0.050％Als，0.0005～0.0060％Ca， 0.0005～0.0060％Mg，10～50×10^-4％[N]，10～20×10^-4％[O]， 余量为Fe及不可避免的杂质；

其中，6C+Mn＝2.8～3.7；Mo+2Cr+2Cu＝0.65～0.80％； (Ca+Mg)/[O]＝2.5～6.5；Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr) /20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B≤0.25％。

本发明还提供了一种屈强比≤0.80的非调质高强度焊接结构 用钢的生产工艺，它包括如下步骤：

(1)进行深脱硫：来料铁水温度控制在1280～1320℃，S ≤0.020％，脱硫终点S≤0.0008％；

(2)进行转炉冶炼：控制入转炉铁水温度1230～1260℃，保 证铁水成分P≤0.10％，S≤0.0010％，控制转炉冶炼中点吹次数不 大于2次，出钢温度控制在1660～1700℃；

(3)进行LF精炼：保证精炼时间在45～55分钟；随后进行 RH真空处理，处理时间在12～25分钟；

(4)将钢坯加热至1230～1280℃，加热速率控制在7～11℃ /s，在1120～1160℃温度下保温30～50min；

(5)Ⅰ阶段粗轧开轧温度为1080～1130℃，单道次压下率为 15～45％，粗轧结束温度为1020～1050℃；

(6)Ⅱ阶段精轧开轧温度为880～980℃，总压下率50～70％， 精轧结束温度760～840℃；

(7)对钢板进行快速冷却，其开始温度为720～800℃，终冷 温度为200～500℃，冷却速度为15～25℃/s，随后空冷至室温；

(8)对钢板进行离线回火处理，回火温度200～500℃，保温 时间[板厚(mm)+50～70]min。

作为优选方案，所述步骤(1)中，来料铁水温度为1320℃； 所述步骤(2)中，入转炉铁水温度为1260℃，转炉冶炼中点吹 次数为2次，出钢温度为1700℃；所述步骤(3)中，精炼时间 为55分钟，进行RH真空处理的时间为25分钟；所述步骤(4) 中，将钢坯加热至1280℃，加热速率为11℃/s，在1160℃温度下 保温50min；所述步骤(5)中，Ⅰ阶段粗轧开轧温度为1130℃， 单道次压下率为45％，粗轧结束温度为1050℃；所述步骤(6) 中，Ⅱ阶段精轧开轧温度为980℃，总压下率为70％，精轧结束 温度为840℃；所述步骤(7)中，对钢板进行快速冷却的开始温 度为800℃，终冷温度为500℃，冷却速度为25℃/s；所述步骤(8) 中，回火温度为500℃，保温时间[板厚(mm)+70]min。

本发明的工作原理及其中化学成分限定量的理由如下：

(1)本发明的C含量选择在0.02～0.06％，C通过间隙置换 固溶强化强烈提高钢的强度，是确保钢强度必不可少的元素之一， 提高C含量还可以降低钢材的屈强比。C属于扩大奥氏体相区元 素，当C含量低于0.02％时，相变点明显提升，不利于组织晶粒 细化，造成钢材强度不足和屈强比的提高，且导致TMCP工艺窗 口狭窄，不利于生产。当C含量高于0.06％时，碳偏析的倾向、 钢中M-A岛量以及钢的焊接冷裂纹敏感性系数增加，从而恶化钢 的塑韧性和焊接性能，影响钢的冷热加工性能。故C含量限定为 0.02～0.06％。

(2)本发明的Si含量选择在0.10～0.28％，Si在钢中的主 要作用是固溶强化和脱氧。由于本发明钢中添加有Mg、Ca、Als 等与[O]具有更强结合力的元素，因此，Si在本发明钢中主要是固 溶强化作用。当Si含量低于0.10％时，其固溶强化对钢材强度的 贡献有限，当Si含量高于0.28％时，不利于钢材和焊接热影响区 的低温冲击韧性。故Si含量限定为0.10～0.28％。

(3)本发明的Mn含量选择在2.50～3.50％，Mn是确保钢材 强韧性的重要元素，当Mn含量低于2.50％时，不能确保钢材强 度，当Mn含量高于3.50％时，则会形成尺寸较大的MnS复杂硫 化物夹杂，不利于钢材力学性能和焊接性能。故Mn含量限定为 2.50～3.50％。

(4)本发明的P≤0.005％、S≤0.002％，P、S是钢中的有害 杂质元素。高P易导致偏析，影响钢的组织均匀性，S与Mn、Ca 易形成硫化物夹杂，均不利于低温韧性。

(5)本发明的Mo含量选在0.05～0.30％，Mo在钢中的主要 作用是固溶强化，少量Mo以碳化物形式析出，提高钢的强度。Mo 是奥氏体稳定性元素，促进高密度位错亚结构的贝氏体形成，Mo 还可以在回火过程中防止回火脆性。Mo含量小于0.05％时，上述 作用不明显，但Mo含量较多时，恶化钢材的低温韧性和焊接性能。

(6)本发明的Cr、Cu含量选在0.05～0.25％，与Mo相同， Cr、Cu也是有效提高钢板强度的元素，Cu在回火过程还可以析出 ε-Cu相，起到沉淀强化作用。

(7)本发明的Ni含量选在0.10～0.40％，本发明钢中，Ni与 Cu、Cr等固溶强化元素一起加入时能明显改善钢材的低温韧性， Ni含量过高，除增加生产成本外，钢板表面易产生难以脱落的氧化 铁皮，同时不利于钢材的焊接性能。

(8)本发明的Nb含量选择在0.030～0.080％，Nb是一种强 碳化物形成元素，具有强烈的细化晶粒作用，能显著提高奥氏体 再结晶温度，扩大轧制工艺范围，使发明钢在Ⅱ阶段轧制过程中 充分细化组织，确保钢材具有良好的强韧性匹配。在轧制过程中， Nb在钢中形成的碳氮化物颗粒可有效抑制奥氏体晶粒长大，提高 钢材强度和韧性。本发明钢中，当Nb含量低于0.030％时，导致 屈服强度不足，当Nb含量高于0.080％时，恶化钢材焊接性能。

(9)本发明的V选在0.03～0.10％，V是一种相当强烈的碳 化物形成元素，适量的V具有明显的沉淀析出强化作用。当Nb 与V复合加入时，可明显改善横向裂纹现象的发生。但V含量过 高，不利于钢材韧性。

(10)本发明的Ti选择在0.008～0.020％，Ti也是一种强碳氮 化物形成元素，在Mg、Als超细氧化物颗粒上析出细小的TiN、Ti (CN)或Nb\Ti的复合碳氮化物，阻止加热和焊接过程中奥氏体晶 粒长大，提高热影响区低温韧性。Ti与Nb同时加入，会进一步提 高钢奥氏体再结晶温度，扩大轧制工艺范围。但Ti大于0.020％时， 析出的Ti的碳氮化物颗粒尺寸较大，其细化奥氏体晶粒的作用减 弱，不利于焊接热影响区韧性，当Ti小于0.008％时，其上述作用 不明显，故Ti限定为0.008～0.020％。

(11)本发明的Als含量选择在0.010～0.050％，Als是钢中 主要的脱氧元素，也可与N结合形成AlN颗粒，通过细化组织晶 粒提高钢材强度。Als含量高于0.050％时，易引起钢中Al的氧化 物夹杂物增多，尺寸较大，降低钢的纯净度和塑韧性，不利于钢 材韧性。

(12)本发明的Ca是脱氧元素，也是脱硫元素，其含量控 制在0.0005～0.0060％。钢中添加适量的Ca将硫化物夹杂物球化， 利于基材低温韧性和HAZ韧性。为了实现上述作用，Ca含量应 不低于0.0010％；Ca含量超过0.0060％时，则会形成尺寸较大的 Ca氧化物和硫化物混合夹杂，不利于钢材韧性。

(13)本发明的Mg控制在0.0005～0.0060％。Mg与[O]结合 形成细小的氧化物颗粒，这些细小的氧化物颗粒可以作为碳氮化 物和相变组织的形核核心，促进碳氮化物析出和相变组织转变， 促使碳氮化物在钢中均匀细小析出，促进相变组织的转变，从而 细化组织，提高钢材强度和韧性。当钢中Mg含量低于0.0005％ 时，这些氧化物复杂颗粒数量不足，无法起到形核核心作用。当 Mg含量为0.0060％时，则可能形成含Mg的复合氧化物和硫化物 夹杂物，不利于钢材韧性和焊接热影响区韧性。

(14)本发明的N含量选择在10～50×10^-4％，N与钢中Nb、 Ti、Al、V、C等元素形成氮化物、碳化物或碳氮化物，足够多的 析出相颗粒是确保钢材强度和韧性的关键因素。若N含量低于10 ×10^-4％，则钢中氮化物和碳氮化物颗粒数量有限，对钢材强度和 韧性贡献不大。当N含量高于50×10^-4％时，将会增加钢中固溶 N的含量，不利于钢材和HAZ韧性。

(15)本发明的O含量选择在10～20×10^-4％，一般情况下， O在钢中属于有害气体，为确保钢质纯净度和钢中氧化物夹杂的 总量，需将O含量严格限制在较低水平。但当O含量低于10× 10^-4％时，则钢中形成MgO氧化物颗粒数量有限，但为避免钢中 出现过多的氧化物类的复合夹杂物，O含量应限制在20×10^-4％ 以内。

同时上述化学成分还必须满足公式：①6C+Mn＝2.8～3.7，② Mo+2Cr+2Cu＝0.65～0.80％，③(Ca+Mg)/[O]＝2.5～6.5，④ Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B≤0.25％。

本发明中，当6C+Mn＜2.8时，钢材强度不足，当6C+Mn＞ 3.7时，钢的焊接裂纹敏感性增加，不利于钢材的焊接性能；当 Mo+2Cr+2Cu＜0.65％时，造成钢强度不足，当Mo+2Cr+2Cu＞ 0.80％时，对钢材韧性产生不利影响，同时恶化钢的焊接性能； 当(Ca+Mg)/[O]＜2.5时，钢中形成的氧化物颗粒数量不足，作 为析出相和相变的有效形核核心有限，不利于保证钢材强度和韧 性，当(Ca+Mg)/[O]＞6.5时，钢中将会形成大尺寸的氧化物和 硫化物复合夹杂物，不利于钢材和热影响区韧性；为确保钢的焊 接性能，Pcm值必须小于等于0.25％。

本发明钢除含有上述化学成分外，余量为Fe及不可避免的夹 杂。

本发明的优点在于：本发明提供的非调质高强度焊接结构用钢 及其生产工艺，目的在于克服本技术领域目前存在的不足，开发出 合金成本和制造成本较低的具有高强度、高韧性、低屈强比、良好 的延展性、焊接性能和冷热加工性能等特点的钢，本发明的钢综合 性能优异，无需进行复杂的调质热处理工序，克服了调质钢板屈强 比高、焊接性能差等缺点，具有成本低廉，制造工序简单，生产周 期短等优点。

具体实施方式

以下结合具体实施例对本发明作进一步的详细描述。

本发明屈强比≤0.80的非调质高强度焊接结构用钢的生产工 艺，具体步骤如下：

(1)进行深脱硫：来料铁水温度控制在1280～1320℃，S ≤0.020％，脱硫终点S≤0.0008％；

(2)进行转炉冶炼：控制入转炉铁水温度1230～1260℃，保 证铁水成分P≤0.10％，S≤0.0010％，控制转炉冶炼中点吹次数不 大于2次，出钢温度控制在1660～1700℃；

(3)进行LF精炼：保证精炼时间在45～55分钟；随后进行 RH真空处理，处理时间在12～25分钟；

(4)将钢坯加热至1230～1280℃，加热速率控制在7～11℃ /s，在1120～1160℃温度下保温30～50min；

(5)Ⅰ阶段粗轧开轧温度为1080～1130℃，单道次压下率为 15～45％，粗轧结束温度为1020～1050℃；

(6)Ⅱ阶段精轧开轧温度为880～980℃，总压下率50～70％， 精轧结束温度760～840℃；

(7)对钢板进行快速冷却，其开始温度为720～800℃，终冷 温度为200～500℃，冷却速度为15～25℃/s，随后空冷至室温；

(8)对钢板进行离线回火处理，回火温度200～500℃，保温 时间[板厚(mm)+50～70]min。

以下：表1为本发明各实施例及对比例化学成分取值列表； 表2为本发明各实施例及对比例主要工艺参数取值列表；表3为 本发明实施例的力学性能试验结果。

表1本发明钢与对比钢的化学成分对比(wt，％)(一)

表1本发明钢与对比钢的化学成分对比(wt，％)(二)

表2本发明实施例(1～9)及对比例的主要工艺参数列表

表3本发明实施例(1～9)及对比例的力学性能试验结果

按照本发明实施例(1～9)钢化学成分及生产工艺要求，冶 炼并轧制了9批钢，分别为发明的钢1～钢9。为了更好的反映出 本发明钢的各种性能优点，本发明中提供了3组对比钢，按常规 调质(淬火+回火)生产工艺进行生产。

经对本发明钢板进行常温拉伸性能、-20℃纵向冲击试验，并 与对比钢对比，其结果：常温下，本发明钢的屈服强度与对比钢 处于同一水平，而抗拉强度明显高于对比钢，本发明钢具有较低 的屈强比(R_eL/R_m＜0.80)和较高的延伸率，而对比钢屈强比均 在0.87以上，延伸率在22％以下，这说明本发明钢具有更优的抗 震性能和延伸性能；本发明钢-20℃下冲击功均在250J以上，远 高于对比钢的100J左右，这说明本发明钢具有优异的低温韧性。

综上所述，本发明钢具有高强度、高韧性、低屈强比、良好 的延展性、焊接性能和冷热加工性能等特点，综合性能优异；本 发明钢无需进行复杂的调质热处理工序，克服了调质钢屈强比高、 焊接性能差等缺点，具有成本低廉，制造工序简单，生产周期短 等优点，在各冶金企业均可实施。