專利名稱：：具有高焊接熱影響區(qū)韌性的高強鋼及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及金屬材料領(lǐng)域，尤其涉及一種具有高焊接熱影響區(qū)韌性的高強鋼及其制造方法。
背景技術(shù)：
：低碳高強度低合金鋼是最重要工程結(jié)構(gòu)材料之一，廣泛應(yīng)用于石油天然氣管線、海洋平臺、造船、橋梁、壓力容器、建筑結(jié)構(gòu)、汽車工業(yè)、鐵路運輸及機械制造之中。低碳高強度低合金鋼本身性能和其焊接性能取決于其化學(xué)成分、制造過程的工藝制度，其中強度、韌性和焊接性是低碳高強度低合金鋼最重要的性能，它最終決定于成品鋼材的顯微組織狀態(tài)。在以往的高強鋼焊接中，由于含碳量較高，碳當(dāng)量和裂紋敏感系數(shù)也較高，焊接熱影響區(qū)的晶粒在焊接熱循環(huán)的作用下呈劇烈長大，焊接熱影響區(qū)的組織呈現(xiàn)出魏氏體，焊接熱影響區(qū)的韌性較母材有較大幅度的下降，隨著科技不斷地向前發(fā)展，鋼中的C、S、P的含量進一步降低，人們對鋼的強韌性及焊接性提出更高的要求，即在鋼板保持高韌性的同時也具有高韌性的焊接熱影響區(qū)，使得鋼材的應(yīng)用范圍能夠進一步推廣。日本新日鐵公司公開了名為"含C、Mn、P、S、Al、B、N、Ni和/或Cu的HAZ具有高韌性的高錳超高強鋼"的專利(JP04-346636)和名為"通過A1完全脫氧形成MnS化合物粒子制造大線能量焊接高強鋼的方法"的專利(JP2-704810)，這兩項專利的發(fā)明點都在于大線能量焊接，是通過彌散細(xì)小的質(zhì)點細(xì)化熱影響區(qū)的晶粒，以此達到在大線能量焊接條件下熱影響區(qū)韌性的提高。其不足之處在于兩項專利的鋼板均不具備低焊接裂紋敏感性。
發(fā)明內(nèi)容為克服現(xiàn)有技術(shù)的不足，提高高強鋼在應(yīng)用過程中的焊接性能，本發(fā)明的目的在于提供一種具備較低的焊接裂紋敏感性和不低于母材焊接熱影響區(qū)韌性的高強鋼及其制造方法。本發(fā)明具有高焊接熱影響區(qū)韌性的高強鋼的化學(xué)成分(重量百分比)為C:0.01%0.04%、Si:0.05%0.6%、Mm1.5%2.20/0、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%，其余為Fe及不可避免的雜質(zhì)。鋼中的雜質(zhì)元素的上限控制在P<0.02°/。、s<0.01%、N<0.006%。鋼的顯微結(jié)構(gòu)為鐵素體和貝氏體混合組織，并滿、足焊接裂紋敏感性指數(shù)Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B^0.25%。本發(fā)明所述的高強鋼的制造方法包括冶煉和鑄造，軋制過程采用控軋控冷技術(shù)，其特點是軋前鋼坯在加熱爐內(nèi)的加熱溫度為1100125(TC;軋制時采用兩階段軋制工藝，按照再結(jié)晶和未再結(jié)晶兩個階段進行，再結(jié)晶階段軋制溫度^100(TC，道次變形量控制15%30%;未再結(jié)晶階段軋制溫度為95075(TC，積累變形量大于50%;終軋后采用兩階段冷卻方式，軋后進行30100秒待溫，溫度降至700750。C，再以204(TC/s冷卻速度快冷至終冷溫度500600°C，之后空冷至《200。C。為保證鋼的性能更為穩(wěn)定，空冷后可進行回火處理，回火溫度為50065(TC。本發(fā)明的設(shè)計思路在于采用鋼包精煉及連鑄，降低C、P、S的含量，利用高溫非再結(jié)晶區(qū)控軋得到細(xì)長的變形奧氏體晶粒，在鋼中加入少量提高淬透性的元素，如Mn、Mo、Nb、B，在軋后控冷的的條件下，變形奧氏體轉(zhuǎn)變成為細(xì)小的鐵素體和各種形態(tài)的貝氏體組織，在基體中均勻分布大量的TiNb(C，N)(尺寸大約在10nm—20nm之間)第二相粒子，在在焊接熱循環(huán)高溫作用下，重新奧氏體化，第二相粒子阻止奧氏體晶粒的長大，在焊接快速冷卻作用下，粗晶區(qū)形成板條狀的貝氏鐵素體，在冷卻過程中貝氏體以切變方式形成，產(chǎn)生數(shù)量極多的相變位錯，使得即使在焊接時粗晶區(qū)晶粒長大的情況下，也能使粗晶區(qū)的韌性不低于母材，并且由于采用了超低碳設(shè)計，在焊接時不產(chǎn)生滲碳體，進一步提高了粗晶區(qū)的韌性。該鋼的強度主要依靠貝氏體強化，采用超低碳設(shè)計，當(dāng)c<0.04%時，鋼中淬硬傾向極小。本發(fā)明以Mn元素作為主要元素，將Mn、Mo、Cu、Nb、Ti、B等元素對焊接熱影響區(qū)貝氏體轉(zhuǎn)變的作用充分聯(lián)合應(yīng)用，以Cr、Ni作為輔助元素，并與合理的控軋控冷生產(chǎn)工藝相結(jié)合，從而實現(xiàn)高強鋼及焊接熱影響區(qū)韌性的提高，使該鋼在焊接熱影響區(qū)晶粒長大的同時，也能使熱影響區(qū)的韌性不低于母材。本發(fā)明選擇的合金元素在鋼中的主要作用在于C:碳對鋼的強度、韌性、焊接性能影響很大，當(dāng)C<0.04%時，鋼中淬硬傾向極小，但C含量低于0.01%時不能形成足夠的在控軋操作中起重要作用的NbC，難以獲得高強度，并導(dǎo)致鋼的韌性大大降低，而且焊接熱影響區(qū)易軟化；碳高于0.06%時，在熱影響區(qū)生成組織中貝氏鐵素體組織減少，M-A島數(shù)量增加，使韌性下降，在本方法中C控制在0.01%0.04%之間。Mn:錳是提高強度和韌性的有效元素，Mn在鋼中通過各種機制影響組織和性能。其主要作用是固溶強化、細(xì)化鐵素體晶粒和增加鋼的淬透性，對焊接熱影響區(qū)組織向貝氏體轉(zhuǎn)變有較大的促進作用，在低碳條件下效果更為顯著。B-硼元素是鋼中較為重要的成分，它能夠提高鋼的淬透性，B固溶于基體中將使鋼的所有中溫組織轉(zhuǎn)變強烈推遲，它和Mo復(fù)合加入將使鋼在很寬的冷速范圍內(nèi)得到貝氏體，特別是在低碳鋼中加入微量的硼，可有效地抑制奧氏體向鐵素體、珠光體的轉(zhuǎn)變。當(dāng)其含量高于0.005%時會形成碳化物，故B的含量一般在0.0005%0.005%之間。Nb:鈮是控軋控冷鋼中的重要元素，它能夠有效地延遲變形奧氏體的再結(jié)晶，阻止奧氏體晶粒長大，提高奧氏體再結(jié)晶溫度，細(xì)化晶粒，同時改善強度和韌性，它與微量的硼元素復(fù)合作用，可以顯著地提高淬透性，促進貝氏體轉(zhuǎn)變，與微量Ti的復(fù)合作用形成NbTi(CN)，可阻止焊接熱循環(huán)中的晶粒長大，提高焊接熱影響區(qū)的韌性。Ti:加入微量的鈦，是為了固定鋼中的氮元素，從而確保提高硼元素的淬透性效果。在最佳狀態(tài)下，鈦、氮形成氮化鈦，阻止鋼坯在加熱、軋制、焊接過程中晶粒的長大，改善母材和焊接熱影響區(qū)的韌性。鈦低于0.0059%時，固氮效果差，超過0.03%時，固氮效果達到飽和，過剩的鈦將會在焊接熱影響區(qū)中聚集長大，使鋼焊接熱影響區(qū)的韌性惡化。Si:硅是煉鋼脫氧的必要元素，鋼中加Si能提高鋼質(zhì)純凈度和脫氧,Si在鐵素體中的固溶度較大，能顯著強化鐵素體，具有一定的強化作用，當(dāng)含量低于0.05%時，難于獲得充分的脫氧效果；含量超過0.6%時，鋼的清潔度下降，韌性降低，可焊性差。Al:鋁是脫氧元素，可作為A1N形成元素，有效地細(xì)化晶粒，其含量不足0.01%時，效果較小；超過0.07%時，脫氧作用達到飽和；再高則對母材及焊接熱影響區(qū)韌性有害。Mo:鉬有助于軋制時奧氏體晶粒的細(xì)化和微細(xì)貝氏體的生成，Mo對鐵素體有固溶強化作用，有利于提高鋼的強度，可彌補降碳帶來的強度損失，但當(dāng)含量超過0.5%時，可焊性降低。Cu:銅作為合金元素，除了利用Cu的析出硬化作用增加強度外，還有利于促使板條狀貝氏體的生成，獲得良好的低溫韌性，Cu與B的綜合作用進一步提高鋼的焊接熱影響區(qū)淬透性，促進焊接熱影響區(qū)貝氏鐵素體的形成，加入較多的銅還具有出色的耐腐蝕性及抑制氫致誘導(dǎo)裂紋即抗HIC的作用,直接效果是促進貝氏體形成。Ni:鎳顯著提高鋼的韌性，尤其是低溫韌性，同時與Si、B、Mn等元素配合能夠推遲珠光體轉(zhuǎn)變，使鋼更容易獲得貝氏體，在本方法中添加Ni元素的目的主要是阻止含Cu量高的鋼坯在加熱或熱軋時產(chǎn)生裂紋的傾向。Cn鉻降低貝氏體轉(zhuǎn)變開始點Bs，有利于貝氏體的獲得，但對貝氏體相變的作用不如Mo明顯。Cr是碳化物形成元素，它促進鐵素體的形成，能提高鋼材強度和韌性。實現(xiàn)本方法在生產(chǎn)工藝上采取以下技術(shù)措施在冶煉工藝方面，釆用轉(zhuǎn)爐冶煉，頂?shù)讖?fù)合吹煉深脫碳；采用RH真空處理進一步脫碳，并進行微合金化；Ca處理。在軋制工藝上，采用控制軋制和控制冷卻技術(shù)。軋前鋼坯加熱溫度為11001250°C，促使Nb等合金元素溶入奧氏體，提高奧氏體的淬硬性，有利于軋后冷卻過程中貝氏體和焊接過程中熱影響區(qū)貝氏鐵素體的形成。采用再結(jié)晶和未再結(jié)晶兩階段控軋，再結(jié)晶區(qū)軋制溫度大于IOO(TC，道次變形量控制在15%30%，使奧氏體充分細(xì)化；未再結(jié)晶階段軋制溫度上限控制在950°C，下限控制在750°C，積累變形量大于50%。軋制后采用兩階段冷卻方式，終軋結(jié)束后，進行30100秒等待，溫度至700750'C時，進入加速冷卻裝置，再以2040°C/s冷卻速度快冷卻至終冷溫度500600°C，之后空冷至200'C以下，通過連續(xù)多道次的快速大壓下量軋制可應(yīng)變誘導(dǎo)超細(xì)晶鐵素體析出并可使鐵素體發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，從而獲得超細(xì)晶鐵素體組織，終軋后采用加速冷卻的冷卻方式快速冷卻，有效抑制應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體粗化。軋后可在500650'C回火，以保證鋼的性能穩(wěn)定。本發(fā)明采用了以Mn作為主要合金元素，貴重合金元素含量少，不添加V元素，成本低廉；該鋼種強度高、低溫韌性好，綜合性能穩(wěn)定，具有良好的焊接性能，在母材具有高強度和高韌性的同時，在焊接熱影響區(qū)可以獲得不低于母材的韌性，可推廣鋼材應(yīng)用范圍；本鋼種焊接裂紋敏感性低，焊前不需要預(yù)熱，焊后不需熱處理，可簡化焊接工藝。具體實施例方式本發(fā)明實施例如表1表3所示，其中表1為本發(fā)明實施例鋼種的化學(xué)成分，表2為本發(fā)明相應(yīng)實施例的軋制工藝，表3為本發(fā)明相應(yīng)實施例的性能。表l本發(fā)明實施例的化學(xué)成分<table>tableseeoriginaldocumentpage8</column></row><table>表4本發(fā)明對比例的化學(xué)成分<table>tableseeoriginaldocumentpage9</column></row><table>表5本發(fā)明對比例的性能<table>tableseeoriginaldocumentpage9</column></row><table>從表4和表5來看，實施增碳后，對比例中的鋼種性能及焊接性能均有所下降，可見碳含量不宜過高，控制在超低碳范圍內(nèi)更有利于提高鋼種性能及其焊接性能。權(quán)利要求1.一種具有高焊接熱影響區(qū)韌性的高強鋼，其特征在于該鋼的化學(xué)成分(重量百分比)為C0.01％～0.04％、Si0.05％～0.6％、Mn1.5％～2.2％、Nb0.015％～0.070％、Ti0.005％～0.03％、B0.0005％～0.005％、Al0.015％～0.07％、Mo0.2％～0.5％、Cu0.5％～1.5％、Ni0.1％～1.0％、Cr0.3％～0.70％，余為Fe及不可避免的雜質(zhì)，鋼的顯微結(jié)構(gòu)為鐵索體和貝氏體混合組織，并滿足焊接裂紋敏感性指數(shù)Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B≤0.25％。2.—種權(quán)利要求1所述的高強鋼的制造方法，包括冶煉和鑄造，軋制過程采用控軋控冷技術(shù)，其特征在于軋前鋼坯在加熱爐內(nèi)的加熱溫度為11001250°C;軋制時采用兩階段軋制工藝，按照再結(jié)晶和未再結(jié)晶兩個階段進行，再結(jié)晶階段軋制溫度≥1000°C，道次變形量控制在15%30%;未再結(jié)晶階段軋制溫度為95075CTC，積累變形量大于50%;終軋后采用兩階段冷卻方式，軋后進行30100秒待溫，溫度降至700750°C,再以2040°C/s冷卻速度快冷至終冷溫度500600°C，之后空冷至≤200°C。3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的高強鋼的制造方法，其特征在于空冷后進行回火處理，回火溫度為480650°C。全文摘要本發(fā)明提供一種具有高焊接熱影響區(qū)韌性的高強鋼，其化學(xué)成分為C0.01％～0.04％、Si0.05％～0.6％、Mn1.5％～2.2％、Nb0.015％～0.070％、Ti0.005％～0.03％、B0.0005％～0.005％、Al0.015％～0.07％、Mo0.2％～0.5％、Cu0.5％～1.5％、Ni0.1％～1.0％、Cr0.3％～0.7％，其余為Fe及不可避免的雜質(zhì)，并滿足Pcm≤0.3％。軋前鋼坯加熱到1100～1250℃；再結(jié)晶階段軋制溫度≥1000℃，道次變形量為15％～30％；未再結(jié)晶階段軋制溫度950～750℃，積累變形量大于50％；軋后待溫，至700～750℃再以20～40℃/s冷卻速度快冷至終冷溫度500～600℃，之后空冷。該鋼種強度高、低溫韌性好，具有良好的焊接性能，在焊接熱影響區(qū)可獲得不低于母材的韌性，焊前不需要預(yù)熱，焊后不需熱處理。文檔編號C22C38/50GK101165202SQ20061004807公開日2008年4月23日申請日期2006年10月19日優(yōu)先權(quán)日2006年10月19日發(fā)明者博傅,鋼程申請人:鞍鋼股份有限公司