專利名稱：：屈服強(qiáng)度800MPa級(jí)低焊接裂紋敏感性鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)鋼，具體地說，本發(fā)明涉及屈服強(qiáng)度800MPa級(jí)的超細(xì)貝氏體板條低焊接裂紋敏感性鋼板。
背景技術(shù)：
：焊接冷裂紋是最常出現(xiàn)的焊接工藝缺陷，尤其是當(dāng)焊接低、中合金的強(qiáng)度鋼時(shí)，隨著強(qiáng)度級(jí)別的提高，冷裂紋出現(xiàn)的傾向越來越大。為防止冷裂紋產(chǎn)生，通常是焊前預(yù)熱、焊后熱處理，強(qiáng)度越大、預(yù)熱溫度也越高，這造成了焊接工藝的復(fù)雜性，特殊情況下的不可操作性，危及焊接結(jié)構(gòu)的安全可靠性，對(duì)于大型鋼結(jié)構(gòu)尤甚。鑒于石化、高層建筑、橋梁、造船等行業(yè)對(duì)大型高強(qiáng)鋼結(jié)構(gòu)不預(yù)熱、不焊后熱處理的特點(diǎn)，這就要求鋼的焊接裂紋敏感性指數(shù)Pcm盡可能地低，于是冶金界開始了低焊接裂紋敏感性高強(qiáng)度鋼板的研制。低焊接裂紋敏感性高強(qiáng)鋼，也稱CF鋼，它是一類具有優(yōu)良焊接性能和低溫韌性的低合金高強(qiáng)度鋼，其優(yōu)點(diǎn)在于焊前不預(yù)熱或稍加預(yù)熱而不產(chǎn)生裂紋，主要是解決了大型鋼結(jié)構(gòu)件的焊接施工問題。降低Pcm的唯一手段就是減少碳和合金元素的加入量，而對(duì)于采用淬火+回火工藝生產(chǎn)的高強(qiáng)鋼來說，減少碳和合金元素的加入量將不可避免地帶來鋼強(qiáng)度的降低，若采用熱機(jī)械控制軋制與控制冷卻技術(shù)(TMCP)，則可以彌補(bǔ)這種缺陷，此外，相對(duì)于調(diào)質(zhì)(淬火+回火)工藝，熱機(jī)械控制軋制與控制冷卻技術(shù)(TMCP)還具有細(xì)化晶粒從而提高鋼的低溫韌性的好處。目前，采用TMCP技術(shù)生產(chǎn)的低焊接裂紋敏感性鋼的合金成分一般是Mn-Ni-Nb-Mo-Ti禾nSi-Mn-Cr-Mo-Ni-Cu-Nb-Ti-Al-B體系。如國(guó)際公布號(hào)為WO99/05335的專利申請(qǐng)公布的一種以TMCP工藝生產(chǎn)的低合金高強(qiáng)鋼，其化學(xué)成分(wt%)為C:0.050.10%、Mn:1.72.1%、Ni:0.2~1.0%、Mo:0.250.6Mo%、Nb:0.010.10%、Ti:0.0050.03%、P^0.015%、S^O.003%;又如中國(guó)專利公開號(hào)為CN1521285的專利申請(qǐng)公布了一種超低碳貝氏體鋼，其化學(xué)成分(wt%)為C:0.010.05o/o、Si:0.050.5o/o、Mn:1.0~2.2%、Ni:0.0-1.00/o、Mo:0.0~0.5%、Cr:0.0~0.7o/o、Cu:0.0~1.8%、Nb:0.015~0.070%、Ti:0.005~0.03%、B:0.0005~0.005%、A1:0.015~0.07%。上述公開的兩種鋼種的合金元素設(shè)計(jì)分別為Mn-Ni-Nb-Mo-Ti和Si-Mn-Cr-Mo-Ni-Cu-Nb-Ti-Al-B體系，由于Mo和Ni均為貴重合金，因此從添加的合金元素的種類和加入的總量來分析，制備此類鋼種成本較高，此外，它們均采用了回火熱處理，增加了鋼板的生產(chǎn)工序，造成鋼板生產(chǎn)成本的增加，且它們的Pcm值都較高，對(duì)悍接性能有不利影響。為了解決以上問題，本發(fā)明者采用Si-Mn-Nb-Mo-V-Ti-Al-B系鋼種，利用V的強(qiáng)化作用，通過控制熱機(jī)械軋制和冷卻技術(shù)，且無需調(diào)制熱處理，設(shè)計(jì)出了一種屈服強(qiáng)度達(dá)800MPa級(jí)的超細(xì)貝氏體板條低焊接裂紋敏感性鋼板，從而完成了本發(fā)明。本發(fā)明的一個(gè)目的在于提供一種屈服強(qiáng)度800MPa級(jí)的低焊接裂紋敏感性鋼板。本發(fā)明的另一個(gè)目的在于提供所述低焊接裂紋敏感性鋼板的制造方法。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明的第一個(gè)方面提供一種屈服強(qiáng)度800MPa級(jí)低焊接裂紋敏感性鋼板，該鋼板的化學(xué)成分包含C:0.030.08wt%、Si:0.050.70wt%、Mn:1.302.20wt%、Mo:0.100.30wt%、Nb:0.030,10wt%、V:0.030.45wt%、Ti:0.0020.040wt%、Al:0.020.04wt%、B:0.00100.0020wt%，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，且滿足焊接裂紋敏感性指數(shù)Pcm《0.20%。所述低焊接裂紋敏感性鋼板具有超細(xì)貝氏體板條結(jié)構(gòu)。低焊接裂紋敏感性鋼板的焊接裂紋敏感性指數(shù)Pcm可按下式確定Pcm=C+Si/30+Ni/60+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+V/10+5B。焊接裂紋敏感性指數(shù)Pcm是反映鋼的焊接冷裂紋傾向的判定指標(biāo)，Pcm越低，焊接性越好，反之，則焊接性越差。焊接性好是指焊接時(shí)不易產(chǎn)生焊接裂紋，而焊接性差的鋼容易產(chǎn)生裂紋，為了避免裂紋的產(chǎn)生，必須在焊接前對(duì)鋼進(jìn)行預(yù)熱，焊接性越好，則所需的預(yù)熱溫度越低，反之則需要較高的預(yù)熱溫度。根據(jù)中華人民共和國(guó)黑色冶金行業(yè)標(biāo)準(zhǔn)YB/T4137—2005規(guī)定，牌號(hào)為Q800CF的鋼種，Pcm值需低于0.28%。本發(fā)明低焊接裂紋敏感性鋼板的Pcm低于0.20%，符合標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定，具有優(yōu)良的焊接性能。下面，對(duì)本發(fā)明的屈服強(qiáng)度800MPa級(jí)低焊接裂紋敏感性鋼板的化學(xué)成分作用作詳細(xì)敘述。C:擴(kuò)大奧氏體區(qū)，淬火形成的過飽和鐵素體組織中的C可增加鋼的強(qiáng)度，但是C對(duì)焊接性能不利。C含量越高，焊接性能越差，對(duì)于采用TMCP工藝生產(chǎn)的貝氏體鋼來說，c含量越低則韌性越好，較低的c含量可以生產(chǎn)更大厚度的高韌性鋼板，且可得到極細(xì)的含有高位錯(cuò)密度的貝氏體基體組織。因此本發(fā)明C含量控制為0.030.08wt%。Si-在鋼中不形成碳化物，而是以固溶形態(tài)存在于貝氏體、鐵素體或奧氏體中，它可提高鋼中貝氏體、鐵素體或奧氏體的強(qiáng)度，其固溶強(qiáng)化作用較Mn、Nb、Cr、W、Mo和V強(qiáng)。Si也可降低奧氏體中碳的擴(kuò)散速度，使CCT曲線中鐵素體和珠光體C曲線向右移動(dòng)，有利于連續(xù)冷卻過程中形成貝氏體組織。本發(fā)明鋼中加入不超過0.70wt%的Si有利于提高鋼的強(qiáng)度和韌性匹配關(guān)系。Mo:鐵素體化元素，縮小奧氏體區(qū)。Mo固溶在奧氏體和鐵素體中可提高鋼的強(qiáng)度，提高鋼的淬透性，防止回火脆性。Mo是一種十分昂貴的元素，由于本發(fā)明無需回火調(diào)質(zhì)處理，因此只需加入不超過0.30wt^的Mo，以達(dá)到降低成本的目的。Nb:本發(fā)明通過加入較多的Nb，一方面以達(dá)到細(xì)化晶粒和增加鋼板厚度的目的，另一方面是提高鋼的未再結(jié)晶溫度，便于在軋制過程中采用相對(duì)較高的終軋溫度，從而加快軋制速度，提高生產(chǎn)效率。此外，由于強(qiáng)化了晶粒細(xì)化作用，使得可生產(chǎn)鋼板的厚度增大。本發(fā)明加入了0.030.10wty。的Nb，兼顧了Nb的固溶強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化作用。V:鐵素體化元素，強(qiáng)烈縮小奧氏體區(qū)。高溫溶入奧氏體中的V，增加鋼的淬透性。鋼中V的碳化物V4C3比較穩(wěn)定，可以抑制晶界移動(dòng)和晶粒長(zhǎng)大。V能細(xì)化焊縫金屬的鑄態(tài)組織和減小熱影響區(qū)的過熱敏感性，防止熱影響區(qū)靠近熔化線的晶粒過度長(zhǎng)大和粗化，對(duì)焊接性能有利。本發(fā)明加入0.030.45wty。的V，可以較大幅度地提高鋼的強(qiáng)度；V和Cu在鋼中都起沉淀強(qiáng)化作用，但是相對(duì)Cu來說，只需加入極少量的V，即可達(dá)到同等的的沉淀強(qiáng)化效果，此外，Cu在鋼中容易引起晶界裂紋，因而必須加入至少達(dá)到其一半含量的Ni，才能避免裂紋，而Ni同樣是十分昂貴的合金元素。因此，以V代替Cu可以大幅度降低鋼的制造成本。Ti:鐵素體化元素，強(qiáng)烈縮小奧氏體區(qū)。Ti的碳化物TiC比較穩(wěn)定，可以抑制晶粒長(zhǎng)大。Ti固溶在奧氏體中，有利于提高的鋼的淬透性。Ti可降低第一類25040(TC回火脆性，但由于本發(fā)明不需要調(diào)質(zhì)處理，因此可減少Ti的添加量。本發(fā)明中加入0.0020.040wt%，形成細(xì)微的碳氮化物析出，細(xì)化貝氏體板條。Al:可增加奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的相變驅(qū)動(dòng)力，是強(qiáng)烈縮小奧氏體相圈的元素。A1在鋼中與N相互作用，形成細(xì)小而彌散的A1N析出，可抑制晶粒長(zhǎng)大，達(dá)到細(xì)化晶粒、提高鋼在低溫下的韌性的目的。Al含量過大對(duì)鋼的淬透性和悍接性能有不利影響。本發(fā)明中加入不超過0.04wtM的Al細(xì)化晶粒，提高鋼板的韌性并保證其焊接性能。B:能夠顯著增加鋼的淬透性，本發(fā)明加入0.0010.002wty。的B，可以使鋼在一定冷卻條件下，比較容易地獲得高強(qiáng)度貝氏體組織。本發(fā)明的第二個(gè)方面提供一種屈服強(qiáng)度800MPa級(jí)低焊接裂紋敏感性鋼板的制造方法，包括冶煉、澆鑄、加熱、軋制、冷卻工序，其中在所述軋制工序后不經(jīng)過調(diào)質(zhì)熱處理即進(jìn)入冷卻工序。在一個(gè)優(yōu)選實(shí)施方式中澆鑄后的連鑄坯或鋼錠的厚度不小于成品鋼板厚度的4倍。在另一個(gè)優(yōu)選實(shí)施方式中在所述加熱過程中，加熱溫度為1050118(TC，保溫時(shí)間為120180分鐘。在另一個(gè)優(yōu)選實(shí)施方式中所述軋制分為第一階段和第二階段軋制。在另一個(gè)優(yōu)選實(shí)施方式中在所述第一階段軋制過程中，開軋溫度為10501150°C，當(dāng)軋件厚度到達(dá)成品鋼板厚度的23倍時(shí)，在輥道上待溫至80086(TC。在另一個(gè)優(yōu)選實(shí)施方式中在所述第二階段軋制過程中，道次變形率為1028%，終軋溫度為780840°C。在另一個(gè)優(yōu)選實(shí)施方式中在所述冷卻過程中，鋼板進(jìn)入加速冷卻裝置，以1530°C/S的速度冷卻至480540。C，出水后空冷。在另一個(gè)更優(yōu)選的實(shí)施方式中空冷采用堆垛或冷床冷卻。在本發(fā)明的屈服強(qiáng)度800MPa級(jí)低焊接裂紋敏感性鋼板的制造方法中，對(duì)主要步驟的工藝控制原理分析如下1、軋制工藝軋件厚度到達(dá)成品鋼板厚度的23倍時(shí)，在輥道上待溫至80086(TC。對(duì)于含Nb鋼來說，其未再結(jié)晶溫度約為950105(TC，先將其在較高溫度1050115(TC進(jìn)行軋制，奧氏體中存在了一定的位錯(cuò)密度，然后在將軋制鋼坯溫度降至80086(TC的馳豫過程中，奧氏體晶粒內(nèi)部發(fā)生回復(fù)、靜態(tài)再結(jié)晶過程，細(xì)化了奧氏體晶粒。馳豫過程中同時(shí)有Nb、V和Ti的碳氮化物單獨(dú)析出和復(fù)合析出，析出的碳氮化物釘扎了位錯(cuò)和亞晶界運(yùn)動(dòng)，在奧氏體晶粒內(nèi)保留了大量位錯(cuò)，并為冷卻過程中貝氏體的形成提供了大量的形核位置。80086(TC軋制，大大增加了奧氏體中的位錯(cuò)密度，位錯(cuò)上析出的碳氮化物抑制了變形后晶粒的粗化。由于變形誘導(dǎo)析出的作用，較大的道次變形率將有利于形成更加細(xì)小和彌散析出物。高密度的位錯(cuò)和細(xì)小彌散的析出物為貝氏體提供高密度的形核位置，第二相粒子對(duì)貝氏體長(zhǎng)大界面的釘扎作用抑制了貝氏體板條長(zhǎng)大和粗化，這對(duì)于鋼的強(qiáng)度與韌性都起到有利的作用。將終軋溫度控制在未再結(jié)晶區(qū)的低溫段，同時(shí)該溫度區(qū)接近相變點(diǎn)Ar3，即終軋溫度為780~840°C，在這個(gè)溫度范圍內(nèi)終軋，可通過增加變形、抑制回復(fù)，增加奧氏體中的缺陷，為貝氏體相變提供更高的能量累積，也不至于給軋機(jī)帶來過高的負(fù)荷，比較適合于厚板生產(chǎn)。2、冷卻工藝軋制結(jié)束后，鋼板進(jìn)入加速冷卻裝置，按153(TC/秒的速度冷卻至480~540°C。較快的冷卻速度可以避免鐵素體和珠光體的形成，直接進(jìn)入CCT曲線的貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)。貝氏體相變驅(qū)動(dòng)力可以表示為式中A《^是化學(xué)驅(qū)動(dòng)力，AG,是缺陷造成的應(yīng)變儲(chǔ)存能。較大冷卻速度使奧氏體過冷，增加了化學(xué)相變驅(qū)動(dòng)力，結(jié)合軋制過程造成的應(yīng)變儲(chǔ)存能A&考慮，使貝氏體形核的驅(qū)動(dòng)力增加。由于晶粒中高位錯(cuò)密度，貝氏體的形核位置增加，結(jié)合熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)兩個(gè)因素考慮，貝氏體以很大的速率形核。較快的冷卻速度使貝氏體轉(zhuǎn)變很快完成，抑制了貝氏體鐵素體板條的粗化。48054(TC堆跺空冷，可使鐵素體中V的碳化物析出更加完全，增加了析出強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)。高強(qiáng)度機(jī)械設(shè)備及工程建設(shè)用鋼，需要較高的強(qiáng)度和優(yōu)良的韌性，各種因素對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)可以用下式表示式中o^是細(xì)晶強(qiáng)化，是析出強(qiáng)化，是固溶強(qiáng)化，c^是位錯(cuò)強(qiáng)化。鋼板的熱機(jī)械處理通常采用控軋控冷方式(TMCP)，通過控制變形率和冷卻速度實(shí)現(xiàn)微觀組織的細(xì)化或形成超細(xì)貝氏體等高強(qiáng)度組織，從而提高鋼的屈服強(qiáng)度。改進(jìn)的TMCP和馳豫控制析出(RPC)技術(shù)，形成了穩(wěn)定的位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)，在位錯(cuò)和亞晶界處析出了彌散細(xì)小的第二相粒子，并通過促進(jìn)形核和抑制長(zhǎng)大實(shí)現(xiàn)了貝氏體板條細(xì)化，形成了位錯(cuò)強(qiáng)化、析出強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化的聯(lián)合作用，提高了鋼的強(qiáng)度和韌性，其基本原理如下所述鋼板在再結(jié)晶區(qū)充分變形，使變形奧氏體中產(chǎn)生高的缺陷累計(jì)，大幅度提高了奧氏體中的位錯(cuò)密度。軋制過程中發(fā)生的回復(fù)和再結(jié)晶細(xì)化了原奧氏體晶粒。軋制變形后控冷馳豫過程中，晶內(nèi)位錯(cuò)會(huì)重新排列，由于刃型位錯(cuò)存在靜水壓力場(chǎng)，間隙原子如B等會(huì)向位錯(cuò)、晶界和亞晶界處富集，降低了位錯(cuò)移動(dòng)性，變形造成的高密度位錯(cuò)在回復(fù)過程中經(jīng)過演化，形成了穩(wěn)定的位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)。馳豫過程中，Nb、V、Ti等微合金元素以(Nb，V,Ti)"C，N)y等不同化學(xué)計(jì)量比的碳氮化物在晶界、亞晶界和位錯(cuò)處析出。析出的碳氮化物等二相粒子，釘扎了晶粒中的位錯(cuò)和亞晶界，穩(wěn)定了如位錯(cuò)墻等亞結(jié)構(gòu)。馳豫后軋制使鋼中的位錯(cuò)密度進(jìn)一步增加。馳豫后變形奧氏體在加速冷卻時(shí)，具有的位錯(cuò)和碳氮化物析出組態(tài)的變形奧氏體晶粒在開始相變時(shí)，與變形后不馳豫、大量位錯(cuò)混亂分布的情況不同首先，有一定取向差的亞晶界是形核優(yōu)先位置，其附近如果存在與基體有異相界面的第二相析出，則更有利于相變時(shí)新相形核，馳豫后大量的新相晶粒將在原奧氏體晶粒內(nèi)形核。其次，由于馳豫后一定量的位錯(cuò)向亞晶界運(yùn)動(dòng)，一定程度上增加了亞晶之間的取向差。中溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物如貝氏體在亞晶界形核后，長(zhǎng)大過程中受到前方亞晶界的阻礙。貝氏體鐵素體形成時(shí)，其相變界面受到析出的第二相碳氮化物粒子的拖曳作用，抑制了其長(zhǎng)大過程。TMCP+RPC工藝形成高密度位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)和第二相析出質(zhì)點(diǎn)為貝氏體鐵素體的形核提供了大量的潛在形核位置，第二相粒子對(duì)運(yùn)動(dòng)界面的拖曳作用和經(jīng)過演化的亞晶界對(duì)貝氏體的長(zhǎng)大有抑制作用。該工藝對(duì)促進(jìn)貝氏體形核和抑制貝氏體長(zhǎng)大的聯(lián)合作用細(xì)化了最終組織的貝氏體鐵素體板條。本發(fā)明的有益效果為1、通過合理設(shè)計(jì)化學(xué)成分，大幅度降低C含量，并且以Mn等廉價(jià)合金元素替代部分Mo，以V的C、N化合微細(xì)析出粒子作沉淀強(qiáng)化，代替Cu的析出強(qiáng)化作用，無需添加Ni等貴重元素，且合金元素含量少，原料成本較低，焊接裂紋敏感性較小，焊前無需預(yù)熱。2、本發(fā)明鋼板不需進(jìn)行任何額外的調(diào)質(zhì)熱處理，從而簡(jiǎn)化了制造工序，降低了鋼的制造成本。3、由于成分和工藝設(shè)計(jì)合理，從實(shí)施效果來看，工藝制度比較寬松，可以在中、厚鋼板產(chǎn)線上穩(wěn)定生產(chǎn)。4、本發(fā)明的低焊接裂紋敏感性鋼板屈服強(qiáng)度大于800MPa、抗拉強(qiáng)度大于900MPa、夏氏沖擊功Akv(—20'C)》150J、板厚可達(dá)60mm，其焊接裂紋敏感性指數(shù)Pcm《0.20%，具有優(yōu)良的焊接性能。圖la為本發(fā)明實(shí)施例5的低焊接裂紋敏感性鋼板微觀組織的掃描電鏡照片。圖lb為本發(fā)明實(shí)施例5的低焊接裂紋敏感性鋼板微觀組織的透射電鏡照片。具體實(shí)施例方式以下用實(shí)施例結(jié)合附圖對(duì)本發(fā)明作更詳細(xì)的描述。這些實(shí)施例僅僅是對(duì)本發(fā)明最佳實(shí)施方式的描述，并不對(duì)本發(fā)明的范圍有任何限制。實(shí)施例1按表l所示的化學(xué)成分電爐或轉(zhuǎn)爐冶煉，并澆鑄成連鑄坯或鋼錠，將連鑄坯或鋼錠加熱至IIO(TC，保溫120分鐘，在中、厚軋機(jī)上進(jìn)行第一階段軋制，開軋溫度為1050。C，當(dāng)軋件厚度為60mm時(shí)，在輥道上待溫至85(TC，隨后進(jìn)行第二階段軋制，第二階段軋制道次變形率為1528%，終軋溫度為83(TC，成品鋼板厚度為20mm。軋制結(jié)束后，鋼板進(jìn)入加速冷卻(ACC)裝置，以3(TC/S的速度冷卻至50(TC，出水后堆垛或冷床冷卻。實(shí)施例2實(shí)施方式同實(shí)施例l，其中加熱溫度為1050°C，保溫120分鐘；第一階段軋制的開軋溫度為1060。C，軋件厚度為90mm;第二階段軋制的開軋溫度為84CTC，道次變形率為1520%，終軋溫度為81(TC，成品鋼板厚度為30mm;鋼板冷卻速度為25°C/S，終止溫度為49(TC。實(shí)施例3實(shí)施方式同實(shí)施例l，其中加熱溫度為115(TC，保溫150分鐘；第一階段軋制的開軋溫度為108(TC，軋件厚度為120mm;第二階段軋制的開軋溫度為83(TC，道次變形率為1015%，終軋溫度為82(TC，成品鋼板厚度為40mm;鋼板冷卻速度為20°C/S，終止溫度為530。C。實(shí)施例4實(shí)施方式同實(shí)施例l，其中加熱溫度為112(TC，保溫180分鐘；第一階段軋制的開軋溫度為1070°C，軋件厚度為150mm;第二階段軋制的開軋溫度為830°C，道次變形率為1020%，終軋溫度為800°C，成品鋼板厚度為50mm;鋼板冷卻速度為15°C/S，終止溫度為515。C。實(shí)施例5實(shí)施方式同實(shí)施例l，其中加熱溫度為113(TC，保溫180分鐘；第一階段軋制的開軋溫度為108(TC，軋件厚度為150mm;第二階段軋制的開軋溫度為84CTC，道次變形率為1015%，終軋溫度為81(TC,成品鋼板厚度為60mm;鋼板冷卻速度為15°C/S，終止溫度為48(TC。實(shí)施例6實(shí)施方式同實(shí)施例l，其中加熱溫度為112(TC，保溫180分鐘；第一階段軋制的開軋溫度為1050°C，軋件厚度為120mm;第二階段軋制的開軋溫度為820°C，道次變形率為1525%，終軋溫度為780。C，成品鋼板厚度為40mm;鋼板冷卻速度為20°C/S，終止溫度為540°C。表1本發(fā)明實(shí)施例1-6的低焊接裂紋敏感性鋼板的化學(xué)成分(wt%)及其Pcm<table>tableseeoriginaldocumentpage10</column></row><table>試驗(yàn)例1對(duì)本發(fā)明實(shí)施例1-6的低焊接裂紋敏感性鋼板進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試，測(cè)試結(jié)果見表2。表2本發(fā)明實(shí)施例1-6的低焊接裂紋敏感性鋼板的力學(xué)性能<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>從表1和表2可以看出，本發(fā)明低焊接裂紋敏感性鋼板的Pcm《0.20%，屈服強(qiáng)度均大于800MPa，抗拉強(qiáng)度大于卯OMPa，夏氏沖擊功Akv(—20。C)>150J，板厚可達(dá)60mm，具有良好的低溫韌性和焊接性。試驗(yàn)例2對(duì)本發(fā)明實(shí)施例1的低焊接裂紋敏感性鋼板進(jìn)行焊接性能試驗(yàn)(小鐵研試驗(yàn))，在室溫和5(TC的條件下，均未發(fā)現(xiàn)裂紋(見表3)，說明本發(fā)明鋼板的焊接性能良好，焊接時(shí)一般不需要預(yù)熱。表3本發(fā)明實(shí)施例1的低焊接裂紋敏感性鋼板焊接性能試驗(yàn)結(jié)果<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>試驗(yàn)例3對(duì)本發(fā)明實(shí)施例5的低焊接裂紋敏感性鋼板進(jìn)行微觀組織研究，其掃描電鏡照片和透射電鏡照片分別見圖la和圖lb。從圖la中可以看出，貝氏體板條得到了細(xì)化，貝氏體板條邊緣有碳化物析出，貝氏體板條上也同樣有細(xì)微的析出。從圖lb中可以看出，貝氏體板條由精細(xì)的納米級(jí)貝氏體板條組成。綜合上述，本發(fā)明的鋼板具有細(xì)化的貝氏體板條結(jié)構(gòu)，并且具有超細(xì)化的納米級(jí)貝氏休板條亞結(jié)構(gòu)。超細(xì)的貝氏體板條結(jié)構(gòu)提供了細(xì)晶強(qiáng)化效應(yīng)，沿超細(xì)板條晶界析出的第二相粒子提供了析出強(qiáng)化效應(yīng)，超細(xì)貝氏體板條內(nèi)的位錯(cuò)結(jié)構(gòu)提供了位錯(cuò)強(qiáng)化作用，幾種強(qiáng)化效應(yīng)的綜合作用，保證了本發(fā)明鋼板的強(qiáng)度和韌性。權(quán)利要求1、一種屈服強(qiáng)度800MPa級(jí)低焊接裂紋敏感性鋼板，其特征在于，所述低焊接裂紋敏感性鋼板的化學(xué)成分包含C0.03～0.08wt％、Si0.05～0.70wt％、Mn1.30～2.20wt％、Mo0.10～0.30wt％、Nb0.03～0.10wt％、V0.03～0.45wt％、Ti0.002～0.040wt％、Al0.02～0.04wt％、B0.0010～0.0020wt％，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，且滿足焊接裂紋敏感性指數(shù)Pcm≤0.20％。2、根據(jù)權(quán)利要求l所述的屈服強(qiáng)度800MPa級(jí)低焊接裂紋敏感性鋼板，其特征在于，所述鋼板具有超細(xì)貝氏體板條結(jié)構(gòu)。3、權(quán)利要求1所述的屈服強(qiáng)度800MPa級(jí)低焊接裂紋敏感性鋼板的制造方法，包括冶煉、澆鑄、加熱、軋制、冷卻工序，其特征在于，在所述軋制工序后不經(jīng)過調(diào)質(zhì)熱處理即進(jìn)入冷卻工序。4、根據(jù)權(quán)利要求3所述的屈服強(qiáng)度800MPa級(jí)低焊接裂紋敏感性鋼板的制造方法，其特征在于，澆鑄后的連鑄坯或鋼錠的厚度不小于成品鋼板厚度的4倍。5、根據(jù)權(quán)利要求3所述的屈服強(qiáng)度800MPa級(jí)低焊接裂紋敏感性鋼板的制造方法，其特征在于，在所述加熱過程中，加熱溫度為1050118(TC，保溫時(shí)間為120180分鐘。6、根據(jù)權(quán)利要求3所述的屈服強(qiáng)度800MPa級(jí)低焊接裂紋敏感性鋼板的制造方法，其中所述軋制分為第一階段和第二階段軋制。7、根據(jù)權(quán)利要求6所述的屈服強(qiáng)度800MPa級(jí)低焊接裂紋敏感性鋼板的制造方法，其特征在于，在所述第一階段軋制過程中，開軋溫度為1050115(TC，當(dāng)軋件厚度到達(dá)成品鋼板厚度的23倍時(shí)，在輥道上待溫至800860°C。8、根據(jù)權(quán)利要求6所述的屈服強(qiáng)度800MPa級(jí)低焊接裂紋敏感性鋼板的制造方法，其特征在于，在所述第二階段軋制過程中，道次變形率為1028%，終軋溫度為780840°C。9、根據(jù)權(quán)利要求3所述的屈服強(qiáng)度800MPa級(jí)低焊接裂紋敏感性鋼板的制造方法，其特征在于，在所述冷卻過程中，鋼板進(jìn)入加速冷卻裝置，以1530°C/S的速度冷卻至48054(TC，出水后空冷。10、根據(jù)權(quán)利要求9所述的屈服強(qiáng)度800MPa級(jí)低焊接裂紋敏感性鋼板的制造方法，其中所述空冷采用堆垛或冷床冷卻。全文摘要本發(fā)明提供了一種屈服強(qiáng)度800MPa級(jí)低焊接裂紋敏感性鋼板及其制造方法。所述低焊接裂紋敏感性鋼板的化學(xué)成分包含C0.03～0.08wt％、Si0.05～0.70wt％、Mn1.30～2.20wt％、Mo0.10～0.30wt％、Nb0.03～0.10wt％、V0.03～0.45wt％、Ti0.002～0.040wt％、Al0.02～0.04wt％、B0.0010～0.0020wt％，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，且其Pcm≤0.20％。采用控制熱機(jī)械軋制和冷卻技術(shù)，獲得超細(xì)貝氏體板條為基體的組織，從而有利于鋼板強(qiáng)度、塑性和韌性的提高。本發(fā)明低焊接裂紋敏感性鋼板的屈服強(qiáng)度大于800MPa、抗拉強(qiáng)度大于900MPa、夏氏沖擊功Akv(-20℃)≥150J，焊接性能良好。文檔編號(hào)C22C38/14GK101418416SQ20071009417公開日2009年4月29日申請(qǐng)日期2007年10月26日優(yōu)先權(quán)日2007年10月26日發(fā)明者姚連登,趙四新,趙小婷申請(qǐng)人:寶山鋼鐵股份有限公司