一种低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法

本发明属于冶金制造技术领域，涉及一种屈服强度690MPa的低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法。

随着工程机械、煤矿机械向装备大型化、轻量化、重载荷等方向发展，使用钢板强度由传统的屈服强度460级别向550、690MPa高强钢发展，而且高强钢板用量呈现不断增加的趋势。

现有技术有介绍贝氏体高强钢、低裂纹敏感性钢板的文献。

中国专利CN1218115公开了“铜硼系低碳及超低碳贝氏体高强钢”，其成分设计上采用超低碳至低碳、铜及Nb的复合加入，利用铜硼等元素促使贝氏体相变，同时利用ε和Nb、Ti复合沉淀析出作用获取高强度；不足之处是添加了Cu元素，含量在0.5%左右，成本高，而且增加了冶炼和连铸难度，如果加热温度不当，钢板表面很容易出现龟裂等缺陷，所能生产的钢板厚度仅在16mm以下。

中国专利CN102888565A公开了“一种屈服强度690MPa级高强度钢板及其制造方法”，其化学成分为C：0.04～0.09％、Si：0.25～0.50％、Mn：1.4～1.7％、P：≤0.020％、S：≤0.010％、Cr≤0.45％、Mo≤0.20％、Nb：0.04～0.05％、V：0.05～0.07％、Ti：0.005～0.020％、B：0.0005～0.0025％，余量为Fe和不可避免的杂质。采用低碳微合金化设计，通过TMCP+回火工艺，获得了细化贝氏体为主的基体组织，从而获得了强度、塑性和韧性的良好匹配，不足之处是合金设计同时增加了Cr、Mo和V，合金成本上升，且需采用回火工艺来弥补伸长率低问题，增加热处理成本及影响交货及时度。

中国专利CN102345061A公开了“一种Q690D优质结构钢中厚板及其生产方法”，化学成分为C：0.05～0.15wt%、Si：0.20～0.40wt%、Mn：1.40～1.65wt%、P：≤0.010wt%、S：≤0.005wt%、Nb或/和V或/和Ti：0.05～0.20wt%、Mo：0.10～0.30wt%、B：0.05～0.15wt%、Als：≤0.050wt%，余为Fe。采用TMCP和控制冷却技术获得了强度韧性塑性良好匹配的以贝氏体为主的钢板。不足之处是需添加贵重合金Mo，合金成本上升，且韧性只满足-20℃，不能达到更高韧性钢种要求。

中国专利CN104357755A公开了一种适于低温下使用的大厚度、高强度钢板及其制造方法，化学成分为C：0.08～0.15%，Si：0.15～0.35%，Mn：0.95～1.25%，P：≤0.01%，S：≤0.005%，Cr：0.35～0.55%，Mo：0.35～0.55%，Ni：0.8～1.5%，Cu：0.20～0.40%，Al：0.02～0.08%，V：0.03～0.05%，Nb：0.02～0.04%，Ti：≤0.02%，N：≤0.006%，B：0.0008～0.002%，余量为Fe及不可避免的杂质元素。所述钢板的制造工艺流程为冶炼、连铸→加罩缓冷→带温清理→加热→轧制→空冷和矫直→缓冷→调质处理，通过添加贵重Mo、Cu、Ni并采用离线调质工艺才能达到屈服强度550MPa，-60℃冲击≥100J的性能。

由以上可见，现有技术中要获得高韧性的屈服强度690MPa级工程机械用高强度钢板主要以固溶强化、析出强化为主来提高强度，添加贵重的Cu、Mo、V等合金元素，工艺方面需采用回火或调质。焊接时需不同程度的焊前预热和焊后热处理，不仅增加了钢企的生产成本，同时又增加了下游用户的生产成本。

为克服上述的技术缺点，本发明提供一种低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法，它采用Si-Mn-Nb-Ti-Cr-Al-B系低成本成分设计，通过控制热机械轧制和冷却技术，无需回火处理，不需添加昂贵的Mo、V等合金，制备了一种屈服强度达690MPa级的具有-60℃低温超高韧性和焊接裂纹敏感性指数低钢板，具有成本低廉、强度高、仅TMCP无需回火处理等特点。

本发明解决其技术问题所采用的技术方法是：一种低焊接裂纹敏感性钢板，通过公式Pcm＝C+Si/30+Ni/60+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+V/10+5B来确定焊接裂纹敏感性指数Pcm，其化学成分及重量百分数wt.％为：C：0.03～0.09％、Si：0.20～0.60％、Mn：1.40～1.80％、P≤0.020％，S≤0.005％，Cr：0.15～0.45％、Nb：0.03～0.06％、Ti：0.006～0.04％、Als：0.015～0.04％、B：0.0008～0.003％、As≤0.04%、Sn≤0.03%、N≤0.005%、O≤0.003%、H≤0.0002%，余量为Fe和不可避免的杂质；焊接裂纹敏感系数Pcm≤0.25%，屈服强度≥690MPa、抗拉强度≥770MPa、伸长率≥15%，夏氏冲击功Akv(-40℃)大于100J；

其中碳是传统的钢的强化元素，但它对韧性和焊接性十分有害，碳含量小于0.1%时具有良好的焊接性，而随着微合金化和控轧控冷等技术的发展，使得含碳量降低的同时还能保持其较高强韧性，但当钢的含碳量＜0.01%时，由于间隙碳原子的减少和Nb、C、N的沉淀析出减少而弱化了晶界，使热影响区晶界相对脆化，从综合性能出发，碳含量范围定在0.03%~0.09%；

Si主要起固溶强化作用，炼钢过程中加Si作为还原剂和脱氧剂；Si含量增加可使钢的硬度和强度增加，但塑性及韧性下降并降低钢的焊接性能，本发明控制其范围在0.20～0.60％；

Mn主要起固溶强化的作用，在碳含量相同的情况下，随着Mn含量的增加，强度增加，且韧性不恶化，固溶在奥氏体中的Mn通过溶质拖曳效应，降低扩散相变的相变驱动力，一方面抑制了铁素体相变，另一方面抑制了贝氏体板条的端面扩散控制长大，细化了贝氏体板条，提高了钢板的强度和韧性，所以Mn是不可缺少的元素，但Mn含量过高，造成钢板带状组织严重，增强各向异性，本发明控制其范围在1.40～1.80%，

S易与Mn结合生成MnS夹杂，影响钢材的低温冲击韧性；磷在钢材中是容易造成偏析的元素，它还会恶化焊接性能，显著降低钢的低温冲击韧性，提高韧脆转变温度，因此，P、S元素应尽量去除，P≤0.020%，S≤0.005%；

而由于As、Sn元素它们的电负性因素和尺寸因素，使得它们极易在晶界偏聚，降低晶界内聚力，对宏观性能的影响为钢材的断裂功减小，冲击韧性明显降低，因此，应该对其含量予以特别地适当控制；

铌是取得良好的控轧效果最有效的微合金化元素之一，通常含铌钢加热到1200℃以上、均热2H后，钢中铌可固溶于奥氏体中，这种固溶铌在加热过程中可以阻碍奥氏体晶粒长大，在轧制中会在位错、亚晶界、晶界上沉淀析出铌的碳、氮化物，阻碍奥氏体动态再结晶，细化晶粒，提高强度，提高钢板韧性；

Cr固溶在钢中，提高钢板的淬透性，Cr是碳化物形成元素，会形成细小的碳化物，提高钢板的强度，Cr固溶在钢中，提高钢板的淬透性，本发明中加入0.15～0.45％的Cr，保证钢板的强度和冲击功；

Ti的作用主要是其未溶解的碳、氮化物颗粒分布在奥氏体晶界上，用微Ti来固定钢中的氮，由于形成难溶的TiN而消除了钢中的自由氮，从而改善钢的韧性，TiN可阻碍钢在热加工前的加热过程中奥氏体晶粒长大，提高奥氏体状态下铌的固溶度，进一步发挥铌的细化晶粒和沉淀强化作用，另外，微量Ti可以防止在焊接热影响区出现粗晶，保证在焊接热影响区具有高韧性，Ti的加入量过多，会形成对韧性不利的TiC，因此，实际生产中Ti含量控制在0.006-0.030%，N含量控制在0.001-0.005%；

Al在较高温度时和钢中N形成细小而弥散的AlN析出，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，本发明中加入0.015～0.04％的Al细化晶粒，提高钢板的韧性并保证其焊接性能，

B在钢中的位错和缺陷处富集，降低晶界能量，抑制了铁素体转变，促进了钢在中温区域的贝氏体转变，增加了钢板强度，B含量较低时，对贝氏体相变的促进效果不明显，B元素过高，会导致晶界强度大幅降低，形成“硼脆”现象，因此，本发明中B的加入量为0.0008～0.003％；

O以Al2O3、SiO2夹杂物形式存在于钢中，H则会造成氢脆，影响钢板的韧性，因此均需控制，本发明中要求O≤0.003%，H≤0.0002%。

制备低焊接裂纹敏感性钢板的方法，其步骤是：

第一步：铸坯工序，通过冶炼－精炼－连铸工序后，保证钢中的成分和纯净度，在连铸过程中采用电磁搅拌、动态轻压下或电磁+轻压下等方式保证铸坯内部质量，连铸坯的疏松和偏析≤B1级（按照YB/T4003“连铸钢板坯低倍组织缺陷评级图”评级）；

第二步：铸坯加热工序，对堆冷后的铸坯进行加热；加热整体时间按铸坯厚度计时率≥8min/cm控制，其中，加热段控制温度1150-1280℃，均热段控制温度1230-1250℃；

第三步：轧制及冷却工序，对加热后铸坯进行粗轧、精轧，然后控制冷却，通过奥氏体再结晶区范围内粗轧细化奥氏体晶粒，轧制温度980～1100℃、后两道的单道次压下率大于15%、粗轧总变形率≥50%；变形中累计的位错会提高钢板内部缺陷能，使钢板发生动态再结晶和静态再结晶，细化奥氏体晶粒，在奥氏体未再结晶区进行精轧，获得压扁的变形奥氏体;控制精轧速度1.5～6m/s、钢板开轧温度840-920℃,终轧温度770-820℃、道次压下量为4-30%，精轧总变形率为60～75%，制得精轧板件；精轧累积压下率大于60％，通过在未再结晶区大变形量，提高位错密度，同时碳氮化物在位错处发生应变诱导析出，钉扎了位错的运动，为下一步冷却过程做好组织准备，对精轧板件进行快速水冷，钢板以15～35℃/s的速度冷却至≤350℃，出水后空冷，制得板件，采用高冷却速度，避开了铁素体和珠光体转变区，获得细化的位错密度高的细小板条贝氏体组织，在高冷却速度和低的终冷温度条件下，贝氏体以高的形核速率和较慢的长大速度形成，转变的奥氏体形成细小弥散MA组元分布在贝氏体基体上，保证了钢板的强度和韧性；

第四步：获得工程用钢材成品。

在所述第三步中钢板终轧结束后空冷，驰豫一段时间，弛豫时间为25～35s，使碳氮化物在位错和亚晶界处形成弥散而细小析出，驰豫后进行加速冷却。

所述第四步中钢材成品最大厚度为40mm。

本发明的有益效果是：生产出来的钢板屈服强度≥690MPa、抗拉强度≥770MPa、伸长率≥14%、夏氏冲击功Akv(-60℃)≥100J，焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.25％，焊前无需预热，具有优良的焊接性能，而且制作过程不需进行任何额外的热处理，从而简化了制造工序，降低了钢板的制造成本，通过合理设计化学成分，以Mn等廉价合金元素替代Mo，以Ti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，合金元素含量少，原料成本较低，采用了控轧轧制+驰豫+快速冷却技术，不须淬火加回火或回火等热处理工序，获得超细的贝氏体板条，在保证强度、韧性、焊接性的同时降低了工序成本。

图1是实施例2金相组织研究对比图1；

图2是实施例2金相组织研究对比图2.

下面结合附图及实施例对本发明进一步说明。

实施例1

按表1所示的化学成分冶炼，并浇铸成连铸坯，连铸坯的中心疏松C0.5、中心偏析0.5级，加热温度为1280℃，第一阶段轧制至轧件厚度为48mm时，在辊道上待温至920℃，随后进行第二阶段轧制，终轧温度为780℃，成品钢板厚度为16mm。轧制结束后，弛豫24S后，钢板进入快速冷却装置，以25℃/s的速度冷却至300℃，出水后矫直，上冷床冷却。

实施例2

按表1所示的化学成分冶炼，并浇铸成连铸坯，连铸坯的中心疏松C1、中心偏析1级，加热温度为1280℃，第一阶段轧制至轧件厚度为80mm时，在辊道上待温至890℃，随后进行第二阶段轧制，终轧温度为820℃，成品钢板厚度为30mm。轧制结束后，弛豫28S后，钢板进入快速冷却装置，以22℃/s的速度冷却至320℃，出水后矫直，上冷床冷却。

实施例3

按表1所示的化学成分冶炼，并浇铸成连铸坯，连铸坯的中心疏松B1、中心偏析1级，加热温度为1270℃，第一阶段轧制至轧件厚度为100mm时，在辊道上待温至870℃，随后进行第二阶段轧制，终轧温度为810℃，成品钢板厚度为36mm。轧制结束后，弛豫32S后，钢板进入快速冷却装置，以18℃/s的速度冷却至320℃，出水后矫直，上冷床冷却。

表1实施例钢坯的熔炼成分，wt％

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

对本发明实施例1～3的钢板力学性能检验，检验结果见表2。

表2本发明实施例1～3的钢板力学性能检验

从表1和表2可以看出，本发明涉及的屈服强度690MPa级贝氏体型高强韧钢板的Pcm≤0.25％，屈服强度均≥690MPa，抗拉强度≥770MPa，夏氏冲击功Akv(-60℃)≥100J。

对实施例2进行金相组织研究，参见图1和图2，从图中可以看出，碳化物在超细的贝氏体板条边缘析出，超细的贝氏体板条使钢板在低温下具有较高的韧性。

本发明实施例2钢板金相组织

本发明生产出来的钢板屈服强度≥690MPa、抗拉强度≥770MPa、伸长率≥14%、夏氏冲击功Akv(-60℃)≥100J，焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.25％，焊前无需预热，具有优良的焊接性能，而且制作过程不需进行任何额外的热处理，从而简化了制造工序，降低了钢板的制造成本，通过合理设计化学成分，以Mn等廉价合金元素替代Mo，以Ti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，合金元素含量少，原料成本较低，采用了控轧轧制+驰豫+快速冷却技术，不须淬火加回火或回火等热处理工序，获得超细的贝氏体板条，在保证强度、韧性、焊接性的同时降低了工序成本。