专利名称：非调质易焊接超高强度钢及其生产方法
技术领域：
本发明涉及的是低碳低合金钢及其生产方法，尤其是一种非调质易焊接超高强度钢及其生产方法。
背景技术：
国内外长期使用的屈服强度在700MPa以上的高强度中厚钢板主要采用高合金化、淬火加高温回火调质热处理的工艺制造，强度水平受碳含量和回火温度控制，随着强度水平的提高，碳含量和合金含量均上升，在焊接时需要进行焊前预热与焊后处理，如日本的Welten系列钢、德国的STE系列以及瑞典的WELD系列钢板等。为增加钢的淬透性，必须向钢中加入大量的Cr、Mo、Ni、Cu等贵重合金元素，尤其Ni含量要控制在1.00％以上，Mo、Cr含量一般要控制在0.5％以上；同时调质处理高强钢的热处理工艺复杂，需要较长的处理时间和大型的设备，成本高，工艺周期长。
由国家知识产权局公开的一项美国埃克森美孚上游研究公司申请的申请号为01137068.8，名为“超低温韧性优异的可焊接的超高强度钢板的生产方法”的专利，该专利提供了一种抗拉强度930MPa、-40℃低温冲击良好的钢种的制造方法，其不足之处在于强度级别仅能达到屈服强度800MPa，昂贵的合金Mo含量高达0.3-0.7％，低于850℃的终轧温度对轧机能力要求极严。
由国家知识产权局公开的一项宝山钢铁股份有限公司申请的申请号为200410017255.5，名为“可大线能量焊接的超高强度厚钢板及其制造方法”的专利，该专利提供了一种可大线能量焊接、0℃以上焊接钢板无需预热的钢种，其不足之处在于强度级别仅能达到屈服强度800MPa，且Ni(0.50-0.80％)、Cu(0.60-1.0％)含量高，必然造成高成本，且在获得高强度的同时易存在Cu的热脆性。碳的范围仅为0.01-0.06％，必须采用循环脱气真空处理方法(RH)进一步脱碳处理，对炼钢装备要求极严。
由国家知识产权局公开的一项宝山钢铁股份有限公司申请的申请号为200510024775.3，名为“屈服强度960MPa以上超高强度钢板及其制造方法”；申请号为200510024756.0，名为“屈服强度1100MPa以上超高强度钢板及其制造方法”的专利，该两项专利申请公开了热轧后直接淬火和回火、具有良好塑性和焊接性的超高强度钢种，其不足之处在于其碳的范围为0.08-0.20％，势必造成碳当量偏高，对焊接不利；钢板的厚度仅能生产25mm以内，-40℃低温冲击韧性仅30-40J；且工艺上要求直接淬火加回火，对设备能力要求极高，工艺复杂，工序成本高。这些都是现有技术所存在的不足之处。
发明内容
本发明的目的就是针对现有技术所存在的不足，而提供一种非调质易焊接超高强度钢及其生产方法的技术方案，该方案是在低碳低合金钢的基础上通过适当添加合金元素，摒弃复杂、耗能的淬火回火工艺，配以简单易行的现代热机械处理工艺(TMCP)即可使钢的屈服强度达到980MPa以上水平，-60℃低温冲击韧性达到100J以上，并具有低碳当量易焊接、成本低廉、工艺简单、易于大批量生产的特点。
本方案是通过如下技术措施来实现的非调质易焊接超高强度钢，包括有铁和其它化学成分及不可避免的杂质，其化学成分含量按重量的百分比为碳0.05～0.10％，硅0.2～0.55％，锰1.0～2.2％，磷≤0.015％，硫≤0.010％，硼0.0005％～0.003％，稀土≤0.020％；铌0.02～0.06％、钒0.02～0.1％、钛0.008～0.035％中的一种或几种；铬0.2～0.6％、钼≤0.35％、铜0.2～0.6％、镍0.1～0.5％中的一种或几种。
所述的化学成分中钒的重量的百分比范围优选为0.025-0.06％。
钢中稀土/硫≥1.3。
生产所述非调质易焊接超高强度钢的方法，其特征在于，所述方法包括如下步骤1)按所述的成分冶炼、连铸形成优质钢坯，根据成品尺寸要求切割成合理坯料；2)控制钢坯在炉加热时间≥2.5小时，加热温度1150～1280℃；
3)采用两阶段控制轧制工艺，分别在奥氏体再结晶区和未再结晶区轧制；适当加大奥氏体再结晶区的压下量，道次变形量一般控制在8-15％；在生产中应严格控制第二阶段未再结晶区的开轧温度，一般为850～950℃，适当增大道次变形量，此低温区道次变形量控制在12-25％；4)控轧后以不低于10℃/s的冷却速度冷却至450℃以下终止冷却，随后空冷至室温。
所述方法中，控轧后冷却速度优选为10～30℃/s。
本方案的有益效果可根据对上述方案的叙述得知。在保证经济纯净度的情况下，需要降低钢中的碳含量，但由于在生产中冶炼后合金的加入会使钢水增碳，0.04％以下的碳含量较难控制，因此钢中碳含量要求至0.05％～0.10％左右，能在保证具有较高强度的前提下，具有良好的韧性和焊接性能。从钢种高强度出发，组织应为各类贝氏体+马氏体组织为宜，加入一定量的合金元素进行固溶强化及改变钢种的相变温度。考虑到成本因素，应尽量减少合金元素的加入量，通过降低碳含量同时采用铌、钒、钛、硼元素的复合加入技术来达到强化的目的。另外利用铌、钛、钼、铜等微合金元素的应变诱导析出以及时效强化效果，进一步提高强度。
微合金化必须结合合理的控轧控冷工艺，达到提高强韧性、焊接性的目标。在热机械处理过程中，通过奥氏体两阶段形变达到细化组织的目的，同时，微合金元素Nb、Ti、V、B等在TMCP工艺中对综合细化组织，控制相变，析出强化等有重要作用。控制轧制可细化晶粒，提高钢板的屈服强度和韧性。尤其是高温奥氏体再结晶阶段8-15％的大变形可改变夹杂物的大小、数量和分布状态，有利破碎铸坯柱状晶，促进高温区的扩散，减少成分偏析，有利于内部缺陷的焊合、再结晶完全等等。未再结晶阶段850～950℃的开轧温度对轧机能力要求不高，适当增大未再结晶区道次变形量，未再结晶晶粒受到了较大的变形，晶粒不仅被拉长，晶内还出现比较多的变形带，因此转变后也能得到细小的晶粒，使得整个组织的均匀性得到改善。控制冷却则可降低合金元素和碳当量，提高钢板的可悍性能，且可放宽控制轧制条件，使钢板性能的各向异性降低，但必须均匀冷却以保证冷却的瞬间温度均匀。将控制轧制和控制冷却有效地结合起来，可显著地改善钢板性能、降低升级成本和节约贵重合金元素，并使钢板性能优于热处理的钢板。
本发明选择的必要合金元素及其数量在本发明钢中的作用碳(C)碳对钢的强度、低温冲击韧性、焊接性能产生显著影响。碳含量过低会使NbC生成量降低，影响控轧效果，也会增大冶炼控制难度，碳含量过高，又会使碳当量升高影响到焊接性能，因此，本发明设定的最佳碳含量为0.05～0.10％。
硅(Si)本发明中硅含量控制在0.2～0.55％，硅主要以固溶强化形式提高钢的强度，超过0.55％时，会造成钢的韧性下降。
锰(Mn)本发明中锰含量控制在1.0～2.2％，锰的成本低廉，其固溶强化作用会使钢的抗拉强度大幅度上升，因此本发明中把锰作为主要合金元素。
硼(B)为了获得高的强度，加入了成本较低的硼元素来增加钢的淬透性。硼可用作昂贵合金元素的替代品来促进沿整个钢板厚度方向上的显微组织均匀性。硼也可增大钼和铌对钢淬透性的提高作用，因而硼的加入可使低碳当量的钢获得高的强度，范围控制在0.0005～0.003％。
稀土(RE)稀土能使钢中硫化物球化，使之细化、变性，减少有害大块夹杂的数量，从而改善钢的强韧性各项性能；当钢中的RE/S≥1.3时，钢中硫化物夹杂可以得到彻底球化。
铜(Cu)在钢中加入铜，可以提高钢的耐蚀性、强度，改善焊接性、成型性与机加工性能等。面心立方ε-Cu从α-Fe中析出可使钢材强化，随着铜含量的升高，钢的强度均增加。在普通的低合金钢中加入铜可以改善熔合线和热影响区的韧性。铜还可以改善成型性和机加工性，在钢中加入铜还可提高钢的疲劳抗力，其上限控制在0.6％。
镍(Ni)为避免热脆性，可以采用镍、铜共同加入的方法，其比例保证Ni/Cu≥0.5。精确地控制成分，使铜均匀固溶。含铜钢中同时存在镍可以增大铜在铁中的溶解度，形成的富铜、富镍相(约30％Cu，30％Ni)，熔点至少可提高200℃，从而可以避免热脆性。
钼(Mo)钼存在于钢的固溶体和碳化物中，有固溶强化作用，并可提高钢的淬透性。在含硼钢中，钼对淬透性的影响尤为显著，在相当大的冷却速度范围内可获得全部是贝氏体的组织。当钼与铌同时加入时，钼在控制轧制过程中可增大对奥氏体再结晶的抑制作用，进而促进奥氏体显微组织的细化。但过多的钼会损害焊接时形成的热影响区的韧性，降低钢的可焊性且成本较高。
铬(Cr)铬与铁形成连续固溶体，提高钢的强度和硬度并降低伸长率，但对冲击值不利，冲击值随铬含量的增加而降低。因此铬含量不宜过高。
铌(Nb)、钒(V)和钛(Ti)铌的加入是为了促进钢材轧制显微组织的晶粒细化，这可同时提高强度和韧性，存在钼的条件下，铌可在控制轧制过程中通过抑制奥氏体再结晶有效地细化显微组织，并通过析出强化和提高淬透性使钢得以强化。钢中含硼的条件下，铌的共同存在可提高淬透性。微量铌析出物是保证超低碳贝氏体钢组织及性能回火稳定性的主要原因。焊接过程中，铌、硼原子的偏聚及析出可以阻碍加热时奥氏体晶粒的粗化，并保证焊接后得到比较细小的热影响区组织。铌、铜、硼等元素有强烈的相互作用，它们的同时加入大幅度改变钢种的相变温度，保证贝氏体相变在更低温度下进行，最终实现超细组织的形成，其含量控制在0.06％以下。
由于钒一般在低温下析出，主要强化机理是沉淀强化，且VC的强化能力只有VN的1/3，因此促进VN的形成可以提高加钒的功效。随着钒含量的增加钢的强度增加，对于韧性，V/N在6-12时可得到理想的低温冲击性能和时效敏感性，大于或小于这一比值都将导致钢材的脆性转变温度上升，因此优化的范围为0.025-0.06％。
钛可形成细小的钛的碳、氮化物颗粒，在板坯再加热过程中可通过阻止奥氏体晶粒的粗化从而得到较为细小的奥氏体显微组织。另外，钛的氮化物颗粒的存在可抑制焊接热影响区的晶粒粗化。因而，钛可同时提高基体金属和焊接热影响区的低温韧性。它可以阻止游离氮由于形成了硼的氮化物而对钢的淬透性产生的不利影响，其加入量以不超过0.035％较为合适。
本方案的成本低廉、工艺简单，各工艺参数适应性强。0.05-0.10％的碳含量范围易于实现，不需采用循环脱气真空处理方法(RH)和电磁搅拌等装备；节省了贵重合金元素铜、镍、钼的用量，炼钢生产成本大幅度降低；控轧温度相对提高，减少了轧机的负荷；且省略了淬火+回火工艺，无需进行任何热处理，生产工艺简单，使多数具备一定装备水平的普通钢厂就可以实现大批量生产。生产节奏与普通的SS400钢的相当，对提高生产效率、降低能耗的效果非常明显。采用本方案生产的钢板强度高，塑、韧性好，采用现代热机械处理工艺(TMCP)所生产的超高强度钢板厚度可达40mm，且无明显的厚度效应、质量稳定，钢的屈服强度达到980MPa以上水平，-60℃低温冲击韧性达到100J以上。由此可见，本发明与现有技术相比，具有突出的实质性特点和显著的进步，其实施的有益效果也是显而易见的。
具体实施例方式
为能清楚说明本方案的技术特点，下面通过几个具体实施方式
，对本方案进行阐述。
具体实施例方式
一钢板的化学成分为C0.05％，Si0.35％，Mn1.84％，P0.015％、S0.008％，B0.0030％，RE0.012％，Nb0.04％，V0.025％，Ti0.021％，Mo0％，Cr0.6％，Cu0.4％，Ni0.25％，其余为Fe及不可避免的杂质。
用上述化学成分的钢其生产钢板的工艺板坯再加热温度(℃)1156；再加热时间2.5小时；奥氏体再结晶区的道次变形量≥8％；未再结晶区的开轧温度950℃，道次变形量≥12％；控制冷却速度(℃/s)10；冷却终止温度(℃)450。
所生产的钢板机械性能规格16mm；屈服强度(MPa)1020；抗拉强度(MPa)1095；断后伸长率(％)17；V型纵向冲击功(-60℃)174、121、101。
具体实施例方式
二钢板的化学成分为C0.09％，Si0.42％，Mn1.12％，P0.011％、S0.005％，B0.0026％，RE0.007％，Nb0.054％，V0.03％，Ti0.013％，Mo0.01％，Cr0.26％，Cu0.38％，Ni0.22％，其余为Fe及不可避免的杂质。
用上述化学成分的钢其生产钢板的工艺板坯再加热温度(℃)1170；再加热时间2.5小时；奥氏体再结晶区的道次变形量≥8％；未再结晶区的开轧温度945℃，道次变形量≥12％；控制冷却速度(℃/s)12；冷却终止温度(℃)435。
所生产的钢板机械性能规格16mm；屈服强度(MPa)1015；抗拉强度(MPa)1065；断后伸长率(％)19；V型纵向冲击功(-60℃)104、119、103。
具体实施例方式
三钢板的化学成分为C0.06％，Si0.5％，Mn1.84％，P0.010％、S0.006％，B0.0017％，RE0.011％，Nb0.05％，V0.03％，Ti0.028％，Mo0.14％，Cr0.52％，Cu0.53％，Ni0.24％，其余为Fe及不可避免的杂质。
用上述化学成分的钢其生产钢板的工艺板坯再加热温度(℃)1190；再加热时间3.5小时；奥氏体再结晶区的道次变形量≥8％；未再结晶区的开轧温度930℃，道次变形量≥12％；控制冷却速度(℃/s)14；冷却终止温度(℃)410。
所生产的钢板机械性能规格20mm；屈服强度(MPa)1025；抗拉强度(MPa)1080；断后伸长率(％)17；V型纵向冲击功(-60℃)127、113、108。
具体实施例方式
四钢板的化学成分为C0.07％，Si0.51％，Mn1.05％，P0.008％、S0.010％，B0.0015％，RE0.019％，Nb0.06％，V0.06％，Ti0.032％，Mo0.18％，Cr0.4％，Cu0.25％，Ni0.15％，其余为Fe及不可避免的杂质。
用上述化学成分的钢其生产钢板的工艺板坯再加热温度(℃)1246；再加热时间4小时；奥氏体再结晶区的道次变形量≥8％；未再结晶区的开轧温度910℃，道次变形量≥12％；控制冷却速度(℃/s)20；冷却终止温度(℃)380。
所生产的钢板机械性能规格25mm；屈服强度(MPa)1000；抗拉强度(MPa)1070；断后伸长率(％)19；V型纵向冲击功(-60℃)154、102、122。
具体实施例方式
五钢板的化学成分为C0.07％，Si0.40％，Mn2.15％，P0.009％、S0.007％，B0.0014％，RE0.013％，Nb0.045％，V0.02％，Ti0.021％，Mo0.09％，Cr0.3％，Cu0.5％，Ni0.32％，其余为Fe及不可避免的杂质。
用上述化学成分的钢其生产钢板的工艺板坯再加热温度(℃)1255；再加热时间4.5小时；奥氏体再结晶区的道次变形量≥8％；未再结晶区的开轧温度890℃，道次变形量≥12％；控制冷却速度(℃/s)25；冷却终止温度(℃)280。
所生产的钢板机械性能规格30mm；屈服强度(MPa)990；抗拉强度(MPa)1050；断后伸长率(％)27；V型纵向冲击功(-60℃)111、210、132。
具体实施例方式
六钢板的化学成分为C0.10％，Si0.2％，Mn1.71％，P0.007％、S0.003％，B0.0008％，RE0.009％，Nb0.02％，V0.095％，Ti0.008％，Mo0.31％，Cr0.2％，Cu0.55％，Ni0.45％，其余为Fe及不可避免的杂质。
用上述化学成分的钢其生产钢板的工艺
板坯再加热温度(℃)1280；再加热时间3.75小时；奥氏体再结晶区的道次变形量≥8％；未再结晶区的开轧温度870℃，道次变形量≥12％；控制冷却速度(℃/s)26；冷却终止温度(℃)260。
所生产的钢板机械性能规格40mm；屈服强度(MPa)995；抗拉强度(MPa)1065；断后伸长率(％)22；V型纵向冲击功(-60℃)127、207、106。
权利要求
1.非调质易焊接超高强度钢，包括有铁和其它化学成分及不可避免的杂质，其特征在于，其化学成分含量按重量的百分比为碳0.05～0.10％，硅0.2～0.55％，锰1.0～2.2％，磷≤0.015％，硫≤0.010％，硼0.0005％～0.003％，稀土≤0.020％；铌0.02～0.06％、钒0.02～0.1％、钛0.008～0.035％中的一种或几种；铬0.2～0.6％、钼≤0.35％、铜0.2～0.6％、镍0.1～0.5％中的一种或几种。
2.根据权利要求1所述的非调质易焊接超高强度钢，其特征在于，所述的化学成分中钒的重量的百分比范围为0.025-0.06％。
3.根据权利要求1所述的非调质易焊接超高强度钢，其特征在于，钢中稀土/硫≥1.3。
4.生产权利要求1或2或3所述非调质易焊接超高强度钢的方法，其特征在于，所述方法包括如下步骤1)按所述的成分冶炼、连铸形成优质钢坯，根据成品尺寸要求切割成合理坯料；2)控制钢坯在炉加热时间≥2.5小时，加热温度1150～1280℃；3)采用两阶段控制轧制工艺，分别在奥氏体再结晶区和未再结晶区轧制；适当加大奥氏体再结晶区的压下量，道次变形量一般控制在8-15％；在生产中应严格控制第二阶段未再结晶区的开轧温度，一般为850～950℃，适当增大道次变形量，此低温区道次变形量控制在12-25％；4)控轧后以不低于10℃/s的冷却速度冷却至450℃以下终止冷却，随后空冷至室温。
5.根据权利要求4所述生产非调质易焊接超高强度钢的方法，其特征在于控轧后冷却速度为10～30℃/s。
全文摘要
一种非调质易焊接超高强度钢及其生产方法，该方案包括有铁和其它化学成分及不可避免的杂质，其它化学成分含量按重量的百分比为碳0.05～0.10％，硅0.2～0.55％，锰1.0～2.2％，磷≤0.015％，硫≤0.010％，硼0.0005％～0.003％，稀土≤0.020％；铌0.02～0.06％、钒0.02～0.1％、钛0.008～0.035％中的一种或几种；铬0.2～0.6％、钼0.0～0.35％、铜0.2～0.6％、镍0.1～0.5％中的一种或几种。其方法包括冶炼、连铸形成钢坯，钢坯加热后，分别在奥氏体再结晶区和未再结晶区轧制，控轧后冷却即成。该方案可使钢的屈服强度达到980MPa以上水平，－60℃低温冲击韧性达到100J以上，并具有低碳当量易焊接、成本低廉、工艺简单、易于大批量生产的特点。
文档编号C21D8/00GK101086051SQ200710015128
公开日2007年12月12日 申请日期2007年7月12日 优先权日2007年7月12日
发明者孙卫华, 胡淑娥, 孙浩, 周兰聚, 冯勇, 王焕洋, 李旺生, 韩启彪, 李梅广, 赵乾, 朱传运 申请人:济南钢铁股份有限公司