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CN114086051B - 一种60～120mm厚850MPa级高强度高韧性易焊接纳米钢及其制备方法 - Google Patents

一种60～120mm厚850MPa级高强度高韧性易焊接纳米钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开一种60～120mm厚850MPa级高强度高韧性易焊接钢及其制备方法，组成如下：按合金元素质量百分比计，C：0.05～0.08，Si：0.25～0.5，Mn：0.8～1.5，P≤0.01，S≤0.0015，Cu：1.0～1.5，Ni：3.5～5.0，Cr：0.7～1.5，Mo：0.5～1.0，Nb：0.02～0.1，Ti：0.01～0.05，Al：0.005～0.05，余量为Fe及不可避免的杂质，包括下述步骤：熔炼和精炼‑铸造‑轧制‑热处理；本发明纳米钢屈服强度≥850MPa，‑84℃的夏比V缺口冲击功≥150J，延伸率≥15％，具有高强度、高韧性、高塑性、易焊接的特点。

Description

一种60～120mm厚850MPa级高强度高韧性易焊接纳米钢及其制备方法
技术领域
本发明属于合金钢领域，具体涉及一种60～120mm厚850MPa级高强度高韧性易焊接钢及其制造方法，可用于舰船、海洋工程装备、管道、重型机械装备等领域。
背景技术
在国内，一般将厚度大于60mm的钢板称60～120mm为特厚板，特厚板可以广泛用于海洋工程装备、高层建筑、压力容器、化学反应合成塔、桥梁和装甲等领域。传统特厚高强钢的强化机制主要为含碳量较高的马氏体或下贝氏体结构。为了保证有足够的淬透性，通常需添加较高含量的C、Ni、Cr、Mo等合金元素，导致材料的塑韧性变差，同时碳当量的提高也使得焊接性能变差。
纳米相强化是一种有效的提高强度的同时不损失塑韧性的强化方法，通过使用Cu纳米析出相强化来代替传统的碳强化，在特厚板心部同样可以达到良好的强化效果，同时超低的含碳量也可以达到更好的焊接性能。目前800MPa以上级别高强钢大多仍采用低碳加微合金元素的成分设计，较高碳含量导致塑韧性和焊接性能都不理想。
公开号为CN112143958A的专利文件中，公开了超厚、超高韧性及优良焊接性的1000MPa级钢板及其制造方法，其屈服强度大于890MPa，采用了未再结晶区轧制的工艺来获得较小的晶粒尺寸，同时使用了TMCP+离线调制工艺，镍元素含量高，且需要添加钒、硼来提高淬透性，同时碳含量较高，大于0.08％。另外，该钢仅表征了-60℃的冲击性能，相比之下本发明的一种60～120mm厚850MPa级高强度高韧性易焊接钢具有更好的焊接性能和低温韧性，能在更严苛的条件下服役。
公开号为CN106544590A的专利文件中，公开了一种1000MPa级高韧性高性能均匀性易焊接特厚钢板及其及其制造方法，在保持屈服强度大于1000MPa的同时钢板厚度达180mm厚，但其碳含量较高大于0.1％，在-40℃冲击功不足100J。
公开号为CN106636961A的专利文件中，公开了一种Cu纳米相强化易焊接钢及制备方法，其铝含量相对较高，同时仅进行了15mm以下钢的制备，对于15mm以上厚度钢板未作说明，本发明控制了铝元素在较低的水平，同时采用了二次精炼和轧后缓冷工艺，可以生产更大厚度的钢板。
综上所述，目前还没有一种能够同时满足高强度、高韧性以及良好的焊接性能的大厚度钢铁材料，这对传统的组织设计思路和热处理工艺来说都是极大的挑战。
发明内容
发明目的：本发明旨在提供一种60～120mm厚850MPa级高强度高韧性易焊接钢及其制备方法，可满足对于钢板高强度、高韧性和良好的焊接性能的要求，通过固溶处理加时效处理两步热处理工艺，钢板的屈服强度≥850MPa，延伸率≥15％，-84℃的夏比V缺口冲击功≥150J。
本发明的技术方案是：
一种60～120mm厚850MPa级高强度高韧性易焊接纳米钢的制备方法，包括如下步骤：
(1)熔炼和精炼：采用电炉冶炼的铁水，吹氧脱磷脱碳，铝脱氧，再转入钢包炉精炼，并同时加入合金材料，以质量分数计，合金中各元素质量百分比为C：0.05～0.08，Si：0.25～0.5，Mn：0.8～1.5，P≤0.01，S≤0.0015，Cu：1.0～1.5，Ni：3.5～5.0，Cr：0.7～1.5，Mo：0.5～1.0，Nb：0.02～0.1，Ti：0.01～0.05，Al：0.005～0.05，余量为Fe及不可避免的杂质，调整成分至目标成分后再VD真空炉中进行脱氢脱氧；
(2)浇注成钢锭：采用模铸的方法将冶炼完成的铁水浇注成钢锭，铸锭堆垛缓冷24小时以上；
(3)开坯：将钢锭在1150-1200℃加热18～24h，加热后采用热轧开坯，为了保证特厚板强度，采用高温大压下轧制，至少3道次下压量大于45mm，终轧温度高于900℃；轧制：将钢坯加热至1150～1200℃，保温2～6小时，轧前用高压水除净氧化铁皮，轧制过程中采用高压水除磷，轧制包括粗轧和精轧，粗轧温度控制在1000～1150℃；精轧开轧温度为950～1050℃，终轧温度高于900℃，轧制成60～120mm厚钢板；
(4)热处理：钢板经800℃～950℃进保温时间60～300分钟后，超快冷淬火至室温，淬火保持时间为t淬火保持＝30+(H-10)×1.5，单位为min，H为成品钢板厚度，单位为mm；随后在550～700℃回火120～540分钟，空冷至室温，回火保持时间为t回火保持＝60+(H-10)×2.5，单位为min，H为成品钢板厚度，单位为mm。
一种60～120mm厚850MPa级高强度高韧性易焊接纳米钢显微组织由超低碳板条马氏体组织和片状逆变奥氏体组成。
所述纳米钢屈服强度≥850MPa，-84℃夏比V缺口冲击功≥150J，延伸率≥15％。
本发明相比现有技术具有以下有益效果：
1、本发明的60～120mm厚850MPa级高强度高韧性易焊接钢通过使用富铜纳米沉淀相强化代替传统的碳强化，含碳量较低，焊接性能好；同时合金元素含量较低，成本较低。高的强韧性提高了大重型钢结构的安全稳定性，良好的焊接性节省了构件制造的成本，特别是对于超高强度钢板，焊接冷裂纹敏感性大幅度减少，焊接预热、后热温度降低、热出入量范围更宽，大大降低了成本。
2、本发明60～120mm厚850MPa级高强度高韧性易焊接钢通过调控轧制和热处理工艺，充分发挥了合金元素淬透、淬硬性的潜能，有效细化了原奥氏体和马氏体板条束的尺寸，保证了较高密度的大角度晶界，获得了屈服强度≥850MPa，延伸率≥15％，-84℃夏比V缺口冲击功≥150J的优异性能。
附图说明
图1实施例1的光学显微镜照片；
图2实施例1的工程应力应变曲线。
具体实施方式
下面结合附图和实施例对本发明申请作进一步的说明：
本发明所述的一种60～120mm厚1000MPa级高强度高韧性易焊接钢及其制备方法，该高强钢的组成如下：按质量百分比计，C：0.05～0.08，Si：0.25～0.5，Mn：0.8～1.5，P≤0.01，S≤0.0015，Cu：1.0～1.5，Ni：3.5～5.0，Cr：0.7～1.5，Mo：0.5～1.0，Nb：0.02～0.1，Ti：0.01～0.05，Al：0.005～0.05，余量为Fe及不可避免的杂质。
该850MPa级高强度高韧性易焊接钢的发明原理及成分设计依据如下：
发明原理：本发明的60～120mm厚850MPa级高强度高韧性易焊接钢的显微组织为板条马氏体、富铜镍铝复合纳米析出相和逆变奥氏体。本发明钢的高强度主要来自四个方面：一是富铜纳米相的沉淀强化，二是合金元素的固溶强化，三是板条马氏体的细晶强化，四是位错强化。沉淀强化主要来自合金中添加的铜、镍和锰元素在时效过程中析出，均匀分布在基体相中，阻碍位错运动起到强化作用，在本发明中可以同时在心部和表面达到200MPa以上的强化效果。通过LF钢包精炼可以保证合金成分的均匀分布，从而确保了沉淀强化和固溶强化的效果，保证了这两种强化方式在中厚板的心部和表面都能起到相同的作用。细晶强化一是由于Nb等元素的化合物在再结晶粗轧阶段钉扎晶界，以及随后的非在结晶区精轧阶段进一步细化奥氏体晶粒尺寸，二是由于板条马氏体的有效晶粒尺寸为板条束尺寸，板条束的尺寸仅为原奥氏体尺寸的几分之一，因此细晶强化带来很大的强度贡献。位错强化主要来自于板条马氏体中的高密度位错。
为了保证淬火后能得到足够多的板条马氏体或下贝氏体，本发明采用理想临界直径DI来模拟计算不同合金成分的淬透性，通过调整合金成分使DI大于钢板厚度的1.5倍来保证中厚板的心部也有足够比例的马氏体来提供细晶强化和位错强化，保证了材料的强度。
本发明采用的理想临界直径DI公式的参数为本系列高强钢实验总结得出，其更符合本类钢种，根据碳和合金元素因子计算理想临界直径DI。
DI＝25.4·fC·fMn·fSi·fNi·fCr·fMoψfCu(mm)
本发明钢的韧性主要来自板条马氏体或下贝氏体对于裂纹扩展的阻碍作用和逆转变奥氏体钝化裂纹尖端抑制裂纹萌生和扩展，同时对于磷、硫等杂质元素含量和夹杂物的控制。通过调控合金的理想临界直径DI来控制中厚板钢心部的板条马氏体的数量密度，通过VD真空脱气来控制杂质元素和夹杂物的含量，保证了中厚板钢心部的韧性可以达到较高的水平。
成分设计依据：
C：碳是固溶强化的元素，对于强度的提升具有重要的作用。传统钢铁材料主要通过碳的固溶强化来提升强度，但是过量的碳在回火的过程中会形成大块的脆性渗碳体严重影响韧性，同时高的碳含量的增加会对焊接性造成影响。本发明通过使用纳米相强化代替了传统的的碳强化，所以碳含量控制在了0.05～0.08％。
Cu：铜是析出相的最主要的形成元素，可以通过形成纳米级沉淀相在不损失塑韧性的情况下提高强度，同时铜也有细化晶粒的效果。铜含量过低会影响强化效果，过高容易产生热脆，影响焊接和热加工。因此本发明的铜含量控制在1.0～1.5％。
Ni：镍是纳米析出相形成的主要元素之一，形成B2有序结构包裹在铜元素形成的沉淀相表面，能够增加沉淀相的热稳定性；同时镍作为奥氏体稳定化元素，能够细化马氏体板条束尺寸，显著提高低温韧性；含铜钢中的镍还可以消除铜脆现象，减轻热轧过程的晶间开裂；对于特厚板必须要有足够的镍含量来提高淬透性。因此本发明的镍含量控制在3.5～5.0％。
Mn：锰是纳米沉淀相的主要组成元素之一，同时也可以细化晶粒，提高钢材的强度和低温韧性，但是含量过高容易造成铸坯偏析、组织应力大、焊接性能下降等，本发明的锰含量控制在0.8～1.5％。
Al：铝是炼钢过程中的一种强脱氧元素，同时可以起到细化晶粒的效果，但是当含量过高时会促进钢中碳的石墨化倾向，并且降低细化晶粒的效果，本发明的铝含量控制在了0.005～0.05％。
Cr：铬可以增加钢的耐腐蚀性，同时提高淬透性并提高钢的回火稳定性。由于本发明钢板厚度较厚，所以铬含量控制在0.7～1.5％。
Mo：钼可以增加钢的淬透性，细化晶粒，也可以形成碳化物提高强度，同时对于纳米沉淀相的形核具有促进作用。由于本发明钢板厚度较厚，本发明的钼含量控制在0.5～1.0。
Nb：铌可以形成碳氮化物钉扎奥氏体晶界，阻止晶粒长大，同时也能起到沉淀强化的作用提高强度。本发明的铌含量控制在0.02～0.1％。
Ti：钛可以形成碳氮化物钉扎晶界，细化晶粒。本发明的铌含量控制在0.01～0.05％
本发明所述的850MPa级高强度高韧性易焊接钢及其制备方法，包括如下步骤：
电炉中冶炼成铁水→吹氧脱磷脱碳→LF钢包精炼→VD真空炉处理→铸造→开坯→轧制→淬火→回火→探伤→性能检验；
主要工序的具体操作如下：
1)熔炼和精炼：采用电炉冶炼的铁水，吹氧脱磷脱碳，铝脱氧，再转入钢包炉精炼，并同时加入合金材料，调整成分至目标成分，然后再VD真空炉中进行脱氢脱氧；
2)浇注成钢锭：采用模铸的方法将冶炼完成的铁水浇注成钢锭，铸锭堆垛缓冷24小时以上；
3)开坯：将钢锭在1150-1200℃加热18～24h，加热后采用热轧开坯，为了保证特厚板强度，采用高温大压下轧制，至少3道次下压量大于45mm，终轧温度高于900℃。
3)轧制：将钢坯加热至1150～1200℃，保温2～6小时，轧前用高压水除净氧化铁皮，轧制过程中采用高压水除磷。
轧制包括粗轧和精轧，粗轧温度控制在1000～1150℃；精轧开轧温度为950～1050℃，终轧温度高于900℃，轧制成60～120mm厚钢板。
热处理：钢板经800℃～950℃进保温时间60～300分钟后，超快冷淬火至室温，淬火保持时间为t淬火保持＝30+(H-10)×1.5，单位为min，H为成品钢板厚度，单位为mm；随后在550～700℃回火120～540分钟，空冷至室温，回火保持时间为t回火保持＝60+(H-10)×2.5，单位为min，H为成品钢板厚度，单位为mm。
本发明实施例的化学成分见表1(质量百分比)，余量为Fe及不可避免的杂质。
表1
C Si Mn P S Cu Ni Cr Mo Nb Ti Al
实施例1 0.055 0.32 1.0 0.006 0.0008 1.5 4.0 1.05 0.98 0.045 0.017 0.037
实施例采用电炉冶炼，吹氧脱磷脱碳，铝脱氧，再转入钢包炉精炼，进行深脱硫、升温、精炼处理并调整成分至目标成分，从钢包底部的透气砖向钢液中吹氩气进行搅拌保证成分均匀，之后在VD真空炉中进行脱气、除夹杂物等精炼处理，充分去除气体和夹杂物，保证钢水纯净度，最后浇铸成钢锭，堆垛缓冷48小时；
将钢锭在1150-1200℃加热18～24h，加热后采用热轧开坯，为了保证特厚板强度，采用高温大压下轧制，至少3道次下压量大于45mm，终轧温度高于900℃。
随后将钢坯重新加热至1160～1200℃，保温2～6小时，进行轧制。轧前用高压水除净氧化铁皮，轧制过程中采用高压水除磷。轧制包括粗轧和精轧两步，粗轧温度控制在1000～1150℃；精轧开轧温度为950～1050℃，终轧温度高于900℃，轧制成钢板。
钢板经800℃～950℃进保温时间60～300分钟后，超快水冷淬火至室温；随后在550～700℃回火120～540分钟，空冷至室温。表2为实施例主要轧制工艺参数。
表2
Figure GDA0004076952730000061
表3为热处理工艺参数。
表3
Figure GDA0004076952730000062
热处理后的钢板，横向取样加工成拉伸、冲击试样，进行力学性能测试，结果见表4.
表4
Figure GDA0004076952730000063
图1所示为实施例1中钢板的光学显微镜照片，组织为板条马氏体。该组织不仅保证了钢具有较好的强韧性，还保证在了较好的延伸率。
图2所示为实施例1中钢板的拉伸曲线。
本发明用途广泛，可以应用于于舰船、海洋工程、航空航天工程等关键结构。
本发明公开一种60～120mm厚850MPa级高强度高韧性易焊接钢及其制备方法，该高强度高韧性易焊接钢组成如下：按合金元素质量百分比计，C：0.05～0.08，Si：0.25～0.5，Mn：0.8～1.5，P≤0.01，S≤0.0015，Cu：1.0～1.5，Ni：3.5～5.0，Cr：0.7～1.5，Mo：0.5～1.0，Nb：0.02～0.1，Ti：0.01～0.05，Al：0.005～0.05，余量为Fe及不可避免的杂质。该高强度高韧性易焊接钢制备方法包括下述步骤：熔炼和精炼-铸造-轧制-热处理。本发明的的特厚板钢在超低碳含量的情况下通过调整纳米沉淀相形成元素的含量和热机械处理工艺，析出大量纳米沉淀相提高强度的同时，通过控制逆变奥氏体形态、分布和体积分数优化塑性和低温韧性，可以达到屈服强度≥850MPa，-84℃的夏比V缺口冲击功≥150J，延伸率≥15％，具有高强度、高韧性、高塑性、易焊接的特点。本发明的高强度高韧性易焊接钢可广泛用于舰船、海洋工程、工程机械、桥梁、输油管道、航空航天工程等关键结构。
需要指出的是，以上例举的仅为本发明的示例，显然本发明不限于以上示例，而是根据需要有许多类似的变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到所有变形，均应属于本发明的保护范围。

Claims (3)

1.一种60～120mm厚850MPa级高强度高韧性易焊接纳米钢的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
(1)熔炼和精炼：采用电炉冶炼的铁水，吹氧脱磷脱碳，铝脱氧，再转入钢包炉精炼，并同时加入合金材料，以质量分数计，合金中各元素质量百分比为C：0.055～0.08，Si：0.25～0.5，Mn：0.8～1.5，P≤0.01，S≤0.0015，Cu：1.0～1.5，Ni：3.5～5.0，Cr：1.05～1.5，Mo：0.5～1.0，Nb：0.02～0.1，Ti：0.01～0.05，Al：0.005～0.037，余量为Fe及不可避免的杂质，调整成分至目标成分后再VD真空炉中进行脱氢脱氧；
(2)浇注成钢锭：采用模铸的方法将冶炼完成的铁水浇注成钢锭，铸锭堆垛缓冷24小时以上；
(3)开坯：将钢锭在1150-1200℃加热18～24h，加热后采用热轧开坯，为了保证特厚板强度，采用高温大压下轧制，至少3道次下压量大于45mm，终轧温度高于900℃；轧制：将钢坯加热至1150～1200℃，保温2～6小时，轧前用高压水除净氧化铁皮，轧制过程中采用高压水除磷，轧制包括粗轧和精轧，粗轧温度控制在1000～1150℃；精轧开轧温度为950～1050℃，终轧温度高于900℃，轧制成60～120mm厚钢板；
(4)热处理：钢板经800℃～950℃进保温时间60～300分钟后，超快冷淬火至室温，淬火保持时间为t淬火保持＝30+(H-10)×1.5，单位为min，H为成品钢板厚度，单位为mm；随后在550～700℃回火120～540分钟，空冷至室温，回火保持时间为t回火保持＝60+(H-10)×2.5，单位为min，H为成品钢板厚度，单位为mm。
2.一种如权利要求1所述的方法制备的纳米钢，其特征在于，显微组织由超低碳板条马氏体组织和片状逆变奥氏体组成。
3.根据权利要求2所述的纳米钢，其特征在于，屈服强度≥850MPa，-84℃夏比V缺口冲击功≥150J，延伸率≥15％。
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