屈服强度960MPa级焊接结构钢
阅读：472发布：2020-05-13
专利汇可以提供屈服强度960MPa级焊接结构钢专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 涉及 屈服强度 达960MPa级别的超高强度 焊接 结构 钢 。其解决目前本领域存在的将V、Nb、Ni、Mo等作为必要的 合金 元素，其导致成本高、添加元素多等不足。措施：屈服强度960MPa级焊接结构钢，其组分及重量百分比为：C：0.14～0.19、Si：0.15～0.40、Mn：1.40～＜1.7、Mo：0.41～0.60、B：0.0005～0.002、Cr：0～0.50、Ni：0～0.40、Nb：0～0.03、Ti：0.010～0.050、Als：0.01～0.06、P：≤0.020、S：≤0.010，其余为Fe及不可避免杂质；同时满足： 碳 当量CEV(％)＜0.65或Pcm(％)＜0.35。本发明钢 轧制 及 热处理 工艺简单，轧制过程无需控冷，热处理工艺可控范围较宽。本发明钢还具有十分优异的低温冲击韧性及很低的碳当量。，下面是屈服强度960MPa级焊接结构钢专利的具体信息内容。
1、屈服强度960MPa级焊接结构钢，其化学组分及重量百分比为：
C：0.14～0.19、Si：0.15～0.40、Mn：1.40～<1.7、Mo：0.41～0.60、B：0.0005～0.002、 Cr：0～0.50、Ni：0～0.40、Nb：0～0.03、Ti：0.010～0.050、Als：0.01～0.06、P：≤ 0.020、S：≤0.010，其余为Fe及不可避免杂质；同时满足：碳当量CEV(％)＝ C+Mn/6+(Mo+Cr+V)/5+(Ni+Cu)/15<0.65或
Pcm(％)＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B)<0.35。
2、如权利要求1所述的屈服强度960MPa级焊接结构钢，其特征在于：Mo的重量百分比为 0.45～0.57。
技术领域
本发明涉及低合金化钢，具体地指一种屈服强度达960MPa级别的超高强度焊接结构钢。
背景技术
中国国内钢铁企业尚不能够生产屈服强度在900MPa以上的焊接结构用钢，目前武汉钢 铁集团公司发明了屈服强度为880MPa及以上的焊接结构用钢，具体牌号为HG980。该钢采 用调质工艺生产，最小屈服强度在880MPa以上，成份中含有较高的Nb、V等微合金元素。 更高强度级别的钢板，主要牌号有瑞典奥克隆德钢厂的WELDOX钢板，该系列钢板的屈服 强度可达900～1300MPa。日本JFE公司也可以生产最小屈服强度960MPa级的焊接结构钢板， 具体牌号为S960。
国外屈服强度在900MPa或960MPa级别的焊接结构钢也一般采用淬火+回火工艺生产， 由于对钢板的强度要求极高，容易在回火过程中由于回火温度较高或回火时间较长而出现软 化现象，从而不能够保证钢板的强度，因此，该强度级别的钢板化学成份中通常含有较多的 微合金元素V、Nb等，以利用细小第二相粒子的析出强化和钉轧晶界的作用，提高钢的强度 和抗高温回火软化能力。从能够生产900MPa及以上级别焊接结构钢的钢铁企业官方网站中 查阅到的该级别钢种的供货技术条件中可看出，该级别钢板通常将V、Nb、Ni、Mo等作为 必要的合金元素。本发明基于目前现状，提出了一种屈服强度超过960MPa、进一步优化为超 过1000MPa的超高强度焊接结构钢的化学成份设计思路，其特点是在化学成份中添加适量的 Mo来保证钢的高温回火稳定性和回火强度，取消了V，极大减少了Nb等微合金元素的添加。 本发明钢轧制及热处理工艺简单易行，轧制过程无需控冷，热处理工艺可控范围较宽。本发 明钢同时还具有十分优异的低温冲击韧性，以及很低的碳当量。
国外屈服强度在900MPa或960MPa级别的焊接结构钢也一般采用淬火+回火工艺生产， 由于对钢板的强度要求极高，容易在回火过程中由于回火温度较高或回火时间较长而出现软 化现象，从而不能够保证钢板的强度，因此，该强度级别的钢板化学成份中通常含有较多的 微合金元素V、Nb等，以利用细小第二相粒子的析出强化和钉轧晶界的作用，提高钢的强度 和抗高温回火软化能力。从能够生产900MPa及以上级别焊接结构钢的钢铁企业官方网站中 查阅到的该级别钢种的供货技术条件中可看出，该级别钢板通常将V、Nb、Ni、Mo等作为 必要的合金元素。本发明基于目前现状，提出了一种屈服强度超过960MPa、进一步优化为超 过1000MPa的超高强度焊接结构钢的化学成份设计思路，其特点是在化学成份中添加适量的 Mo来保证钢的高温回火稳定性和回火强度，取消了V，极大减少了Nb等微合金元素的添加。 本发明钢轧制及热处理工艺简单易行，轧制过程无需控冷，热处理工艺可控范围较宽。本发 明钢同时还具有十分优异的低温冲击韧性，以及很低的碳当量。
发明内容
本发明的目的就是要提供一种屈服强度超过960MPa、进一步优化为超过1000MPa，同 时具有极优异低温冲击韧性和较低碳当量的屈服强度超过960MPa焊接结构钢。
实现上述目的的技术措施：
960Mpa级高强度焊接结构钢，其化学组分及重量百分比为：
C：0.14～0.19、Si：0.15～0.40、Mn：1.40～<1.70、Mo：0.41～0.60、B：0.0005～0.002、
Cr：0～0.50、Ni：0～0.40、Nb：0～0.03、Ti：0.010～0.050、Als：0.01～0.06、P：≤
0.020、S：≤0.010，其余为Fe及不可避免杂质；同时满足：碳当量CEV(％)＝
C+Mn/6+(Mo+Cr+V)/5+(Ni+Cu)/15<0.65或
Pcm(％)＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B)<0.35。
其在于：Mo的重量百分比为0.45～0.57。
为了保证钢的屈服强度能够达到960MPa、甚至1000MPa以上，在化学成份设计过程中 重点考虑如下因素：钢的淬透性、淬火态组织的回火稳定性和回火强度。下面根据这三方面 的原因详述本发明中各元素的作用及限定量的理由：
本发明C的重量百分比含量为0.14～0.19，C是保证淬透性的主要合金元素，为了在水 淬时得到完全的马氏体组织。从强度方面考虑，钢的淬火态组织为马氏体，而C是保证马氏 体强度的最主要合金元素，根据对合金元素总量小于5％、含有少量Ti、Nb或Zr等的结构钢 回归分析表明，钢中马氏体组织的硬度HVM＝127+949C+27Si+11Mn+8Ni+16Cr+211gVM(VM 为马氏体临界冷速，各元素均为质量百分数)，从中可以看出，影响马氏体硬度的决定性成份 为C，合金元素的作用很小，为了保证淬火态组织的抗拉强度达到1000MPa以上，以保证本 发明钢所需达到的强度，C的上限值则考虑了防止钢的强度及碳当量过高，且C含量对钢的 抗高温回火能力有负作用，在保证必要的淬透性和强度的基础上，C量不宜过多，因此将C 的重量百分比含量上限定为0.19。
本发明Mn的重量百分比含量为1.40～<1.70。Mn是钢中重要的固溶强化元素，能够提 高淬透性，且能在强化钢的同时改善韧性，但当Mn含量过高时，则导致淬透性和韧性降低。
本发明B的重量百分比含量为0.0005～0.002。添加微量B是提高淬透性的极佳途径，B 增加淬透性的良好作用在于B易于偏聚于奥氏体晶粒的界面上，降低了奥氏体晶界的界面能， 减少了过冷奥氏体分解时的形核率，因而有效地推迟过冷奥氏体的分解转变，根据大量研究 结果，当以固溶形式存在于钢中时(即酸溶硼)，0.0005的B即可极大提高钢的淬透性，充 分发挥B的作用可有效减少其它合金元素的添加。对于不以固溶方式存在的B则没有提高淬 透性的作用，且B含量过高易形成B的碳化物和氮化物，并集聚在原奥氏体晶界，促使附近 地区位错密度增高，可以作为氢在局部地区的陷阱，因而促使此处发生晶界开裂。为保证必 要的酸溶硼含量，并避免过高含量的B对性能的不利影响，作出上述含量限定。
本发明Mo的重量百分比含量为0.41～0.60，Mo能够抑制或减轻钢中杂质偏聚现象，改 善调质钢的高温回火脆性，避免钢在550℃～580℃回火时出现的脆化现象(第二类回火脆性)， 是调质钢中不可或缺的重要合金元素。Mo具有很高的抗回火能力，为了保证钢在550℃以 上的回火强度仍能超过900MPa，Mo含量低限控制在0.41，Mo含量超过0.6时则显著增加 焊接热影响区的再热裂纹敏感性，因此对Mo含量作出上述限定。
本发明Cr的重量百分比含量为0～0.50。Cr能够增加钢的淬透性，少量Cr还有改善韧 性的作用，但Cr对提高钢的抗高温回火能力的作用不大，且Cr过高会损害韧性和焊接性能。
本发明Ni的重量百分比含量为0～0.40。Ni能够提高钢的抗高温回火软化能力和低温冲 击韧性，对于提高马氏体的强度作用不大，且Ni过高将极大增加钢的合金成本。
本发明Nb的重量百分比含量为0～0.030。Nb可与钢中C、N结合形成微小的第二相粒 子，从而在回火时保持钢的强度，并可同时提高钢的韧性。
本发明Ti的重量百分比含量为0.010～0.050。Ti可与钢中N结合形成细小TiN粒子， 从而在加热过程中钉轧晶界并防止奥氏体晶粒过度长大，这对于得到细小的淬火组织，从而 提高钢的强度和韧性是有利的。
本发明Si的重量百分比含量为0.15～0.40。Si主要是以固溶强化形式提高钢的强度，同 时也是钢中的脱氧元素，但含量不可过高，以免降低钢的韧性和焊接性能。
本发明Als的重量百分比含量控制在0.01～0.06。Al是钢中的主要脱氧元素，Al含量过 高则导致Al的氧化物夹杂增加，降低钢的纯净度，不利于钢的韧性及耐候性能。此外，Al 的氮化物熔点较高，在生产中，AlN可以用来阻止晶粒长大。
本发明的P的重量百分比含量≤0.020、S的重量百分比含量≤0.010。较高的磷含量可以 大幅度提高钢的耐候性，但是磷在钢中具有容易造成偏析、恶化焊接性能、显著降低钢的低 温冲击韧性、提高脆性转变温度，所以，考虑到本发明钢强度较高，控制P≤0.020。S易与 Mn结合生成MnS夹杂，S还影响钢的低温冲击韧性。因此，本发明应采用洁净钢生产工艺， 尽量减少P、S元素对钢性能的不利影响。
本发明的新型焊接结构钢具有如下优点：
(1)本发明钢具有极高的强度和低温冲击韧性，屈服强度不低于960MPa、进一步优化 为不低于1000MPa，延伸率不低于10.0％、进一步优化为不低于11.0％、最优可超过14.0％， -20℃ AKV(7.5×10×55mm试样)不低于50J、进一步优化为不低于60J、最优可达80J以 上，且能够得到具有韧窝特征的冲击断口，强韧性匹配十分优异。
(2)本发明钢化学成份以C-Mn-Mo-B成份为基础，并进行了Cr、Ni的单独或复合添加， 由于采用了多元少量复合合金化方法，充分利用了各种元素对于钢的淬透性和强韧性影响的 协同作用，在极高的强度水平上使钢具有较低的碳当量，CEV(％)<0.65或Pcm(％)<0.35。
(3)本发明钢的冶炼、轧制过程无复杂控制环节，轧制过程不需控冷。
实现上述目的的技术措施：
960Mpa级高强度焊接结构钢，其化学组分及重量百分比为：
C：0.14～0.19、Si：0.15～0.40、Mn：1.40～<1.70、Mo：0.41～0.60、B：0.0005～0.002、
Cr：0～0.50、Ni：0～0.40、Nb：0～0.03、Ti：0.010～0.050、Als：0.01～0.06、P：≤
0.020、S：≤0.010，其余为Fe及不可避免杂质；同时满足：碳当量CEV(％)＝
C+Mn/6+(Mo+Cr+V)/5+(Ni+Cu)/15<0.65或
Pcm(％)＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B)<0.35。
其在于：Mo的重量百分比为0.45～0.57。
为了保证钢的屈服强度能够达到960MPa、甚至1000MPa以上，在化学成份设计过程中 重点考虑如下因素：钢的淬透性、淬火态组织的回火稳定性和回火强度。下面根据这三方面 的原因详述本发明中各元素的作用及限定量的理由：
本发明C的重量百分比含量为0.14～0.19，C是保证淬透性的主要合金元素，为了在水 淬时得到完全的马氏体组织。从强度方面考虑，钢的淬火态组织为马氏体，而C是保证马氏 体强度的最主要合金元素，根据对合金元素总量小于5％、含有少量Ti、Nb或Zr等的结构钢 回归分析表明，钢中马氏体组织的硬度HVM＝127+949C+27Si+11Mn+8Ni+16Cr+211gVM(VM 为马氏体临界冷速，各元素均为质量百分数)，从中可以看出，影响马氏体硬度的决定性成份 为C，合金元素的作用很小，为了保证淬火态组织的抗拉强度达到1000MPa以上，以保证本 发明钢所需达到的强度，C的上限值则考虑了防止钢的强度及碳当量过高，且C含量对钢的 抗高温回火能力有负作用，在保证必要的淬透性和强度的基础上，C量不宜过多，因此将C 的重量百分比含量上限定为0.19。
本发明Mn的重量百分比含量为1.40～<1.70。Mn是钢中重要的固溶强化元素，能够提 高淬透性，且能在强化钢的同时改善韧性，但当Mn含量过高时，则导致淬透性和韧性降低。
本发明B的重量百分比含量为0.0005～0.002。添加微量B是提高淬透性的极佳途径，B 增加淬透性的良好作用在于B易于偏聚于奥氏体晶粒的界面上，降低了奥氏体晶界的界面能， 减少了过冷奥氏体分解时的形核率，因而有效地推迟过冷奥氏体的分解转变，根据大量研究 结果，当以固溶形式存在于钢中时(即酸溶硼)，0.0005的B即可极大提高钢的淬透性，充 分发挥B的作用可有效减少其它合金元素的添加。对于不以固溶方式存在的B则没有提高淬 透性的作用，且B含量过高易形成B的碳化物和氮化物，并集聚在原奥氏体晶界，促使附近 地区位错密度增高，可以作为氢在局部地区的陷阱，因而促使此处发生晶界开裂。为保证必 要的酸溶硼含量，并避免过高含量的B对性能的不利影响，作出上述含量限定。
本发明Mo的重量百分比含量为0.41～0.60，Mo能够抑制或减轻钢中杂质偏聚现象，改 善调质钢的高温回火脆性，避免钢在550℃～580℃回火时出现的脆化现象(第二类回火脆性)， 是调质钢中不可或缺的重要合金元素。Mo具有很高的抗回火能力，为了保证钢在550℃以 上的回火强度仍能超过900MPa，Mo含量低限控制在0.41，Mo含量超过0.6时则显著增加 焊接热影响区的再热裂纹敏感性，因此对Mo含量作出上述限定。
本发明Cr的重量百分比含量为0～0.50。Cr能够增加钢的淬透性，少量Cr还有改善韧 性的作用，但Cr对提高钢的抗高温回火能力的作用不大，且Cr过高会损害韧性和焊接性能。
本发明Ni的重量百分比含量为0～0.40。Ni能够提高钢的抗高温回火软化能力和低温冲 击韧性，对于提高马氏体的强度作用不大，且Ni过高将极大增加钢的合金成本。
本发明Nb的重量百分比含量为0～0.030。Nb可与钢中C、N结合形成微小的第二相粒 子，从而在回火时保持钢的强度，并可同时提高钢的韧性。
本发明Ti的重量百分比含量为0.010～0.050。Ti可与钢中N结合形成细小TiN粒子， 从而在加热过程中钉轧晶界并防止奥氏体晶粒过度长大，这对于得到细小的淬火组织，从而 提高钢的强度和韧性是有利的。
本发明Si的重量百分比含量为0.15～0.40。Si主要是以固溶强化形式提高钢的强度，同 时也是钢中的脱氧元素，但含量不可过高，以免降低钢的韧性和焊接性能。
本发明Als的重量百分比含量控制在0.01～0.06。Al是钢中的主要脱氧元素，Al含量过 高则导致Al的氧化物夹杂增加，降低钢的纯净度，不利于钢的韧性及耐候性能。此外，Al 的氮化物熔点较高，在生产中，AlN可以用来阻止晶粒长大。
本发明的P的重量百分比含量≤0.020、S的重量百分比含量≤0.010。较高的磷含量可以 大幅度提高钢的耐候性，但是磷在钢中具有容易造成偏析、恶化焊接性能、显著降低钢的低 温冲击韧性、提高脆性转变温度，所以，考虑到本发明钢强度较高，控制P≤0.020。S易与 Mn结合生成MnS夹杂，S还影响钢的低温冲击韧性。因此，本发明应采用洁净钢生产工艺， 尽量减少P、S元素对钢性能的不利影响。
本发明的新型焊接结构钢具有如下优点：
(1)本发明钢具有极高的强度和低温冲击韧性，屈服强度不低于960MPa、进一步优化 为不低于1000MPa，延伸率不低于10.0％、进一步优化为不低于11.0％、最优可超过14.0％， -20℃ AKV(7.5×10×55mm试样)不低于50J、进一步优化为不低于60J、最优可达80J以 上，且能够得到具有韧窝特征的冲击断口，强韧性匹配十分优异。
(2)本发明钢化学成份以C-Mn-Mo-B成份为基础，并进行了Cr、Ni的单独或复合添加， 由于采用了多元少量复合合金化方法，充分利用了各种元素对于钢的淬透性和强韧性影响的 协同作用，在极高的强度水平上使钢具有较低的碳当量，CEV(％)<0.65或Pcm(％)<0.35。
(3)本发明钢的冶炼、轧制过程无复杂控制环节，轧制过程不需控冷。
具体实施方式
采用50公斤真空感应炉冶炼本发明钢，以及一炉不含Mo的对比钢。
本发明实施的条件：将冶炼的50公斤钢锭在电炉中加热至1200℃，保温时间大于60min， 然后在实验轧机上轧成10mm厚钢板。轧制过程采用高温大压下以充分细化奥氏体晶粒，道 次压下率≥30％，开轧温度约1050℃，轧制道次间不控冷，终轧入口温度约1000～1020℃， 轧后钢板不进行喷水冷却，而采用空冷方式。
轧制后将钢板切割成10×200×350mm的小块，进行淬火+回火热处理：淬火温度为880 ℃～920℃，保温10min后水淬；淬火后进行回火处理，回火温度为550℃～600℃，保温时 间15min～25min，即板厚(mm)×(1.5～2.5)min/mm。
将轧制后的本发明钢沿纵向加工拉伸、冲击试样，进行力学性能检测，冲击试验采用7.5 ×10×55mm夏比试样。
本发明实施例钢化学成份(wt％)
实 施 例 C Si Mn P S Als Mo Cr Ni Ti Nb B CEV PCM 1 0.173 0.23 1.40 0.005 0.005 0.01 0.41 0.26 0 0.039 / 0.0024 0.54 0.29 2 0.178 0.15 1.51 0.008 0.007 0.032 0.46 0.22 0 0.036 0.024 0.0019 0.57 0.30 3 0.182 0.28 1.70 0.015 0.009 0.046 0.55 0 0.395 0.042 / 0.0020 0.60 0.32 4 0.189 0.35 1.60 0.018 0.005 0.025 0.51 0.32 0.11 0.042 / 0.0032 0.63 0.33 5 0.14 0.40 1.50 0.015 0.006 0.06 0.60 0.50 0.023 0.05 0.03 0.0005 0.61 0.29 对 比 例 0.153 0.15 1.40 0.005 0.005 0.01 / 0.20 / 0.026 0.019 0.0005 0.43 0.24
按本发明所述制备的钢板，钢屈服强度达960～1015MPa，抗拉强度达985～1035MPa， 屈强比大于0.90，延伸率10.0％～14.5％，-20℃AKV(7.5×10×55mm试样)达52～87J， 且冲击断口具有韧窝形貌。钢板具有回火索氏体组织，基体中弥散分布着十分细小的碳化物 (或渗碳体)颗粒。在透射电镜下观察，钢板在淬火时形成的马氏体板条基本形貌仍被保留， 渗碳体呈不规则颗粒状、长条形棒状或片状，其中颗粒状渗碳体尺寸范围为35nm～120nm， 条形渗碳体长度尺寸范围为120nm～500nm，析出物尺寸十分细小，未出现显著的粗化现象， 说明钢板具有较好的回火稳定性。
本发明实施的条件：将冶炼的50公斤钢锭在电炉中加热至1200℃，保温时间大于60min， 然后在实验轧机上轧成10mm厚钢板。轧制过程采用高温大压下以充分细化奥氏体晶粒，道 次压下率≥30％，开轧温度约1050℃，轧制道次间不控冷，终轧入口温度约1000～1020℃， 轧后钢板不进行喷水冷却，而采用空冷方式。
轧制后将钢板切割成10×200×350mm的小块，进行淬火+回火热处理：淬火温度为880 ℃～920℃，保温10min后水淬；淬火后进行回火处理，回火温度为550℃～600℃，保温时 间15min～25min，即板厚(mm)×(1.5～2.5)min/mm。
将轧制后的本发明钢沿纵向加工拉伸、冲击试样，进行力学性能检测，冲击试验采用7.5 ×10×55mm夏比试样。
本发明实施例钢化学成份(wt％)
实 施 例 C Si Mn P S Als Mo Cr Ni Ti Nb B CEV PCM 1 0.173 0.23 1.40 0.005 0.005 0.01 0.41 0.26 0 0.039 / 0.0024 0.54 0.29 2 0.178 0.15 1.51 0.008 0.007 0.032 0.46 0.22 0 0.036 0.024 0.0019 0.57 0.30 3 0.182 0.28 1.70 0.015 0.009 0.046 0.55 0 0.395 0.042 / 0.0020 0.60 0.32 4 0.189 0.35 1.60 0.018 0.005 0.025 0.51 0.32 0.11 0.042 / 0.0032 0.63 0.33 5 0.14 0.40 1.50 0.015 0.006 0.06 0.60 0.50 0.023 0.05 0.03 0.0005 0.61 0.29 对 比 例 0.153 0.15 1.40 0.005 0.005 0.01 / 0.20 / 0.026 0.019 0.0005 0.43 0.24
按本发明所述制备的钢板，钢屈服强度达960～1015MPa，抗拉强度达985～1035MPa， 屈强比大于0.90，延伸率10.0％～14.5％，-20℃AKV(7.5×10×55mm试样)达52～87J， 且冲击断口具有韧窝形貌。钢板具有回火索氏体组织，基体中弥散分布着十分细小的碳化物 (或渗碳体)颗粒。在透射电镜下观察，钢板在淬火时形成的马氏体板条基本形貌仍被保留， 渗碳体呈不规则颗粒状、长条形棒状或片状，其中颗粒状渗碳体尺寸范围为35nm～120nm， 条形渗碳体长度尺寸范围为120nm～500nm，析出物尺寸十分细小，未出现显著的粗化现象， 说明钢板具有较好的回火稳定性。
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