一种焊接性能优良的超高强钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及高强钢技术领域，具体涉及一种焊接性能优良的超高强钢及其制造方法。

背景技术

工程机械是设备工业的重要组成部分。随着工程机械行业大型化、高端化和轻量化的发展，其用钢的强度级别不断提高，已普遍从原来的500～600MPa上升至800MPa、900MPa甚至1000MPa。由于工程机械用高强钢的服役环境苛刻，在高强度之外，对钢板的延伸率、折弯性能、韧性以及焊接性能有严格要求。

当前屈服强度960MPa级调质高强钢在工程机械行业已得到广泛应用。此类钢种为了保证较高的韧性，回火温度往往较高，而在较高回火温度下保持屈服大于960MPa的超高强度，需要加入大量Cr、Mo和V等抗回火软化的贵金属元素。如中国发明专利CN103014538B公开了一种屈服强度960MPa级高强度钢板及其制造方法，通过加入Cr≤0.70％，Ni≤0.30％，Mo≤0.30％得到屈服≥960MPa，延伸率A50≥18％，-60℃冲击≥50J的超高强结构钢。中国发明专利CN113430458A公开了一种屈服强度1040MPa以上级超高强钢板及其制造方法，钢中加入了Cr：0.20～0.60％，Mo：0.20～0.80％，V：0.02～0.12％元素。

除了钢种本身的力学性能以外，工程机械行业还要求钢种在焊接后具有良好的力学性能，如焊接接头等强匹配(即焊接接头强度不低于母材强度)、焊接接头具有良好的折弯性能以及焊接热影响区具有高韧性等。为了提高焊接接头强度，需要加入更多抗高温软化的Cr、V和Mo元素，极大地提升了钢种的合金成本。目前，该强度级别的工程机械用超高强钢的相关专利中几乎未提及能够保证如此高的焊接性能要求。因此，亟待开发一种成本相对较低，同时兼具高强度和优良焊接性能的高强钢。

发明内容

本发明的目的在于提供一种焊接性能优良的超高强钢及其制造方法，通过加入适量廉价的Ti、Si和Al元素和少量Cr、V等贵金属元素，并结合热轧卷取温度的控制，使组织中形成纳米级TiC析出相，提高钢的强度。同时，利用TiC析出相的高温稳定性，其在焊接过程中难以溶解或粗化，提高焊接接头的强度。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种焊接性能优良的超高强钢，其化学成分重量百分比为：C：0.15～0.20％，Si：0.31～0.50％，Al：0.020～0.20％，Mn：0.8～1.6％，Cr：0.20～1.0％，Ti：0.05～0.15％，V：0.020～0.080％，N≤0.005％，P≤0.020％，S≤0.0050％，O≤0.0040％，Ti+V≥0.09％，余量包含Fe及其它不可避免杂质。

进一步，余量为Fe及其它不可避免杂质。

更进一步，还满足：0.3≤Si+Al≤0.7；可确保在热处理前的组织中形成弥散分布的纳米级TiC析出相，更好地实现发明效果。

又，还包含Mo≤0.20％，Cu≤0.40％，Nb≤0.030％，Ni≤0.50％，B≤0.0020％，RE≤0.0020％，Ca≤0.005％中的一种或一种以上。

本发明所述超高强钢的显微组织为高温回火马氏体+纳米级TiC析出相+V、Cr的碳化物。

本发明所述超高强钢的屈服强度≥960MPa，抗拉强度为≥980MPa，延伸率≥18％，裂纹敏感系数P

本发明所述超高强钢经过气体保护对焊后，焊接接头抗拉强度≥980MPa，横向试样弯心直径d＝4a，180°弯曲合格，热影响区-40℃冲击功≥60J。

在本发明所述焊接性能优良的超高强钢的成分设计中：

C：C是钢中的基本元素，也是强化马氏体钢的重要元素。0.15％以上的C能保证淬火态钢板的强度；然而，C含量较高会导致整体C当量的提高，焊接时容易产生裂纹。因此，本发明的C含量范围为0.15～0.2％。

Si和Al：Si和Al是钢中的基本元素，同时也是本发明中的重要元素之。Si提高了固溶强化效果，Al元素可以起到较好的脱氧作用。除此之外，Si和Al元素能抑制回火过程中抑制碳化物的析出、改善钢的韧性。在本发明中，Si和Al更重要的作用是二者含量≥0.3时可以显著促进奥氏体向铁素体转变，提升卷取时奥氏体向铁素相变时界面的迁移速率，使其与TiC析出时Ti的扩散速率相匹配，从而提高TiC在铁素体相变过程中的相间析出量，细化TiC析出相的尺寸，提高TiC的析出强化效果。Si+Al的含量≥0.7时，相变以及界面迁移速率过快，TiC来不及析出，失去强化效果。此外，过高的Si容易引起钢表面的红铁皮，同时形成过多氧化物夹杂缺陷，恶化钢的韧性。因此，本发明要求0.3≤Si+Al≤0.7。

Mn：Mn元素在0.8％以上可以提高钢的淬透性；然而，Mn含量超过1.6％容易产生偏析和MnS等夹杂物，恶化马氏体高强钢的韧性。因此，本发明的Mn含量范围为0.80～1.60％。

Cr：Cr元素在0.2％以上可以提高钢的淬透性，有利于在淬火时形成全马氏体组织，Cr在回火过程中形成Cr的碳化物，具有抗回火软化的作用；然而，Cr含量超过1.0％在焊接时会出现较大的火花，影响焊接质量。因此，本发明的Cr含量范围为0.20～1.0％。

Mo：Mo元素可以提高钢的淬透性，有利于在淬火时形成全马氏体组织；Mo在高温回火时与C反应形成碳化物颗粒，具有抗高温回火软化和焊接接头软化的作用；然而，Mo含量太高会导致碳当量提高，恶化焊接性能，同时Mo属于贵金属，会提高成本。因此，本发明的Mo含量范围为≤0.2％。

Ni：Ni元素具有细化马氏体组织，改善钢的韧性的作用；Ni元素也可改善焊接热影响区的韧性。Ni含量太高会导致碳当量提高，恶化焊接性能，同时Ni属于贵金属，会提高成本。本发明的Ni含量范围为≤0.50％。

Cu：Cu元素在回火时可以产生一定的沉淀强化作用，此外添加一定的Cu元素可以提高工程机械用超高强钢的耐腐蚀性。本发明的Cu含量范围为≤0.40％。

Nb：Nb为微合金元素，与C、N等元素形成纳米级析出物，在加热时抑制奥氏体晶粒的长大；Nb可以提高未再结晶临界温度Tnr，扩大生产窗口，本发明的铌含量范围为≤0.030％。

Ti：Ti元素是本发明的最重要元素之一。Ti与钢中C原子有很强的结合力，形成碳化物。本发明的成分设计思路主要是想使钢在奥氏体向铁素体转变过程中形成细小弥散的Ti的纳米碳化物，从而极大发挥碳化物的析出强化效果，保证钢的强度。同时，Ti的碳化物较为稳定，在较高温度下仍不能发生明显的溶解，从而在焊接后仍可以保留在组织中，提升焊接接头的强度。Ti的含量在0.05％以上时才能发挥明显的析出强化效果，但Ti含量高于0.15％时，Ti在板坯加热时难以完全溶解而失去作用，并且过多的Ti会导致TiN夹杂物的粗化，恶化钢的韧性。因此，本发明的Ti含量范围为0.05～0.15％。

V：V元素可以细化晶粒，提高钢的韧性。V在回火过程中与C反应形成碳化物，进一步起到析出强化效果。V属于贵金属，过多的V会提升成本。因此本发明的V的范围为0.020～0.080％。

B：微量的B可以提高钢的淬透性，提高钢的强度；然而，超过0.0020％的B容易产生偏析，形成碳硼化合物，严重恶化钢的韧性以及焊接性能。因此，本发明的硼含量范围为≤0.0020％。

RE：稀土元素可以改善钢中夹杂物的形貌，使夹杂物更加细小弥散，尤其是对于本发明的高Ti成分钢种，能显著改善TiN夹杂物的尺寸形貌，提升钢的韧性和疲劳性能。过多的稀土元素导致成本提高。本发明的RE范围为≤0.0020％。

Ca：Ca元素可以在钢冶炼过程中的起到净化剂作用，改善钢的韧性；然而，Ca含量超过0.005％容易形成尺寸较大的Ca的化合物，反而会恶化韧性。因此，本发明Ca含量范围为≤0.005％。

N：本发明要求严格控制N元素的范围，N含量超过0.005％容易导致形成粗大的析出物颗粒，恶化韧性。因此，本发明N含量≤0.005％。

P、S和O：P、S和O作为杂质元素影响钢的塑、韧性，本发明对其控制范围分别为P≤0.020％，S≤0.0050％，O≤0.0040％。

另外，本发明还要求：Ti+V≥0.09％，这是为了充分发挥TiC和VC在热处理过程的析出强化作用。Ti+V≥0.09％时，本发明TiC和VC的微纳米析出可以产生120-200MPa的析出强化作用。

本发明所述的焊接性能优良的超高强钢的生产方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造；

按上述成分冶炼、铸造成坯；

2)铸坯加热；

3)轧制；终轧温度≥880℃；

4)冷却、卷取

轧后钢板以≥60℃/s的冷速冷却至550～700℃后卷取，然后空冷至室温；获得微观组织为铁素体+纳米TiC析出相+珠光体的热轧基板；

5)淬火热处理

将热轧基板加热到Ac

6)回火热处理

回火温度为500～650℃，钢板芯部达到炉温后保温≥5min，空冷至室温，获得高温回火马氏体+纳米级TiC析出相+V、Cr的碳化物组织。

优选的，步骤2)中，铸坯加热温度≥1230℃，铸坯芯部到炉温后开始保温，保温时间>1.5h。

优选的，步骤3)中，轧制最后一道次压下率≤25％。

在本发明所述的焊接性能优良的超高强钢的制造方法中：

步骤2)铸坯加热工序中，控制加热温度≥1230℃，铸坯芯部保温间>1.5h，可以保证Ti及其他合金元素充分固溶，从而更好的发挥析出强化效果。

步骤3)轧制工序中，设置轧制最后一道次压下率≤25％，终轧温度为≥880℃，是为了减少TiC在热轧过程中的形变诱导析出。最后一道次下压率过大，奥氏体中储存的形变能高，终轧温度过低Ti的固溶度低，二者均促进TiC在奥氏体中的形变诱导析出，从而减少了其在卷取过程中的析出量。诱导析出的TiC颗粒尺寸较大，对强度几乎没有贡献，同时损害钢种的韧性。

步骤4)冷却工序中，热轧后以≥60℃/s的冷速冷至550～700℃卷取是为了钢在卷取时发生铁素体相变，使TiC在铁素体/奥氏体界面上弥散析出，即发生相间析出，以获得弥散分布的纳米级TiC析出相，极大地发挥析出强化效果，同时提高钢板强度和其焊接后的接头强度。

步骤5)淬火热处理工序中，淬火温度为Ac

步骤6)回火热处理工序中，由于本发明所述成分体系的钢回火温度超过500℃且钢板芯部达到炉温后保温5min以上，可以有效去除钢板内应力，同时使马氏体内部位错发生回复提高钢的塑性，并且合金Mo、Cr和V在该温度下会与C反应形成细小的合金碳化物，提高钢的屈服强度；回火温度超过650℃，合金碳化物发生粗化，会恶化钢的韧性并降低钢的强度；通过调整回火温度和时间可以实现强塑性的最佳匹配。

本发明的有益效果在于：

1.本发明添加较高的Ti元素，通过纳米TiC析出相提高钢种的强度和焊接接头强度，减少贵金属元素Cr、Mo和V的添加；

2.本发明合理控至Si和Al元素的含量以及卷取温度，促进TiC在卷取过程中发生相间析出，使TiC析出充分且细小弥散，提升析出强化效果。

附图说明

图1为本发明实施例4热轧卷取后钢板的扫描电子显微组织照片；

图2为本发明实施例4热处理后钢板的扫描电子显微组织照片。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

本发明实施例钢的成分参见表1，表2为本发明实施例钢的制造工艺参数；本发明实施例钢的性能参数参见表3。

图1和图2分别给出了本发明实施例4的卷取后和热处理后的扫描电子显微组织照片。

从照片上可以看出，热轧基板由铁素体和珠光体组成，基体中弥散分布着纳米级析出相(图1)；热处理后的组织为回火马氏体组织，组织也能看到弥散分布的纳米级碳化物析出相(图2)，这是本发明通过添加高Ti成分，并配合Si和Al的添加以及热轧工艺实现的纳米级析出强化效果的体现。

根据国标GB/T228.1-2010《金属材料拉伸试验标准》对实施例进行了力学性能测试，将各实施例和比较例中的调质处理后的钢板进行纵向拉伸和纵向冲击试验，各实施例样板对应的性能如表3所示。

采用标准的焊接工艺：两张钢板单侧开30°坡口进行对焊；采用90Kg级焊丝，10KJ/cm的焊接热输入；采用气体保护焊焊接，保护气为80％Ar+20％CO

从力学性能上看，本发明钢具有超高的强度，屈服≥960MPa，延伸率在18％以上。焊接后能接头强度能达到等强匹配要求，即接头强度≥980MPa。焊接接头具有良好的冷弯性能，在d＝4a,90°条件下合格，焊接热影响区韧性较高，-40℃冲击功>60J。普通的超高强钢焊接接头难以达到该强度级别，且焊接接头-40℃冲击普遍在40J以下。

上述结果显示本发明的实施例具有特定元素组成，特别是具有特定的较高的Ti含量以及Si和Al元素组合，进行特定卷取和热处理，由此获得的钢板在确保高强度，高韧性的同时，获得等强匹配的焊接接头强度和优异的焊接热影响区韧性。

本发明所述焊接性能优良的超高强钢可用于各种要求使用高强度钢的领域，特别是同时要求高强度和高焊接强度和热影响区韧性的工程机械用钢板的用途。