本專利屬于高強(qiáng)度焊接結(jié)構(gòu)鋼技術(shù)領(lǐng)域，特別是涉及一種高Ti700MPa級(jí)工程機(jī)械用寬厚鋼板及生產(chǎn)方法。

背景技術(shù)：
在工程機(jī)械和鋼結(jié)構(gòu)領(lǐng)域，近年來對(duì)低屈強(qiáng)比的高強(qiáng)度鋼板需求量逐漸增加，同時(shí)對(duì)鋼板的焊接性能、冷加工性能等提出了更高的要求。Ti是低合金高強(qiáng)度鋼中的重要微合金元素之一。根據(jù)添加的Ti含量一般分為三類：微Ti含量（0.010%-0.020%），中等Ti含量（0.020%-0.040%），高Ti含量（0.040%-0.15%）。微Ti含量重要用于鋼的微Ti處理工藝，對(duì)于改善鋼坯質(zhì)量，限制加熱過程奧氏體晶粒長(zhǎng)大，改善低溫韌性等方面具有良好的作用。中等Ti含量主要用于優(yōu)化焊接過程中TiN的析出物的尺寸和分布，改善焊接熱影響區(qū)低溫韌性。高Ti含量主要通過TiC粒子和Ti(C,N)粒子在不同階段的沉淀析出改善鋼板的組織和性能。具體可以表現(xiàn)為：（1）加熱過程高溫奧氏體化時(shí)穩(wěn)定的TiN和Ti(C,N)粒子，抑制奧氏體的過分長(zhǎng)大；（2）高溫軋制過程中TiC和Ti(C,N)粒子的形變誘導(dǎo)析出，細(xì)化奧氏體再結(jié)晶晶粒，在相同的變形量和變形溫度的條件下獲得更為細(xì)小的再結(jié)晶晶粒；（3）軋后奧氏體/鐵素體相變過程TiC粒子的相間沉淀以及后續(xù)TiC在鐵素體相中的過飽和析出的沉淀強(qiáng)化作用。鈦化合物穩(wěn)定性遞減順序?yàn)門iN→Ti4C2S2→Ti(CN)→TiC，即當(dāng)鈦量較低時(shí)，幾乎全部用于形成TiN(ω(Ti)≈3.4×ω(N))，不能形成Ti4C2S2，鋼中的硫以MnS形態(tài)存在。而當(dāng)鈦量增加超過3.4×ω(N)，開始形成Ti4C2S2。此時(shí)MnS與Ti4C2S2并存.當(dāng)鈦含量增加到可將鋼中的氮和硫元素全部被固定時(shí)，即ω(Ti)=3.4ω×(N)+3×ω(s)時(shí)，MnS將全部被Ti4C2S2所代替，此時(shí)鈦的析出強(qiáng)化作用很小。當(dāng)鈦含量繼續(xù)增加時(shí)，多余的鈦將形成TiC，TiC粒子在相間或相變后在鐵素體內(nèi)析出.其尺寸非常細(xì)小(10nm以下)，能產(chǎn)生強(qiáng)烈的沉淀強(qiáng)化效果。因此高Ti強(qiáng)化的鋼板其強(qiáng)化效果決定于鋼中高溫時(shí)固溶Ti的含量，稱之為有效Ti含量（有效Ti含量可以使用以下公式進(jìn)行估算，Tieff=Tit-3.42×N-3×S，公式中各元素采用重量百分比帶入）。目前Ti作為主要強(qiáng)化合金元素添加的工藝大多數(shù)是使用在熱連軋過程中，在中厚板的成分設(shè)計(jì)中作為主要的合金元素來使用的鮮有報(bào)道。如申請(qǐng)?zhí)枮镃N200610123458.1、CN200910038833.6、CN201010034472.0、CN201210567654.3的專利中均報(bào)道了一種使用Ti作為主要合金元素，采用熱連軋+高溫卷曲技術(shù)生產(chǎn)高強(qiáng)度熱軋卷板的技術(shù)。涉及高強(qiáng)度耐候鋼板、高強(qiáng)度雙相鋼、高強(qiáng)度汽車板以及工程機(jī)械用鋼板等領(lǐng)域。申請(qǐng)?zhí)枮镃N200710031549.7和CN200710032112.5的專利分別給出了700MPa和550MPa級(jí)別鋼板Ti加入量的確定方法。是基于熱軋卷板生產(chǎn)工藝建立Ti加入量、雜質(zhì)元素含量與鋼板強(qiáng)度之間的經(jīng)驗(yàn)公式。公開號(hào)為CN102676927A的專利中給出了一種高Ti微合金化中厚板及其制備方法。其中其Mn含量為0.30-1.80wt%，與本專利中的Mn元素含量有明細(xì)差異。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：
本發(fā)明的目的在于提供一種高Ti700MPa級(jí)工程機(jī)械用寬厚鋼板及生產(chǎn)方法，采用Ti替代目前鋼中常用的Nb元素，利用其與Nb類似的形變誘導(dǎo)析出作用促進(jìn)再結(jié)晶過程中鋼的原奧氏體晶粒細(xì)化；同時(shí)采用Ti的析出物作為主要強(qiáng)化元素利用析出強(qiáng)化提高鋼的強(qiáng)度。本發(fā)明中所涉及到的高Ti含量700MPa級(jí)工程機(jī)械用寬厚鋼板的化學(xué)成分為：C：0.04～0.09%，Si：0.05～0.40%，Mn：1.80～2.30%，P：≤0.013%，S：≤0.003%，Ti：0.06～0.13%，N：≤0.0050%；余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明中的各元素作用碳（C）：C作為間隙原子，在鋼中強(qiáng)化明顯固溶強(qiáng)化作用，可以顯著提高鋼的強(qiáng)度，但較高的C含量損害鋼的低溫沖擊韌性和焊接性能。C可以與鋼中的Mo、V、Nb、Ti等元素形成析出物，通過析出強(qiáng)化提高鋼才強(qiáng)度。在強(qiáng)水冷條件下，C可以提高鋼的淬透性，得到高強(qiáng)度的馬氏體組織。本發(fā)明中C元素的主要作用是與固溶的Ti元素結(jié)合，在奧氏體/鐵素體相變過程中生成TiC粒子，考慮到鋼的低溫韌性和焊接性能，碳含量范圍設(shè)定為0.04～0.09%。硅（Si）：Si是作為脫氧劑加入鋼中的，固溶的Si原子可以明顯提高鐵素體的強(qiáng)度，但Si含量提高會(huì)明顯降低HAZ區(qū)韌性。因此本鋼種Si含量設(shè)定為0.05～0.40%。錳（Mn）：Mn元素在鋼中具有一定的固溶強(qiáng)化作用，在低碳鋼中當(dāng)Mn含量達(dá)到1.8%以上時(shí)，可以明顯促進(jìn)針狀鐵素體、準(zhǔn)多邊形鐵素的生成。本發(fā)明中Mn含量設(shè)定為1.80～2.30%。鈦（Ti）：Ti是本發(fā)明中的最為重要的合金元素，在本設(shè)計(jì)中形變誘導(dǎo)析出和奧氏體/鐵素體轉(zhuǎn)變過程中相間沉淀的TiC粒子作為主要的析出強(qiáng)化因素。當(dāng)Ti含量較高時(shí)，除去高溫區(qū)與生成的TiN、Ti4C2S2、Ti(C,N)粒子外，剩余固溶的Ti在較低溫度形變過程中以TiC的形式在形變帶內(nèi)部析出（30-50nm），可以抑制鋼的再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大從而提高鋼板未再結(jié)晶溫度，促進(jìn)奧氏體扁平化。在奧氏體到鐵素體相變過程中TiC在鐵素體中的固溶度降低，在相變過程中奧氏體/鐵素體相界面前沿TiC粒子呈點(diǎn)狀析出（＜10nm），TiC析出物見圖1。由于鋼中的Ti與N、S等元素結(jié)合力強(qiáng)，高溫下已經(jīng)形成氮化物和硫化物的Ti元素在后續(xù)過程中無法轉(zhuǎn)變?yōu)橛杏玫腡iC粒子，因此鋼中的實(shí)際Ti含量和起到強(qiáng)化作用的有效Ti含量之間存在以下關(guān)系，（Tieff=Tit-3.42×N-3×S，公式中各元素采用重量百分比帶入）。鋼中S元素典型含量約為0.0020%，N元素典型含量約為0.0040%，通過公式可知Tieff=Tit-0.02（%），同時(shí)考慮到鐵素體中約有0.02%的Ti無法形成TiC析出，且TiC形式析出的Ti需要達(dá)到0.02%以上時(shí)才能有較好的析出強(qiáng)化作用，因此鋼中的Ti含量添加必須大于0.06%。同時(shí)Ti含量達(dá)到0.13%時(shí)，TiC析出量過多導(dǎo)致鋼中的析出強(qiáng)化強(qiáng)烈，顯著降低鋼板的韌性。因此此設(shè)計(jì)中Ti的含量為0.06-0.13%。磷（P）：P為鋼中主要雜質(zhì)元素之一，P含量的增加會(huì)顯著降低鋼的塑性和焊接性能，因此對(duì)于高強(qiáng)度等級(jí)鋼板其P含量大多控制在0.013%以下。硫（S）：S在通常的鋼中會(huì)與Mn結(jié)合形成MnS夾雜物，在高Ti含量的鋼中在高溫時(shí)先于Mn與Ti結(jié)合形成Ti4C2S2粒子，從而降低鋼中有效Ti的含量。因此本設(shè)計(jì)中S含量≤0.003%鋁（Al）：Al是鋼中的主要脫氧元素，與N元素結(jié)合所得到的AlN顆粒可以細(xì)化奧氏體晶粒尺寸。但鋼中的AlN也是主要的夾雜物來源之一，因此Al含量一般控制在0.04%以下。氮（N）：N在鋼中與Ti、Al等元素結(jié)合形成氮化物，成為夾雜物的來源之一，降低鋼的韌性。本設(shè)計(jì)中由于添加的Ti含量明顯高于普通鋼種，形成大顆粒TiN粒子的幾率明顯提高，因此本設(shè)計(jì)中N含量需要控制在0.005以下。本發(fā)明的生產(chǎn)工藝及其控制的技術(shù)參數(shù)如下：（1）冶煉工藝采用鐵水脫硫→轉(zhuǎn)爐冶煉→LF精煉→RH精煉工藝路線。嚴(yán)格控制板坯成分C：0.04～0.09%，Si：0.05～0.40%，Mn：1.80～2.30%，P：≤0.013%，S：≤0.003%，Ti：0.06～0.13%，N：≤0.0050%。本發(fā)明通過嚴(yán)格控制Ti合金的添加時(shí)機(jī)，控制鋼水N含量，抑制在鋼液凝固過程中生成的大顆粒TiN粒子。本發(fā)明通過嚴(yán)格控制S含量，使硫化物夾雜降低到較低水平，再通過合理的Ca/S比，使剩余的少量硫化物夾雜球化。本發(fā)明中Ca/S為1.5-2之間。執(zhí)行LF精煉以及RH精煉，RH處理時(shí)間21min-23min，深真空時(shí)間≥18min，嚴(yán)格控制鋼中[H]和[N]含量，保證鋼液潔凈度。（2）板坯加熱工藝采用連鑄坯生產(chǎn)，板坯加熱1150～1220℃，保溫時(shí)間3～6小時(shí)，既保證Ti合金可以充分固溶。（3）軋制工藝采用再結(jié)晶區(qū)和未再結(jié)晶區(qū)兩階段軋制。第一階段為再結(jié)晶區(qū)軋制，開軋溫度1050℃～1150℃，保證第一階段軋制單道次壓下率逐漸增加，且最后三道次壓下率為25%-35%總壓下率大于60%，終軋溫度保證在完全再結(jié)晶溫度以上。一階段軋制通過反復(fù)大壓下量變形，充分利用形變誘導(dǎo)析出和大變形量的交互作用細(xì)化高溫奧氏體晶粒。第二階段為未再結(jié)晶區(qū)軋制，開軋溫度低于奧氏體未再結(jié)晶溫度，且終軋溫度高于鐵素體析出溫度。對(duì)于本專利開軋溫度840℃～870℃，終軋溫度770～800℃，待溫厚度為板厚的3～4.5倍，二階段軋制壓下率≥65%。精軋階段的大壓縮比變形，促進(jìn)TiC在形變帶內(nèi)析出并抑制形變帶的軟化和亞晶晶粒長(zhǎng)大；同時(shí)多道次變形在原有促進(jìn)原有奧氏體中形成大量形變帶，提高奧氏體內(nèi)部缺陷密度，獲得壓扁的奧氏體晶粒從而提高鐵素體相變形核率，如圖2。（4）冷卻工藝軋后鋼板采用在線超快冷設(shè)備進(jìn)行冷卻，冷卻速率20-25℃/s范圍內(nèi)，通過快速冷卻工藝將鋼板冷卻至500-600℃的范圍內(nèi)，獲得準(zhǔn)多邊形鐵素體+針狀鐵素體的混合組織，如圖3。LF精煉時(shí)間，保證鋼中S含量控制在20ppm以下，RH深真空時(shí)間≥18min，保證鋼中N含量控制在30ppm以下，控制鋼中殘余O含量在15ppm以下。保證鋼中有效Ti含量（Tieff）不低于0.06%（Tieff=Tit-3.42×N-3×S，公式中各元素采用重量百分比帶入）。本發(fā)明通過精確控制Ti含量，結(jié)合熱機(jī)械軋制及在線超快速冷卻技術(shù)，無需通過后續(xù)熱處理，獲得優(yōu)異的力學(xué)性能的700MPa級(jí)別10-40mm規(guī)格寬厚鋼板，其抗拉強(qiáng)度（Rm）700-750MPa，屈服強(qiáng)度（Rp0.2）580-630MPa，-20℃沖擊功≥220J，-60℃沖擊功≥170J，韌脆轉(zhuǎn)變溫度≤-75℃，鐵素體晶粒度評(píng)級(jí)結(jié)果≥13級(jí)，屈強(qiáng)比≤0.86。本發(fā)明的生產(chǎn)的鋼板具有良好的低溫沖擊韌性和良好的焊接性能；鋼板進(jìn)行斜Y冷裂紋敏感性和HAZ最高硬度試驗(yàn)，表明鋼板在0℃時(shí)仍然具有良好的焊接工藝性能。本發(fā)明的有益效果：僅采用經(jīng)濟(jì)的Ti為主要的合金元素，通過合理的軋制和快速冷卻工藝，獲得良好的組織與析出物的匹配，從而降低鋼的碳當(dāng)量、良好的焊接性能，同時(shí)降低了鋼板的生產(chǎn)成本。附圖說明圖1為1#鋼中不同階段獲得的TiC粒子。圖2為2#鋼所獲得的原奧氏體組織。圖3為2#鋼所獲得的準(zhǔn)多邊形鐵素體+針狀鐵素體的混合組織。具體實(shí)施方式依照本發(fā)明的生產(chǎn)方法生產(chǎn)的鋼板的實(shí)施例如以下各表。表1為本發(fā)明實(shí)施例鋼的化學(xué)成分，表2為本發(fā)明實(shí)施例的工藝條件，表3為本發(fā)明實(shí)施例的力學(xué)性能，表4為本發(fā)明實(shí)施例的抗氫制開裂性能。表1實(shí)施例化學(xué)成分，wt%實(shí)施例規(guī)格/mmCSiMnPSAlsolTiCEQN/ppm1160.0750.211.950.0100.0030.0230.0590.40262250.0770.281.890.0130.0030.0290.0790.39283300.0810.231.970.0090.0020.020.1010.4133表2實(shí)施例的工藝條件按照GB/T228和GB/T229測(cè)定本發(fā)明實(shí)施例的屈服強(qiáng)度為586MPa～610MPa，抗拉強(qiáng)度為707MPa～735MPa，延伸率＞18%，-20℃沖擊功≥220J，-60℃沖擊功≥170J，具有良好的強(qiáng)度和韌性匹配。分別按照GB4675.1-84《斜Y坡口焊接裂紋試驗(yàn)方法》和GB4675.5-2008《焊接性試驗(yàn)—焊接熱影響區(qū)最高硬度試驗(yàn)方法》對(duì)鋼板進(jìn)行焊接冷裂紋敏感性和最高硬度試驗(yàn)。同時(shí)根據(jù)焊接評(píng)定結(jié)果對(duì)實(shí)際鋼板實(shí)施對(duì)焊試驗(yàn)，并測(cè)量焊接接頭的力學(xué)性能。表4為1#鋼板的焊接評(píng)定試驗(yàn)工藝參數(shù)設(shè)置；表5為焊接評(píng)定試驗(yàn)結(jié)果；表6為對(duì)焊試驗(yàn)的工藝參數(shù)；表7為焊接接頭的力學(xué)性能檢測(cè)結(jié)構(gòu)。通過試驗(yàn)表明鋼板具有良好的焊接性能。表3本發(fā)明實(shí)施例的力學(xué)性能表4本發(fā)明1#實(shí)施例的焊接評(píng)定工藝參數(shù)表5本發(fā)明1#實(shí)施例的焊接評(píng)定試驗(yàn)結(jié)果表6本發(fā)明1#實(shí)施例的實(shí)際鋼板焊接工藝參數(shù)表7本發(fā)明1#實(shí)施例的實(shí)際鋼板焊接接頭力學(xué)性能