CN100396809C - 大线能量低焊接裂纹敏感性厚钢板及其生产方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开一种大线能量低焊接裂纹敏感性厚钢板及其生产方法，化学成分(重量百分比)为，C：0.06～0.10%、Si：0.15～0.40%、Mn：1.20～1.60%、P：≤0.015%、S：≤0.007%、Ni：0.15～0.40%、Cr：≤0.30%、Mo：0.15～0.30%、V：0.02～0.06%，Al：0.015～0.045%，Ti：0.010～0.034%，余量为Fe及不可避免的杂质。本发明的钢化学成分满足：Pcm≤0.20%。生产工艺为铁水预处理技术，转炉冶炼，LF炉+VD炉真空处理纯净钢工艺进行冶炼及连铸，钢坯出炉温度为1150～1180℃；采用奥氏体完全再结晶区+奥氏体未再结晶区二个阶段控制轧制工艺；在线层流冷却，钢板的冷却速度控制在8～15℃/S，回火温度600～680℃，本发明生产工艺简便，生产出的钢板无需进行调质处理就能满足低焊接裂纹敏感性、抗大线能量焊接的需要。
Description
技术领域
本发明属于低合金钢制造领域，它涉及一种焊接结构用钢，具体是一种抗拉强度为610MPa级的大线能量低焊接裂纹敏感性高强度钢。
背景技术
在本发明之前，特开昭49-37814号公报和特公平4-13406号公报中已经公开为降低焊接裂纹敏感性，降C和添加Ti-B的技术。截至目前，抗拉强度600MPa级低焊接裂纹敏感性高强度钢板基本上采用调质型生产技术，几乎都是通过加B来保证钢的淬透性，未考虑大线能量焊接的问题。用B来保证钢的强度，增加钢的淬透性，化学成分和制造条件将发生变化，可能导致母材性能不稳定，特别是焊接热影响区的硬度显著提高。焊接热影响区硬度的提高使焊接熔合线的韧性变坏。特别是进行大线能量单面一道次焊接时，由于没有后续焊接道次的再加热，使钢的韧性显著变坏。
在特开昭60-9086，特开平2-254119，特开昭59-113120，特开昭61-12970公报中提出了不添加B的技术。公报中的技术都是600MPa级非调质型钢的技术，但从实施例中看出这些技术适用的板厚上限都是20mm左右。
特开昭61-12970号公报是低C加V及直接淬火生产低焊接敏感性的600MPa级高强度钢的方法，但根本没有涉及大线能量焊接。
特开平10-68045号公报是570MPa高强度级别的具有良好焊接裂纹敏感性和大线能量焊接后高冲击值钢的生产方法。此钢板强度偏低。而且对钢中Nb、V含量以公式625(有效Nb)+250V+210 Ceq≥t+40(t为钢板厚度mm)加以限定。
特开平10-298706号公报是600MPa高强度抗大线能量焊接低裂纹敏感性钢及其生产方法。此钢板采用调质型生产技术。而且对钢中Nb、V含量以公式625(有效Nb)+250V+210 Ceq≥t+40(t为钢板厚度mm)加以限定。
申请号为02115877.0的发明为大线能量低焊接裂纹敏感性系列钢及其生产方法。该钢采用Ti-Nb-B复合加入的成分设计，控制Pcm≤0.21％或Pcm≤0.23％，并采用调质处理生产技术，必须在钢中加入B，加入B的后果在前面已有所述。
发明内容
鉴于上述情况进行了本项发明。本项发明的目的是提供抗拉强度为610MPa级，满足大线能量焊接且具有低焊接裂纹敏感性厚钢板及其生产方法，钢板抗拉强度≥610MPa，钢板最大宽度达到3900mm，钢板最大厚度达到40mm。钢板既具有抗大线能量焊接性又具有低焊接裂纹敏感性两种优异性能。
本发明为了达到上述的目的，其特征在于钢的化学成分按重量百分比，C：0.06～0.10％、Si：0.15～0.40％、Mn：1.20～1.60％、P：≤0.015％、S：≤0.007％、Ni：0.15～0.40％、Cr：≤0.30％、Mo：0.15～0.30％、V：0.02～0.06％，余量为Fe及不可避免的杂质。另外，本发明的钢化学成分还必须满足：
Pcm＝C+Si/30+Ni/60+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+V/10+5B≤0.20％；
按照本发明，其钢的成份中必要时加入Nb，Nb：0.015％～0.045％，
本发明在具体方案有：对下列元素含量进行调整，C：0.06％～0.08％、Si：0.15％～0.30％、Mn：1.40％～1.55％、Ni：0.20％～0.30％、Mo：0.20％～0.30％、Als：0.015％～0.045％，Ti：0.010％～0.025％，Nb：0.015～0.030％。生产成品钢板厚度≤20.0mm。
本发明的具体方案有，对下列元素进行调整，C：0.08％～0.10％、Si：0.15％～0.30％、Mn：1.25％～1.45％、Ni：0.25％～0.40％、Mo：0.15％～0.25％、Als：0.015％～0.045％，Ti：0.020％～0.030％。Nb：0.020～0.045％。生产成品钢板厚度范围＞20.0mm～40.0mm。
本发明的一种大线能量低焊接裂纹敏感性厚钢板的生产方法，采用如下生产工艺，铁水预处理技术，转炉冶炼，LF炉+VD炉真空处理等纯净钢工艺进行冶炼及连铸，其特点在于：
a)热轧前的加热温度：钢坯出炉温度为1150～1180℃；
b)轧制条件：本发明的钢均热后轧制工艺采用奥氏体完全再结晶区+奥氏体未再结晶区二个阶段控制轧制工艺；
奥氏体再结晶区轧制：控制轧制的第一阶段，温度区间在1100～970℃之间，每道次压下率大于10％，最大压下率为20％；
奥氏体未再结晶区轧制：控制轧制的第二阶段，温度区间控制在≤930℃。该阶段的累积变形量≥55％；
c)在线层流冷却：热轧结束后，将温度在Ar3以上的钢板进行强制冷却，钢板的入水温度为745～780℃，钢板的终冷温度控制在420～500℃，钢板的冷却速度控制在8～15℃/S，板厚1/2t处的冷却速度至少在1℃/S以上；
d)回火处理：回火温度600～680℃，最高不能超过680℃。
本发明对于不同的钢板厚度在轧制时对轧制条件进行调整，对于厚度为20.0mm～40.0mm钢板控制轧制的第一阶段，温度区间在1100～970℃之间。为保证母材韧性及避免产生局部异常粗大的晶粒，每道次压下率为≥15％，最大压下率20％。
奥氏体未再结晶区轧制：控制轧制的第二阶段，温度区间控制在800～920℃。为保证晶粒细化的效果从而达到提高钢的屈服强度和韧性的目的，该阶段的累积变形量≥55％，最大累积变形量为80％。
轧后进行在线ACC层流冷却，冷却速度控制在8℃～12℃/s区间，冷却后钢板进行热矫直+重矫直后下线进行热处理，钢板回火在辊底式热处理炉进行，回火温度控制在610～630℃区间。
对于厚度为12.0mm～19.0mm的钢板，控制轧制的第一阶段，温度区间在1100～970℃之间。每道次压下率为≥10％。
奥氏体未再结晶区轧制：控制轧制的第二阶段，温度区间控制在820～930℃。为保证晶粒细化的效果从而达到提高钢的屈服强度和韧性的目的，该阶段的累积变形量≥55％，最大累积变形量为80％。
轧后进行在线ACC层流冷却，冷却速度控制在10℃～15℃/s区间，冷却后钢板进行热矫直+重矫直后下线进行热处理，钢板回火在辊底式热处理炉进行，回火温度控制在610～630℃区间。
为了保证本发明的目的，使Pcm及Cep满足大限能量焊接的需要，本发明中C、Si、Mn、P、S、Als、Ni、Cr、Mo、V、Ti限定量的理由详述如下：
C：C≤0.06时需添加其它提高淬透性元素，使成本升高，韧性和焊接性变坏。特别是在本发明的大焊接能量的情况下，C≤0.06时，C向熔融金属的扩散很少，用一般的焊接材料很难保证焊接接头强度。为保证焊接裂纹敏感性和加入Nb后的大能量焊接接头韧性，C的上限为0.1％。
Si：
为使Si在保证母材强度和焊接接头强度中发挥作用，Si应大于0.15％，但Si＞0.4％时，焊接裂纹敏感性和焊接接头韧性变坏。
Mn：
为使Mn在保证母材强度和焊接接头强度发挥作用，其含量应≥1.20％。但Mn＞1.60％时使焊接裂纹敏感性变坏，而且由于带来过大的淬透性使母材韧性和接头韧性变坏。
P、S：
P、S都是杂质元素。限制在P≤0.015％；S≤0.007％。
Als：
Als提高粗晶区韧性的机制是减少M-A组元的量及其尺寸，减少了固溶N量。AlN的溶解温度在1100℃附近，它在焊接热循环中很容易溶解，不能有效地阻止HAZ的晶粒长大。在焊接热循环中AlN质点会溶解，使HAZ中自由N的含量增高。AlN的析出十分缓慢，AlN很难在焊接过程中重新形核析出。一般情况下Als的含量为≥0.015％，加入Als的上限为0.045％。
Ti：
根据钢中的N含量，适当添加Ti，形成TiN细粒状弥散分布的粒子以减轻大线能量焊接热影响区脆化的效果最好，利用TiN的沉淀物可以抑制焊接时奥氏体的晶粒粗大，增加针状铁素体的沉淀核。3.42为钢中Ti、N原子的理想化学配比。当钢中的Ti/N值接近于理想化学配比时，TiN粒子更加细小且分布弥散，对高温奥氏体晶粒的细化作用最强，Ti/N值过大或过小都将消弱这一作用。Ti的含量为：0.010％～0.020％。
Ni、Cr：
Ni、Cr有利于提高母材和焊接接头的强度。Ni可进一步改善韧性。但如添加量超过所需的量会使Ceq增大，导致大线能量焊接接头的韧性降低和加工性变坏，因此Ni的含量为：0.15％～0.40％。Cr的上限为0.30％。
Mo：
Mo对提高母材强度和焊接接头强度有效，上限为0.3％。为保证所需的淬透性，添加的下限为0.15％。
V：
V是为保证母材强度和焊接接头强度而添加的，添加量为0.02～0.06％。但是，如超过0.1％，将使焊接裂纹敏感性变差，并有损母材韧性。
Pcm：
Pcm表示焊接冷裂纹敏感性系数，在通常的环境下，焊接施工时不需要预热，所以规定在≤0.20％。
本发明的板厚范围，即12mm～40mm的范围。
本发明的优点及效果在于：
1、化学成分设计简单，按元素添加量及种类尽量少的原则，合理的调整各元素的配比量，保证钢板的性能，减小生产成本。
2、采用奥氏体完全再结晶区+奥氏体未再结晶区二个阶段控制轧制、在线层流冷却及离线回火等工艺，使生产出的钢板无需进行调质处理既能满足具备低焊接裂纹敏感性、抗大线能量焊接的性能。
本发明生产工艺简便，适合批量生产操作，钢板焊接后性能良好。
具体实施方式
本发明钢的化学成分为(按重量百分比)，C：0.6～0.10％、Si：0.15～0.40％、Mn：1.20～1.60％、P：≤0.015％、S：≤0.007％、Ni：0.15～0.40％、Cr：≤0.30％、Mo：0.15～0.30％、V：0.02～0.06％，余量为Fe及不可避免的杂质。另外，本发明的钢化学成分还必须满足：
Pcm＝C+Si/30+Ni/60+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+V/10+5B≤0.20％；
本发明在具体实施中对下列元素含量进行调整，C：0.06％～0.08％、Si：0.15％～0.30％、Mn：1.40％～1.55％、Ni：0.20％～0.30％、Mo：0.20％～0.30％、Als：0.01 5％～0.045％，Ti：0.010％～0.025％，Nb：0.015～0.030％。生产成品钢板厚度≤20.0mm。
在本发明的实施中对下列元素含量进行调整，C：0.08％～0.10％、Si：0.15％～0.30％、Mn：1.25％～1.45％、Ni：0.25％～0.40％、Mo：0.15％～0.25％、Als：0.015％～0.045％，Ti：0.020％～0.030％。Nb：0.020～0.045％。生产成品钢板厚度范围大于20.0mm到40.0mm。
钢水经过板坯连铸机制成连铸坯，连铸板坯到达厚板厂后装炉进行控温加热，板坯出炉后进行高压水表面除鳞处理。钢板轧制采用二阶段控轧工艺(再结晶区轧制+未再结晶区轧制)，轧后进行在线ACC层流冷却，冷却速度控制在8℃～15℃/s区间。具体轧制工艺见表1。冷却后钢板进行热矫直+重矫直后下线进行热处理，钢板回火在辊底式热处理炉进行。回火温度控制在610～630℃区间。
轧制工艺参数 表1
经过热处理后的钢板，在钢板的板宽1/4处及板厚1/4处取样进行母材力学性能检验，检验结果见表2。
工业性试制钢板力学性能检验结果 表2
| 规格(mm) | Rel(MPa) | Rm(MPa) | A(％) | Akv-20℃横向(J) |
| 40.0 | 635 | 695 | 19.5 | 165 167 210 |
| 40.0 | 600 | 675 | 22.0 | 290 290 290 |
| 32.0 | 570 | 640 | 21.5 | 290 290 290 |
| 32.0 | 610 | 675 | 20.5 | 290 290 290 |
| 15.0 | 650 | 700 | 19.0 | 290 290 290 |
| 15.0 | 640 | 685 | 21.5 | 290 290 290 |
| 27.0 | 570 | 660 | 25.5 | 238 268 258 |
| 27.0 | 585 | 635 | 25.5 | 204 192 200 |
| 23.0 | 585 | 635 | 22.0 | 246 234 237 |
| 21.5 | 565 | 615 | 22.5 | 279 289 287 |
| 21.5 | 565 | 635 | 23.5 | 272 252 266 |
| 20.0 | 565 | 625 | 25.0 | 197 206 188 |
| 12.0 | 560 | 640 | 23.0 | 288 283 280 |
| 12.0 | 565 | 615 | 23.0 | 278 280 285 |
| 15.0 | 520 | 640 | 25.0 | 290 290 290 |
| 12.0 | 530 | 610 | 24.5 | 290 258 288 |
钢板表面布氏硬度检验
用型号为HB-3000的布氏硬度计检验钢板的表面布氏硬度，检验依据：GB/T230.1-2002标准。
钢板表面布氏硬度 表3
钢板Z向性能检验：试验机型号WAW-Y500，检验依据GB/T228-2002。
钢板Z向性能 表4
从检验结果看，钢板的抗层状撕裂性能良好，超过Z35级钢的要求。
钢的焊接性试验
1、最高硬度试验
试验用试板的制作及硬度的测定按GB 4675.5-1984《焊接性试验——焊接热影响区最高硬度试验方法》标准的有关规定进行。维氏硬度测定按GB/T 4340-1984《金属维氏硬度试验方法》的规定进行。
最高硬度试板焊接规范 表5
维氏硬度测定点位置及其硬度值 表6
焊接热影响区最高硬度试验主要用于评价钢板的抗冷裂纹性能，一般认为，钢板的焊接热影响区最高硬度大于HV350时，即有一定的冷裂纹倾向。由结果可见：该钢板在预热至75℃时，焊接热影响区最高硬度在319N/mm2左右，冷裂纹倾向不大。
2、斜Y型坡口焊接裂纹试验
斜Y坡口焊接裂纹试验按GB4675.1-84《斜Y坡口焊接裂纹试验方法》进行，主要用于评价厚板多层焊根部焊道的冷裂纹敏感性。试验分为焊前试板不预热(室温)、预热50℃和预热75℃共三组试验。
斜Y坡口焊接裂纹试验参数 表7
| 编号 | 间隙(mm) | 预热温度(℃) | 焊接电流(A) | 电弧电压(V) | 焊接速度(mm/min) |
| 11 | 2.0 | 室温 | 170 | 24 | 150 |
| 12 | 2.0 | 室温 | 170 | 24 | 150 |
| 21 | 2.0 | 50 | 170 | 24 | 150 |
| 22 | 2.1 | 50 | 170 | 24 | 150 |
| 31 | 1.9 | 75 | 170 | 24 | 150 |
| 32 | 1.9 | 75 | 170 | 24 | 150 |
斜Y坡口焊接裂纹试验结果 表8
| 编号 | 间隙 | 预热温度(℃) | 表面裂纹率(％) | 断面裂纹率(％) | 根部裂纹率(％) |
| 11 | 2.0 | 室温 | 0 | 5.0 | 0 |
| 12 | 2.0 | 室温 | 0 | 3.6 | 0 |
| 21 | 2.0 | 50 | 0 | 3.3 | 0 |
| 22 | 2.1 | 50 | 0 | 0 | 0 |
| 31 | 1.9 | 75 | 0 | 0 | 0 |
| 32 | 1.9 | 75 | 0 | 0 | 0 |
由上表数据可以看出，32mm厚钢板在焊前预热75℃时，未发现任何焊接冷裂纹；如果按通常认为当裂纹率小于20％时可判定该钢板无冷裂纹倾向的观点，则可认为32mm厚钢板在焊前预热50℃以上时，实际焊接接头出现冷裂纹的可能性较小。
3、再热裂纹纹敏感性指数
钢材的化学成分是影响其再热裂纹敏感性的主要因素之一。为研究各种较强的碳化物形成元素以及铁素体稳定化元素对钢材再热裂纹敏感性的影响，日本伊藤等人在内木等人试验研究的基础上，采用Y型坡口拘束试板进行了进一步研究，提出了再热裂纹敏感性指数PSR的概念，并建立了以下公式：
PSR＝[％Cr]+[％Cu]+2[％Mo]+10[％V]+7[％Nb]+5[％Ti]-2；
PSR≥0时，则发生再热裂纹。
根据上述公式计算本发明钢的再热裂纹敏感性指数PSR的值为：5D7818炉：PSR＝-0.816＜0；5D7819炉：PSR＝-0.788＜0；
焊接线能量试验
试验结果表明：在15～41KJ/cm焊接线能量范围内，随着焊接线能量的增加，焊接接头的抗拉强度略有降低，但其下降幅度不大，断后伸长率稍有下降。相同试验温度下焊缝的低温冲击韧性低于热影响区的低温冲击韧性，因此焊接线能量在15KJ/cm～41KJ/cm范围内时，焊接接头的强度和韧性均能满足要求。
4、气电立焊焊接接头力学性能试验
选用32mm和40mm厚的钢板进行气电立焊，焊接设备为美国Ransome公司的VUP-NA3垂直立焊系统(林肯DC100电源、NA-3机头和控制箱)，焊接材料为日本新日铁公司生产的EG-60焊丝，直径为1.6mm。焊接线能量为100KJ/cm。
4.1、焊焊接接头拉伸试验、冷弯试验
按JB4708-2000《钢制压力容器焊接工艺评定》的要求对32mm和40mm厚钢板的焊接接头焊态进行拉伸与冷弯试验。其拉伸、冷弯试验结果见下表。
焊接接头力学性能试验结果 表9
| 试板厚度 | Rm，MPa | 断后伸长率％(50mm标距) | 断裂位置 | 弯轴直径mm | 支座间距mm | 弯曲角° | 侧弯 |
| 32 | 665，655 | 37，36 | 焊缝 | 40 | 63 | 180 | 全部合格 |
| 40 | 670，665 | 34，33 | 焊缝 | 40 | 63 | 180 | 全部合格 |
4.2、气电立焊焊接接头系列温度冲击试验
系列温度冲击试验按照GB/T229-1994《金属夏比冲击试验》在JB-30A冲击试验机上进行，试验时温度过冷度为1～2℃，试样断面百分率按GB/T12778-91《金属夏比冲击断口测定方法》的规定进行测定。试验结果分别见下表。
气电立焊焊接接头焊态系列温度冲击试验结果 表10
4.3、落锤试验测定焊接接头无塑性转变温度NDTT
对焊态焊接接头焊缝金属进行了落锤试验测定钢板的无塑性转变温度，试验按照GB6803-86《铁素体钢的无塑性转变温度落锤试验方法》进行，试验结果见下表。
焊态焊缝金属落锤试验结果 表11
注：○表示未断，×表示断裂
钢板焊接性能试验研究结果表明：钢板在预热至75℃时，冷裂纹倾向不大。在焊前预热50℃以上时，实际焊接接头出现冷裂纹的可能性较小。焊接线能量在15KJ/cm-41KJ/cm范围内时，焊接接头的强度和韧性均能满足要求。在焊接线能量分别为60KJ/cm和100KJ/cm气电立焊试验条件下，钢板焊接后性能良好。
表12是一组本发明的最佳实施例及其主要性能参数测试结果
Claims (7)
1.一种大线能量低焊接裂纹敏感性厚钢板，其特征在于它的化学成分为，按重量百分比，C：0.06％～0.10％、Si：0.15％～0.40％、Mn：1.20％～1.60％、P：≤0.015％、S：≤0.007％、Ni：0.15％～0.40％、Cr：≤0.30％、Mo：0.15％～0.30％、V：0.02％～0.06％，Als：0.015％～0.045％，Ti：0.010％～0.034％，余量为Fe及不可避免的杂质，本发明的钢化学成分满足：
Pcm＝C+Si/30+Ni/60+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+V/10+5B≤0.20％。
2.根据权利要求1所述的一种大线能量低焊接裂纹敏感性厚钢板，其特征在于，钢的成份中加入Nb：0.015％～0.045％，按重量百分比。
3.根据权利要求1所述的一种大线能量低焊接裂纹敏感性厚钢板，其特征在于，钢的成份中按重量百分比加入C：0.06％～0.08％、Si：0.15％～0.30％、Mn：1.40％～1.55％、Ni：0.20％～0.30％、Mo：0.20％～0.30％、Als：0.015％～0.045％，Ti：0.010％～0.025％，Nb：0.015～0.030％，生产成品钢板厚度≤20.0mm。
4.根据权利要求1所述的一种大线能量低焊接裂纹敏感性厚钢板，其特征在于，钢的成份中按重量百分比加入C：0.08％～0.10％、Si：0.15％～0.30％、Mn：1.25％～1.45％、Ni：0.25％～0.40％、Mo：0.15％～0.25％、Als：0.015％～0.045％，Ti：0.020％～0.030％，Nb：0.020～0.045％，生产成品钢板厚度范围大于20.0mm到40.0mm。
5.一种如权利要求1-4中任一项所述的大线能量低焊接裂纹敏感性厚钢板的生产方法，采用如下生产工艺，铁水预处理技术，转炉冶炼，LF炉+VD炉真空处理纯净钢工艺进行冶炼及连铸，其特征在于：
a)热轧前的加热温度：钢坯出炉温度为1150～1180℃；
b)轧制条件：本发明的钢均热后轧制工艺采用奥氏体完全再结晶区+奥氏体未再结晶区二个阶段控制轧制工艺；
奥氏体再结晶区轧制：控制轧制的第一阶段，温度区间在1100～970℃之间，每道次压下率大于10％，最大压下率为20％；
奥氏体未再结晶区轧制：控制轧制的第二阶段，温度区间控制在≤930℃，该阶段的累积变形量≥55％，最大累积变形量为80％；
c)在线层流冷却：热轧结束后，将温度在Ar3以上的钢板进行强制冷却，钢板的入水温度为745～780℃，钢板的终冷温度控制在420～500℃，钢板的冷却速度控制在8～15℃/S，板厚1/2t处的冷却速度至少在1℃/S以上；
d)回火处理：回火温度600～680℃，最高不能超过680℃。
6.根据权利要求5所述的一种大线能量低焊接裂纹敏感性厚钢板及生产方法，其特征在于，对于厚度为20.0mm～40.0mm钢板控制轧制的第一阶段，温度区间在1100～970℃之间，为保证母材韧性及避免产生局部异常粗大的晶粒，每道次压下率为≥15％，最大压下率20％，
奥氏体未再结晶区轧制：控制轧制的第二阶段，温度区间控制在800～920℃，该阶段的累积变形量≥55％，最大累积变形量为80％。
7.根据权利要求5所述的一种大线能量低焊接裂纹敏感性厚钢板其生产方法，其特征在于对12.0mm～19.0mm的钢板，控制轧制的第一阶段，温度区间在1100～970℃之间，为保证母材韧性及避免产生局部异常粗大的晶粒，每道次压下率为≥10％，奥氏体未再结晶区轧制：控制轧制的第二阶段，温度区间控制在820～930℃，该阶段的累积变形量≥55％，最大累积变形量为80％。
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