CN101538679B - 一种微合金化易焊接增氮钢 - Google Patents

Abstract

一种微合金化易焊接增氮钢，其特征在于，该钢的化学成分为：C：0.04～0.12％，Mn：0.60～1.80％，Si：0.10～0.50％，S：≤0.010％，P：≤0.015％，Mo：0.10～0.35％，V：0.04～0.14％，Al：0.002～0.015％，Ti：0.008～0.030％，N：0.010～0.025％，余量为Fe及不可避免的杂质元素；均为重量百分数。同时钢的微合金化元素：Ti、V和N的重量百分含量符合Ti+V≥4.825N-0.002，并且使Mo和N的重量百分含量符合Mo≥0.35-2.48exp(-N/0.0043)。优点在于，该钢在焊前不需要预热，且在线能量20～60kj/cm的条件下焊接时，粗晶热影响区形成由针状铁素体、粒状贝氏体和晶界铁素体构成的混合组织，-20℃却贝冲击功不低于47J，焊接性能良好。使焊接工艺简便，适用于易焊接高强度热轧型材、板材和带钢等多种产品。

Description

一种微合金化易焊接增氮钢

技术领域

本发明属于钢铁材料微合金化技术领域，特别是提供了一种微合金化易焊接增氮钢，具有良好焊接性能。

背景技术

氮是含钒钢中一种十分经济有效的微合金化元素。一方面，增氮可以促进VN在奥氏体中的析出，提高铁素体的形核率，细化铁素体晶粒；另一方面，增氮可以促进VN和V(C，N)在铁素体中的析出，提高沉淀强化增量。即增氮通过优化钒的析出，可以同时提高钢的强度和韧性。据分析，在接近V/N理想配比(3.65∶1)的条件下，钒钢中每增加0.001wt％的氮，屈服强度可提高5～6MPa。一般来说，增氮钢是指氮含量在0.01wt％以上的微合金钢。目前，钒氮微合金化技术在可焊接高强度钢筋、型材、板材、热轧带钢等产品已得到了广泛应用。但是，在一些特殊的焊接结构中，因相关技术规范严格限制结构钢中的氮含量，如API要求管线钢中的氮含量低于100ppm，使VN微合金钢的运用受到了限制。限制钢中氮含量的主要原因之一据称是增氮导致了钢的焊接脆化问题。为此，近几十年就此问题已进行过大量研究，但迄今为止，仍然缺乏完全一致的认识。一般认为，钒氮钢在焊接时，近缝区中VN和V(C，N)粒子发生溶解，钢中原来被固定的氮被释放、产生游离氮，是造成焊接热影响区缺口脆性的主要原因。

实际上，造成现有各钒氮结构钢焊接脆化的原因有多种。如传统的15MnVN钢，它是在16Mn钢的基础上通过加入少量的钒(0.1～0.2％)和同时增氮(0.01～0.02％)来达到细化晶粒和沉淀强化的目的，经正火后屈服强度可达到490MPa级，-40℃却贝冲击功达到60J左右，常用于压力容器和桥梁等焊接构件的制造。但是，该钢的焊接性能并不好，主要原因是钢中的碳含量(0.15～0.20％)偏高。因此，为防止焊接冷裂纹，需要焊前预热(150～200℃)。另外，在较宽的焊接线能量范围(10～45kJ/cm)内，焊接粗晶热影响区均易形成粗大的粒状贝氏体或与马氏体的混合组织，脆化倾向较显著，-20℃却贝冲击功往往难于稳定达到实际构件所要求的27J。

为改善钒氮钢的焊接性能，降低碳含量是必要的技术途径。以Nucor公司为代表，结合薄板坯连铸连轧技术开发的屈服强度为350-550MPa级的系列CSP高强度带钢，均采用了低碳(0.04～0.07％)和VN微合金化技术，根据不同强度的要求，V、N的含量分别控制在0.045～0.13％和0.012～0.022％。在550MPa级的高强度钢中，在V-N微合金化的基础上，还添加了微量的Nb(0.015～0.025％)，以进一步细化铁素体晶粒，提高钢的强度。这类钢因碳含量较低，焊接热影响区淬硬和冷裂倾向都有所降低，不需要焊前预热。但是，当焊接线能量超过30kJ/cm时，近缝区VN、V(C，N)和Nb(C，N)粒子几乎完全溶解，不能有效抑制奥氏体晶粒的粗化，低温韧性偏低。

抑制焊接热影响区奥氏体晶粒粗化的途径之一是采用TiN技术，即在低碳VN微合金钢中加入微量的Ti(0.01～0.03％)，在钢中形成热力学稳定温度(约1350℃)高于VN粒子(约1200℃)的TiN，通过TiN粒子钉扎奥氏体晶界，抑制焊接热影响区奥氏体的长大。结合钒氮微合金化技术和TiN技术，已开发了低碳Ti-V-N微合金化高强度钢。由于这类钢的氮含量水平超过Ti/N的理想配比(3.42∶1)，TiN粒子热稳定性高，钉扎奥氏体晶界的作用更为显著，在焊接线能量低于40kJ/cm时，一般均可在焊接热影响区获得良好的低温韧性。但是，当焊接线能量超过40kJ/cm时，这类钢焊接热影响区的低温缺口韧性恶化，原因是在该区域形成了粗大的晶界铁素体，而且，随着增氮水平的提高，晶界铁素体有数量增多和粗化的趋势。

如何进一步抑制增氮钢的焊接脆化倾向，这是目前微合金化技术领域面临的重要问题。Mitchell等曾报道(The effect of vanadium on the parent plate and weldmentproperties of accelerated cooled API 5LX100steels，35^th Conf.of Mech.Working and SteelProcessing，Pittsburgh，1993：403～412)，在低碳0.08V-0.1Ti-0.010N钢中加入0.25％的Mo，可以减轻焊接热影响区的脆化倾向。这就是说，在原有增氮钢的基础上发展低碳Mo-Ti-V-N微合金钢，可能是解决上述问题的一个有效途径。但是，在发展这类新型的易焊接增氮钢时，需要从改善焊接性能的角度在微合金化方法上解决如下两个问题：

一是Mo加入量与增氮水平的关系。Mo促进贝氏体转变、抑制先共析转变。钢中Mo含量应该与氮含量相配合，因为它们对焊接热影响区晶界铁素体转变的作用效应正好相反。随着增氮水平提高，Mo加入量需要相应提高，但过多的Mo易促进热影响区粗大粒状贝氏体的形成，增加脆化倾向。因此，应该建立Mo加入量随增氮量变化而调控的关系，并规定Mo加入量的上限。

二是Ti、V的加入量与增氮水平的关系。因Mo影响Ti、V与N沉淀反应的热力学和动力学过程，随着Mo的加入，应该调整Ti、V的加入量与增氮水平的关系，尽可能使Ti/N比和V/N比接近理想配比，既发挥沉淀粒子在钢和焊接热影响区中的作用，又防止钢中产生过多的游离氮。

国内外现有的微合金化钢对上述问题也有所涉及或也可能包括上述化学成分。如法国克鲁梭公司申请专利“可焊接的结构钢组件及其制造方法”(中国申请号20030103645.8、公开号CN1745189A)，公开了一种贝氏体/马氏体可焊接结构钢，其微合金化方法是在中碳NiCrMoWB调质钢中含有微量的Al(≤0.9)和N(≤0.025)，另含有微量的Nb、V、Ti或Zr作为任选微量元素。但是，其中的N是作为有害元素而存在的；V在此调质钢中的作用是通过VN的早期沉淀提高回火稳定性；Al、Ti(或Zr)的作用是与自由N结合，防止B与自由N化合，促使自由B与Mo共同作用，促进钢中的贝氏体和/或马氏体转变。因此，尽管该发明所涉及的钢可能还包含Mo、Al、Ti、V、N等类似于本发明所涉及的化学成分，但是它所要解决的问题是如何确保有适量自由B(≥0.0005％)以提高钢的淬透性，完全不同于本发明所要解决的上述问题，因而所涉及的微合金化方法也就完全不同。又如俄罗斯多种金属科学工业股份有限公司申请专利“钢”(申请号200480039636.1、公开号CN1926257A)公开了一种屈服强度为550MPa级的微合金钢，其中的化学成分析也可能包括了上述(微)合金化元素，如钼0.0001～0.5，钛0.01～0.04，钒0.01～0.12，氮0.001～0.012等，但该发明并没有从改善焊接性能的角度，限定Mo的加入量和Ti、V的加入量分别与增氮水平的关系，从而完全不同于本发明所要解决的上述问题，因而所涉及的微合金化方法也就完全不同。又如日本神户制钢所申请专利“焊接接头部的韧性优异的钢板及其制造方法”(申请号200610067687.6、公开号CN101041880A)公开了一种焊接性能优异的微合金钢，其中的化学成分也可能包括了上述(微)合金化元素，如钼0.01-0.5，钛0.005～0.025，钒0.005～0.1，氮0.002～0.010等，但同样地，该发明也没有从改善焊接性能的角度，限定Mo的加入量和Ti、V的加入量分别与增氮水平的关系，另外，钢中的氮含量偏低，不同于一般涵义上的增氮钢，从而完全不同于本发明所要解决的上述问题，因而所涉及的微合金化方法也就完全不同。

由此可见，现有增氮钢的焊接性能均有不足，其原因可能并不是增氮钢焊接热影响区中游离氮引起的脆化，而是与其中形成的淬硬组织或粗大的原奥氏体晶粒与粗大晶界铁素体组织引起的脆化有关。为了较好地抑制增氮钢焊接热影响区的脆化，需要在钢中加入适量Mo和Ti，并限定钢中Mo的加入量和Ti、V的加入量分别与增氮水平的关系，但是国内外现有微合金化方法对上述问题的解决不存在有针对性的、可以移植的技术方案，需要针对现有增氮钢及其微合金化方法的不足，在探索新的微合金化方法的基础上，提出一种易焊接增氮钢。

发明内容

本发明的目的在于提供一种微合金化易焊接增氮钢，解决了增氮微合金化钢由于焊接热影响区的淬硬组织或粗大的奥氏体或晶界铁素体组织而使焊接性能不足的问题。

本发明的易焊接增氮钢的化学成分为(wt％)：C：0.04～0.12，Mn：0.60～1.80，Si：0.10～0.50，S：≤0.010，P：≤0.015，Mo：0.10～0.35，V：0.04～0.14，Ti：0.008～0.030，N：0.010～0.025，Al：0.002～0.015，余量为Fe及不可避免的杂质，并且所述易焊接增氮钢的微合金化元素：Ti、V和N的含量(wt％)符合Ti+V≥4.825N-0.002，且Mo和N的含量(wt％)符合Mo≥0.35-2.48exp(-N/0.0043)。

所述一种易焊接增氮钢的微合金化原理如下：

(1)碳碳是钢中重要的间隙原子强化元素，也是影响钢的焊接性能的主要元素。当碳含量低于0.04％时，难于使钢达到所需要的强度；但当碳含量高于0.12％时，易在焊接热影响区增加冷裂倾向，且产生较多的马氏体-奥氏体(M-A)岛局部脆性相，降低焊接性能。因此，碳含量应控制在0.04～0.12％。

(2)锰锰是钢中一种有效的固溶强化元素，但因此也显著提高焊接热影响区的淬硬性。当锰含量低于0.60％时，钢的强度偏低；当锰含量高于1.80％时，钢中易产生明显的偏析带状组织，且焊接热影响区也易产生淬硬组织，降低低温韧性。因此，锰含量应控制在0.60～1.80％。

(3)硅硅是炼钢时最有效的脱氧元素之一，当硅含量低于0.10％时，钢易氧化；当硅含量高于0.50％时，焊接粗晶热影响区中M-A岛的局部脆化效应增强。因此，硅含量应控制在0.10～0.50％。

(4)硫硫严重损害钢和焊接热影响区的韧性。因此，硫含量应控制在0.010％以下。

(5)磷磷严重损害钢和焊接热影响区的韧性。因此，磷含量应控制在0.015％以下。

(6)钼钼显著抑制先共析转变和促进贝氏体转变，是本发明重点加以研究的合金元素。所述钢中添加钼，其主要目的是在较大线能量(≥45kJ/cm)焊接时，抑制热影响区中粗大晶界铁素体的形成，提高低温韧性。当钼含量低于0.10％时，上述效果并不显著，但钼含量高于0.50％时，焊接热影响区中粒状贝氏体发达且数量偏多，反而使低温韧性降低。因此，钼含量应控制在0.10～0.50％。另外，本发明还发现，焊接热影响区中粗大晶界铁素体的数量，一方面随着焊接线能量的提高而增加，另一方面，在相同焊接热输入条件下，还随着钢中氮含量的提高而增加。因此，为了使钼发挥所述作用，其适当的添加范围还需要与钢的增氮水平相适应，需要钢中Mo和N的含量(wt％)符合Mo≥0.35-2.48exp(-N/0.0043)。

(7)钒如上所述，钒是一种沉淀强化效果显著的微合金化元素。当钒的含量低于0.04％时，钢的强度偏低。但是，随着钒含量的增加，焊接热影响区中M-A岛脆性相的数量增多，降低低温韧性，其含量不宜超过0.14％。因此，钒含量应控制在0.04～0.14％。

(8)钛如上所述，对钢进行微Ti处理后，形成的TiN可以有效抑制焊接热影响区原奥氏体晶粒的粗化，提高低温韧性。过少的钛不利于发挥所述作用，其含量不宜低于0.008％。但过多的钛，一方面，在钢中“夺走”过多的氮，弱化钒的沉淀强化效果，另一方面，在较大线能量(≥45kJ/cm)焊接时，还易增加焊接热影响区中晶界铁素体的数量，降低低温韧性，其含量不宜超过0.030％。因此，合适的钛含量应控制在0.008～0.030％。

(9)铝在炼钢过程中一般加入铝，可以减少钢中的氧化物夹杂含量，并有一定的细化晶粒作用。但过多的铝，同样会在钢中“夺走”过多的氮，削弱钒的沉淀强化效果，因此，铝含量应控制在0.002％～0.015％的脱氧残留含量范围内。

(10)氮氮在所述钢中是一种关键的微合金化元素，要同时有效利用上述VN微合金化技术和TiN技术的作用，均需要钢中有足够高的N与V和Ti配合，其含量不宜低于0.010％。但是，过高的增氮水平，除对连铸操作和铸坯质量有负面影响以外，还在钢中形成游离氮，增加时效脆性，其含量不宜超过0.025％。另外，随增氮水平提高，焊接热影响区中粗大晶界铁素体数量趋于增加，需要进一步限制氮含量。因此，除了需要将氮含量控制在0.010～0.025％以外，还需要钢中Ti、V和N的含量(wt％)符合Ti+V≥4.825N-0.002。

本发明具有如下优点：

1、本发明所述的易焊接增氮钢，焊前不需要预热，且在线能量20～60kJ/cm的条件下焊接时，热影响区形成由针状铁素体、粒状贝氏体和少量晶界铁素体构成的混合组织，-20℃却贝冲击功不低于47J，焊接性能良好。

2、本发明使焊接工艺简便，适用于易焊接高强度热轧型材、板材和带钢等多种产品。

附图说明

图1说明本发明所述的易焊接增氮钢在焊接线能量为20kJ/cm时，粗晶热影响区形成由细小针状铁素体韧性相和粒状贝氏体构成的混合组织。

图2说明本发明所述的易焊接增氮钢在焊接线能量增加到30kJ/cm时，粗晶热影响区开始生成细小的晶界铁素体，但细小的针状铁素体和粒状贝氏体仍占绝对多数。

图3说明本发明所述的易焊接增氮钢在焊接线能量由30kJ/cm增加到45kJ/cm时，粗晶热影响区组织形态几乎不变，晶界铁素体数量略有增多、原奥氏体晶粒略有长大。

图4说明本发明所述的易焊接增氮钢在焊接线能量由45kJ/cm进一步增加到60kJ/cm时，粗晶热影响区中组织构成不变，晶界铁素体数量增多、尺寸变大，但针状铁素体仍占有相当大的比例。

图5说明四种钢焊接粗晶热影响区的低温冲击功随线能量的提高均呈现下降趋势，但是当焊接线能量≥45kJ/cm时，本发明所示的易焊接增氮钢(实施钢1和实施钢2)焊接热影响区的-20℃却贝冲击功与比较钢(比较钢1和比较钢2)相比，有显著提高。

具体实施方式

以下结合具体实施例对本发明涉及的一种易焊接增氮钢及微合金化方法作进一步的详细描述。

按本发明所述一种易焊接增氮钢及微合金化方法制备了2种化学成分差异较大的试验钢，作为实施例。试验钢采用100kg中频感应炉冶炼，每炉浇注50kg钢锭2支。试验钢的化学成分见表1。用锻造方法将钢锭锻成尺寸为40×40×L(mm)的坯料，将坯料再加热到1200℃后，轧成Φ20mm的棒材，终轧温度为950℃，轧后先快速冷却到600～650℃，然后以低于0.5℃/s的冷速缓慢空冷到室温。另选用两种商业热轧低碳钒氮微合金钢作为比较，其化学成分也列于表1。

表1：钢的化学成分(wt％)

从表1可以看出，按照本发明制备的两种试验钢，其化学成分均符合本发明所述要求。比较钢1为不加Mo、但其它化学成分与实施例1相当的低碳Ti-V-N钢，比较钢2为未经过微Ti处理、但其它化学成分与实施例2相当的低碳Mo-V-N钢。

测试试验钢和比较钢的力学性能，结果见表2。可以看出，按照本发明制备的试验钢，其力学性能与比较钢接近，具有可比性。

表2：钢的力学性能

将试验钢和比较钢进一步加工成尺寸为10×10×80(mm)的试件，先采用Gleeble3500试验机模拟焊接粗晶热影响区组织，相应的热循环参数包括：焊前不预热，最高加热温度1350℃，焊接线能量分别为20、30、45、60、100kJ/cm，中止冷却温度100℃。然后根据“GB/T229-1994金属夏比缺口冲击试验方法”测试模拟焊接粗晶热影响区的-20℃却贝冲击功，结果见表3和图5。

表3：焊接粗晶热影响区的低温缺口韧性

从表3和图5可以看出，四种钢焊接粗晶热影响区的低温冲击功随线能量的提高均呈现下降趋势。但是，按照本发明制备的两种试验钢，其焊接粗晶热影响区的低温韧性在相同线能量的条件下，均高于比较钢的对应值，且当线能量≥45kJ/cm，发明钢与比较钢焊接粗晶热影响区低温韧性的差别更显著，如图5所示。其中，实施例1与比较钢1相比，由于前者含有适量的Mo，在较高线能量(≥45kJ/cm)的焊接条件下，焊接粗晶热影响区中粗大晶界铁素体的形成受抑制，因此低温冲击功几乎比后者高一倍。实施例2与比较钢2相比，由于前者进行了微Ti处理，在较高线能量(≥45kJ/cm)的焊接条件下，焊接粗晶热影响区中奥氏体的粗化受抑制，因此低温韧性与后者相比有显著的改善。

Claims (1)

1.一种微合金化易焊接增氮钢，其特征在于，该钢的化学成分为：C：0.04％～0.12％，Mn：0.60％～1.80％，Si：0.10％～0.50％，S：≤0.010％，P：≤0.015％，Mo：0.10％～0.35％，V：0.04％～0.14％，Al：0.002％～0.015％，Ti：0.008％～0.030％，N：0.018～0.025，余量为Fe及不可避免的杂质元素；均为重量百分数；

Ti、V和N的重量百分含量符合Ti+V≥4.825N-0.002；

Mo和N的重量百分含量符合Mo≥0.35-2.48exp(-N/0.0043)。

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