CN101684534A

CN101684534A - 一种适应大线能量焊接的钢板及其制造方法

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Publication number: CN101684534A
Application number: CN200810200239A
Authority: CN
Inventors: 郑庆; 沈建国; 马志刚; 吴扣根; 刘自立; 胡会军; 曹能
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2008-09-23
Filing date: 2008-09-23
Publication date: 2010-03-31
Anticipated expiration: 2028-09-23
Also published as: CN101684534B

Abstract

本发明提供了一种适应大线能量焊接的钢板及其制造方法。该钢板的化学成分包含：C：0.05－0.12wt％、Mn：1.2－1.6wt％、Si：0.12－0.35wt％、P≤0.015wt％、S≤0.006wt％、Al≤0.015wt％、Ti：0.005－0.02wt％、Nb：0.008－0.05wt％、N：0.0001－0.006wt％、Ni≤0.5wt％、Mo≤0.5wt％、Ca：0.001－0.004wt％，余量为Fe和不可避免的杂质，其碳当量为0.32－0.43。本发明通过对钢坯中夹杂物进行形态控制，并采用控轧控冷的轧制工艺，制得一种适应大线能量焊接的钢板。该钢板低温韧性良好，尤其是大线能量焊接以后具有优良的接头韧性。

Description

一种适应大线能量焊接的钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及钢铁材料领域，具体地说，本发明涉及一种在大线能量焊接条件下具有高焊接热影响区韧性的钢板及其制造方法。

背景技术

高强度低合金钢厚板是一种重要的工程材料，广泛应用于造船、海洋平台、油气管线、大桥、高层建筑、压力容器以及机械制造等工业领域，其性能指标中既有力学性能要求，也有焊接性能要求，其中焊接性能特别是焊接热影响区(HAZ)的韧性成为关系构件使用安全的一个重要指标。但经历焊接热循环以后，HAZ晶粒粗化将导致钢材局部的低韧性，由于韧性反映了材料抵抗裂纹萌生和扩展的能力，低韧性意味着材料的使用安全存在风险，因此使焊接接头部位和母材获得相近的韧性(即等韧)一直是人们努力的目标。

国外很早就注意到结构钢厚板HAZ的低韧性，如德国标准DIN17102-81除了对钢板的力学性能提出要求之外，还规范了HAZ的夏比冲击性能，-20℃夏比冲击功大于27J(横向)或者47J(纵向)。与此相适应，在工艺技术方面，发展了结构钢厚板的纯净化冶炼特别是降低钢中的硫含量和对钢水进行钙处理，以及通过控轧控冷降低碳当量等技术，这些措施对于提高钢的低温冲击性能有很好的效果。为保证焊接接头的性能，还对焊接工艺和材料作了严格的规范，对于一些重要的构件如油气管线，往往控制焊接的线能量输入。但近年来，为了提高焊接效率，特别是随着钢板厚度和强度级别的提高，为保证一次成型以及焊缝质量，焊接时需要更大的热量输入，从较大线能量的埋弧自动焊(30-50kJ/cm)到大线能量的气电焊、电渣焊，大线能量焊接工艺得到了较多的应用，特别是用于船板的焊接，单道次焊接线能量达到100kJ/cm甚至400kJ/cm以上，在焊接线能量输入不断提高的条件下，保证钢板的焊接性能特别是HAZ的低温韧性引起了特别的关注。

在大线能量焊接条件下由材料自身原因所引起的接头的低韧性可能源于以下因素：

1、大的热量输入导致HAZ奥氏体晶粒的粗化，并将进一步得到粗大的常温组织，显著提高钢的脆性转变温度。

2、因HAZ温度梯度的升高和冷却速度的降低，过冷奥氏体转变后形成较多脆性组织如晶界铁素体、MA组元等。

3、粗大的或者硬脆性的夹杂物，这些夹杂物既包括钢板中原有的较大颗粒夹杂物(如硅酸钙、氧化铝)，也包括钢板中原有颗粒较小但在焊接过程中明显粗化的夹杂物或者析出物(如TiN，Al₂O₃)，还包括某些硬脆性夹杂物如Al₂O₃或者铝镁尖晶石(MgO·Al₂O₃)等。研究表明，对于Al₂O₃夹杂物，即使5微米大小就有可能在其与基体界面形成应力集中引发脆断。

所以，为提高钢板焊接接头韧性，需要同时控制接头得到细小的组织和减少出现粗大或者脆性的夹杂物，在大线能量焊接条件下，对此要求更为苛刻。

现有大多数专利文献涉及的大线能量焊接钢板主要通过TMCP控制轧制技术从而提高钢板抗大线能量焊接性能。控制轧制过程之所以能够得到非常细小的晶粒，是因为在控制轧制过程中形成的数十纳米大小的析出物颗粒如碳化物、氮化物或者碳氮化物能够钉扎位错线的移动从而阻止晶界的迁移和晶粒的长大。但是，由于这些细小析出物的固溶温度均较低，即使固溶温度较高的TiN，在1400℃左右其数量也将明显减少并粗化，因此，它们对位错线的钉扎作用大为减弱。而在大线能量焊接条件下，熔合线的温度可以达到1500℃，因缺乏析出物对位错线的钉扎效果将导致奥氏体晶粒明显粗化，导致钢材的低韧性。

很多高熔点的氧化物在1500℃甚至更高温度下是稳定的，一些特定的氧化物还因为特殊的界面特性可以影响焊接冷却过程中过冷奥氏体的转变，从而可用于对HAZ的微观组织进行控制。如美国专利文献5,985,053提出采用含Ti和Mg的氧化物，粒度控制在5微米以下，这些夹杂物在500-800℃温度区间能够作为核心诱发针状铁素体组织，经焊接热模拟(峰值温度1400℃，500-800℃时间27秒)-20℃夏比冲击功150J以上。但该焊接热模拟工艺对应的线能量输入仅40,000-60,00J/cm，还算不上大线能量，且该文献未提供实物焊接的数据，无法评价钢材在大线能量焊接条件下的接头韧性。

CN200510023216.0涉及一种可大线能量焊接的厚钢板及制造方法，提出添加稀土元素，通过形成稀土氧化物来获得提高钢的抗大线能量焊接特性，但稀土元素为活泼元素，且在浇钢过程中容易导致水口堵塞，因此在实际应用中有很多限制。美国专利124759和CN200710052132.9提供了一种大线能量焊接高强度船板钢，它们均使用硼，利用其中的BN来钉扎奥氏体晶粒的长大，但这种方法对钢中的硼含量(5-15ppm)和氮含量要求苛刻，生产上的难度比较大。

如上所述，在大线能量焊接条件下夹杂物的形态控制是一项关键技术，这既包括寻找能够在高温下稳定性好的夹杂物或者析出物来钉扎位错防止奥氏体晶粒长大，也包括在钢中形成微细化的夹杂物。对于后者，必须考虑钢的成分设计特别是硫含量及Mn/S、钙处理、脱氧工艺以及连铸二冷工艺等因素。

针对以上问题，本发明者进行了化学成分配比的研究，且通过对钢坯中夹杂物的形态控制，设计出了一种适应大线能量焊接的钢板，从而完成了本发明。

本发明的一个目的在于提供一种适应大线能量焊接的钢板。

本发明的另一个目的在于提供这种钢板的制造方法。

发明内容

本发明的第一个方面提供一种适应大线能量焊接的钢板，该钢板的化学成分包含：C：0.05-0.12wt％、Mn：1.2-1.6wt％、Si：0.12-0.35wt％、P≤0.015wt％、S≤0.006wt％、Al≤0.015wt％、Ti：0.005-0.02wt％、Nb：0.008-0.05wt％、N：0.0001-0.006wt％、Ca：0.001-0.004wt％，余量为Fe和不可避免的杂质，且所述钢板中的碳当量为0.32-0.43。

在一个优选实施方式中：所述钢板的化学成分中还包括：Ni≤0.5wt％、Mo≤0.5wt％。

碳当量可根据下式确定：

碳当量Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14。

下面，对所述适应大线能量焊接的钢板的一些化学成分的作用作详细叙述。

C是决定钢材强度和焊接性能的主要元素，当碳含量过低，难以满足所需要的强度，而且钢板厚度规格过大时，板厚中心低温冲击性能达不到要求，但过高的碳含量会给钢的可焊性及连铸的可浇性带来不利。

Si是作为脱氧元素而添加的，硅含量较低的话，钢水氧化性比较高，炼钢过程成分控制难度增大，但硅含量过高，钢中组织容易脆化，焊接时出现裂纹的可能性将大大增强。

Mn是主要的强化元素，为保证钢板强度，应加入一定量的锰，但添加量过高的话，会导致碳当量增高，从而使得钢板的焊接性能变差。

P是杂质元素，理论上要求尽可能低，但对于炼钢过程来说，过低的P含量要求会大大增加生产成本，而对性能的增益则有限。

S也是一种有害元素，高的硫含量会提高钢板的脆性转变温度，降低钢的可焊接性能，但过度要求低的硫含量也会明显增加炼钢成本，降低其可制造性，综合考虑，一般控制在0.006wt％以下为宜。

Nb能提高轧制过程的再结晶温度，促进晶粒细化，还能与Ti形成复合氮化物，降低钛氮比，改善热影响区性能，但含量过低时，强化效果小，钢的强度常常达不到要求，但过高的铌含量会导致钢的焊接性能变差，主要表现在焊接以后出现比较多的晶界铁素体和马氏体-残余奥氏体组元，钢板抗大线能量焊接的能力降低。

N是保障大线能量焊接接头性能的重要元素。N有两种存在形式，其一为固溶，即以自由氮的形式存在，对钢的性能尤其是接头的低温冲击性能不利，其二是以弥散分布的氮化物形式存在，对接头韧性有利，主要的氮化物如TiN、AlN和NbCN等。

根据钢板所要求的强度不同，可以少量加入Mo、Ni等元素，但这些元素均会提高钢板碳当量，降低焊接性能，因此，对于强度级别不高(如屈服强度低于490Mpa)，或者在实际使用中表层有涂覆处理的钢板(如船板)，可以少加或者不加这些合金元素。

本发明的第二个方面提供一种适应大线能量焊接的钢板的制造方法，该制造方法包括冶炼、连铸、热轧、冷却工序，其中在所述冶炼和连铸工序中对钢坯中夹杂物进行形态控制，在所述冶炼工序中，在转炉出钢阶段对钢包顶渣进行还原，在精炼阶段加入脱氧剂分步进行脱氧，对应的钢水氧位控制在0.0020-0.0150wt％；在所述连铸过程中，采用连铸二冷工艺对连铸坯进行强冷。

在一个优选实施方式中：所述夹杂物包括氧化物和包裹于其上的MnS，其中所述氧化物为Zr、Ti和Mg中的至少一种元素的氧化物，所述氧化物的粒径为0.1-5.0微米，密度为50-2000个/mm²。

在一个优选实施方式中：在所述冶炼工序中，采用Ti作为第一次和最后一次的脱氧剂。

在一个优选实施方式中：在所述连铸工序中，连铸坯的二冷比水量为1.3-1.9吨水/吨钢。

在一个优选实施方式中：在所述热轧工序前进行加热，加热温度为1080-1200℃。

在一个优选实施方式中：在所述热轧工序中，再结晶阶段轧制温度高于960℃，道次变形量15-35％；未再结晶阶段轧制温度660-850℃，累积变形量≥45％，终轧温度为760-780℃，轧后待温至680-760℃。

在一个优选实施方式中：在所述冷却工序中，以10-30℃/s水冷至400-570℃，然后空冷。

本发明的有益效果为：本发明的钢板低温韧性好，尤其是大线能量焊接以后具有优良的接头韧性，比如在单道次焊线能量输入高于100,000-400,000J/cm的条件下仍可获得高的接头韧性，且焊前不需预热，焊后不需热处理。

本发明钢板的力学性能满足以下要求：

具体实施方式

以下用实施例对本发明作更详细的描述。这些实施例仅仅是对本发明最佳实施方式的描述，并不对本发明的范围有任何限制。

实施例1

按表1所示的化学成分冶炼钢水，在转炉出钢阶段对钢包顶渣进行还原，精炼阶段控制氧位，按顺序加入不同的脱氧剂分步进行脱氧，在完成脱氧操作以后对钢水进行钙处理，再在连铸过程中将对连铸坯实施强冷，其冶炼及连铸工艺条件见表2。热轧前钢坯加热到1120℃，再结晶阶段轧制温度高于960℃，道次变形量15-35％，未再结晶阶段轧制温度800℃，累积变形量≥45％，终轧温度760℃，轧后待温至750℃，之后以26℃/s水冷至550℃，然后空冷。

实施例2

除了热轧前钢坯加热到1150℃，未再结晶阶段轧制温度780℃，终轧温度770℃，轧后待温至760℃，之后以18℃/s水冷至450℃，其余实施方式同实施例1。

实施例3

除了热轧前钢坯加热到1100℃，未再结晶阶段轧制温度820℃，终轧温度760℃，轧后待温至760℃，之后以30℃/s水冷至490℃，其余实施方式同实施例1。

实施例4

除了热轧前钢坯加热到1180℃，未再结晶阶段轧制温度760℃，终轧温度780℃，轧后待温至760℃，之后以13℃/s水冷至500℃，其余实施方式同实施例1。

比较例1

除了热轧前钢坯加热到1120℃，未再结晶阶段轧制温度750℃，终轧温度740℃，轧后待温至730℃，之后以16℃/s水冷至430℃，其余实施方式同实施例1。

表1本发明实施例1-4及比较例1钢板的化学成分(wt％)

	C	Si	Mn	P	S(ppm)	Ti	Nb	Al	Ni	Mo	Ca(ppm)
	C	Si	Mn	P	S(ppm)	Ti	Nb	Al	Ni	Mo	Ca(ppm)	实施例1	0.06	0.33	1.44	0.01	35	0.02	0.018	0.01	0.12		17
实施例2	0.10	0.18	1.25	0.01	28	0.011	0.023	0.002		0.11	25	实施例1	0.06	0.33	1.44	0.01	35	0.02	0.018	0.01	0.12		17
实施例2	0.10	0.18	1.25	0.01	28	0.011	0.023	0.002		0.11	25	实施例3	0.08	0.22	1.55	0.01	37	0.009	0.021	0.009			24
实施例4	0.12	0.35	1.6	0.01	30	0.018	0.031	0.012			18	实施例3	0.08	0.22	1.55	0.01	37	0.009	0.021	0.009			24
实施例4	0.12	0.35	1.6	0.01	30	0.018	0.031	0.012			18	比较例1	0.10	0.22	1.37	0.01	18	0.012	0.023	0.015	0.2	0.19	25

表2本发明实施例1-4及比较例1钢板的冶炼及连铸工艺条件

	炉后脱氧剂及钢包顶渣渣系	脱氧次序	主要氧化物夹杂	连铸坯二冷比水量(吨水/吨钢)
	炉后脱氧剂及钢包顶渣渣系	脱氧次序	主要氧化物夹杂	连铸坯二冷比水量(吨水/吨钢)	实施例1	铝渣+镁粉脱氧，CaO-SiO₂-TiO₂-MgO-Al₂O₃-MnO顶渣	Ti-Al-SiMn-Ti	Ti₂O₃	1.9
实施例2	电石-铝渣脱氧，CaO-SiO₂-TiO₂-MgO-Al₂O₃顶渣	Ti-SiMn-Al-Ti	Ti₂O₃	1.5	实施例1	铝渣+镁粉脱氧，CaO-SiO₂-TiO₂-MgO-Al₂O₃-MnO顶渣	Ti-Al-SiMn-Ti	Ti₂O₃	1.9
实施例2	电石-铝渣脱氧，CaO-SiO₂-TiO₂-MgO-Al₂O₃顶渣	Ti-SiMn-Al-Ti	Ti₂O₃	1.5	实施例3	电石脱氧，CaO-SiO₂-TiO₂-MgO-Al₂O₃顶渣	Ti-SiMn-Al-Zr-Ti	ZrO₂，Ti₂O₃	1.7
实施例4	铝渣脱氧，CaO-SiO₂-TiO₂-MgO-Al₂O₃顶渣	Ti-Si-Al-Mg-Ti	MgO，Ti₂O₃	1.5	实施例3	电石脱氧，CaO-SiO₂-TiO₂-MgO-Al₂O₃顶渣	Ti-SiMn-Al-Zr-Ti	ZrO₂，Ti₂O₃	1.7
实施例4	铝渣脱氧，CaO-SiO₂-TiO₂-MgO-Al₂O₃顶渣	Ti-Si-Al-Mg-Ti	MgO，Ti₂O₃	1.5	比较例1	铝渣脱氧，CaO-SiO₂-Al₂O₃-MgO-顶渣	SiMn-Al	Al₂O₃	1.3

试验例

对本发明实施例1-4及比较例1的钢板进行焊接性能测试，测试结果见表3(全部数据为钢板厚度中心位置测试得到)。

表3本发明实施例1-4及比较例1钢板的焊接性能

*数据仅限气电立焊测

Claims

1、一种适应大线能量焊接的钢板，其特征在于，所述钢板的化学成分包含：C：0.05-0.12wt％、Mn：1.2-1.6wt％、Si：0.12-0.35wt％、P≤0.015wt％、S≤0.006wt％、Al≤0.015wt％、Ti：0.005-0.02wt％、Nb：0.008-0.05wt％、N：0.0001-0.006wt％、Ca：0.001-0.004wt％，余量为Fe和不可避免的杂质，且所述钢板中的碳当量为0.32-0.43。

2、根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述钢板的化学成分中还包括：Ni≤0.5wt％、Mo≤0.5wt％。

3、根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，所述钢板中的碳当量根据下式确定：碳当量Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14。

4、权利要求1所述的适应大线能量焊接的钢板的制造方法，包括冶炼、连铸、热轧、冷却工序，其特征在于，在所述冶炼和连铸工序中对钢坯中夹杂物进行形态控制，其中在所述冶炼工序中，在转炉出钢阶段对钢包顶渣进行还原，在精炼阶段加入脱氧剂分步进行脱氧，对应的钢水氧位控制在0.0020-0.0150wt％；在所述连铸过程中，采用连铸二冷工艺对连铸坯进行强冷。

5、根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，所述夹杂物包括氧化物和包裹于其上的MnS，其中所述氧化物为Zr、Ti和Mg中的至少一种元素的氧化物，所述氧化物的粒径为0.1-5.0微米，密度为50-2000个/mm²。

6、根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，在所述冶炼工序中，采用Ti作为第一次和最后一次的脱氧剂。

7、根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，在所述连铸工序中，连铸坯的二冷比水量为1.3-1.9吨水/吨钢。

8、根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，在所述热轧工序前进行加热，加热温度为1080-1200℃。

9、根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，在所述热轧工序中，再结晶阶段轧制温度高于960℃，道次变形量15-35％；未再结晶阶段轧制温度660-850℃，累积变形量≥45％，终轧温度为760-780℃，轧后待温至680-760℃。

10、根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，在所述冷却工序中，以10-30℃/s水冷至400-570℃，然后空冷。