CN101724774A

CN101724774A - 可大线能量焊接厚钢板制造过程中添加镁的方法

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Publication number: CN101724774A
Application number: CN200810201494A
Authority: CN
Inventors: 杨健; 祝凯; 沈建国
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2008-10-21
Filing date: 2008-10-21
Publication date: 2010-06-09
Anticipated expiration: 2028-10-21
Also published as: CN101724774B

Abstract

本发明提供一种可大线能量焊接厚钢板制造过程中添加镁的方法，包括在锭模底部均匀铺垫NiMg合金的添加镁的方法。所添加NiMg合金中Mg的含量范围为5-50％，合金的粒度范围为1-30mm。在所述添加镁的操作之前控制钢液的氧位和熔渣的氧位，并选用合适的耐火材料制成的锭模。本发明方法具有钢材中的镁分布均匀、镁的收得率高、不引进复杂的合金元素、生产成本低、工艺简单和操作安全等优点。

Description

可大线能量焊接厚钢板制造过程中添加镁的方法

技术领域

本发明属于冶金和焊接技术领域，具体涉及提高厚钢板大线能量焊接性能的技术，更具体地涉及在大线能量焊接厚钢板制造过程中添加镁的方法。

背景技术

在造船、建筑和压力容器等许多领域，提高低合金厚钢板的大线能量焊接性能已经成为越来越迫切的要求。例如，在船舶工业中焊接是其制造工艺的关键环节之一，焊接工时占建造总共工时的30％-40％左右。提高船板钢的焊接性能，采用大线能量焊接，可以提高焊接的效率，缩短造船周期和降低造船成本。

然而，在传统的低合金钢的大线能量焊接过程中，焊接热影响区HAZ(HeatAffected zone)的强度和韧性随着焊接线能量的提高而大幅下降，因此防止焊接过程中热影响区性能的恶化成了开发大线能量焊接用钢的关键。一般来说，经过TMCP(Thermo-Mechanical Control Process)工艺制造的具有细微组织结构的厚钢板经过焊接热循环之后，原来良好的组织结构遭到破坏，被加热的奥氏体晶粒明显长大，形成粗晶热影响区CGHAZ(Coarse-grained HAZ)，使大线能量焊接过程中焊接热影响区的韧性降低。在CGHAZ导致脆化的组织是冷却过程中形成的粗大的晶界铁素体GBF(Grain Boundary Ferrite)、侧板条铁素体FSP(Ferrite SidePlate)和上贝氏体，以及在晶界铁素体近傍形成的珠光体、在侧板条铁素体的板条间形成的碳化物岛状M-A组元(Martensite-Austenite constituent)。随着旧γ晶粒粒径的增加，GBF和FSP的尺寸也相应增大，HAZ的夏比冲击功将显著降低。

为了通过改善焊接热影响区的组织，达到提高厚钢板大线能量焊接性能的目的，一种重要的方法是利用在钢材中弥散分布的微细夹杂物作为钉扎粒子，在焊接热循环的过程中，钉扎γ晶界的移动，抑制γ晶粒的长大。这样就可以减小脆化组织GBF和FSP的尺寸，达到改善焊接热影响区韧性的目的。

可以有效地发挥作用的钉扎粒子必须同时具备在钢材中的分散性和焊接高温下的安定性这两种特性。Fe₃C、VC、TiC、NbC等碳化物粒子，以及AlN、TiN等氮化物粒子虽然可以在钢材中细微分散，但是在焊接热循环的融合线附近的温度超过1400℃的高温下，发生固溶或者长大，不能很好地抑制γ晶粒的长大。Al₂O₃、Ti₂O₃等氧化物，MnS等硫化物粒子，虽然在焊接热循环的高温下可以安定存在，不发生固溶，但是这些粒子粒径较大，也不能很好地抑制γ晶粒的长大。强脱氧剂Mg、Ca、REM等氧化物和硫化物粒子，尤其是Mg的氧化物和硫化物粒子，同时具备在钢材中的分散性和焊接高温下的安定性这两种特性，可以有效地钉扎γ晶界的移动，抑制γ晶粒的长大。

因此，如何保证钢材中的Mg含量，如何提高添加Mg的收得率，以及如何使Mg在钢材中均匀分布成为提高厚钢板大线能量焊接性能的关键。由于金属Mg的沸点为1107℃，在炼钢1600℃的温度下，其蒸汽压高达2.0×10⁶Pa。往钢水中添加的金属Mg将迅速地变成蒸汽，从钢液中逸出，甚至造成钢水喷溅、爆炸等危险。因此，在钢液中加入金属Mg的安全问题，以及金属Mg处理钢水的利用率问题仍然是制约金属Mg用于钢水二次精炼的主要难题。

日本专利JP3378433(児島明彦、渡辺義之、千々岩力雄：溶接熱影響部靭性の優れた鋼板の製造方法，JP3378433，1996.4.12。)介绍了利用钢中的MgO微粒改善厚钢板焊接热影响区韧性的方法，指出随着钢中Mg含量的提高，MgO粒子的数量大幅度增加，在1450℃加热时γ晶粒的长大受到明显的抑制。日本专利JP3476999(児島明彦、渡辺義之：溶接熱影響部靭性の優れた鋼板，JP3476999，1996.5.21)将钢材中的MgO夹杂分成纳米级夹杂(50-500nm)和微米级夹杂(0.5-5μm)两类，这两类夹杂的数量随着钢中Mg含量的增高而显著增加，导致γ晶粒的粒径以及焊接热影响区脆性组织GBF、FSP的尺寸显著降低，从而改善焊接热影响区的韧性。由此可以看出，改善厚钢板焊接热影响区韧性的关键之一是如何提高钢材中的Mg含量。但是这些专利，都没有介绍金属Mg的添加方法以及Mg的收得率。

作为钢水脱氧剂添加Mg的方法，大多数采用含Mg又含Al的合金。虽然这些合金的添加可以获得较高的铝镁收得率，但是这些方法仅仅考虑了钢水脱氧的需求，没有考虑提高厚钢板大线能量焊接性能的要求。添加合金中含有大量的金属铝，在脱氧过程中易于形成簇状大型Al₂O₃夹杂物，从而不能有效地抑制γ晶粒的长大，难以改善厚钢板的大线能量焊接性能。如中国专利申请200710013788.X(宋守浩，邹杰，于晓溪：一种炼钢用钢水脱氧剂及其制备方法)介绍了使用含铝的铁基合金中添加金属镁和镧、铈稀土合金作为钢水脱氧剂，其组分含量为：8-12wt％镁，0.03-1wt％稀土合金，48-58％铝和平衡量的铁。中国专利01109969.0(何丽华：用于炼钢脱氧和脱硫的铝镁合金，申请日2001.3.28)，中国专利01121537.2(徐斌鸿：一种钢液净化剂及净化钢液的方法，申请日2001.6.20)，都添加了易于促进夹杂物聚集长大的元素铝，难以改善钢材的大线能量焊接性能。

作为钢水脱氧剂使用的含Mg又不含铝的合金，有中国专利03133370.2(姜殿波：用于炼钢脱氧剂的硅钡锶钙镁铁合金，专利申请号03133370.2，2003.5.26)，中国专利03126163.9(田作敏，赵东伟，曹保国，赵六虎，陈达生，田光通：硅钡钙硼镁铁合金及其制备方法，专利申请号03126163.9，2003.5.14)，中国专利03126165.5(田作敏，楚少军，赵东伟，周社伟，陈达生，田光通：稀土硅镁钙稀土铁合金及其制备方法，专利申请号03126165.5，2003.5.14)。这些专利的重点在于合金的制备方法，并且这些合金的成分过于复杂。这将不可避免地与大线能量焊接用厚钢板的合金元素的成分设计相冲突，不能满足大线能量焊接用钢的脱氧工艺的要求。

发明内容

本发明的目的是提供一种可大线能量焊接厚钢板制造过程中添加镁的方法。

本发明的方法包括在锭模底部均匀铺垫NiMg合金的添加镁的步骤。

本发明方法采用的NiMg合金中Mg的含量范围以5-50％为宜。

所述NiMg合金的粒度范围以1-30mm为宜。

本发明的方法较佳为在添加镁的步骤之前先控制钢液的氧位和熔渣的氧位。

本发明的方法采用的锭模较佳为用耐火材料制成。

在钢液中添加Mg的损失主要是蒸发损失和氧化损失。为了提高Mg的收得率和操作的安全性，本发明采用添加NiMg合金来提高钢液中的Mg浓度。NiMg合金中Mg含量的合适范围为5-50％。过低的Mg含量虽然可以提高Mg的收得率，但是导致合金的添加成本变高和钢材中金属Ni的含量超过大线能量焊接用厚钢板对Ni元素的含量要求。过高的Mg含量将降低Mg的收得率，同时在操作过程中，由于Mg的迅速蒸发，容易产生钢液喷溅等安全问题。NiMg合金粒度的合适范围为1-30mm。过细的粒径容易带来自燃等保存使用上的问题。过大的粒径导致Mg蒸发过程中形成过大的气泡，部分气泡中的Mg没有溶解于钢液，就从钢液的表面逸出，从而会降低Mg的收得率。

采用NiMg合金可以提高Mg的收得率的原因在于大大减小了Mg的活度，降低了Mg的蒸发速度和氧化速度。通过NiMg的合金化，还增加了Mg添加剂的密度，降低了其上浮速度，延长了Mg在钢液中的溶化时间，从而有利于提高Mg的收得率。此外，NiMg合金中的Ni不仅可以增加钢材的强度和韧性，还可以改善钢材的焊接性能，是大线能量焊接用钢必须的合金元素。所以在考虑添加NiMg合金对钢材中Ni增量影响的基础上，通过控制合金化时元素Ni的添加量，可以满足大线能量焊接用钢对元素Ni的含量要求。

本发明添加NiMg合金的方式是在锭模底部均匀铺垫NiMg合金。通常Mg添加剂的加入方法是在钢液的表面添加。使用这种方法，由于所添加的NiMg合金的密度远远小于钢液的密度，Mg难以溶于钢液中就蒸发逸出了，降低了Mg的收得率。采取在锭模底部均匀铺垫NiMg合金的添加方式，通过浇铸过程中钢液冲击流的搅拌作用，使Mg在钢液中的溶解和成分均匀化同时完成。这样可以显著地提高Mg的收得率。

本发明的方法在添加NiMg合金之前宜先控制钢液的氧位和熔渣的氧位。当钢液中的氧位或熔渣中的氧位较高时，添加的Mg将优先与氧结合，增加了Mg的氧化损失，降低了Mg的收得率。因此控制Mg添加前钢液的氧位和熔渣的氧位是提高Mg收得率的又一个重要因素。降低熔渣的氧位，可以通过降低熔渣中FeO和MnO的含量来实现。通过调整Mn、Si等脱氧元素的含量，可以控制添加NiMg合金前钢液中的氧位。

控制熔渣和钢液中的氧位，也是对夹杂物形态控制的重要手段。在添加NiMg合金之前，钢液中氧含量的合适范围为10-50ppm。钢液中的氧含量过高时，将生成部分粒径大于5μm的较大夹杂物，影响钢液的清洁度，造成钢材机械性能的恶化。当钢液中的氧含量过低的时候，不能保证在钢液中生成足够数量的微细MgO夹杂物，影响夹杂物钉扎作用的发挥。

本发明的方法采用的锭模宜用耐火材料制成。由于金属Mg和氧的结合力很强，是非常强的脱氧剂。为了提高Mg的收得率，还应选用合适的耐火材料，以CaO系、MgO系、Al₂O₃系、MgO-Al₂O₃系的耐材为宜。因为钢液中的溶解Mg和耐火材料中的SiO₂反应很快，生成MgO和溶解Si，所以不宜选用含SiO₂系的耐火材料。

本发明的在大线能量焊接用厚钢板制造过程中添加NiMg合金的方法，可以在钢包、RH、中间包、或连铸结晶器中应用。

本发明方法的有益效果：

采用本发明制造大线能量焊接用厚钢板，具有钢材中的镁分布均匀、镁的收得率高、不引进复杂的合金元素、生产成本低、工艺简单和操作安全等优点。

附图的简单说明

图1铸锭取样示意图。

具体实施方式

实施例是在50kg真空感应炉中进行的。炉衬采用镁砂添加1.2％的硼酸干混后烧结而成，采用高铝耐材锭模进行浇铸。在感应炉中加入40kg纯铁，同时添加Cu、Ni、CaO，纯铁的化学成分如表1所示。采用单纯添加CaO的方式造渣，保证了钢渣中较低的氧位。抽真空的同时升温，炉料熔清后，真空度可达30Pa。往感应炉内充填Ar气至0.05MPa后，添加含C、Si、Mn、Ni等元素的合金，调整钢液中的合金成分，并进行预脱氧。取样并在线分析合金成分，在保证合金成分的同时，使钢液中的全氧含量降低至10-50ppm。最后添加的NiMg合金含Mg5-50％，余量为Ni，粒度为1-30mm。

表1纯铁的成分(％)

实施例1

添加含C、Si、Mn、Ni等元素的合金进行成分调整之后，此时钢液中的全氧含量为0.0012％，将钢液注入预先在铸模底部均匀铺垫了含Mg 8.0g的NiMg合金的铸模中，钢液在Ar气气氛中凝固后，移出炉外，在大气气氛下随铸模冷却。铸锭尺寸为长180mm，宽120mm，高240mm，如图1所示。沿着铸锭宽度方向中心截面截取20mm×180mm×240mm的钢片，然后在该钢片的上部-A，中部-B，下部-C取样，进行化学成分分析，其结果见表2。可以看出，在铸锭的上、中、下部，金属Mg以及其他化学成分分布均匀。在钢液注流的搅拌作用下，金属Mg的添加和成分均匀化可以同时完成，金属Mg的收得率(η_Mg)为11.0-11.5％。

表2实施例1的铸锭成分以及不同纵向位置的金属Mg含量(％)

编号	C	Si	Mn	Ni	P	S	Mg	η_Mg
编号	C	Si	Mn	Ni	P	S	Mg	η_Mg	上部-A	0.064	0.23	1.52	0.31	0.012	0.002	0.0023	11.5
中部-B	0.068	0.23	1.53	0.31	0.012	0.003	0.0022	11.0	上部-A	0.064	0.23	1.52	0.31	0.012	0.002	0.0023	11.5
中部-B	0.068	0.23	1.53	0.31	0.012	0.003	0.0022	11.0	下部-C	0.066	0.23	1.51	0.31	0.012	0.002	0.0022	11.0

实施例2

在添加含C、Si、Mn、Ni等元素的合金进行成分调整之后，钢液中的全氧含量为0.0050％。将钢液注入预先在铸模底部均匀铺垫了含Mg 8.0g的NiMg合金的铸模中。如图1所示，沿着铸锭宽度方向中心截面截取20mm×180mm×240mm的钢片，然后在该钢片的中部-B和侧部-D取样，进行化学成分分析。化学成分分析的结果见表3。同样在中部和侧部，金属Mg以及其他化学成分分布均匀。金属Mg的收得率为13.0-13.4％。

表3实施例2的铸锭成分以及不同横向位置的金属Mg含量(％)

编号	C	Si	Mn	Ni	P	S	Mg	η_Mg
编号	C	Si	Mn	Ni	P	S	Mg	η_Mg	中部-B	0.074	0.21	1.51	0.28	0.011	0.006	0.0026	13.0
侧部-D	/	/	/	/	/	/	0.0027	13.4	中部-B	0.074	0.21	1.51	0.28	0.011	0.006	0.0026	13.0

实施例3

在添加含C、Si、Mn、Ni等元素的合金进行成分调整之后，钢液中的全氧含量为0.0024％。当在铸模底部铺垫的NiMg合金中的Mg质量(W_Mg)分别为4.0、8.0、16.0g时，钢锭中的Mg含量分别为0.0016％、0.0028％、0.0035％，此时Mg的收得率分别为19.1％、13.9％、8.7％。随着NiMg合金中Mg的添加量的增多，钢锭中的Mg含量增高，但Mg的收得率下降。

表4实施例3的不同NiMg合金添加量条件下的铸锭成分

编号	C(％)	Si(％)	Mn(％)	Ni(％)	P(％)	S(％)	W_Mg(g)	Mg(％)	η_Mg(％)
编号	C(％)	Si(％)	Mn(％)	Ni(％)	P(％)	S(％)	W_Mg(g)	Mg(％)	η_Mg(％)	1	0.070	0.19	1.52	0.30	0.009	0.004	4.0	0.0016	19.1
2	0.074	0.20	1.53	0.29	0.010	0.004	8.0	0.0028	13.9	1	0.070	0.19	1.52	0.30	0.009	0.004	4.0	0.0016	19.1
2	0.074	0.20	1.53	0.29	0.010	0.004	8.0	0.0028	13.9	3	0.072	0.22	1.53	0.23	0.010	0.004	16.0	0.0035	8.7

对比例

在添加含C、Si、Mn、Ni等元素的合金进行成分调整之后，测得钢液中的全氧含量，对比实验1(编号4)为0.0016％，对比实验2(编号5)为0.0019％。采用向钢液表面添加NiMg合金，合金中的Mg质量为8.0g时，钢锭中的Mg含量，对比实验1(编号4)为0.0012％，对比实验2(编号5)为0.0014％。Mg的收得率分别为6.0％、7.0％。对比实验1、2和实施例1、实施例2中添加NiMg合金中的Mg质量相同。结果显示，与向钢液表面添加NiMg合金相比，在铸模底部铺垫NiMg合金的添加方式，Mg的收得率提高了57％至132％。

表5对比例的从钢液表面添加NiMg合金条件下的铸锭成分

编号	C(％)	Si(％)	Mn(％)	Ni(％)	P(％)	S(％)	W_Mg(g)	Mg(％)	η_Mg(％)
编号	C(％)	Si(％)	Mn(％)	Ni(％)	P(％)	S(％)	W_Mg(g)	Mg(％)	η_Mg(％)	4	0.071	0.20	1.49	0.33	0.013	0.003	8.0	0.0012	6.0
5	0.071	0.23	1.49	0.31	0.013	0.003	8.0	0.0014	7.0	4	0.071	0.20	1.49	0.33	0.013	0.003	8.0	0.0012	6.0

工业实用性

本发明在大线能量焊接用厚钢板制造过程中采用在锭模底部均匀铺垫NiMg合金的方法来添加镁，是制造大线能量焊接用厚钢板的核心工艺技术，可用于在钢包、RH、中间包、或连铸结晶器内往钢水中添加Mg。本方法的优点是钢材中的镁分布均匀，镁的收得率高，不引进复杂的合金元素，生产成本低，工艺简单和操作安全等，具有实用价值。

Claims

1.一种可大线能量焊接厚钢板制造过程中添加镁的方法，其特征在于：包括在锭模底部均匀铺垫NiMg合金的添加镁的方法。

2.如权利要求1所述的方法，其中所述NiMg合金中Mg的含量范围为5-50％。

3.如权利要求1所述的方法，其中所述NiMg合金的粒度范围为1-30mm。

4.如权利要求1所述的方法，其中还包括在所述添加镁的操作之前控制钢液的氧位和熔渣的氧位。

5.如权利要求4所述的方法，其中所述钢液的氧位为含氧量10-50ppm。

6.如权利要求1所述的方法，其中所述锭模采用耐火材料制成.

7.如权利要求6所述的方法，其中所述耐火材料选自CaO系、MgO系、Al₂O₃系和MgO-Al₂O₃系耐火材料。