CN102242309A - 大热输入焊接用含硼石油储罐钢板的生产方法 - Google Patents
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Abstract
大热输入焊接用含硼石油储罐钢板的生产方法。钢板的化学组成质量百分比为：C=0.05%～0.12%、Si=0.15%～0.30%、Mn=1.2%～1.6%、P≤0.015%、S≤0.010%、Cr≤0.3%、Mo≤0.3%、Nb≤0.03%、Ti=0.005%～0.03%、Ni=0.15%～0.4%、V=0.02%～0.05%、Ca=0.0001%～0.008%、N=0.002%～0.007%、O=0.001%～0.006%，B=0.0001%～0.003%，其余为Fe和不可避免的杂质，Pcm≤0.20%；通过在冶炼过程添加硼和钛对钢中的夹杂物类型、尺寸及数量进行控制，并采用控轧控冷及调质热处理工艺进行工业生产。本发明的钢板的屈服强度大于490MPa，抗拉强度大于610MPa，经≤400KJ/cm大热输入焊接后仍具有优良的低温韧性，-20℃冲击功平均值大于50J，特别适合压力容器、大型石油储罐等制造中使用。
Description
技术领域
本发明属于低合金钢板生产工艺领域，特别涉及一种大热输入焊接用含硼石油储罐钢板的生产方法。
背景技术
为提高施工效率、降低成本，在压力容器、大型石油储罐等的施工中，罐壁板纵缝的焊接已采用高效的气电自动立焊，焊接热输入较传统的低合金钢大为提高，可达100kJ/cm左右。大热输入焊接时，由于焊接热影响区(HAZ)的温度高达1400℃左右，使奥氏体晶粒显著长大，并在随后的冷却过程中形成粗大的晶界铁素体，晶内组织恶化，甚至出现魏氏组织，导致热影响区韧性显著下降。因此，为适应大线能量焊接则需要开发焊接热影响区具有足够韧性的钢材。目前，已有技术相继开发出了不同化学成分的大热输入焊接用石油储罐钢板，但一般石油储罐钢板焊接热输入只能达到100 KJ/cm左右，很难达到10万立方米以上的大型石油储罐需要焊接热输入达到400KJ/cm 的理想要求。
提高HAZ韧性的方法很多。中国专利申请号200510047672.9“一种适合大线能量焊接的Nb-Ti微合金钢及其冶炼方法”，其机理是采用Ti与N结合生成TiN以阻止奥氏体晶粒的长大和增加铁素体形核。但是，Ti在金属中形成的TiN或Ti(CN)在焊接过程中，当熔合线附近的温度超过1400℃时，则超过了TiN本身的熔点，TiN在此温度下几乎全部溶解而失去了作用，所以其焊接热输入最高只能达到150KJ/cm的水平。日本专利JP10008193中亦采取了一些有效措施，使其大热输入焊接性能较好，但钢中添加了0.3%～0.8%的Cr，成本过高，且抗拉强度下限为570MPa，达不到石油储罐等用钢的610MPa级水平。
发明内容
本发明旨在提供一种大热输入焊接用含硼石油储罐钢板的生产方法，采用该方法制造的钢板，在400KJ/cm的大热输入焊接条件下，焊接热影响区仍具有良好的低温韧性。
本发明的技术方案是：大热输入焊接用含硼石油储罐钢板的生产方法，钢板的化学组成质量百分比为：C=0.05%～0.12%、Si=0.15%～0.30%、Mn=1.2%～1.6 %、P≤0.015 %、S≤0.010%、Cr≤0.3 %、Mo≤0.3%、Nb≤0.03 %、Ti=0.005%～0.03 %、 Ni=0.15%～0.4 %、V=0.02%～0.05 %、Ca=0.0001%～0.008 %、N=0.002%～0.007 %、O=0.001%～0.006%，B=0.0001%～0.003%，其余为Fe和不可避免的杂质，Pcm≤0.20%。
生产工艺包括以下步骤：
(1)冶炼：铁水经转炉冶炼后，在LF炉精炼过程中添加硼和钛，且保证在添加硼和钛的时刻，钢水中的氧含量为1～100ppm，氮含量为1～100ppm，达到目标化学成分后进行连铸。
(2)轧制：采用两阶段控制轧制工艺，再结晶区轧制阶段开轧温度1000～1100℃，单道次变形量10%～35%；未再结晶区轧制阶段，开轧温度850～950℃，各道次累积变形量40～90%。
(3)冷却：轧后钢板开始冷却温度≥750℃，以10～50℃/s速度在线水冷至400～650℃，然后空冷至室温。
(4)调质：轧后钢板采用再加热淬火和回火进行调质，淬火温度900～960℃，回火温度580～680℃。
所述钢板的碳当量Ceq=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14(%)≤0.40%。
下面对本发明添加重要元素的创新原理进行说明：
B是强淬透性元素，能够提高厚规格钢板的淬透性。由于B在奥氏体晶界的非平衡偏析，强烈抑制γ→α相变，促使奥氏体在淬火时形成细小的低碳马氏体，提高钢板的屈服强度和抗拉强度，保证厚规格钢板心部获得良好的组织和性能。B的加入，最主要的是能够提高钢板的大热输入焊接热影响区（HAZ）的韧性。B在大热输入焊接时，在焊接热影响区，尤其是在熔合线附近部位，会偏析到奥氏体晶界处，抑制对韧性有害的粗大晶界铁素体（GBF）和侧板条铁素体(FSP)生成。在HAZ区域温度高于1350℃时，部分TiN开始溶解而产生游离的N，在随后的冷却过程中，钢中的B能够优先与N结合生成BN，固定对HAZ韧性有害的N。BN和Fe23(CB)6也会促进HAZ区域晶内针状铁素体的形核，细化奥氏体晶内组织，提高HAZ韧性。
由于已有技术没有良好地控制B的措施，使传统含B钢性能存在以下弱点：钢中的B含量过高，会在消除应力处理（SR处理）以后，“B相”呈网状析出而产生SR裂纹，还会在HAZ处形成粗大贝氏体组织而恶化韧性；如果B控制得不好，还会增加晶界开裂倾向。
本发明在含Ti钢中添加B的工艺合理性：研究结果表明，在添加的Ti形成Ti2O3和TiN条件下，添加B的最合理的含量为1～30ppm，最佳添加时机是控制钢水的氧、氮含量分别在1～100ppm范围内。此条件下形成的酸溶硼会与Ti2O3和TiN共同作用，不仅改善了传统含B钢的弱点，还会在大热输入焊接时的HAZ区域形成大量针状铁素体，显著提高HAZ韧性。
本发明的另一重要添加元素是Ti。众所周知，Ti是非常活泼的元素，在钢中很容易形成大量细小弥散的含Ti氧化物和氮化物质点的夹杂物，会在大热输入焊接时成为针状铁素体的形核核心，提高HAZ韧性。其原理是Ti氧化物的熔点高于钢的熔点，在焊接熔合线部位不会溶解而成为稳定的质点，在焊接后的冷却过程中，TiN、MnS等依附于其上析出，成为微细铁素体的形核质点，抑制对韧性有害的粗大铁素体形成。但是，这种Ti氧化物在钢中较难微细分散，若不能控制其形成弥散分布的Ti的氧化物，则会形成5μm以上的粗大Ti氧化物，成为结构物破坏时的裂纹源、降低韧性。本发明通过控制钢水中氧含量为1～100ppm范围内时添加Ti，会明显增加微细Ti氧化物和氮化物的数量并趋于弥散分布，从而增加针状铁素体的形核数量，提高HAZ韧性。
本发明的有益效果：本发明由于对于钢的化学组成的设计创新，特别是较科学地掌握了B和Ti的用量，结合相应的工艺控制，使得成品钢板的屈服强度大于490MPa，抗拉强度大于610MPa，经≤400KJ/cm大热输入焊接后仍具有优良的低温韧性，-20℃冲击功平均值大于50J，能够满足压力容器、大型石油储罐制造中对钢板的性能要求。
附图说明
图1为实施例与比较例采用的400KJ/cm热输入焊接热模拟曲线图。
图2为实施例1钢经400KJ/cm焊接热循环CGHAZ的金相组织图(200X)。
图3为实施例3钢经200KJ/cm气电立焊后熔合线部位的金相组织图(500X)。
图2、图3中的原奥氏体晶粒充分长大，约100～300μm，但原奥氏体晶粒内部形成大量纵横交错的针状铁素体，基本无贝氏体组织；且原奥氏体晶界的先共析铁素体呈多边形块状，均无侧板条状铁素体，故钢板经大热输入焊接后仍然具有良好的韧性。
具体实施方式
下面将通过不同实施例和比较例的对比来描述本发明。这些实例仅是用于解释的目的，本发明并不局限于这些实施例中，可以在前述化学成分与制造方法范围内加以调整实施。
本发明的大热输入焊接用含硼石油储罐钢板的生产方法包括现行生产中所采用的冶炼、连铸、热轧、冷却等主要工序，其关键控制工序为冶炼和轧制。钢板的化学组成质量百分比为：C=0.05%～0.12%、Si=0.15%～0.30%、Mn=1.2%～1.6 %、P≤0.015 %、S≤0.010%、Cr≤0.3 %、Mo≤0.3%、Nb≤0.03 %、Ti=0.005%～0.03 %、 Ni=0.15%～0.4 %、V=0.02%～0.05 %、Ca=0.0001%～0.008 %、N=0.002%～0.007 %、O=0.001%～0.006%，B=0.0001%～0.003%，其余为Fe和不可避免的杂质，Pcm≤0.20%。主要工序的工艺控制如下：
(1)冶炼：铁水加入废钢经转炉冶炼时添加Si、Mn、Al，调整钢水到达LF炉精炼阶段的氧含量在10～300ppm范围后，依次添加Ti、Cr、Mo、Cu、Nb、Ni、B、Ca元素中的两种或两种以上，并控制各元素添加的间隔时间为0～20min，合金添加量按钢板化学成分目标值添加，达到目标化学成分后进行连铸。
(2)轧制：采用两阶段控制轧制工艺。再结晶区轧制阶段，开轧温度1000～1100℃，道次变形量10～35%；未再结晶区轧制阶段，开轧温度800～950℃，累积变形量40%～90%；轧后钢板厚度为20～50mm。
(3)冷却：轧后钢板在线水冷，开始冷却温度≥750℃，冷却速度10～50℃/s，冷却终了温度400～650℃，然后空冷至室温。
(4) 调质：轧后钢板采用再加热淬火和回火进行调质，淬火温度900～960℃，回火温度580～680℃。
本发明的大热输入焊接用含硼调质态钢板，屈服强度大于490 MPa，抗拉强度610～730MPa，屈强比小于0.9。经≤400KJ/cm焊接热输入后，热影响区-20℃冲击功平均值大于50J。经≤400KJ/cm热输入焊接后的组织特征为：熔合线部位组织为先共析铁素体和针状铁素体。其中原奥氏体晶界处为多边形块状的先共析铁素体，平均晶粒尺寸小于50μm，所占面积分数小于40%；原奥氏体晶粒内部为微细针状铁素体，所占面积分数大于60%。
各实施例和比较例的钢的化学成分如表1。
实施例1：铁水加入废钢经转炉冶炼时添加Si、Mn、Al，调整钢水到达LF炉精炼阶段的氧含量在10～300ppm范围后，依次添加Ti、Cr、Mo、Cu、Nb、Ni、B、Ca元素，并控制各元素添加的间隔时间为0～20min，合金添加量按钢板化学成分目标值添加，达到目标化学成分后进行连铸，铸坯厚度260mm；再结晶区轧制阶段，开轧温度1060℃，道次变形量10～30%；未再结晶区轧制阶段，开轧温度850℃，累积变形量80%；轧后钢板厚度为50mm；轧后钢板开始冷却温度790℃，冷却速度25℃/s，冷却终了温度640℃，然后空冷至室温。
实施例2：除了未再结晶区轧制阶段，开轧温度900℃；轧后钢板厚度为32mm；轧后钢板开始冷却温度830℃，冷却终了温度660℃，其余实施方式同实施例1。
实施例3：除了未再结晶区轧制阶段，开轧温度930℃；轧后钢板厚度为40mm；轧后钢板开始冷却温度830℃，淬火温度920℃，回火温度620℃，其余实施方式同实施例1。
实施例4：除了未再结晶区轧制阶段，开轧温度920℃；轧后钢板厚度为12mm；轧后钢板开始冷却温度760℃，淬火温度920℃，回火温度650℃，其余实施方式同实施例1。
比较例1：除了冶炼工艺，再结晶区轧制阶段，开轧温度1160℃，道次变形量10%～16%；外，其余实施方式同实施例1。
比较例2：除了冶炼工艺，未再结晶区轧制阶段开轧温度880℃；轧后钢板开始冷却温度800℃，冷却终了温度620℃，外，其余实施方式同实施例2。
比较例3：除了冶炼工艺，未再结晶区轧制阶段，开轧温度870℃；轧后钢板开始冷却温度820℃，淬火温度940℃，回火温度650℃，其余实施方式同实施例3。
比较例4：除了冶炼工艺，未再结晶区轧制阶段，开轧温度930℃；轧后钢板厚度为12mm；轧后钢板开始冷却温度780℃，其余实施方式同实施例4。
表2为实施例与比较例大热输入焊接性能对比。
实施例1～4与对比例1～4对比后表明：实施例1、实施例2、实施例3、实施例4具有化学成分简单、工艺操作过程良好、钢板强度高的优点，尤其是钢板抗大热输入焊接性能优良，且焊前不需要预热，焊后不需要进行热处理，适合在压力容器、10万m3及以上大型石油储罐制造中使用，在有效保证设备安全性的同时，能够大幅度提高施工效率、节约施工成本。
表1 实施例与比较例化学成分
表2 实施例与比较例的大热输入焊接性能结果
Claims (1)
1.大热输入焊接用含硼石油储罐钢板的生产方法，其特征在于：
钢板的化学组成质量百分比为：C=0.05%～0.12%、Si=0.15%～0.30%、Mn=1.2%～1.6 %、P≤0.015 %、S≤0.010%、Cr≤0.3 %、Mo≤0.3t%、Nb≤0.03 %、Ti=0.005%～0.03 %、 Ni=0.15%～0.4 %、V=0.02%～0.05 %、Ca=0.0001%～0.008 %、N=0.002%～0.007 %、O=0.001%～0.006%，B=0.0001%～0.003%，其余为Fe和不可避免的杂质，Pcm≤0.20%；
生产工艺包括以下步骤：
(1)冶炼：铁水经转炉冶炼后，在LF炉精炼过程中添加硼和钛，且保证在添加硼和钛的时刻，钢水中的氧含量为1～100ppm，氮含量为1～100ppm，达到目标化学成分后进行连铸；
(2)轧制：采用两阶段控制轧制工艺，再结晶区轧制阶段开轧温度1000～1100℃，单道次变形量10%～35%；未再结晶区轧制阶段，开轧温度850～950℃，各道次累积变形量40～90%；
(3)冷却：轧后钢板开始冷却温度≥750℃，以10～50℃/s速度在线水冷至400～650℃，然后空冷至室温；
(4)调质：轧后钢板采用再加热淬火和回火进行调质，淬火温度900～960℃，回火温度580～680℃。
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