CN102409230A - 一种大线能量焊接热影响区韧性优良的钢板及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种适应大线能量焊接，在焊接热影响区具有优良韧性的焊接结构钢板及其制造方法。含有C：0.05％～0.14％、Si：0.10％～0.35％、Mn：1.20％～1.65％、P：≤0.015％、S：≤0.006％、Nb：0.010％～0.050％、Ti：0.015％～0.035％、N：≤0.0050％，Mg：0.0008％～0.0020％，余量为Fe及不可避免的杂质。进一步含有V：0.02％～0.06％、Ni：0.15％～0.50％、Cu：0.10％～0.80％中的一种或多种。本发明生产的钢板在200J/cm高热输入焊接时，焊接热影响区韧性良好，生产工艺简便。
Description
技术领域
本发明属于低合金钢制造领域，涉及一种焊接结构钢，尤其是一种适应大线能量焊接，在焊接热影响区具有优良韧性的焊接结构钢板。
背景技术
大线能量焊接已广泛应用于船板、高层建筑、容器等制造领域。但大线能量焊接后热影响区韧性恶化严重的问题一直困扰着这种高效焊接技术的使用。
在本发明前，已经有一些大线能量焊接用钢的公开报道。专利“大线能量焊接高韧性抗锌液腐蚀用钢及其生产方法”(申请号01128476.5)，主要通过TiN析出，钉扎奥氏体晶界，因而起到细化晶粒的作用。但TiN的高温稳定性差，在较高线能量焊接时很容易分解。分解后的N反而对热影响区韧性不利。因此采用TiN技术仅用在线能量相对较低的场合。如上述专利适用线能量仅50～100kJ/cm，不能满足实际施工要求。另外，上述专利仅用于强度很低的产品，不适合高强钢应用领域。
专利“一种可大线能量焊接的厚钢板及其制造方法”(申请号200510023216.0)、专利“热量输入500kJ/cm以上的大热量输入焊接用钢及其制造方法”(申请号96105716.8)和专利“高热输入焊接非调质高韧性低温钢及其制造方法”(申请号01128316.5)的共同特点是加入B，利用BN和Ca或Re的氧化物抑制焊接热影响区晶粒长大，提高热影响区性能。但是B的加入经常产生副作用，B很容易在晶界偏聚，造成母材韧性的严重下降。目前尚无良好的控制B的措施。
专利“High tensile strength steel product for high heat input welding，having excellent toughness in heat-affected zone”(EP 1052303A2，申请号11019810.2)通过优化钢中夹杂物成分，利用Ti的氧化物的高温稳定性阻止奥氏体晶粒长大，改善热影响区韧性。但是，Ti的氧化物容易在钢水中聚集长大形成大颗粒夹杂，大颗粒夹杂不仅起不到抑制晶粒长大的作用，还会破坏母材和热影响区的韧性。因此，这种方法在生产中很难起到良好效果。
专利“用于焊接结构的具有TiN+ZrN析出相的钢板及其制造方法和使用该钢板的焊接结构”(申请号01804513.8)通过提高N的含量来获得较多的TiN以阻止热影响的晶粒长大，由于N提高后对钢的连铸性能影响很坏，铸坯裂纹很难避免，不得不增加了一道渗N工序，致使生产工艺及其复杂，生产效率低下。
专利“可大线能量焊接的超高强度厚钢板及其制造方法”(申请号200410017255.5)通过异步轧制、应变弛豫和直接淬火相结合来获得钢板的高强度和高韧性，对轧机的能力要求很高。更重要的是，从生产方法到应用实例均不包含高热输入焊接的内容。
发明内容
为了克服上述现有技术的缺点，提供一种大线能量焊接具有优良热影响区韧性的钢板及其制造方法，目的在于解决第二相粒子颗粒较大，恶化母材韧性、不适应大线能量要求的问题。
本发明的主要内容如下：
(1)一种大线能量焊接具有优良热影响区韧性的钢板，其特征在于，用质量百分数表示，含有C：0.05％～0.14％、Si：0.10％～0.35％、Mn：1.20％～1.65％、P：≤0.015％、S：≤0.006％、Nb：0.010％～0.050％、Ti：0.015％～0.035％、N：≤0.0050％，Mg：0.0008％～0.0020％，余量为Fe及不可避免的杂质。
(2)一种大线能量焊接具有优良热影响区韧性的钢板，其特征在于，用质量百分数表示，进一步含有V：0.02％～0.06％、Ni：0.15％～0.50％、Cu：0.10％～0.80％中的一种或多种。
(3)一种大线能量焊接具有优良热影响区韧性的钢板制造方法，其特征在于，利用Ti-Mg复合脱氧。Ti、Mg以冷轧钢带包裹合金粉末形成管状钢丝的方式送入，并且与浇铸过程同时进行，其钢丝直径为φ2.0～6.0mm；其送丝速度为10～30m/min。
(4)一种大线能量焊接具有优良热影响区韧性的钢板制造方法，其特征在于，在Ti-Mg脱氧剂加入前应保证钢中氧含量(质量百分比)[O：]0.0015％～0.0050％。
以下对本发明进行详细说明：
对于高强钢，大线能量焊接热影响区韧性严重下降。韧性下降的主要原因在于形成粗大的贝氏体组织。如能在钢板中形成一些弥散分布的有益氧化物，在固态相变中在奥氏体内诱发晶内铁素体的形成，则可以抑制贝氏体相变，得到均匀细小的铁素体组织，有效改善韧性。传统钢用Al终脱氧，脱氧产物Al2O3以团聚状分布于钢中，不能诱发晶内铁素体。在本发明中，用Ti-Mg复合脱氧，Ti脱氧产物Ti2O3有利于诱发晶内铁素体，Mg脱氧产物MgO有利于分布弥散化。这是本技术的总体思路。
各元素加入的具体含量和理由如下：
C是决定钢材强度的主要元素，也是决定焊接热影响区组织的主要元素。当C低于0.05％时，难以得到所需要的强度；当C高于0.14％时，焊接热影响区中易出现淬硬组织，使韧性恶化，而且高C时容易产生焊接裂纹。本发明C控制在0.05％～0.14％。
Si是脱氧元素，同时也是一种强化元素。Si低于0.10％时，脱氧效果差，钢板表面易起麻点和红绣；但当Si大于0.35％时，促进组织粗化，热影响区M-A组元数量增多，而且焊接冷、热裂纹敏感性均增加。本发明Si控制在0.10％～0.35％。
Mn的原子半径与Fe相近，容易形成置换固溶体，是应用最多的保证钢板强度的元素，也是影响淬硬倾向的重要元素。当Mn含量低于1.20％时，强度较低，脱氧能力不足，硫化物的有害作用增强；当Mn含量高于1.65％时，热影响区韧性变坏。本发明Mn控制在1.20％～1.65％。
P是杂质元素，增加钢材的脆性，应尽可能降低。但冶金脱P成本很高，限制在0.015％以下可以保证性能要求。
S是影响钢材韧性的主要元素。较高的S含量引起长条状硫化物夹杂，损失钢材韧性。S还严重恶化钢材的Z向性能，在焊接过程中引起层状撕裂。本发明要求S≤0.006％。
Nb可以提高轧制过程的再结晶温度，促进细晶强化效果。在本发明中，为了通过热机械轧制提高钢板的强度和韧性，必须添加一定含量的Nb。Nb量低于0.010％，不易发挥控轧作用；Nb量高于0.050％时，在焊接过程中促进侧板条铁素体形成，对韧性也不利。本发明Nb控制在0.010％～0.050％。
Ti是本发明着力研究的元素。Ti与N结合成TiN，阻止奥氏体晶粒长大，Ti与O结合成Ti2O3，能够增加晶内铁素体形核，可以有效地提高热影响区的韧性。Ti的添加，还可以减少N的固溶含量，改善钢的时效性能。本发明Ti的使用高于常规Ti处理钢。当Ti量低于0.015％时，形成的Ti2O3数量少，而且没有足够的Ti固N，钢板性能变差。当Ti量超过0.035％时，钢中Ti量过多，剩余Ti以固溶的形式存在于晶内，降低了母材和热影响区的性能。本发明Ti控制在0.015％～0.035％。
Mg是本发明另一重要的元素。当仅用Ti脱氧时，形成的Ti2O3很容易聚集长大上浮进入钢渣，少量留在钢中形成大颗粒夹杂。当用Ti-Mg符合脱氧时，生成的MgO粒子很小，均匀弥散分布于钢中。Ti2O3粒子在MgO粒子上形核，促进了粒子的弥散化。为达到此目的，Mg含量应在0.0008％～0.0020％。过低不能发挥Mg的积极作用，过高导致成本增加。
N对钢板的性能影响很大。钢中N固溶在奥氏体中严重降低时效性能。对以形成Ti2O3为目标的钢板，N含量应尽可能低。但祛除N受冶炼成本的限制。本发明N要求≤0.005％。
根据钢种强度和韧性要求，可以加入V、Cu、Ni中的一种或多种。但这三种元素均显著提高碳当量，导致淬硬性增加，因此含量必须限制。本发明要求控制V：0.02％～0.06％、Ni：0.15％～0.50％、Cu：0.10％～0.80％。
本发明的制造方法为：
按上述成分转炉冶炼、连铸和并采用TMCP轧制。
为了保证形成氧化物的数量和尺寸，在Ti-Mg脱氧剂加入前，应保证钢中自由氧含量为O：0.0015％～0.0050％。过低则有益氧化物数量不足；过高则氧化物尺寸增大。
在适应大线能量焊接的钢板生产中，脱氧剂的添加方式起着重要的作用。传统工艺采用Al终脱氧，Al可以直接添加在钢包或转炉中，也可以添加在精炼炉，如LF、RH中。但实质都是一样，都处于钢水的熔融阶段。在该阶段，钢水的温度高。Al加入后形成Al2O3，Al2O3有充足的时间生长而不受限制，同时Al2O3比重小，与钢水的润湿能力弱，很容易成为大颗粒上浮到钢渣中。而本技术中用Ti-Mg脱氧，希望形成的Ti2O3-MgO复合氧化物以细小颗粒存在于钢水中，既不要长大，更不要上浮进入钢水。因此Ti-Mg脱氧剂的加入应尽可能延后。
为了降低Ti-Mg加入时钢水的温度和缩短加入后在钢水中的停留时间，本发明采用了在钢水的浇铸过程中加入Ti-Mg的方式。
具体方法是，首先将要添加的Ti-Mg合金制成金属粉末。粉末的粒度在160目～40目之间为佳。粉末过细在钢水中容易上浮；粉末过粗则不利于成型。用低碳冷轧钢带将合金粉末包裹，并在成型机上卷成圆筒型，形成管状含Ti-Mg合金钢丝。将合金丝绕制在圆盘上，将圆盘安装在送丝机上。
在浇铸过程中，钢水均匀流入中间包。同时，起动送丝机，使包裹着Ti合金的钢丝均匀送入，在中间包与钢水混合、熔化并通过化学反应生成Ti2O3-MgO复合氧化物。钢水在中间包停留时间很短，迅速进入结晶器冷却，生成尺寸在0.5μ～3μ之间的细小氧化物，数量达到每平方毫米不低于100个。
为了尽量缩短高温停留时间，对钢水的浇铸温度要进行控制。过热度控制最好不超过20℃。
为了保证需要的Ti合金加入量，需要根据钢水的质量调整合金的加入速度。调整的方式有两种，一种是调整钢丝直径，在φ2.0mm～6.0mm之间；另一种是调整送丝速度，在10m/min～30m/min，钢水较少时用慢速，钢水多时用快速。
由于合金钢丝按比例与钢水同时浇铸，在与钢水混合后以很快的冷速凝固，Ti2O3-MgO析出主要在凝固前沿完成，Ti2O3-MgO粒子受到周围固态金属的限制而不能自由长大。粒子的尺寸很小也更弥散化。这些粒子在固态相变过程中可以起到非自发形核形核的专用，降低新相生成的形核功，使形核率大大增加。
利用上述成分和工艺冶炼出的钢坯，以采用TMCP工艺轧制为佳。具体方法为：板坯加热温度控制在1150℃～1230℃，在再结晶区采用大轧制道次轧制，980℃以下待温，温度达到910℃后进行未再结晶区轧制，该阶段累计变形量应达到50％，终轧温度不低于770℃，轧后立即水冷，终冷温度630℃～520℃。
本发明的优点及效果在于：
1.按本发明生产的钢板在200J/cm高热输入焊接时，焊接热影响区韧性良好。
2.采用浇铸过程同时添加脱氧剂的方式，使合金化更均匀，生成的复合氧化物更细小弥散，诱发铁素体形核的能力更强。
3.本发明生产工艺简便，适合批量生产操作。
具体实施方式
下面结合具体实施例进行说明：
通过不同实施例和对比例的比较来描述本发明。这些实施例仅是用于解释的目的，本发明并不局限于这些实施例中。表1为实施例和比较例中各钢种的化学成分。表2为实施例和比较例中各钢种的冶炼条件。板坯加热温度控制在1150℃～1220℃，980℃以下待温。未再结晶区开轧温度910～870℃，该阶段累计变形量55％～65％。终轧温度780～825℃，轧后立即水冷。终冷温度615℃～540℃。表3为实施例和比较例中各钢种的常规力学性能。表4为实施例和比较例中各钢种的焊接性能。
表1，实施例和比较例中各钢种的化学成分(Wt，％)
表2实施例和比较例中各钢种的冶炼条件
| 钢种 | 终脱氧地点 | 送丝直径 | 送丝速度 |
| A | 中包 | 2.8mm | 28m/min |
| B | 中包 | 4.0mm | 18m/min |
| C | 中包 | 5.0mm | 14m/min |
| D | 中包 | 3.2mm | 24m/min |
| E | 转炉 | ||
| F | LF | ||
| G | LF | ||
| H | LF |
表3，实施例和比较例中各钢种的常规力学性能
表4，实施例和比较例中各钢种的焊接接头力学性能
由表1～表4可见，发明例和对比例的常规力学性能相近。但经大线能量焊接后，对比例的热影响区韧性严重恶化，而发明例仍然保持很高的性能。
Claims (6)
1.一种大线能量焊接热影响区韧性优良的钢板，其特征在于用质量百分数表示，含有C：0.05％～0.14％、Si：0.10％～0.35％、Mn：1.20％～1.65％、P：≤0.015％、S：≤0.006％、Nb：0.010％～0.050％、Ti：0.015％～0.035％、N：≤0.0050％，Mg：0.0008％～0.0020％，余量为Fe及不可避免的杂质。
2.根据利要求1所述的大线能量焊接热影响区韧性优良的钢板，其特征在于：进一步含有V：0.02％～0.06％、Ni：0.15％～0.50％、Cu：0.10％～0.80％中的一种或多种。
3.一种根据权利要求1或2所述大线能量焊接热影响区韧性优良的钢板制造方法，包括转炉冶炼、连铸和轧制，其特征在于：利用Ti-Mg复合脱氧，Ti、Mg以冷轧钢带包裹合金粉末形成管状钢丝的方式送入，并且与浇铸过程同时进行，其钢丝直径为φ2.0～6.0mm；其送丝速度为10～30m/min。
4.根据权利要求3所述的大线能量焊接热影响区韧性优良的钢板制造方法，其特征在于：在Ti-Mg脱氧剂加入前应保证钢中氧含量[O]：0.0015％～0.0050％。
5.根据权利要求3所述的大线能量焊接热影响区韧性优良的钢板制造方法，其特征在于：浇铸过程过热度不超过20℃。
6.根据权利要求3所述的大线能量焊接热影响区韧性优良的钢板制造方法，其特征在于：板坯加热温度控制在1150℃～1230℃，在再结晶区采用大轧制道次轧制，980℃以下待温，温度达到910℃后进行未再结晶区轧制，该阶段累计变形量应达到50％，终轧温度不低于770℃，轧后立即水冷，终冷温度630℃～520℃。
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|---|---|---|---|---|
| CN109023037A (zh) * | 2017-06-12 | 2018-12-18 | 鞍钢股份有限公司 | 一种具有热影响区韧化特性的耐低温钢板及生产方法 |
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