CN102605247A

CN102605247A - 一种大线能量焊接厚钢板及其制造方法

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Publication number: CN102605247A
Application number: CN2012100625155A
Authority: CN
Inventors: 杨健; 祝凯; 王睿之; 马志刚
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2012-03-09
Filing date: 2012-03-09
Publication date: 2012-07-25
Anticipated expiration: 2032-03-09
Also published as: CN102605247B

Abstract

一种大线能量焊接厚钢板及其制造方法，其包括如下步骤：a)冶炼、精炼和连铸，钢的成分重量百分比为：C：0.05～0.09％，Si：0.10～0.30％，Mn：1.3～1.7％，Ti：0.005～0.03％，Nb：0.003～0.025％，S：0.001～0.01％，P≤0.015％，N≤0.006％，Mg 0.0005～0.01％，Al≤0.01％，Ca≤0.003％，还包括Cu≤0.3％、Ni≤0.4％或B≤0.002％中一种以上元素，其余Fe；Ti/Nb≥1.2；钢液脱氧过程中依次加入脱氧剂Mn、Si→Al→Ti→Ca→Mg；钢中粒径≥1.0μm的微米夹杂物，(Mg+Ca)/Mn≥0.3；钢中粒径0.1～1.0μm的亚微米夹杂物，(Mg+Ca)/Mn≥0.1，Ti/Mn≥0.07；b)轧制；c)冷却。本发明形成的大量弥散分布的夹杂物，可以抑制焊接热影响区奥氏体晶粒的长大，促进晶内铁素体的生长，大幅度提高厚板的大线能量焊接性能。

Description

一种大线能量焊接厚钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及焊接用钢板的制造方法，特别涉及提供一种大线能量焊接厚钢板及其制造方法，这种厚钢板可以用于造船、建筑、桥梁、石油天然气管线及海洋平台等领域。本发明在大线能量焊接过程中可以大幅度地改善厚钢板焊接热影响区的韧性。

背景技术

近年来，随着造船、建筑、压力容器、石油天然气管线及海洋平台等焊接构造物的大型化，改善厚钢板的大线能量焊接性能，可以提高焊接效率，缩短制造工时，降低制造成本，因而成为越来越迫切的要求。

经大线能量焊接后，焊接热影响区钢材的组织结构遭到破坏，奥氏体晶粒明显长大，形成粗晶区。在粗晶区导致脆化的组织是冷却过程中形成的侧板条铁素体、上贝氏体，粗大的晶界铁素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马氏体-奥氏体组元等。随着焊接线能量的增加，原奥氏体晶粒粒径变大，侧板条铁素体和上贝氏体组织更加发达，晶界铁素体的尺寸也相应增大，焊接热影响区的夏比冲击功将显著降低，这降低了焊接热影响区的韧性。

神户制钢的日本专利JP4515430(高桥佑二、出浦哲史料：溶接熱影響部の靭性および母材靭性に優れた鋼材およびその製法，JP4515430，2010.5.21。)揭示了通过添加REM、Ca、Zr改善厚板焊接热影响区韧性的方法。在焊接热循环过程中，即使温度高达1400℃，利用REM、Ca、Zr脱氧生成的氧化物也可以在钢材中弥散分布而不发生固溶，因而可以有效地减小铁素体晶粒的尺寸。当夹杂物中REM、Ca、Zr氧化物的重量百分比含量大于5％，Ti氧化物的重量百分比含量大于0.3％的条件下，可以大幅度地提高焊接热影响区的冲击韧性。

JFE的日本专利JP364398(一宫克行、大井健次、星野俊幸、天野虞一，溶接熱影響部靭性に優れた非調質厚肉高張力鋼板の製造方法，JP364398，2005.2.10。)提出了通过钢板的成分设计和控制Ca、S、O的比例改善厚板大线能量焊接性能的方法。同时利用MnS粒子表面析出的TiN、BN和AlN粒子可以促进晶内铁素体的生长，通过添加B可以抑制奥氏体晶界铁素体的生长，由此大幅度地改善焊接热影响区韧性。

新日铁的日本专利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，在焊接过程中高达1400℃加热时，奥氏体晶粒的长大受到明显的抑制，焊接热影响区的韧性得到大幅度地改善。

发明内容

本发明的目的是提供一种大线能量焊接厚钢板及其制造方法，通过优化合金元素的成分设计，并对脱氧剂的种类、添加顺序、添加时的氧位、添加量和添加方法的控制，选择生成合适成分的夹杂物，可以有效地抑制焊接热影响区原奥氏体晶粒的长大，促进晶内铁素体的生长，从而提高厚钢板的大线能量焊接性能。

为达到上述目的，本发明的技术方案是，

一种大线能量焊接厚钢板，其化学成分重量百分比为：C 0.05～0.09％，Si：0.10～0.30％，Mn 1.3～1.7％，Ti 0.005～0.03％，Nb 0.003～0.025％，S0.001～0.01％，P≤0.015％，N≤0.006％，Mg 0.0005～0.01％，Al≤0.01％，Ca≤0.003％，其余为Fe和不可避免杂质；

其中，Ti/Nb的重量百分比比值大于或等于1.2；

对于钢中粒径大于或等于1.0μm的微米夹杂物，(Mg+Ca)/Mn重量百分比含量的比值大于或等于0.3；

对于钢中粒径为0.1～1.0μm的亚微米夹杂物，(Mg+Ca)/Mn重量百分比含量的比值大于或等于0.1，Ti/Mn重量百分比含量的比值大于或等于0.07。

进一步，钢板的化学成分还含有Cu≤0.3％、Ni≤0.4％或B≤0.002％中一种以上元素，以重量百分比计。

本发明的一种大线能量焊接厚钢板及其制造方法，包括如下步骤：

a)冶炼、精炼和连铸，钢的化学成分含量是：C：0.05～0.09％，Si：0.10～0.30％，Mn：1.3～1.7％，Ti：0.005～0.03％，Nb：0.003～0.025％，S：0.001-0.01％，P≤0.015％，N≤0.006％，Mg 0.0005～0.01％，Al≤0.01％，Ca≤0.003％，其余为Fe和不可避免杂质；

其中，在钢液脱氧过程中，脱氧剂的添加种类和顺序是Mn、Si→Al→Ti→Ca→Mg，钢中Al含量为小于或等于0.01％，钢中Ca含量为小于或等于0.003％；

通过添加Fe₂O₃粉可以精确控制Mg脱氧时的初始氧位，使钢液中的氧含量为0.001～0.01％，Mg脱氧后钢液中的Mg含量重量百分比为0.0005～0.01％；

钢材中Ti/Nb含量的比值为大于或等于1.2；

对于钢中粒径大于或等于1.0μm的微米夹杂物，(Mg+Ca)/Mn含量的比值大于或等于0.3；

对于钢中粒径为0.1～1.0μm的亚微米夹杂物，(Mg+Ca)/Mn含量的比值大于或等于0.1，Ti/Mn含量的比值大于或等于0.07。

b)轧制

将铸坯加热到1050～1250℃，粗轧温度高于930℃，累计压下率大于30％；精轧温度小于930℃，累计压下率大于30％；

c)冷却

以2～30℃/s的冷却速率水冷至终冷温度300～550℃。

又，本发明以NiMg合金、或MnMg合金、或以金属镁的形式加入Mg脱氧剂。

添加合金的方式可以是将块状合金添加到钢包或中间包表面，也可以将合金粉碎后加工成包芯线，通过喂丝机加入。

在本发明技术方案中，

C，是增加钢材强度的元素，为了保证厚钢板母材所必要的强度，C含量的下限为0.05％。但是过量地添加C，将导致母材和焊接热影响区的韧性降低，C上限为0.09％。

Si，是炼钢预脱氧过程中所需要的元素，Si含量过高超过0.3％时，会降低母材的韧性，同时在大线能量焊接过程中，将促进岛状马氏体-奥氏体组元的生成，显著降低焊接热影响区韧性。Si含量为0.10～0.30％。

Mn，可以通过固溶强化提高母材的强度，又可以作为预脱氧元素发挥作用。同时MnS的析出可以促进晶内铁素体的生成，Mn的下限值为1.3％。但是过高的Mn将导致板坯的中心偏析，同时降低焊接热影响区的韧性，所以Mn含量为1.3～1.7％。

Ti，通过形成Ti₂O₃粒子，可以促进晶内铁素体的生成。同时Ti与N结合生成TiN粒子可以钉扎奥氏体晶粒的长大。所以作为有益元素，Ti含量的下限为0.005％。但是Ti含量过高时，将促使TiC的生成，降低母材和焊接热影响区的韧性，所以Ti含量上限为0.03％。

Nb，可以细化钢材的组织，提高强度和韧性，其下限是0.003％。但是含量过高将降低焊接热影响区的韧性，其上限是0.025％。

本发明研究过程中发现，通过提高Ti/Nb的比值可以有效地促进TiN粒子的析出，抑制NbN粒子的析出，大量弥散分布的TiN粒子有利于抑制奥氏体晶粒的长大，钢材中Ti/Nb含量的比值应大于或等于1.2。

S，在Ca和/或Mg的添加过程中，与Ca和/或Mg形成硫化物，还可以促进MnS在Ca和/或Mg硫化物粒子上的进一步析出，从而促进晶内铁素体的生长，其下限为0.001％。但是，其含量过高，将导致板坯的中心偏析，降低母材和焊接热影响区的韧性，上限为0.01％。

P，是钢中的杂质元素，应尽量降低。其含量过高，将导致中心偏析，降低焊接热影响区的韧性，P的上限为0.015％。

N，含量超过0.006％，将导致N的固溶，降低母材和焊接热影响区的韧性。

Cu，可以提高母材的强度和韧性，但是Cu含量过高，将导致热态脆性，Cu的上限为0.3％。

Ni，可以提高母材的强度和韧性，但是由于其价格昂贵，鉴于成本的限制，其上限为0.4％。

B，通过提高钢材的淬透性，可以提高钢材的强度。但是含量过高时将导致淬透性显著上升，降低母材的韧性，其上限是0.002％。

本发明采用Mn、Si→Al→Ti→Ca→Mg的添加顺序进行脱氧。首先使用Si、Mn进行脱氧，可以降低钢液中的自由氧含量。由于Si、Mn脱氧形成的氧化物熔点低，同时易于相互结合形成更低熔点的复合夹杂物聚集长大，这样的夹杂物容易上浮去除，有利于提高钢液的洁净度。然后进一步使用Al对氧位进行调节后，再进行Ti脱氧。部分自由氧与Ti结合，形成Ti的氧化物，残留在钢液中。经Si、Mn、Al脱氧之后，自由氧含量已经大大降低，所以，部分Ti将溶解于钢液中。

钢中的Al含量宜控制在小于0.01％。Al含量大于0.01％时，容易生成簇状氧化铝夹杂，不利于微细弥散分布夹杂物的生成。

Ca的添加可以改善硫化物的形态，同时Ca的氧化物和硫化物可以促进晶内铁素体的生长，但是钢中的Ca含量以小于0.003％为宜。如果Ca含量大于0.003％，Ca的作用已经饱和，同时增加了Ca的蒸发损失和氧化损失。

Mg的添加可以生成微细弥散分布的MgO夹杂，以这些夹杂作为形核核心，可以促进TiN和MnS的析出，抑制焊接热循环过程中奥氏体晶粒的长大并促进晶内铁素体的生长，提高焊接热影响区的韧性。

Mg添加时初始氧含量的控制是使钢液中的氧含量为0.001％～0.01％。在添加金属镁或镁合金时，通过添加微量的Fe₂O₃粉，可以实现Mg添加时初始氧含量的精确控制。当钢液中的氧含量小于0.001％时，将导致微细MgO夹杂的数量不足，不能较好地改善焊接热影响区的韧性。当钢液中的氧含量大于0.01％时，将生成部分粒径大于5μm的MgO夹杂物，这些较大的夹杂物在冲击试验过程中将作为裂纹的起点，降低母材和焊接热影响区的冲击韧性。所以本发明Mg添加时初始氧位的控制是使钢液中氧含量为0.001％～0.01％。

在研究过程中发现，通过提高Ti/Nb的比值可以有效地促进TiN粒子的析出，抑制NbN粒子的析出。在利用Mg进行脱氧脱硫的过程中，Mg的氧化物和硫化物粒子的表面容易析出TiN粒子，这样的TiN粒子在焊接热循环过程中，可以抑制奥氏体晶粒的长大，也可以促进晶内铁素体的生长。研究过程中发现，合适的Ti/Nb比值是大于或等于1.2。

本发明确定了夹杂物的合适成分。夹杂物的成分利用SEM-EDS进行测量，对于样品进行研磨和镜面抛光之后，利用SEM对于夹杂物进行观察与分析，每个样品夹杂物的成份是对于10个任意选取夹杂物分析结果的平均值。

对于夹杂物的成分研究发现，在利用Mg和/或Ca进行脱氧脱硫的过程中，对于钢材中粒径大于或等于1.0μm的微米夹杂物，当(Mg+Ca)/Mn重量百分比含量的比值大于或等于0.3，这种成分的微米夹杂物，有利于作为形核核心，促进MnS在其表面析出，从而促进晶内铁素体的生长，改善焊接热影响区的韧性。

对于钢中粒径为0.1～1.0μm的亚微米夹杂物，当(Mg+Ca)/Mn重量百分比含量的比值大于或等于0.1，Ti/Mn重量百分比含量的比值大于或等于0.07时，这种成分的亚微米夹杂物，有利于作为形核核心，促进TiN粒子在其表面析出，从而有效地钉扎奥氏体晶粒的长大。在焊接热循环过程中，这样的亚微米夹杂物粒子可以有效地钉扎焊接热影响区奥氏体晶粒的长大，改善焊接热影响区的韧性。

本发明在轧制和冷却工艺中，

轧制前的加热温度小于1050℃时，Nb的碳氮化物不能完全固溶。当加热温度大于1250℃时，将导致奥氏体晶粒的长大。

粗轧温度高于930℃，累计压下率大于30％，是因为在此温度以上，发生再结晶，可以细化奥氏体晶粒。当累计压下率小于30％时，加热过程中所形成的粗大奥氏体晶粒还会残存，降低了母材的韧性。

精轧温度小于930℃，累计压下率大于30％，是因为在这样的温度下，奥氏体不发生再结晶，轧制过程中所形成的位错，可以作为铁素体形核的核心起作用。当累计压下率小于30％时，所形成的位错较少，不足以诱发针状铁素体的形核。

精轧之后以2～30℃/s的冷却速率水冷至终冷温度300～550℃，是因为：当冷却速率小于2℃/s时，母材强度不能满足要求。当冷却速率大于30℃/s时，将降低母材的韧性。当终冷温度大于550℃时，母材的强度不能满足要求。当终冷温度小于300℃时，将降低母材的韧性。

本发明的有益效果：

本发明采取合适的成分设计，并在精炼过程中，采取合适的脱氧剂添加顺序，控制脱氧剂的添加量，并通过添加Fe₂O₃粉的方式，精确控制Mg脱氧时的初始氧位，这样可以控制形成微细弥散分布的Mg氧化物和硫化物夹杂，同时对于微米夹杂物中的(Mg+Ca)/Mn含量比值，亚微米夹杂物中的(Mg+Ca)/Mn、Ti/Mn含量比值进行控制。在焊接热循环过程中，这样的夹杂物可以有效地钉扎焊接热影响区奥氏体晶粒的长大，促进晶内铁素体的生长，改善厚钢板的大线能量焊接性能。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明做进一步说明。

在本实施例中，在钢水的二次精炼过程中，调整钢液的合金成分。并且按照Si、Mn、Al、Ti、Ca的顺序添加相应元素的合金进行脱氧。在保证合金成分的同时，添加Fe₂O₃粉控制氧位，并利用喂丝的方式添加NiMg合金。NiMg合金包芯线中的NiMg合金含Mg 5～50％，余量为Ni，粒度为0.1～5mm。

将铸坯加热到1250℃，粗轧温度为1000～1150℃，累计压下率为50％；精轧温度为700～850℃，累计压下率为67％；精轧之后以2～30℃/s的冷却速率水冷至终冷温度300～550℃。

焊接热模拟试验利用Gleeble3800热模拟试验机进行，峰值温度为1400℃，停留时间为3s。t_8/5时间为383s，对应于50mm规格的厚钢板，焊接线能量为400kJ/cm。

表1列出了本发明实施例和对比例的化学成分、Ti/Nb比值、微米夹杂物(Mg+Ca)/Mn比值，亚微米夹杂物(Mg+Ca)/Mn、Ti/Mn比值的对比。实施例中控制Al含量小于或等于0.01％，钢材中Ti/Nb的重量百分比比值大于或等于1.2，微米夹杂物(Mg+Ca)/Mn的重量百分比含量的比值大于或等于0.3。亚微米夹杂物中的(Mg+Ca)/Mn比值大于或等于0.1，Ti/Mn比值大于或等于0.07。

对比例中的Al含量为0.026％和0.028％，钢材中Ti/Nb比值，微米夹杂物(Mg+Ca)/Mn比值，亚微米夹杂物(Mg+Ca)/Mn、Ti/Mn比值中一项或者多项不能满足本发明的要求。

表2列出了本发明实施例和对比例中母材的拉伸性能和冲击韧性，以及焊接热影响区的冲击韧性的对比。母材的屈服强度、抗拉强度和断面收缩率为两个测试数据的平均值，母材-40℃夏比冲击功和焊接热影响区-20℃夏比冲击功是三个测试数据的平均值。

从表中数据可以看出，实施例和对比例的母材力学性能没有明显的差异。在焊接线能量为400kJ/cm的条件下，对于焊接热影响区-20℃夏比冲击功进行了测试，实施例1～7的值分别是224J、199J、209J、213J、206J、248J、218J，对比例1、2的值是27J、36J。实施例焊接热影响区的冲击韧性大幅度改善，可以满足400kJ/cm大线能量焊接性能的要求。

本发明采取合适的成分设计，确定了钢材中合适的Ti/Nb比值。并在精炼过程中，采取合适的脱氧剂添加顺序和脱氧剂的添加量，并通过利用添加Fe₂O₃粉的方式，精确控制Mg脱氧时的初始氧位。这样可以控制形成微细弥散分布的Mg的氧化物和硫化物夹杂，并对于微米夹杂物(Mg+Ca)/Mn比值，亚微米夹杂物(Mg+Ca)/Mn、Ti/Mn比值进行合理控制。这样的夹杂物可以在凝固和相变过程中诱导形成MnS和TiN析出物，从而抑制奥氏体晶粒的长大，促进晶内铁素体的生成，改善厚钢板的大线能量焊接性能。该技术可用于船板、建筑等厚钢板的制造过程中，用于改善厚钢板的大线能量焊接性能。

Claims

1.一种大线能量焊接厚钢板，其化学成分重量百分比为：C 0.05～0.09％，Si 0.10～0.30％，Mn 1.3～1.7％，Ti 0.005～0.03％，Nb 0.003～0.025％，S0.001～0.01％，P≤0.015％，N≤0.006％，Mg 0.0005～0.01％，Al≤0.01％，Ca≤0.003％，其余为Fe和不可避免杂质；

其中，Ti/Nb的重量百分比比值大于或等于1.2；

2.如权利要求1所述的大线能量焊接厚钢板，其特征是，钢板的化学成分还含有Cu≤0.3％、Ni≤0.4％或B≤0.002％中一种以上元素，以重量百分比计。

3.一种大线能量焊接厚钢板的制造方法，包括如下步骤：

a)冶炼、精炼和连铸

钢的化学成分重量百分比为：C 0.05～0.09％，Si 0.10～0.30％，Mn 1.3～1.7％，Ti 0.005～0.03％，Nb 0.003～0.025％，S 0.001～0.01％，P≤0.015％，N≤0.006％，Mg 0.0005～0.01％，Al≤0.01％，Ca≤0.003％，

其余为Fe和不可避免杂质；

其中，在钢液脱氧过程中加入脱氧剂，脱氧剂种类和添加顺序是：Mn、Si→Al→Ti→Ca→Mg，钢中Al含量重量百分比为小于或等于0.01％，钢中Ca含量为小于或等于0.003％；

通过添加Fe₂O₃粉对于Mg脱氧时的钢液中的初始氧位进行精确控制，使钢液中的O含量重量百分比为0.001～0.01％，Mg脱氧后钢液中的Mg含量重量百分比为0.0005～0.01％；

钢中Ti/Nb的重量百分比比值大于或等于1.2；

对于钢中粒径为0.1～1.0μm的亚微米夹杂物，(Mg+Ca)/Mn重量百分比含量的比值大于或等于0.1，Ti/Mn重量百分比含量的比值大于或等于0.07；

b)轧制

c)冷却

以2～30℃/s的冷却速率水冷至终冷温度300～550℃。

4.如权利要求3所述的大线能量焊接厚钢板的制造方法，其特征是，钢板的化学成分还含有Cu≤0.3％、Ni≤0.4％或B≤0.002％中一种以上元素，以重量百分比计。

5.如权利要求3所述的大线能量焊接厚钢板的制造方法，其特征是，步骤a)中，以添加NiMg合金、或MnMg合金、或以金属镁的形式加入Mg脱氧剂。

6.如权利要求5所述的大线能量焊接厚钢板的制造方法，其特征是，步骤a)中，添加合金的方式是将块状合金添加到钢包或中间包表面，或将合金粉碎后加工成包芯线，通过喂丝机加入。