CN102766821A - 高强度大线能量焊接用厚钢板 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种高强度大线能量焊接厚钢板，其化学成分（重量%）为C：0.07-0.10%，Si：0.05-0.15%，Mn：1.5-1.8%，P≤0.01%，S≤0.005%，Al：0.02-0.10%，N：0.006-0.02%，Ti：0.005-0.015%，Cr：0.10-0.25%，B：0.001 5-0.0025%，O≤0.0030%，其余为Fe以及其它不可避免的杂质。其制造方法包括：转炉或电炉冶炼→真空炉二次精炼→铸坯(锭)→钢坯(锭)再加热→TMCP+快速冷却工艺→钢板。得到600MPa级高强度低成本且具有优异的大线能量焊接低温韧性的厚钢板。

Description

高强度大线能量焊接用厚钢板

技术领域

本发明涉及大线能量焊接用厚钢板及其制造方法，特别是涉及600MPa级高强度低成本大线能量焊接用厚钢板及其制造方法。

背景技术

低合金高强钢是工程应用领域使用量最大的结构材料之一，广泛应用于石油天然气管线、造船、桥梁、高层建筑、压力容器，石油储罐等行业。为了提高生产效率，上述行业对钢板的焊接性，尤其是大线能量焊接性的要求越来越高，但大线能量焊接极易造成焊缝及其周围的焊接热影响区(HAZ)的韧性严重恶化，使得焊接接头容易发生脆断。对于传统的钢板如微合金钢而言，其实际焊接时的线能量一般不超过50kJ/cm，多数在30kJ/cm以下。在此情况下，HAZ韧性恶化问题并未完全表现出来，而当焊接线能量达到一定水平，如100kJ/cm以上甚至更高时，传统的低合金钢就很难满足焊接要求了，这就需要解决大线能量焊接HAZ脆化问题。

从焊接热循环角度看，在大线能量焊接过程中，HAZ附近的温度可达1400℃甚至更高，高温停留时间以及t8/3(温度从800℃冷却到300℃所需时间)冷却时间大大延长，这就造成奥氏体晶粒显著长大，在随后的缓慢冷却过程中形成粗大的对韧性不利的组织，如晶界处粗大的晶界铁素体、侧板条铁素体、魏氏组织、M-A(马氏体-奥氏体)岛等。

解决大线能量焊接HAZ脆化问题可采用不同的方法。早在上世纪70年代，日本新日铁公司就采用TiN钉扎奥氏体晶粒技术(US3904447)较好地解决了大线能量焊接HAZ韧性恶化问题，但随着焊接线能量增加，传统的TiN技术难以满足用户要求。上世纪90年代末，日本新日铁公司历经10年开发出所谓的氧化物冶金技术(US4629505)可满足更大线能量焊接要求。

已有的大线能量焊接用钢板专利文献，如CN1946862A、CN1338528A、CN101050502A、CN101050504A等都含有合金元素Nb，其主要目的是提高母材钢板的强度和韧性。实际上，Nb的添加对钢的大线能量焊接性是不利的，只是在焊接线能量较小时(<100kJ/cm)，这种不利作用表现不明显而已。

CN101050504A和CN101407893A虽然声称大线能量焊接后HAZ低温韧性优良，但并未给出焊接热模拟或实物焊接工艺条件。而CN101045976A、CN101153370A、CN101407893A、CN1932064A等焊接线能量都比较低，均在50-150kJ/cm之间。

发明内容

本发明的主要目的是通过对钢的化学成分进行合理设计，采用传统的热机械控制轧制工艺生产出一种600MPa级高强度低成本且具有优异的大线能量焊接低温韧性的厚钢板。在传统的Ti微合金钢的成分基础上，只加入少量的合金元素Cr和B，即可实现低成本制造出高强度大线能量焊接用钢板。

为实现上述目的，本发明的高强度大线能量焊接厚钢板，其化学成分（重量%）为C：0.07-0.10%，Si：0.05-0.15%，Mn：1.5-1.8%，P≤0.01%，S≤0.005%，Al：0.02-0.10%，N：0.006-0.02%，Ti：0.005-0.015%，Cr：0.1-0.25%，B：0.0015-0.0025%，其余为Fe以及其它不可避免的杂质。

本发明的另一个目的是提供上述高强度大线能量焊接厚钢板的制造方法，该方法包括：转炉或电炉冶炼→真空炉二次精炼→铸坯(锭)→钢坯(锭)再加热→TMCP+快速冷却工艺→钢板。

其中钢坯（锭）再加热温度为11 00-1200℃，保温时间为1-2小时；

开轧温度为1000-1070℃；

在未再结晶温度（Tnr）以上多道次大压下且累计变形量≥50%进行轧制；

随后中间坯待温至Tnr以下，然后进行最后2-3个道次轧制；

在接近铁素体析出开始温度之上以10-20℃/s的冷速冷却至300℃以下。

本发明专利没有添加Nb元素，可以大大降低成本，不加Nb引起的强度损失可以通过添加其他微量的其他合金元素得以补偿，同时还能保证钢板具有良好的大线能量焊接性。采用焊接热模拟的方法评定钢板的HAZ韧性时，焊接热模拟时的峰值温度非常重要。由于HAZ最薄弱的部位处的峰值温度通常在1 400℃以上，所以本发明焊接热模拟时的峰值温度设定为更能代表大线能量焊接过程的1 400℃。而t8/3冷却时间则根据焊接过程温度场的Rosenthal经典公式计算，最长冷却时间近2000s。采用上述焊接热模拟工艺可以更好地模拟气电立焊、电渣焊等单道次大线能量焊接过程。

附图说明

图1是本发明的600MPa级高强度低成本大线能量焊接用厚板生产工艺流程示意图。

图2是焊接热模拟试验中所采用的焊接热循环曲线。

具体实施方式

以下结合实施例对本发明的特点和优点进行详细说明。

本发明中，除非另有指明，含量均指重量百分比含量。

为实现本发明的提供600MPa级高强度低成本大线能量焊接用厚钢板的目的，各个主要元素控制如下：

碳是钢中最基本的元素，对提高钢的强度起到非常重要的作用，对钢的屈服强度、抗拉强度等影响最大，但对钢的焊接性不利。通常，钢中碳含量(或碳当量)越高，钢在焊接后的焊接HAZ韧性越差，特别是在大线能量焊接时尤其如此。因此，为了提高钢板的大线能量焊接HAZ低温韧性，钢中碳含量应尽量控制在较低的水平上。碳含量降低可有效地减少马氏体-奥氏体组元的数量，而马氏体-奥氏体组元对钢的大线能量HAZ有着极为不利的作用。但为了提高钢板的强度，同时又保证钢板具有良好的大线能量焊接HAZ低温韧性，需要对两方面进行综合考虑，使二者达到很好的平衡。经过大量的试验研究，钢中碳含量控制在0.07-0.10%的范围内可保证强度和大线能量焊接HAZ韧性的良好匹配；优选地，碳含量为0.07-0.09%。

硅是钢中最基本的元素之一，对提高钢的强度、净化铁素体起有利作用。在钢的冷却过程中，硅能够延迟渗碳体析出，不利于钢的大线能量焊接性。为了提高钢板HAZ的大线能量焊接低温韧性，钢中硅的含量也应该控制较低的水平上。但硅的含量若低于0.05%难以保证钢板的强度，因此将钢中硅的含量控制在0.05-0.15%，优选范围在0.06-0.14%之间。

锰是扩大奥氏体相区的元素，可以降低钢的临界冷却速度，稳定奥氏体，推迟奥氏体向珠光体的转变。在低含量范围内，对钢具有很大的强化作用，同时锰还可以细化铁素体晶粒从而改善钢板的低温韧性。在本发明专利中，为保证钢板的强度，锰的含量一般应控制在1.5%以上；但另一方面，钢中锰的含量不宜过高，如超过1.8%时容易在连铸坯中形成偏析，同时与钢中的硫结合形成比较粗大的MnS夹杂，在后续的轧制过程中，粗大的具有一定韧性的MnS将沿着轧向延伸，严重恶化母材钢板的性能，尤其是钢板的Z向抗层状撕裂性能。锰对钢板的大线能量焊接HAZ韧性的影响比较复杂，锰含量和焊接条件不同，HAZ的韧性也表现出不同的效果。总之，钢中锰的含量一般控制在1.5-1.8%之间可得到性能优异的钢板；优选地，锰含量为1.51-1.78%。

磷是钢中的杂质元素。钢中磷的含量较高(≥0.1%)时，形成Fe₂P在晶粒周围析出，降低钢的塑性和韧性，故其含量越低越好，一般控制在0.01%以内较好。

在钢中硫含量较高时以FeS-Fe共晶体的形式存在于钢的晶粒周围，降低钢的力学性能，其含量与磷类似，也是越低越好，实际生产时通常控制在0.005%以内；优选地，硫含量为0.0045%以内。

铝在钢中的作用主要是在炼钢过程中进行脱氧。除此之外，铝还可与钢中的氮结合形成AlN，在焊接热循环过程中，由于TiN粒子部分或全部溶解所释放出来的氮原子可以在冷却的过程中与钢中的部分酸溶铝相结合，从而起到固氮的效果。因此，钢中铝的含量要控制在一定范围内，通常控制在0.02-0.10%即可；优选地，铝含量为0.02-0.08%。

钛的加入量是与钢中氮的加入量相对应。对于大线能量焊接用钢板，Ti/N控制在TiN的化学计量比3.42以下为宜。若Ti/N大于3.42，则钢中将形成比较粗大的TiN粒子，且数量较少，不仅起不到在焊接过程中钉扎原奥氏体晶粒的作用，而且对HAZ的冲击韧性造成非常不利的后果，粗大的TiN粒子可成为断裂的裂纹源。此外，在焊接热循环过程中，TiN粒子在高温阶段还将发生粗化，进一步加剧这种不利作用。因此，钢中钛的含量要控制在合适的较低的水平，通常钛的加入量控制在0.005-0.015%之间，优选范围控制在0.009-0.013%。

通常情况下，炼钢原材料中都不同程度地含有一定量的氮，其范围在0.002-0.004%之间。在Ti含量一定的情况下，增加N含量可以使焊接过程中TiN的固溶温度从1300℃以下提高到接近液相线温度。TiN固溶温度的提高能够极大地抑制焊接热影响区奥氏体晶粒的高温长大，从而提高HAZ的强度和韧性。在Ti含量固定，N含量较低的情况下，TiN的固溶温度较低。在焊接的过程中，TiN粒子会发生溶解，起不到“钉扎”奥氏体晶界的作用，焊接后的韧性会很差。但N的含量也不宜过高，否则在焊接过程中，由于钢中出现多余的“自由氮”，这将大大降低钢的大线能量焊接HAZ韧性。因此，氮的加入量可控制在0.006-0.02%；优选地，氮含量为0.0065-0.019%。

铬元素的添加是本发明中的关键元素之一。由于硼元素并不能完全抑制晶界铁素体的形成，铬溶入奥氏体之后，在奥氏体向铁素体转变的过程中在铁素体/奥氏体界面发生再分配，抑制晶界铁素体的形成，促进HAZ晶内铁素体如针状铁素体等的形成，可有效降低铁素体的晶粒尺寸，从而大大提高冲击韧性。当铬的含量低于0.1%，铬提高钢的淬透性的作用不明显；另一方面，若铬的加入量大于0.25%，钢板在大线能量焊接过程中容易形成较多对HAZ韧性不利的马氏体-奥氏体组元，对钢的焊接性不利，故钢中铬的含量要控制在合适的范围内，本发明以0.1-0.25%为最佳；优选地，铬含量为0.11-0.22%。

硼是本发明的另一个关键元素。硼元素为内表面活性元素，有富集于晶界的强烈倾向。由于B在奥氏体晶界的富集可使晶界处的能量大为降低，使先共析铁素体(以及珠光体)在晶界的形核非常困难，从而大大降低了珠光体转变速度。加入B元素的另外一个重要作用是与钢中的“自由氮”相结合(由于B的固氮能力比Als强，故加入适量的B可以弥补Als固氮能力的不足)，形成BN，从而有利于HAZ针状铁素体组织的形成。B的含量低于1 5ppm时，起不到足够的形成BN的效果，难以有效的形成针状铁素体；若B的含量高于25ppm，则容易在晶界处偏析，对钢的性能不利，故钢中硼元素的含量一般控制在15-25ppm范围内，优选范围在15-24ppm。

氧是炼钢过程中不可避免的元素，对本发明而言，钢中氧的含量通过铝脱氧之后一般都可以达到30ppm以下，对钢板的性能不会造成明显不利影响。因此，将钢中的氧含量控制在30ppm以内即可。

本发明的上述钢板通过如下方法制造：

坯(锭)加热温度：1100-1200℃，保温时间：1-2小时，开轧温度：1000-1070℃，在未再结晶温度(Tnr≈900-950℃)以上多道次（例如3-5个道次）大压下且累计变形量≥50%，主要目的是细化奥氏体晶粒；随后中间坯待温至Tnr以下，然后进行最后2-3个道次轧制以获得变形的奥氏体晶粒，终轧温度为800-850℃；在接近铁素体析出开始温度之上以10-20℃/s的冷速冷却至300℃以下以获得细小的贝氏体组织，具体工艺路线示于图1。

钢坯的加热温度若低于11 00℃以及保温时间过短，则不利于合金元素的均匀化；而当温度高于1200℃时，不仅提高了制造成本，而且使得钢坯的加热质量有所下降。因此，钢坯的加热温度一般控制在11 00-1200℃比较合适。

类似地，保温时间也需要控制在一定范围内。保温时间过短，溶质原子扩散不够充分，一些溶质原子如B的偏析不能充分消除，同时一些碳化物和氮化物的析出也不充分，钢坯的加热质量得不到保证；而保温时间过长则使得奥氏体晶粒粗大以及提高了制造成本，故保温时间应控制在1~2小时之间。加热温度越高，相应的保温时间可适当缩短。

本发明专利所提供的技术可用于制造屈服强度≥460MPa，抗拉强度≥600MPa，且厚度在40mm以内，适合焊接线能量在100-400kJ/cm范围内的高强度高韧性钢板，钢板HAZ具有优异的低温韧性和优良的综合力学性能，由此带来以下几个方面的有益效果：

(1)钢板的大线能量焊接HAZ低温韧性优异。从后面的实施例中可以看到，试验钢板即使在焊接线能量为400kJ/cm，峰值温度1400℃，高温停留时间3s，且t8/3冷却时间为1947s的焊接热模拟条件下，试验钢板的HAZ在-20℃条件下的平均冲击功高达150J以上，表明采用本发明技术生产的钢板具有非常优异的大线能量焊接低温韧性；

在已有的专利文献中，对焊接热影响区韧性的考察方法主要采用焊接热模拟的方法，但是都普遍采用的焊接热模拟峰值温度范围在1300-1350℃。一般而言，HAZ最薄弱的部位处的峰值温度通常在1400℃以上，所以本发明焊接热模拟时的峰值温度设定为更能代表大线能量焊接过程的1400℃。而t8/3冷却时间则根据焊接过程温度场的Rosenthal经典公式计算，最长冷却时间近2000s。采用上述焊接热模拟工艺可以更好地模拟气电立焊、电渣焊等单道次大线能量焊接过程。

(2)钢板的生产成本大幅降低，而钢板的强度和大线能量焊接低温韧性却大幅提高。本发明专利与传统的微合金钢相比，没有添加贵重金属Nb、V、Cu、Ni等合金元素(Nb铁和V铁的市场价格分别约为25万人民币/吨和10万人民币/吨，Ni的市场价>20万元人民币/吨)。而添加的微量合金元素Cr和B不仅价格低廉，而且加入量很低。因此，生产成本大幅降低，而钢板的强度和大线能量焊接HAZ低温韧性则可保持在很高的水平上；

(3)从工艺实现的角度看，采用目前钢厂普遍使用的热机械控制轧制(TMCP)技术即可制造出本发明专利中的钢板。因此，不需要对现有的产线进行升级改造，节省了成本，工艺简单且易实现。

(4)此外，从后面的实施例表格中可以看出，试验钢板不仅屈服和抗拉强度高，而且屈强比很低，小于0.8，说明采用本发明专利制造出的钢板具有高强度低成本低屈强比特征，再加之钢板所具有的良好的大线能量焊接性，特别适合于高层建筑、特大跨度桥梁等要求高强度、抗震和低屈强比等行业。

实施例

表1本发明实施例钢板的化学成分，重量%

序号	C	Si	P	S	Mn	Al	N	Ti	Cr	B
											1	0.07	0.15	0.0080	0.0031	1.70	0.06	0.009	0.013	0.10	0.0016
2	0.08	0.13	0.0077	0.0042	1.78	0.02	0.006	0.011	0.18	0.0015

3	0.08	0.14	0.0075	0.0035	1.51	0.08	0.020	0.012	0.21	0.0023
											4	0.09	0.11	0.0076	0.0041	1.55	0.05	0.015	0.009	0.16	0.0018
5	0.10	0.05	0.0085	0.0038	1.61	0.03	0.018	0.006	0.24	0.0024
											6	0.08	0.12	0.0084	0.0032	1.79	0.10	0.007	0.005	0.22	0.0017
7	0.09	0.15	0.0097	0.0041	1.64	0.06	0.019	0.015	0.19	0.0020
											8	0.09	0.10	0.0079	0.0041	1.61	0.08	0.012	0.013	0.25	0.0022
9	0.10	0.08	0.0088	0.0044	1.52	0.09	0.014	0.010	0.12	0.0025

表2本发明实施例钢板的主要工艺条件和性能

试验例1：力学性能

按照GB/T 228.1-2010测定本发明钢的力学性能，其结果见表2。

试验例2：焊接性能

图2给出了焊接热模拟试验中所采用的焊接热循环曲线。具体工艺参数如下：焊接线能量400kJ/cm，加热速度500℃/s，峰值温度1400℃，峰值温度停留时间3s，t8/3冷却时间1947s。从实施例表格中可以看出，即使在图2所示的非常严格的焊接热模拟条件下，钢板的HAZ在-20℃低温下的平均冲击功仍保持在150J以上，表明所开发的钢板具有非常优异的抗大线能量焊接性。

Claims (17)

1.一种高强度大线能量焊接厚钢板，其重量百分比化学成分为C：0.07-0.10%，Si：0.05-0.15%，Mn：1.5-1.8%，P≤0.01%，S≤0.005%，Al：0.02-0.10%，N：0.006-0.02%，Ti：0.005-0.015%，Cr：0.10-0.25%，B：0.0015-0.0025%，O≤0.0030%，其余为Fe以及其它不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的高强度大线能量焊接厚钢板，其特征在于，C：0.07-0.09%。

3.如权利要求1或2所述的高强度大线能量焊接厚钢板，其特征在于，Si：0.06-0.14%。

4.如权利要求1-3任一所述的高强度大线能量焊接厚钢板，其特征在于，Mn：1.51-1.78%。

5.如权利要求1-4任一所述的高强度大线能量焊接厚钢板，其特征在于，S≤0.0045%。

6.如权利要求1-5任一所述的高强度大线能量焊接厚钢板，其特征在于，Al：0.02-0.08%。

7.如权利要求1-6任一所述的高强度大线能量焊接厚钢板，其特征在于，N：0.0065-0.019%。

8.如权利要求1-7任一所述的高强度大线能量焊接厚钢板，其特征在于，Ti：0.009-0.013%。

9.如权利要求1-8任一所述的高强度大线能量焊接厚钢板，其特征在于，Ti：0.01-0.013%。

10.如权利要求1-9任一所述的高强度大线能量焊接厚钢板，其特征在于，Cr：0.11-0.22%。

11.如权利要求1-10任一所述的高强度大线能量焊接厚钢板，其特征在于，B：0.0015-0.0024%。

12.如权利要求1-11任一所述的高强度大线能量焊接厚钢板的制造方法，包括如下步骤：

转炉或电炉冶炼→真空炉二次精炼→铸坯(锭)→钢坯(锭)再加热→TMCP+快速冷却工艺→钢板；

其中钢坯（锭）再加热温度为11 00-1200℃，保温时间为1-2小时；

开轧温度为1000-1070℃；

在未再结晶温度(Tnr)以上多道次且累计变形量≥50%进行轧制；

随后中间坯待温至Tnr以下，然后进行最后2-3个道次轧制；

在接近铁素体析出开始温度之上以10-20℃/s的冷速冷却至300℃以下。

13.如权利要求12所述的方法，其特征在于，再加热温度为1100-1150℃。

14.如权利要求12或1 3所述的方法，其特征在于，再结晶温度(Tnr)约为900-950℃。

15.如权利要求12-1 4任一所述的方法，其特征在于，终轧温度为800-850℃。

16.如权利要求12-1 5任一所述的方法，其特征在于，轧制的总压下率≥80%。

17.如权利要求12-1 6任一所述的方法，其特征在于，所述多道次为3-5个道次。

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