CN102839320A - 一种大线能量焊接用钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种大线能量焊接用钢板，其重量百分比化学成分为：C：0.06-0.10％，Si：0.05-0.15％，Mn：1.0-1.8％，P≤0.01％，S≤0.005％，Al：0.02-0.10％，N：0.006-0.02％，Ti：0.005-0.015％，B：0.001-0.0025％，O≤0.0030％，其余为Fe以及其它不可避免的杂质。本发明的大线能量焊接用钢板采用TMCP热机械控制轧制和快速冷却工艺生产。其屈服强度≥400MPa，抗拉强度≥550MPa，且厚度在40mm以内，适合焊接线能量在100-200kJ/cm范围内的高强度高韧性钢板，在200和186kJ/cm的大线能量焊接条件下，钢板的HAZ在-20℃下的平均冲击功在150J以上。

Description

一种大线能量焊接用钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及结构钢，特别是涉及大线能量焊接用结构钢及其制造方法。

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t_8/5(温度从800℃冷却到500℃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，US3904447就采用TiN钉扎奥氏体晶粒技术，较好地解决了大线能量焊接HAZ韧性恶化问题。但随着线能量的增大，传统的TiN技术难以满足用户要求。近年来，US4629505开发的氧化物冶金技术可满足更大线能量焊接要求。CN101050504A公开了一种大线能量焊接非调质高强度钢板及其制造方法，C：0.01-0.25％，Si：0.05-0.5％，Mn：0.5-1.8，P＜0.015％，S＜0.015％，Als：0.001-0.06％，N：0.002-0.012％，Ti：0.01-0.08％，B：0.0001-0.003％，Nb：0.01-0.08％。虽然记载大线能量焊接后HAZ低温韧性优良，但并未给出焊接热模拟或焊接工艺条件。CN1946862A公开了大线能量焊接的焊接热影响区的低温韧性优异的厚高强度钢板，并记载可以达到200-1000kJ/cm的焊接线能量，其采用的是氧化物冶金工艺，与本发明所采用的工艺明显不同。

发明内容

本发明的是提供一种大线能量焊接用钢板。本发明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具有优异的大线能量焊接低温韧性的厚钢板。根据本发明，在传统的Ti微合金钢的成分基础上，只加入合金元素B，即可实现低成本制造出大线能量焊接用钢板。

为实现上述目的，本发明的大线能量焊接用钢板，重量百分比化学成分为：C：0.06-0.10％，Si：0.05-0.15％，Mn：1.0-1.8％，P≤0.01％，S≤0.005％，Al：0.02-0.10％，N：0.006-0.02％，Ti：0.005-0.015％，B：0.001-0.0025％，其余为Fe以及其它不可避免的杂质。

优选地，C：0.06-0.08％。

优选地，Si：0.08-0.12％，还优选0.13-0.15％。

优选地，Mn：1.4-1.7％，还优选为1.5-1.8％。

优选地，Al：0.02-0.08％。

优选地，Ti：0.006-0.015％，更优选Ti：0.007-0.013％，最优选Ti：0.008-0.012％。

优选地，B：0.001-0.0020％，更优选B：0.0011-0.0019％，还优选0.0012-0.0020％。

优选地，P≤0.01％，S≤0.005％。

优选地，O≤0.0030％。

本文中，在未另有指明时，含量均为重量百分数。

本发明的大线能量焊接用钢板可采用传统的热机械控制轧制工艺生产。具体地，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(热机械控制轧制)+快速冷却工艺→钢板。

本发明的大线能量焊接用钢板中各个元素的控制理由如下：

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，钢在焊接后的焊接热影响区(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，本发明的钢中碳含量控制在0.06-0.10％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0.06-0.08％。

硅是钢中最基本的元素之一，对提高钢的强度、净化铁素体起着有利作用。在钢的冷却过程中，硅能够延迟渗碳体析出。硅对钢的大线能量焊接性通常是不利的。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。当硅的含量适当时可使钢具有良好的综合性能，故本发明将钢中硅的含量控制在0.05-0.15％，优选范围在0.08-0.12％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。在不添加其他合金元素(如Cu、Ni、Cr、Mo、W等)的情况下，锰的含量一般应控制在1.5％以上以保证钢板的强度；而在添加上述合金元素的情况下，锰的含量可以降低至1.0％；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。本发明钢中锰的含量控制在1.0-1.8％之间可得到性能优异的钢板，优选的范围为1.4-1.7％之间。

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，本发明钢中P含量控制在0.01％以内较好；优选地，P≤0.008％。

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，本发明钢在实际生产时通常控制在0.005％以内；优选地，S≤0.003％。

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铝相结合，从而起到固氮的效果。因此，本发明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，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，本发明中钛的加入量控制在0.005-0.02％之间，优选范围控制在0.008-0.012％。

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的固溶温度从原来的1400℃以下提高到1450℃以上。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的固溶温度会降低到1400℃以下。在焊接的过程中，TiN粒子会固溶到奥氏体中从而导致奥氏体晶粒的粗大化，就起不到“钉扎”细化奥氏体晶粒的作用，焊接后的韧性自然就很差。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，本发明中氮的加入量可控制在N：0.006-0.02％。

硼是本发明的关键元素之一。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，形成BN，从而有利于针状铁素体这种韧性优良的组织形成。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。B的含量低于10ppm时，起不到应有的效果；若B的含量高于25ppm，则容易在晶界处偏析，对钢的性能不利，故本发明钢中硼元素的含量控制在10-25ppm范围内，优选范围在12-20ppm；此外，B还兼有提高钢的淬透性作用，对提高钢板的强度有利。

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。

本发明的另一个目的是提供大线能量焊接用钢板的制造方法。

本发明的大线能量焊接用钢板可采用传统的热机械控制轧制工艺生产。优选如下：

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)以上多道次大压下率且累计变形量≥80％，主要目的是细化奥氏体晶粒；随后中间坯待温至800-850℃，然后进行最后2-3个道次轧制以获得变形的奥氏体晶粒；在接近铁素体析出开始温度之上以8-10℃/s的冷速冷却至520℃以下以获得细小的铁素体晶粒组织。

钢坯的加热温度若低于1100℃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，已经析出的TiN等析出相可能会发生粗化，单位体积内的粒子数密度降低，同时，原始奥氏体晶粒的尺寸也会长大，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1100-1200℃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。

有益效果

本发明所提供的技术可用于制造屈服强度≥400MPa，抗拉强度≥550MPa，且厚度在40mm以内，适合焊接线能量在100-200kJ/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：

钢板的大线能量焊接HAZ低温韧性优异。采用本发明生产的厚钢板，在200和186kJ/cm的大线能量焊接条件下，钢板的HAZ在-20℃下的平均冲击功仍可达150J以上，且各处性能均匀，表明采用本发明专利生产的钢板具有非常优异的大线能量焊接低温韧性；

钢板的生产成本大幅降低，而钢板大线能量焊接低温韧性却大幅提高。本发明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的市场价在＞20万元人民币/吨)。因此，可使生产成本大幅度降低，而钢板的大线能量焊接HAZ低温韧性仍可保持在很高的水平上；

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。

附图说明

图1是低成本大线能量焊接用厚钢板生产工艺。

图2是本发明实施例中所采用的焊接热模拟时间-温度曲线，焊接线能量200kJ/cm，加热速度500℃/s，峰值温度1400℃，峰值温度停留时间3s，t_8/5冷却时间255s。

具体实施方式

通过以下实施例的说明，将更清楚本发明的热点和有益效果，但不仅仅限于这些实施例，在不脱离本发明构思的前提下，还可以有更多变化或改进的其他实施例，而这些变化和改进都应属于本发明的范围。

本发明实施例的化学成分见表1。

表1

编号	C	Si	Mn	P	S	Al	N	Ti	B
										实施例1	0.06	0.15	1.70	0.00963	0.00227	0.06	0.009	0.008	0.0012
实施例2	0.07	0.13	1.78	0.0097	0.00244	0.02	0.006	0.011	0.0010
										实施例3	0.08	0.13	1.51	0.00714	0.00295	0.08	0.020	0.012	0.0019
实施例4	0.09	0.11	1.25	0.00747	0.00202	0.05	0.015	0.009	0.0013
										实施例5	0.10	0.05	1.01	0.00732	0.00296	0.03	0.018	0.009	0.0014

本发明实施例的制造工艺参数见表2。

表2

试验例1：力学性能

按照GB/T228-2002和GB/T229-2007方法，测定本发明实施例钢母材的屈服强度、抗拉强度、延伸率和-20℃的冲击功，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200kJ/cm，加热速度500℃/s，峰值温度1400℃，峰值温度停留时间3s，t_8/5冷却时间266s。HAZ在-20℃时的冲击功值见表2。

表3给出了实施例2和4的试验钢在200和186kJ/cm的焊接线能量下实际焊接试验时的工艺参数，而表4和表5则给出了实施例2和4的试验钢大线能量焊接后HAZ不同位置在-20℃时的冲击功值。

表3实施例2和4的试验钢大线能量实际焊接试验工艺参数

表4实施例2的试验钢实际大线能量焊接后HAZ在-20℃时的冲击功

注：FL为熔合线，FL+1为距熔合线1mm，FL+2为距熔合线2mm，依此类推。

表5实施例4的试验钢实际大线能量焊接后HAZ在-20℃时的冲击功

注：FL为熔合线，FL+1为距熔合线1mm，FL+2为距熔合线2mm，依此类推。

从实施例结果可以看到，试验钢板在焊接线能量为200kJ/cm，峰值温度1400℃，高温停留时间3s，且t8/5冷却时间为266s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；选取实施例2和4的试验钢板进行了实际焊接试验(板厚40mm，焊接线能量约200kJ/cm)，在钢板的1/4和1/2厚度处不同位置(FL+1、FL+2、FL+3、FL+5mm)取样并在-20℃下进行冲击试验结果可以看出，实施例2和4的试验钢HAZ不同位置处(FL+1、FL+2、FL+3、FL+5mm)的试样在-20℃低温下的平均冲击功仍保持在150J以上，且各处性能均匀，表明试验钢板具有非常优异的抗大线能量焊接性。

Claims (12)

1.大线能量焊接用钢板，其重量百分比化学成分为：C：0.06-0.10％，Si：0.05-0.15％，Mn：1.0-1.8％，P≤0.01％，S≤0.005％，Al：0.02-0.10％，N：0.006-0.02％，Ti：0.005-0.015％，B：0.001-0.0025％，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所述的大线能量焊接用钢板，其特征在于，C：0.06-0.08％。

3.如权利要求1或2所述的大线能量焊接用钢板，其特征在于，Si：0.08-0.12％，或0.13-0.15％。

4.如权利要求1-3任一所述的大线能量焊接用钢板，其特征在于，Mn：1.4-1.7％，或1.5-1.8％。

5.如权利要求1-4任一所述的大线能量焊接用钢板，其特征在于，Al：0.02-0.08％。

6.如权利要求1-5任一所述的大线能量焊接用钢板，其特征在于，Ti：0.006-0.015％，优选Ti：0.007-0.013％，更优选Ti：0.008-0.012％。

7.如权利要求1-6任一所述的大线能量焊接用钢板，其特征在于，B：0.001-0.0020％，优选B：0.0011-0.0019％，或0.0012-0.0020％。

8.如权利要求1-7任一所述的大线能量焊接用钢板，其特征在于，S≤0.003％。

9.如权利要求1-8任一所述的大线能量焊接用钢板，其特征在于，屈服强度≥400MPa，抗拉强度≥550MPa，且厚度在40mm以内，适合焊接线能量在100-200kJ/cm范围内的高强度高韧性钢板，在200和186kJ/cm的大线能量焊接条件下，钢板的HAZ在-20℃下的平均冲击功在150J以上。

10.如权利要求1-9任一所述的大线能量焊接用钢板的制造方法，包括：

TMCP热机械控制轧制和快速冷却工艺。

11.如权利要求10所述的方法，其特征在于，在TMCP中，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)以上多道次大压下率且累计变形量≥80％；

随后中间坯待温至800-850℃，然后进行最后2-3个道次轧制以获得变形的奥氏体晶粒。

12.如权利要求11所述的方法，其特征在于，快速冷却工艺为在接近铁素体析出开始温度之上以8-10℃/s的冷速冷却至520℃以下以获得细小的铁素体晶粒组织。

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