CN103031491A

CN103031491A - 一种无铬微钼高强大线能量钢板及其制造方法

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Publication number: CN103031491A
Application number: CN2011103031120A
Authority: CN
Inventors: 高强; 王储; 李新玲; 胡昕明; 梁福鸿
Original assignee: Angang Steel Co Ltd
Current assignee: Angang Steel Co Ltd
Priority date: 2011-09-29
Filing date: 2011-09-29
Publication date: 2013-04-10

Abstract

本发明公开一种无铬微钼高强大线能量钢板及其制造方法，钢的化学成分为：C 0.060％～0.10％、Si 0.15％～0.4％、Mn 1.45％～1.6％、S≤0.005％、P≤0.015％、0.01％≤Mo≤0.10％、Ni 0.15％～0.30％、Nb 0.03％～0.05％、V 0.02％～0.06％、Ti 0.012％～0.025％、Cu 0.1％～0.25％、Al_S 0.015％～0.045％，余量为Fe及不可避免夹杂，满足：Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cr+Cu)/15+Mo/20+Ni/60+V/10+5B≤0.20％。制造方法主要包括铸坯出炉温度1160～1180℃，高压水除磷，粗轧终轧温度≥1000℃，每道次压下率≥15％，累计变形量≥65％；精轧开轧温度870～1000℃，终轧温度820～890℃，每道次压下率≥15％，累计变形量≥60％；轧后层流冷却，开冷温度790～830℃，终冷温度510～590℃；冷却后回火温度610～630℃，在炉时间3～4min/mm。该钢不仅具有优良的强度、塑韧性和焊接性能，同时符合低焊接裂纹敏感性和大线能量(50～100)KJ/cm焊接的工艺要求。

Description

一种无铬微钼高强大线能量钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种抗拉强度≥610MPa的低合金高强钢板，特别是一种无Cr微Mo适用于原油储罐用的大线能量钢板及其制造方法，属于冶金领域。

背景技术

大线能量焊接用钢是大幅度提高焊接效率的新一代钢种，由于其采用大线能量焊接后，HAZ塑韧性不明显降低，接头的力学性能达到与母材相同要求，同时焊接线能量比传统的低合金高强度钢提高5至10倍等特点，被广泛应用于各领域。

本发明之前，公开了“大线能量低焊接裂纹敏感性厚钢板及其生产方法”(公开号CN 1932064A)。该钢采用添加Cr≤0.30％，Mo0.15％～0.30％的成分设计来提高钢的淬透性和强韧性，但由于上述两种元素的添加使钢的造价成本提高。

本发明之前，公开了“大线能量低焊接裂纹敏感性系列钢板及其生产方法”(公开号CN 1396294A)。该钢采用Ti-Nb-B复合加入的生产工艺，控制Pcm≤0.21或Pcm≤0.23，并采用调质处理生产技术，不仅使生产工艺复杂而且由于B的加入可能导致母材性能不稳定及热影响区硬度提高导致融合线韧性的下降等系列问题。

发明内容

本发明目的是通过不添加合金元素Cr、只添加微量Mo元素，及少量的其他合金元素，通过适当的控轧控冷工艺，发明一种抗拉强度≥610MPa的非调质型原油储罐用钢及其制造方法。该钢不仅具有优良的强度、塑韧性和焊接性能，而且符合低焊接裂纹敏感性和大线能量(50～100)KJ/cm焊接的工艺要求，同时具有生产工艺简单、工期短等特点。

本发明的一种无铬微钼高强大线能量钢板，其化学成分重量百分比为：C 0.060％～0.10％、Si 0.15％～0.4％、Mn 1.45％～1.6％、S≤0.005％、P≤0.015％、Mo≤0.10％、Ni 0.15％～0.30％、Nb 0.03％～0.05％、V 0.02％～0.06％、Ti0.012％～0.025％、Cu 0.1％～0.25％、Al_S 0.015％～0.045％，余量为Fe及不可避免的夹杂。另外，本发明的钢的化学成分还必须满足：

Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cr+Cu)/15+Mo/20+Ni/60+V/10+5B≤0.20％。

为保证本发明的目的，使该钢具有大线能量及低的焊接裂纹敏感性，钢中合金元素C、Si、Mn、P、S、Ni、Mo、Nb、V、Ti限定量的理由详述如下：

C：作为形成碳化物及提高淬透性元素，有利于强度的提高。因此，要保证C的含量下限在0.06％。但加入过量C会增大焊接热影响区的硬度，并增大对焊缝金属冷裂的敏感性和对焊后再加热开裂的敏感性，对焊接性能不利，因此，C含量的上限在0.1％。

Si：在炼钢过程中作为脱氧元素，为了保证脱氧效果，其下限至少为0.15％。Si在钢中以固溶态存在于基体中，起到提高淬透性从而提高基体强度的作用，但加入量过多会降低钢的可焊性，因此Si的上限定为0.4％。

Mn：在炼钢中，起到脱氧剂和脱硫剂的作用，同时提高钢的淬透性，保证强度。然而，如果Mn加入过多，在提高淬透性的同时降低了马氏体转变温度，使焊接性能下降，因此，Mn含量下限为1.45％，上限为1.6％。

S：在钢中作为不可避免的杂质存在，如果其含量高，那么它产生焊接再加热开裂。因此，S含量最多为0.005％。S含量尽可能低，所以对其没有特别的下限。

P：在钢中作为不可避免的杂质存在。如果其含量高，增加钢的冷脆性，使焊接性能变坏。因此，P含量最多0.015％。P的含量尽可能低，所以对其没有特别的下限。

Cr：提高淬透性元素，对提高基体的强度有利，同时也是抗氧化性元素，而作为贵重合金元素，本发明为降低成本，未加入，但本发明钢板并未因Cr的缺失影响钢板性能，而是通过后续的轧制冷却工艺使钢的强韧性得到补偿。本发明在制造方法中，通过控制冷却阶段的温度使强度得到提高，特别是开冷温度保证在790～830℃，终冷温度控制在510～590℃，这样做的目的是使最终组织中贝氏体组织比例大幅提高，减少铁素体组织的形成，从而保证钢板强度提高，另外在控轧阶段采用大的单道次压下量，道次压下率≥15％，晶粒得到充分细化，通过细晶强化来使该钢强韧性得到提高。

Ni：Ni的加入可以降低临界转变温度，降低各元素的扩散速度，提高淬透性，Ni不但能提高强度还能改善钢的塑性和韧性，因此下限定为0.15％，但Ni作为贵重元素，加入过多不仅使钢的成本增加对钢的焊接性能也不利，所以Ni含量的上限为0.3％。

Mo：作为提高淬透性合金元素，可以提高基体和焊缝金属的强度，但作为贵重金属加入量过多会导致钢的成本增加，因此，本发明通过只添加微量Mo元素，通过适当的工艺措施，使钢的力学性能不会因为Mo元素的微量加入而降低，根据上述理由，Mo含量上限为0.1％。Mo含量减少引起的强度降低，同样通过后续生产工艺得到补偿，原因解释同Cr相似。

Cu：提高基体及焊缝金属的强度和韧性，与Ni结合能更好地起到耐蚀作用。但铜含量过高会使塑性显著降低。因此根据本钢种实际需要，上限定为0.25％，下限定为0.1％。

Nb：与C和N结合形成Nb(C、N)，有利沉淀弥散强化。但Nb添加量不足0.01％时，析出的密度低，不能得到相应的效果，反之超过0.05％时，容易生成未固溶的粗大Nb(C、N)，延性和韧性降低。Nb含量下限为0.03％，上限为0.05％。

V：作为强碳化物形成元素，有利于钢的弥散强化作用，提高基体和焊缝金属的强度，同时改善钢的焊接性，因此下限定为0.02％，但V过量会导致成本上升，因此上限定为0.06％。

Ti：对于降低焊接再加热开裂的敏感性是必不可少的。Ti与N结合形成TiN，从而降低游离N的含量，游离N降低在焊接热影响区域内的晶粒间结合强度。此外，由于钉扎作用，它抑制由于焊接热循环产生的焊接热影响区域内晶粒的粗化并且它防止再加热开裂的形成。为了获得这些作用，其含量至少为0.012％是必要的。然而，Ti的过量添加导致韧性的极度降低，所以Ti含量最多0.025％。

Al：作为钢种常用的脱氧剂，少量加入可以提高冲击韧性，但对焊接性能不利。因此，下限定为0.015％，上限定为0.045％。

本发明的一种无Cr微Mo高强大线能量钢板的制造方法如下：

炼钢、连铸生产工艺：

铁水预脱硫，脱硫渣要扒；转炉出钢后，钢水扒渣；进行LF处理，造白渣深度脱硫；LF处理结束后进行Ca处理，喂CaSi线以尽快的速度进行(≥3.5m/S)，喂线量要求700m/罐，S低于0.003％不喂线；进行RH深处理，循环时间不得少于10min，[H]≤2ppm，在RH加入Ti-Fe进行微钛处理；保证机前浇注时吹氩时间≥10min；目标过热度控制在≤25℃；中间罐采用浸入式水口，氩气保护浇注，连铸过程采用轻压下。

轧制生产工艺：

(a)加热制度：保证钢坯温度内外一致，或内部略高于表面温度。出炉温度控制在1160～1180℃。

(b)板坯出炉后应进行高压水除鳞，开轧温度≥1050℃；

(c)轧制制度：钢板采用两阶段控制轧制。中间坯厚度≥2倍成品厚度，粗轧阶段终轧温度控制在≥1000℃；粗轧阶段的每道次压下率≥15％，该阶段累计变形量≥65％。精轧开轧温度控制在870～1000℃之间，终轧温度控制在820～890℃之间。精轧阶段每道次压下率≥15％，该阶段累计变形量≥60％。

(d)冷却制度：热轧完成后，钢板采用控制冷却的方式冷却，开冷温度控制在790～830℃，终冷温度控制在510～590℃。

热处理生产工艺：

回火温度610～630℃，在炉时间3～4min/mm。

本发明生产的钢板厚度范围为12～42mm。

本发明的有益效果是通过简单的成分设计，在不添加合金元素Cr，只添加微量Mo元素和少量其他元素的基础上，通过采用两阶段轧制+在线冷却技术与离线回火工艺结合，发明一种抗拉强度≥610MPa的低成本储罐用钢。该钢不仅具有优良的强度、塑韧性和焊接性能，同时符合低焊接裂纹敏感性和大线能量(50～100)KJ/cm焊接的工艺要求。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明作进一步的详细说明。

本发明具体实施例的化学成分(按重量百分比)，C 0.060％～0.10％、Si0.15％～0.4％、Mn 1.45％～1.6％、S≤0.005％、P≤0.015％、Mo≤0.10％、Ni0.15％～0.30％、Nb 0.03％～0.05％、V 0.02％～0.06％、Ti 0.012％～0.025％、Cu0.1％～0.25％、Al_S 0.015％～0.045％，余量为Fe及不可避免的夹杂。实施例和对比例如表1、2、3中所示：其中1、3、5、7炉号为本发明钢实施例；2、4、6、8炉号为对比例。具体化学成分见表1。

本发明的钢的化学成分还必须满足：

Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cr+Cu)/15+Mo/20+Ni/60+V/10+5B≤0.20％。

表1 实施例化学成分(wt％)

具体工艺是铁水脱硫扒渣，转炉炼钢，到形成连铸坯，进入加热炉加热控温后，高压水除磷，进行两阶段轧制(粗轧+精轧)，轧后进行在线层流冷却，具体轧制工艺见表2，冷却后的钢板进行回火处理，回火温度610～630℃，在炉时间3～4min/mm。

表2 实施例轧制工艺参数

热处理后的钢板，在钢板宽度和厚度1/4取样进行力学性检验，结果如表3所示。

表3 实施例力学性能结果

从各厚度钢板不添加Cr与添加Cr、添加微量Mo与0.25％左右Mo的性能对比结果来看，二者性能差别不大，可以认为通过适当的工艺可以提高添加微量Mo钢板的力学性能。

钢板焊接性试验

气电立焊焊接接头力学试验

选用厚度规格为27mm和42mm钢板进行气电立焊，焊接设备为美国Ransome公司的VUP-NA3垂直立焊系统，焊接材料型号为日本神户制钢DWS-60G，规格1.6mm。焊接线能量为100KJ/cm。

按GB4708-2000《钢制压力容器焊接工艺评定》的要求对27mm和42mm厚钢板的焊接接头焊态进行拉伸和冷弯，拉伸、弯曲试验结果见表4。

表4 气电立焊焊接接头拉伸及弯曲性能

气电立焊焊机接头系列冲击温度冲击试验

系列温度冲击试验按照GB/T229-1994《金属夏比冲击试验》在JB-30A冲击试验机上进行，试样断面百分比按GB/T12778-91《金属夏比冲击断口冲击方法》方法规定进行，试验结果见表5。

表5 实施例焊缝和热影响区的系列温度冲击韧性

从上述数据可以看出，实例钢大线能量焊后焊缝处及热影响区的强韧性都很高，且比较稳定。

Claims

1.一种无铬微钼高强大线能量钢板，其特征在于钢的化学成分重量百分比为：C 0.060％～0.10％、Si 0.15％～0.4％、Mn 1.45％～1.6％、S≤0.005％、P≤0.015％、0.01％≤Mo≤0.10％、Ni 0.15％～0.30％、Nb 0.03％～0.05％、V 0.02％～0.06％、Ti 0.012％～0.025％、Cu 0.1％～0.25％、Al_S 0.015％～0.045％，余量为Fe及不可避免夹杂，满足：Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cr+Cu)/15+Mo/20+Ni/60+V/10+5B≤0.20％。

2.一种用于权利要求1所述无铬微钼高强大线能量钢板的制造方法，其特征在于主要包括铁水脱硫扒渣，转炉炼钢，到形成连铸坯，进入加热炉加热，出炉温度控制在1160～1180℃，高压水除磷，进行两阶段轧制，粗轧终轧温度控制在≥1000℃，每道次压下率≥15％，该阶段累计变形量≥65％；精轧开轧温度控制在870～1000℃，终轧温度控制在820～890℃，精轧阶段每道次压下率≥15％，该阶段累计变形量≥60％；轧后进行在线层流冷却，开冷温度控制在790～830℃，终冷温度控制在510～590℃；冷却后进行回火处理，回火温度610～630℃，在炉时间3～4min/mm。