CN103215507A

CN103215507A - 一种提高大线能量焊接性能的钢板冶炼方法

Info

Publication number: CN103215507A
Application number: CN2013101350741A
Authority: CN
Inventors: 刘建兵; 李玲玲; 肖大恒; 杨勇; 孙小平; 于青
Original assignee: Hunan Hualing Xiangtan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Hunan Valin Xiangtan Iron and Steel Co Ltd; Hunan Hualing Xiangtan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2013-04-18
Filing date: 2013-04-18
Publication date: 2013-07-24
Anticipated expiration: 2033-04-18
Also published as: CN103215507B

Abstract

一种提高大线能量焊接性能的钢板冶炼方法，工艺流程依次为转炉炼钢、钢包炉精炼、真空炉精炼、连铸，钢的化学组成质量百分比为C≤0.10%，Si=0.1%～0.3%，Mn=1.3%～1.7%，P≤0.015%，S≤0.005%，Ti=0.01%～0.12%，Ni≤0.5%，Cu≤0.5%，Cr≤0.3%，Mo≤0.3%，Mg=0.0001%～0.005%，B=0.0005%～0.002%，Al=0.005%～0.025%，Ca=0.001%～0.003%，N≤0.005%，O≤0.005%，其余为Fe。本发明采用合适的脱氧剂添加顺序并精确控制氧含量，钢水中形成细小弥散的纳米级夹杂物，有效钉扎焊接热影响区奥氏体晶粒长大，从而达到大线能量焊接用钢板的要求。

Description

一种提高大线能量焊接性能的钢板冶炼方法

技术领域

本发明属于冶金技术领域，涉及一种提高大线能量焊接性能的钢板冶炼方法。

技术背景

在造船、建筑、压力容器、石油天然气管线及海洋平台等领域，为了提高工程结构的焊接效率，焊接效率较好的单面埋弧焊、气电焊、电渣焊等大线能量焊接技术相继被采用。而随之带来的问题就是焊接热影响区的强度、韧性随焊接线能量的提高而大幅度下降。因此防止焊接过程热影响区性能的恶化是开发大线能量焊接用钢的关键。

研究表明，提高钢板大线能量焊接性能的措施之一是细化焊接热影响区的奥氏体晶粒，措施之二是在焊接冷却从奥氏体到铁素体的相变过程中促进晶内针状铁素体的形成。而利用弥散分布的夹杂物不仅可作为钉扎粒子在焊接过热循环过程中钉扎奥氏体晶界，从而抑制奥氏体晶粒的长大，而且可以作为针状铁素体的形核，促进针状铁素体的转变，从而大幅度提高大线能量焊接性能。

而作为钉扎的粒子必须具备在钢材中的分散性和焊接高温下的稳定性两种特性。中国专利ZL 200710052135.2 “一种大线能量焊接高强度海洋用钢板及其制造方法”采用Ti₂O₃、Al₂O₃粒子钉扎，有利于在焊接热循环的高温下稳定存在，但这些粒子直径较大，不能很好地抑制奥氏体晶粒的长大。中国专利CN 102191429 A “一种提高厚钢板大线能量焊接性能的方法”、中国专利 CN 102191356 A “大线能量焊接用厚钢板的夹杂物控制方法”、中国专利CN 102296147 A “大线能量焊接用厚钢板中纳米析出物的控制方法”采用MgO粒子进行钉扎，既可在焊接热循环的1400℃高温下稳定存在，又可形成纳米级夹杂，但其为50Kg真空感应炉中进行，无法试用于工业化生产。

发明内容

本发明的目的是提供一种提高大线能量焊接性能的钢板冶炼方法，该方法可工业化冶炼形成细小弥散的纳米级夹杂物，有效钉扎焊接热影响区奥氏体晶粒长大，从而达到工业化生产大线能量焊接用钢板的要求。

本发明通过以下技术方案来实现：

一种提高钢板大线能量焊接的冶炼方法，冶炼工艺流程依次为转炉炼钢、钢包炉精炼、真空炉精炼、连铸。钢的成分组成按质量百分比为C≤0.10%，Si=0.1%～0.3%，Mn=1.3%～1.7%，P≤0.015%，S≤0.005%，Ti=0.01%～0.12%，Ni≤0.5%，Cu≤0.5%，Cr≤0.3%，Mo≤0.3%，Mg=0.0001%～0.005%，B=0.0005%～0.002%，Al=0.005%～0.025%，Ca=0.001%～0.003%，N≤0.005%，O≤0.005%，其余为Fe。

钢液添加脱氧剂的种类和顺序为Mn、Si→Ti→Al→Mg→Ca。转炉出钢采用Mn、Si脱氧，钢包炉脱氧采用Ti、Al、Mg、Ca脱氧。

转炉炼钢控制终点定氧O=600~1200ppm，终点碳含量C≤0.050%；终点磷含量P≤0.009%，出钢时往钢包中先加入硅铁进行脱氧，加入锰铁合金进行合金化。

钢包炉精炼开始Ti脱氧前控制氧O≤150ppm。开始加入脱氧剂，严格按照此Ti铁-Al线—Ni-Mg线—Ca线顺序添加，且间隔时间不超过5min。精炼结束后要求炉渣FeO+MnO≤1.5%；

真空炉精炼确保氢H≤1.5ppm。

本发明调节各元素组成的发明原理：

C：随着C含量的增加，母材和焊接热影响区的韧性和焊接性能减低，因此将C含量设计为≤0.10%；

Si：是本发明脱氧所需的化学元素，但含量过高会降低焊接性能，因此设计Si 0.1%～0.3%；

Mn：可提高母材强度，同时MnS的析出有利于晶内铁素体的生成，但过高的Mn会加剧板坯的中心偏析，从而导致降低母材和焊接热影响区韧性，因此，Mn的范围为 1.3%～1.7%；

P：含量过高，也导致板坯的中心偏析，P上限为0.015%；

S：含量过高，也导致板坯的中心偏析，S上限为0.015%；

N：含量超过0.005%，将导致N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Cu含量过高，将导致热脆性，将Cu设计≤0.5%；

Ni：可以提高母材的强韧性，但价格昂贵，将Ni设计≤0.5%；

Ti：可固定钢水中N元素，形成TiN析出物，有利于焊接热影响区韧性，其含量根据钢水中N含量而定，本发明Ti为0.01%～0.12%；

Cr：可提高母材强度，但含量过高会降低韧性，其上限为0.3%；

Mo：可提高母材强度，但价格昂贵，其上限为0.3%；

B：微量的B，可与Ti形成TiB、或与N形成BN，促进焊接过程中针状铁素体的形成，从而提高焊接性能，但量大会增加钢板的脆性，B含量为0.0005%～0.002%；

Mg：若镁含量太少，生成的微细夹杂物的数量减少，不能满足大线能量焊接的要求，若镁含量太多，其作用已饱和，同时增加Mg的蒸发和氧化损失，因此Mg含量为0.0001%～0.005%；

Ca：作为钢水的脱氧剂，但Ca含量过高，容易形成粗大的氧化物和硫化物夹杂，对焊接性能不利，因此Ca含量为0.001%～0.003%；

Al：作为钢水的脱氧剂，Al含量高容易形成镁铝尖晶石夹杂，不利于微细微细弥散分布夹杂物，但由于目前大多数标准中对Al含量有要求，因此Al含量为0.005%～0.025%；

O：作为本发明的重要元素，钢水中的氧与其他合金元素形成氧化物通常以大颗粒夹杂物存在，对钢板的强韧性有破坏作用，但本发明中O与Mg形成MgO，以纳米级颗粒存在，成为针状铁素体的形成，从而改善焊接性能，严格控制O ≤0.005%；

Nb、V：由于降低焊接热影响区韧性，本发明不添加Nb、V元素。

本发明通过在冶炼过程，采用合适的脱氧剂添加顺序，并精确控制氧含量，钢水中形成细小弥散的纳米级夹杂物，有效钉扎焊接热影响区奥氏体晶粒长大，从而达到大线能量焊接用钢板的要求。采用本发明，具有控制简单、可规模化进行工业化大生产大线能量焊接用钢。

具体实施方式

下列结合实施例对本发明做进一步说明。

一种提高大线能量焊接性能的钢板冶炼方法的实施例，冶炼过程为120t顶底复吹转炉——120t LF钢包炉精炼——120t VD真空精炼——连铸。

转炉：控制终点定氧O=600~1000ppm，终点碳含量≤0.050%；终点P含量≤0.009%，出钢温度1620~1640℃；出钢时往钢包中先加入硅铁进行脱氧、加入锰铁合金进行合金化，禁止加入铝铁；

LF炉：到站后取样、测温、定氧、测量渣厚；第一次送电后定氧，若氧含量超过150ppm，则加入Si铁调整氧含量达到≤150ppm范围，当氧含量达到≤150ppm范围，加入Ti铁，搅拌3～4分钟后喂Al线对钢水进行脱氧。喂入铝线搅拌3～4分钟后，喂入Ni-Mg。喂入Ni-Mg线搅拌3～4分钟后，喂入Ca线，然后再进行成分调整。

严格按照Ti铁—Al线—Ni-Mg线—Ca线顺序添加，且间隔时间不超过5min。

精炼过程中可以根据氧含量适当加铝粒进行渣面脱氧，铝粒应分多次逐渐添加；精炼结束后要求炉渣FeO+MnO≤1.5%；

VD炉：真空度0.5tor以下，保持时间不小于20min破真空软吹时间≥15min。目标H≤1.5ppm。

连铸：二冷水表采用较弱冷却，矫直温度大于900℃，中包使用无碳覆盖剂，中包过热度≤15℃。大包采用长套管加氩气密封保护浇注，中包加覆盖剂保护浇注。采用下水口加密封圈保护浇注。铸坯下线堆冷24h以上，以减少偏析。

表1列出实施例和对比例的化学成分对比。

表2列出实施例和对比例的母材拉伸性能和冲击韧性能，以及焊接热影响区在不同线能量焊接下的冲击韧性。母材屈服强度、抗拉强度和断面收缩率为两个测量数据的平均值，母材和焊接热影响区在不同线能量焊接下的-40℃夏比冲击功是三个测量数据的平均值。从表2中可见，实施例和对比例的母材力学性能相近，无明显差异，但焊接热影响区-40℃夏比冲击功对比明显，在线能量为160KJ/cm～400KJ/cm时，实施例1～实施例5的值全部＞100J，而对比例的值仅分别为36J、27J、18J。实施例的焊接热影响区的冲击韧性大幅度提高，可满足400KJ/cm的大线能量焊接性能的要求。

本发明通过在冶炼过程采用合适的脱氧剂添加顺序并精确控制氧含量，钢水中形成细小弥散的纳米级夹杂物有效钉扎焊接热影响区奥氏体晶粒长大，从而达到大线能量焊接用钢板的要求。该技术具有控制简单、可规模化进行工业化大生产大线能量焊接用钢，广泛用于船板、容器用钢、建筑用钢等钢板的冶炼过程，用于改善钢板的大线能量焊接性能。

表1 实施例和对比例中的化学成分（mass%）

表2 实施例和对比例中的母材力学性能和焊接热影响区冲击韧性能

Claims

1.一种提高大线能量焊接性能的钢板冶炼方法，工艺流程依次为转炉炼钢、钢包炉精炼、真空炉精炼、连铸，其特征在于：

钢的化学组成质量百分比为C≤0.10%，Si=0.1%～0.3%，Mn=1.3%～1.7%，P≤0.015%，S≤0.005%，Ti=0.01%～0.12%，Ni≤0.5%，Cu≤0.5%，Cr≤0.3%，Mo≤0.3%，Mg=0.0001%～0.005%，B=0.0005%～0.002%，Al=0.005%～0.025%，Ca=0.001%～0.003%，N≤0.005%，O≤0.005%，其余为Fe；

钢液添加脱氧剂的种类和顺序为Mn、Si→Ti→Al→Mg→Ca，转炉出钢采用Mn、Si脱氧，钢包炉脱氧采用Ti、Al、Mg、Ca脱氧；

转炉炼钢控制终点定氧O=600~1200ppm，终点碳含量C≤0.050%，终点磷含量P≤0.009%，出钢时往钢包中先加入硅铁进行脱氧，加入锰铁合金进行合金化；

钢包炉精炼开始Ti脱氧前控制氧O≤150ppm，开始加入脱氧剂，严格按照Ti铁-Al线—Ni-Mg线—Ca线顺序添加，且间隔时间不超过5min，精炼结束后要求炉渣FeO+MnO≤1.5%；

真空炉精炼确保氢H≤1.5ppm。