CN103695776B - 一种低碳当量焊接热影响区韧性优异的厚钢板及其制造方法 - Google Patents
一种低碳当量焊接热影响区韧性优异的厚钢板及其制造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN103695776B CN103695776B CN201310711812.2A CN201310711812A CN103695776B CN 103695776 B CN103695776 B CN 103695776B CN 201310711812 A CN201310711812 A CN 201310711812A CN 103695776 B CN103695776 B CN 103695776B
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- equal
- steel plate
- less
- affected zone
- welding
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 238000003466 welding Methods 0.000 title claims abstract description 104
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 80
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 78
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 27
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 13
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 23
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 18
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 6
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 claims abstract description 4
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 38
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 27
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 20
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 18
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 18
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 10
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 10
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 claims description 9
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 7
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 6
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 6
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 claims description 5
- 238000007670 refining Methods 0.000 claims description 5
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 239000002184 metal Substances 0.000 abstract description 6
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 238000009826 distribution Methods 0.000 abstract description 2
- 239000010813 municipal solid waste Substances 0.000 abstract 4
- 241001062472 Stokellia anisodon Species 0.000 abstract 1
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 abstract 1
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 25
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 22
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 18
- 230000008569 process Effects 0.000 description 16
- GWEVSGVZZGPLCZ-UHFFFAOYSA-N Titan oxide Chemical compound O=[Ti]=O GWEVSGVZZGPLCZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- OGIDPMRJRNCKJF-UHFFFAOYSA-N titanium oxide Inorganic materials [Ti]=O OGIDPMRJRNCKJF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 11
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 10
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 10
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 10
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 8
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 5
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 5
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 4
- 238000011160 research Methods 0.000 description 4
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 4
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000013461 design Methods 0.000 description 3
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 3
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 3
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 3
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 3
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N methane Chemical compound C VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 2
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 2
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 2
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 2
- 230000000007 visual effect Effects 0.000 description 2
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- CWYNVVGOOAEACU-UHFFFAOYSA-N Fe2+ Chemical compound [Fe+2] CWYNVVGOOAEACU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910009973 Ti2O3 Inorganic materials 0.000 description 1
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 239000010962 carbon steel Substances 0.000 description 1
- 230000001427 coherent effect Effects 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 238000001704 evaporation Methods 0.000 description 1
- 230000008020 evaporation Effects 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 238000009851 ferrous metallurgy Methods 0.000 description 1
- 230000004927 fusion Effects 0.000 description 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 1
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 239000003345 natural gas Substances 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000003209 petroleum derivative Substances 0.000 description 1
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- RMLPZKRPSQVRAB-UHFFFAOYSA-N tris(3-methylphenyl) phosphate Chemical compound CC1=CC=CC(OP(=O)(OC=2C=C(C)C=CC=2)OC=2C=C(C)C=CC=2)=C1 RMLPZKRPSQVRAB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
一种低碳当量焊接热影响区韧性优异的厚钢板及其制造方法,包括如下步骤:1)冶炼、精炼和连铸,其成分质量百分比为:C0.045~0.075%,Si0.10~0.30%,Mn1.3~1.6%,P≤0.015%,S0.001~0.01%,Ni0.20~0.40%,Ti0.005~0.03%,Al0.003~0.08%,Ca0.0005~0.005%,REM≤0.02%,Zr≤0.02%,B0.0005~0.005%,N0.001~0.006%,余Fe和不可避免杂质;且,Ceq0.32%~0.36%,Bef0.0005~0.005%;2)轧制;3)冷却。本发明可形成微细弥散分布的夹杂物,通过对直径≥1μm的微米夹杂物的面密度、Ca/Al比、夹杂物长宽比,对直径<1μm的亚微米夹杂物的面密度进行控制,母材抗拉强度≥510MPa,焊接线能量200~400kJ/cm,焊接热影响区在‑40℃下平均夏比冲击功100J以上,具有优异的冲击韧性。
Description
技术领域
本发明属于钢铁冶金和钢铁材料领域,特别涉及一种低碳当量焊接热影响区韧性优异的厚钢板及其制造方法,厚钢板板厚50~70mm,母材抗拉强度≥510MPa级,焊接线能量为200~400kJ/cm,焊接热影响区在-40℃下的平均夏比冲击功在100J以上,具有优异焊接热影响区(HAZ)冲击韧性,钢材可以应用于造船、建筑、海洋平台、桥梁、压力容器和石油天然气管线等领域的焊接结构。
背景技术
对于造船、建筑、海洋平台、桥梁、压力容器和石油天然气管线等领域,近年来,板厚50mm以上,母材的抗拉强度≥510MPa级的钢材已经大量使用。为了提高这些厚钢板的焊接效率,已经开发了以气电立焊、电渣焊为代表的大线能量、单道次焊接方法。这些大线能量焊接方法,可以大幅度提高焊接效率,缩短焊接工时,降低制造成本,降低焊接工的劳动强度。然而,一般的厚板钢经过大线能量焊接后,焊接热影响区的冲击韧性显著降低,成为制约大线能量焊接工艺应用的主要因素。因此,改善厚钢板的大线能量焊接性能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(MA)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。
日本专利JP5116890(金沢正午、中島明、岡本健太郎、金谷研:大入熱溶接用高張力鋼材製品製造方法,JP5116890,1976.5.28)中揭示了在钢材的成分设计中,添加一定量的Ti、N,利用TiN粒子可以抑制焊接热影响区韧性的劣化,焊接线能量可以提高到50kJ/cm。但是当船板钢所要求的焊接线能量达到200-400kJ/cm的条件下,在焊接过程中,焊接热影响区的温度将高达1400℃,TiN粒子将部分发生固溶或者长大,其抑制焊接热影响区晶粒长大的作用将部分消失,这时其阻止焊接热影响区韧性劣化的效果将降低。
日本专利JP517300(小池允、本間弘之、松田昭一、今軍倍正名、平居正纯、山口福吉,溶接継手熱影響部靭性のすぐれた鋼材の製造法,JP517300,1993.3.8)中揭示了利用钛的氧化物提高钢材大线能量焊接性能的方法。钛的氧化物在高温下稳定,不易发生固溶。同时钛的氧化物可以作为铁素体的形核核心发挥作用,细化铁素体晶粒,并且形成相互间具有大倾角晶粒的针状铁素体组织,有利于改善焊接热影响区的韧性。
钛氧化物改善焊接热影响区冲击韧性的主要机理在于,在焊接冷却过程中,在钛氧化物表面容易析出TiN、MnS等析出物,由于TiN与铁素体具有良好的位相共格关系,析出的MnS容易导致钛氧化物表面形成Mn贫乏层,这样可以诱导铁素体在钛氧化物粒子周围形成,从而促进晶内铁素体的生长,分割原奥氏体晶粒,提高焊接热影响区的韧性。但是,钛氧化物存在数量较少和在钢中难以弥散分布两大问题。如果希望通过提高钢中的钛含量来提高钛氧化物的数量,势必导致大型钛氧化物夹杂的形成。当钛氧化物粒子的尺寸大于5μm时,将降低母材和焊接热影响区的冲击韧性。因此在焊接线能量大于200kJ/cm的大线能量焊接过程中,单靠钛的氧化物仍然不足以改善焊接热影响区的韧性。
发明内容
本发明的目的是提供一种低碳当量焊接热影响区韧性优异的厚钢板及其制造方法,板厚为50~70mm,母材抗拉强度≥510MPa;在焊接线能量为200~400kJ/cm焊接条件下,具有vE-40≥100J良好的焊接热影响区冲击韧性。
为达到上述目的,本发明的技术方案是:
一种低碳当量焊接热影响区韧性优异的厚钢板,其化学成分质量百分比为:
C:0.045~0.075%,
Si:0.10~0.30%,
Mn:1.3~1.6%,
P≤0.015%,
S:0.001~0.01%,
Ni:0.20~0.40%,
Ti:0.005~0.03%,
Al:0.003~0.08%,
Ca:0.0005~0.005%,
REM≤0.02%,
Zr≤0.02%,
B:0.0005~0.005%,
N:0.001~0.006%,
其余为Fe和不可避免杂质;并且,
碳当量Ceq:0.32%~0.36%,Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15;
有效硼量:Bef:0.0005~0.005%;根据与钢中N元素结合力大小,钢中的N首先与Ti结合形成TiN,剩余的N与B结合形成BN,这样扣除与N结合的B含量,剩余的B是有效硼含量;其中,
当N-Ti×14.01/47.87≤0时,Bef=B;
当N-Ti×14.01/47.87>0时,Bef=B-(N-Ti×14.01/47.87)×10.81/14.01。
在钢板的纵截面上,对于直径大于等于1μm的微米夹杂物,面密度≥50个/mm2,该夹杂物中Ca/Al≥0.08,该夹杂物长宽比≤2.0;
对于直径小于1μm的亚微米夹杂物,面密度≥280个/mm2;
获得厚钢板板厚50~70mm,母材抗拉强度≥510MPa,在焊接线能量为200~400kJ/cm焊接条件下,钢板的焊接热影响区在-40℃下的平均夏比冲击功在100J以上。
进一步,厚钢板的化学成分还含有Nb≤0.03%或Cr≤0.2%中一种以上元素,以质量百分比计。
在本发明钢的成分设计中:
C,是增加钢材强度的元素。对于控轧控冷的TMCP工艺而言,为了稳定地保持特定强度,C含量的下限为0.045%。但是过量地添加C,将导致碳当量增高,母材和焊接热影响区的韧性降低,C含量的上限为0.075%。
Si,是炼钢预脱氧过程中所需要的元素,并且可以起到强化母材的作用,因此Si含量的下限为0.1%。但是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含量范围为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,同时会导致大线能量焊接热影响区的硬化和MA组元生成,降低焊接热影响区的韧性,所以Mn的上限值控制为1.6%。
Ni,可以提高母材的强度和韧性,其下限为0.2%。但是由于其价格昂贵,鉴于成本的限制,其上限为0.4%。
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,使母材和焊接热影响区组织细化,提高韧性。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,将形成粗大的氮化物,或者导致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%。
N,可以形成微细的Ti氮化物,在大线能量焊接过程中,可以有效地抑制奥氏体晶粒的长大,其下限为0.001%。但是其含量超过0.006%,将导致固溶N的形成,降低母材和焊接热影响区的韧性。
Al,钢中的Al含量宜控制在0.003~0.08%。Al含量太低时,夹杂物中的Ca/Al过高,直径大于等于1μm的微米夹杂物面密度将小于50个/mm2,直径小于1μm的亚微米夹杂物的面密度将小于280个/mm2。这样微米夹杂物促进晶内铁素体生长的作用,以及亚微米夹杂物抑制奥氏体晶粒长大的作用都会减弱,降低了焊接热影响区的冲击韧性,因此Al含量的下限为0.003%。当Al含量太高时,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。因此,Al含量的上限为0.08%。
Ca,添加Ca可以改善硫化物的形态,Ca的氧化物和硫化物还可以促进晶内铁素体的生长。另外,Ca氧化物和Al氧化物结合可以形成低熔点的夹杂物,改善夹杂物的形貌。当钢中Ca含量小于0.0005%时,夹杂物中不能满足Ca/Al≥0.08的要求,生成的直径大于等于1μm的微米夹杂物面密度将小于50个/mm2,直径小于1μm的亚微米夹杂物的面密度将小于280个/mm2,此外,夹杂物的长宽比会大于2,导致长条形夹杂物的生成,降低了焊接热影响区的冲击韧性。如果Ca含量大于0.005%,Ca的作用已经饱和,同时增加了Ca的蒸发损失和氧化损失。
REM和Zr,REM和Zr的添加可以改善硫化物的形态,同时REM和Zr的氧化物和硫化物可以抑制焊接热循环过程中奥氏体晶粒的长大。但是,当REM和Zr的含量大于0.02%,将生成部分粒径大于5μm的夹杂物,降低母材和焊接热影响区的冲击韧性。
B,是提高淬透性有效的元素,可以促进贝氏体组织的形成,提高板厚中心区域的抗拉强度。同时,通过形成BN,可以促进晶内铁素体的生长。作为固溶B,在焊接后的冷却过程中偏析于奥氏体晶界,还可以抑制晶界铁素体的生成。因此为了保证母材的强度和提高焊接热影响区的冲击韧性,B含量的下限是0.0005%。但是B含量过高时将导致淬透性显著上升,降低母材的韧性和延性,同时降低焊接热影响区的韧性,其上限是0.005%。
S,在Ca和/或RE、Zr的添加过程中,与Ca和/或RE、Zr形成硫化物,还可以促进MnS在氧化物粒子上,或在Ca、RE和Zr硫化物粒子上的进一步析出,从而促进晶内铁素体的形成,其下限为0.001%。但是,其含量过高,将导致板坯的中心S偏析。另外,当S含量超过0.01%时,将会形成部分粗大的硫化物,这些粗大的硫化物将会作为裂纹形成的起点,降低母材和焊接热影响区的冲击韧性。因此,S含量的上限为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P偏析,降低焊接热影响区的韧性,P的上限为0.015%。
Nb,可以细化钢材的组织,提高强度和韧性。但是含量过高将降低焊接热影响区的韧性,其上限是0.03%。
Cr,可以提高钢的淬透性。对于厚钢板而言,提高淬透性可以弥补厚度带来的强度损失,提高板厚中心区域的强度,改善厚度方向上性能的均匀性。但是太高的Cr和Mn同时加入时,会形成低熔点的Cr-Mn复合氧化物,在热轧过程中容易形成表面裂纹,同时还会影响钢材的焊接性能。因此Cr含量上限为0.2%。
Ceq,碳当量直接影响母材的抗拉强度,一般随着碳钢量的增加,母材的抗拉强度加大。另一方面,碳当量又直接影响焊接热影响区的冲击韧性,一般随着碳当量的增加,焊接热影响区的冲击韧性降低。本发明通过研究发现,为了同时满足母材抗拉强度≥510MPa的要求,以及在焊接线能量为200~400kJ/cm焊接条件下,钢板的焊接热影响区在-40℃下的平均夏比冲击功在100J以上的要求,碳当量需要控制在合理的范围。当碳当量小于0.32%时,母材的抗拉强度不能满足大于等于510MPa的要求;当碳当量大于0.36%时,不能满足在焊接线能量为200~400kJ/cm焊接条件下,钢板的焊接热影响区在-40℃下的平均夏比冲击功在100J以上的要求。
Bef,根据与钢中N元素结合力大小,钢中的N首先与Ti结合形成TiN,剩余的N将与B结合形成BN。这样扣除与N结合的B含量,剩余的B是有效硼含量。因此有效硼(Bef)可以定义如下:
当N-Ti×14.01/47.87≤0时,Bef=B;
当N-Ti×14.01/47.87>0时,Bef=B-(N-Ti×14.01/47.87)×10.81/14.01。
有效硼含量直接影响钢材的淬透性,对于提高板厚中心区域的强度,改善厚度方向上性能的均匀性非常重要。本发明研究发现,有效硼量需要控制在合理的范围,才能同时满足母材的抗拉强度、碳当量、母材和焊接热影响区冲击韧性的要求。当有效硼小于0.0005%时,不能满足碳当量Ceq为0.32%~0.36%的条件下,母材抗拉强度大于等于510MPa的要求。当有效硼大于0.005%时,将降低母材和焊接热影响区的冲击韧性。
本发明人对于提高大线能量焊接条件下厚钢板焊接热影响区的冲击韧性进行研究发现,在Mn、Si、Ti、Al、Ca、REM和Zr复合脱氧的条件下,可以促进直径大于等于1μm的微米氧化物粒子的大量生成,这些微米夹杂物具有较小的长宽比,在它们的表面容易析出MnS、TiN,由此可以诱发晶内铁素体的形成。另外还可以促进直径小于1μm的氮化物、硫化物等亚微米夹杂物的大量生成,这些亚微米夹杂物在大线能量焊接过程中可以抑制奥氏体晶粒的长大,因此可以大幅度改善焊接热影响区的冲击韧性。
此外,通过控制有效B(Bef)的含量为0.0005~0.005%,可以大幅度提高钢材的淬透性能,从而在较低的碳当量(Ceq)条件下提高钢材的强度。同时,不添加Cu,可以进一步降低Ceq,进而在母材抗拉强度≥510MPa条件下,钢材Ceq大幅度降低至0.32%~0.36%,由此可以进一步提高钢材的大线能量焊接性能。对于板厚为50~70mm,母材抗拉强度≥510MPa的厚钢板,在焊接线能量为200~400kJ/cm焊接条件下,具有vE-40≥100J良好的焊接热影响区冲击韧性。
本发明确定了夹杂物的合适成分、长宽比和数量。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。利用SEM在1000倍的倍率下对于50个连续选取视场进行观察,所观察的视场面积大于0.27mm2。夹杂物的长宽比和面密度是所观察的夹杂物长宽方向的尺寸、数量和视场面积的计算结果。由于在试样的研磨和镜面抛光状态,利用扫描电镜可以方便地观察到夹杂物的最小尺寸约为0.2μm,因此对于钢材中粒径小于1.0μm的亚微米夹杂物,所测量和统计的夹杂物的最小尺寸约为0.2μm。
对于钢材中粒径大于或等于1.0μm的夹杂物,当Ca/Al的质量百分比含量的比值大于或等于0.08时,这样的夹杂物可以防止以Al为主要成分的簇状夹杂物的形成,有利于夹杂物的微细化和形态控制。在钢板的纵截面上,当直径大于等于1μm的微米夹杂物的面密度≥50个/mm2,夹杂物中Ca/Al≥0.08,夹杂物的长宽比≤2.0,直径小于1μm的亚微米夹杂物,面密度≥280个/mm2时,本发明研究发现,这样的微米和亚微米夹杂物,可以促进晶内铁素体的生成,抑制大线能量焊接过程中奥氏体晶粒的长大,改善厚钢板的大线能量焊接性能。
本发明的一种低碳当量焊接热影响区韧性优异的厚钢板的制造方法,包括如下步骤:
1)冶炼、精炼和连铸
按下述成分冶炼、精炼和连铸成坯,其化学成分质量百分比为:C:0.045~0.075%,Si:0.10~0.30%,Mn:1.3~1.6%,P≤0.015%,S:0.001~0.01%,Ni:0.20~0.40%,Ti:0.005~0.03%,Al:0.003~0.08%,Ca:0.0005~0.005%,REM≤0.02%,Zr≤0.02%,B:0.0005~0.005%,N:0.001~0.006%,其余为Fe和不可避免杂质;且,
碳当量Ceq:0.32%~0.36%,Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15;
有效硼量:Bef:0.0005~0.005%;其中,
当N-Ti×14.01/47.87≤0时,Bef=B;
当N-Ti×14.01/47.87>0时,Bef=B-(N-Ti×14.01/47.87)×10.81/14.01;
在钢板的纵截面上,对于直径大于等于1μm的微米夹杂物,面密度≥50个/mm2,该夹杂物中Ca/Al≥0.08,该夹杂物夹杂物长宽比≤2.0;对于直径小于1μm的亚微米夹杂物,面密度≥280个/mm2;
2)轧制
将铸坯加热到1050~1250℃,初轧温度高于930℃,累计压下率大于30%;精轧温度小于930℃,累计压下率大于30%;
3)冷却
以2~30℃/s的冷却速率水冷至终冷温度300~550℃。
进一步,所述厚钢板的化学成分还含有Nb≤0.03%或Cr≤0.2%中一种以上元素,以质量百分比计。
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。
初轧温度高于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和夹杂物控制技术,通过对于钢中Bef含量和Ceq的控制,并对于直径大于等于1μm的微米夹杂物的Ca/Al比值、面密度、长宽比,直径小于1μm的亚微米夹杂物的面密度进行合理控制,可以在凝固和相变过程中,在这些夹杂物表面促进晶内铁素体的生长,或者通过这些夹杂物抑制大线能量焊接过程中奥氏体晶粒的长大,改善厚钢板的大线能量焊接性能。所制造的钢板厚度规格为50~70mm,母材抗拉强度≥510MPa,在焊接线能量为200~400kJ/cm的焊接条件下,焊接热影响区具有vE-40≥100J非常优异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。
表1是本发明实施例和对比例的化学成分(mass%),Bef和Ceq。表2是本发明实施例和对比例的母材力学性能、夹杂物特性和焊接热影响区冲击韧性。进行冶炼、精炼和连铸,得到铸坯的化学成分如表1所示。然后将铸坯加热到1050℃~1250℃,初轧温度为1000~1150℃,累计压下率为50%;精轧温度为700~850℃,累计压下率为53~67%;精轧之后以2~30℃/s的冷却速率水冷至终冷温度300~550℃。
采用气电立焊对于不同厚度的钢板实施一道次焊接,焊接线能量为200~400kJ/cm。在板厚1/2部的熔合线上取冲击试样,导入V型切口进行冲击韧性检测,在-40℃下进行三个样品的夏比冲击试验,焊接热影响区冲击韧性的数据是三次测量结果的平均值。
由表1和表2可见,实施例中根据本发明所确定的化学成分范围进行成分控制,并且控制碳当量Ceq:0.32%~0.36%,有效硼量Bef:0.0005~0.005%。另外,控制直径大于等于1μm的微米夹杂物的面密度≥50个/mm2,Ca/Al≥0.08,夹杂物长宽比≤2.0,直径小于1μm的亚微米夹杂物的面密度≥280个/mm2。
在对比例3中,Ca含量小于0.0005%,直径大于等于1μm的微米夹杂物的面密度,Ca/Al比值,夹杂物长宽比,直径小于1μm的亚微米夹杂物的面密度均不能满足本发明的要求。在对比例1中有效硼量Bef,在对比例2中碳当量Ceq,不能满足本发明的要求。
表2列出了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。母材的屈服强度、抗拉强度和伸长率为两个测试数据的平均值,母材和焊接热影响区-40℃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,实施例的母材力学性能都能满足所制造钢板的厚度规格为50~70mm,母材抗拉强度≥510MPa的要求。在焊接线能量为200~400kJ/cm的条件下,对于焊接热影响区-40℃夏比冲击功进行了测试,实施例1~8的值分别是105、165、120、155、228、220、130、175(J),实施例焊接热影响区的冲击韧性非常优异,均大于100J,可以满足200~400kJ/cm大线能量焊接的要求。
对比例2、3的母材力学性能可以满足抗拉强度≥510MPa的要求。但是,由于对比例1的有效硼量Bef较低,对比例1母材的抗拉强度不能满足≥510MPa的要求。对比例2由于碳当量较高,焊接热影响区-40℃夏比冲击功为40J,不能满足要求。在对比例3中,Ca含量小于0.0005%,直径大于等于1μm的微米夹杂物的面密度,夹杂物中Ca/Al比值,夹杂物长宽比,直径小于1μm的亚微米夹杂物的面密度均不能满足本发明的要求,其焊接热影响区-40℃夏比冲击功仅为12J,不能满足要求。
综上所述,本发明采取合适的成分设计,确定了钢材中合适的有效硼Bef含量和碳当量Ceq的值,并对于直径大于等于1μm的微米夹杂物的Ca/Al比值、面密度、长宽比,直径小于1μm的亚微米夹杂物的面密度进行合理控制,这样可以在凝固和相变过程中在这些夹杂物表面促进晶内铁素体的生长,或者通过这些夹杂物抑制大线能量焊接过程中奥氏体晶粒的长大,改善厚钢板的大线能量焊接性能。本发明所制造的钢板的厚度规格为50~70mm,母材抗拉强度≥510MPa,在焊接线能量为200~400kJ/cm焊接条件下,焊接热影响区具有vE-40≥100J非常优异的大线能量焊接性能。
本发明技术可用于造船、建筑、海洋平台、桥梁、压力容器和石油天然气管线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 (4)
1.一种低碳当量焊接热影响区韧性优异的厚钢板,其化学成分质量百分比为:
C:0.045~0.075%,
Si:0.10~0.30%,
Mn:1.3~1.6%,
P≤0.015%,
S:0.001~0.01%,
Ni:0.20~0.40%,
Ti:0.005~0.03%,
Al:0.003~0.08%,
Ca:0.0005~0.005%,
REM≤0.02%,
Zr≤0.02%,
B:0.0005~0.005%,
N:0.001~0.006%,
其余为Fe和不可避免杂质;并且,
碳当量Ceq:0.32%~0.36%,Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15;
有效硼量:Bef:0.0005~0.005%;根据与钢中N元素结合力大小,钢中的N首先与Ti结合形成TiN,剩余的N与B结合形成BN,这样扣除与N结合的B含量,剩余的B是有效硼含量;其中,
当N-Ti×14.01/47.87≤0时,Bef=B;
当N-Ti×14.01/47.87>0时,Bef=B-(N-Ti×14.01/47.87)×10.81/14.01;
在钢板的纵截面上,对于直径大于等于1μm的微米夹杂物,面密度≥50个/mm2,该夹杂物中Ca/Al≥0.08,该夹杂物长宽比≤2.0;
对于直径小于1μm的亚微米夹杂物,面密度≥280个/mm2;
获得厚钢板板厚50~70mm,母材抗拉强度≥510MPa,焊接线能量为200~400kJ/cm,钢板的焊接热影响区在-40℃下的平均夏比冲击功在100J以上。
2.如权利要求1所述的低碳当量焊接热影响区韧性优异的厚钢板,其特征是,所述厚钢板的化学成分还含有Nb≤0.03%或Cr≤0.2%中一种以上元素,以质量百分比计。
3.一种低碳当量焊接热影响区韧性优异的厚钢板的制造方法,包括如下步骤:
1)冶炼、精炼和连铸
按下述成分冶炼、精炼和连铸成坯,其化学成分质量百分比为:C:0.045~0.075%,Si:0.10~0.30%,Mn:1.3~1.6%,P≤0.015%,S:0.001~0.01%,Ni:0.20~0.40%,Ti:0.005~0.03%,Al:0.003~0.08%,Ca:0.0005~0.005%,REM≤0.02%,Zr≤0.02%,B:0.0005~0.005%,N:0.001~0.006%,其余为Fe和不可避免杂质;且,
碳当量Ceq:0.32%~0.36%,Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15;有效硼量:Bef:0.0005~0.005%;根据与钢中N元素结合力大小,钢中的N首先与Ti结合形成TiN,剩余的N与B结合形成BN,这样扣除与N结合的B含量,剩余的B是有效硼含量;其中,
当N-Ti×14.01/47.87≤0时,Bef=B;
当N-Ti×14.01/47.87>0时,Bef=B-(N-Ti×14.01/47.87)×10.81/14.01;在钢板的纵截面上,对于直径大于等于1μm的微米夹杂物,面密度≥50个/mm2,该夹杂物中Ca/Al≥0.08,该夹杂物长宽比≤2.0;
对于直径小于1μm的亚微米夹杂物,面密度≥280个/mm2;
2)轧制
将铸坯加热到1050~1250℃,初轧温度高于930℃,累计压下率大于30%;精轧温度小于930℃,累计压下率大于30%;
3)冷却
以2~30℃/s的冷却速率水冷至终冷温度300~550℃;
获得厚钢板板厚50~70mm,母材抗拉强度≥510MPa,焊接线能量为200~400kJ/cm,钢板的焊接热影响区在-40℃下的平均夏比冲击功在100J以上。
4.如权利要求3所述的低碳当量焊接热影响区韧性优异的厚钢板的制造方法,其特征是,所述厚钢板的化学成分还含有Nb≤0.03%或Cr≤0.2%中一种以上元素,以质量百分比计。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
CN201310711812.2A CN103695776B (zh) | 2013-12-20 | 2013-12-20 | 一种低碳当量焊接热影响区韧性优异的厚钢板及其制造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
CN201310711812.2A CN103695776B (zh) | 2013-12-20 | 2013-12-20 | 一种低碳当量焊接热影响区韧性优异的厚钢板及其制造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
CN103695776A CN103695776A (zh) | 2014-04-02 |
CN103695776B true CN103695776B (zh) | 2016-08-17 |
Family
ID=50357434
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
CN201310711812.2A Active CN103695776B (zh) | 2013-12-20 | 2013-12-20 | 一种低碳当量焊接热影响区韧性优异的厚钢板及其制造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
CN (1) | CN103695776B (zh) |
Families Citing this family (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN104280413A (zh) * | 2014-10-16 | 2015-01-14 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种统计钢中硫化锰夹杂长宽比的方法 |
CN106702265A (zh) * | 2016-12-13 | 2017-05-24 | 苏州纽东精密制造科技有限公司 | 一种高强船板钢 |
CN108060348B (zh) * | 2017-11-22 | 2020-06-30 | 燕山大学 | 一种多丝埋弧焊用钢板及其制造方法 |
CN110317994B (zh) * | 2018-03-30 | 2021-12-17 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高热输入焊接用超高强度钢及其制造方法 |
KR102209581B1 (ko) * | 2018-11-29 | 2021-01-28 | 주식회사 포스코 | 용접열영향부 인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법 |
CN109868342B (zh) * | 2019-03-28 | 2020-02-07 | 北京科技大学 | 一种利用稀土提高高碳当量钢板焊接热影响区韧性的方法 |
CN109930070B (zh) * | 2019-03-28 | 2020-02-14 | 北京科技大学 | 一种利用稀土提高低碳当量钢板焊接热影响区韧性的方法 |
CN110863150A (zh) * | 2019-10-24 | 2020-03-06 | 河钢股份有限公司 | 大线能量焊接用eh36海洋工程用钢板及其制备方法 |
CN117737595A (zh) * | 2024-02-20 | 2024-03-22 | 上海大学 | 一种大线能量焊接性能优异的钢板及其制造方法 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN102605248A (zh) * | 2012-03-09 | 2012-07-25 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种大线能量焊接厚钢板及其制造方法 |
CN103451561A (zh) * | 2013-08-16 | 2013-12-18 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种可大热输入量焊接的耐候钢板及其生产方法 |
Family Cites Families (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2010143726A1 (ja) * | 2009-06-11 | 2010-12-16 | 新日本製鐵株式会社 | 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び、大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板 |
-
2013
- 2013-12-20 CN CN201310711812.2A patent/CN103695776B/zh active Active
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN102605248A (zh) * | 2012-03-09 | 2012-07-25 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种大线能量焊接厚钢板及其制造方法 |
CN103451561A (zh) * | 2013-08-16 | 2013-12-18 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种可大热输入量焊接的耐候钢板及其生产方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
CN103695776A (zh) | 2014-04-02 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
CN103695776B (zh) | 一种低碳当量焊接热影响区韧性优异的厚钢板及其制造方法 | |
KR101360737B1 (ko) | 취성 균열 발생 저항성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 | |
WO2015088040A1 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
JP6219405B2 (ja) | 極低温靱性に優れ低降伏比特性を有する高強度鋼板及びその製造方法 | |
JP4897126B2 (ja) | 厚鋼板の製造方法 | |
CA2962472A1 (en) | High-toughness hot-rolled high-strength steel with yield strength of grade 800 mpa and preparation method thereof | |
EP3395986B1 (en) | Thick steel plate for high heat input welding and having great heat-affected area toughness and manufacturing method therefor | |
JP5842314B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼 | |
JP7236540B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材及びその製造方法 | |
JP2021507989A (ja) | 低温での耐破壊特性に優れた極地環境用高強度鋼材及びその製造方法 | |
JP2011202214A (ja) | 多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板およびその製造方法 | |
JPWO2014175122A1 (ja) | H形鋼及びその製造方法 | |
JP5034392B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
JP5668668B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材並びに溶接継手、溶接継手の製造方法 | |
US10837089B2 (en) | Thick steel plate for high heat input welding and having great heat-affected area toughness and manufacturing method therefor | |
JP2020012169A (ja) | ラインパイプ用厚鋼板およびその製造方法 | |
KR101964247B1 (ko) | 고강도 극후 강판 및 그의 제조 방법 | |
JP4276576B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板 | |
KR101128169B1 (ko) | 용접 열영향부의 인성 및 피로 균열 진전 억제가 우수한 고장력 강판 | |
JP4959402B2 (ja) | 耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法 | |
JP6477743B2 (ja) | 脆性き裂伝播停止特性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度極厚鋼板およびその製造方法 | |
KR100482188B1 (ko) | 재결정제어압연에 의한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법 | |
JP5838801B2 (ja) | 厚鋼板及び厚鋼板の製造方法 | |
JP4259374B2 (ja) | 低温靭性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP6135595B2 (ja) | 耐衝突性に優れた鋼板の高能率製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
C06 | Publication | ||
PB01 | Publication | ||
C10 | Entry into substantive examination | ||
SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
C14 | Grant of patent or utility model | ||
GR01 | Patent grant |