CN105112810B - 一种抗大线能量焊接用钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种抗大线能量焊接用钢，化学成分按质量百分比计为C：0.04%～0.10%、Si：0.15%～0.40%、Mn：1.00%～2.20%、P≤0.008%、S≤0.003%、Ni：0.05%～0.25%、Nb：0.020%～0.070%、Ti：0.0070～0.035%、Cu：0.05～0.30%、Cr：≤0.10%、Mo：≤0.20%，余量为Fe及不可避免的杂质元素。钢板的制造工艺流程为冶炼→连铸→加热→轧制→冷却→回火，提高钢板的抗大线能量焊接性能。

Description

一种抗大线能量焊接用钢及其制备方法

技术领域

本发明属于钢铁冶金领域，具体涉及一种抗拉强度≥700MPa的低合金高强度钢板及其制备方法。

背景技术

低合金高强度钢板广泛应用于建筑、桥梁、容器、造船、管线等行业，是工程应用领域使用量最大的结构材料之一。

为了进一步轻量化和提高生产效率，有关行业对低合金高强度钢板的要求提出了更高的要求，如在钢结构钢板厚度减薄的同时，必须保证足够的强度和韧性，尽量降低屈强比，焊接热影响区必须具有足够的强度和韧性，从而保证钢材使用的稳定性和钢结构的安全稳定性。

近些年，国内大型原油储备、船板等行业对抗大线能量焊接用钢需求较多，但目前实际使用的钢板应用效果不是很好，比如限制焊接线能量不高于100KJ/cm，多为500MPa、600MPa级高强度钢板，母材冲击韧性优良，但经大线能量焊接后，焊接热影响区的韧性下降很大，容易出现单值不合。这些钢板相对传统低合金钢板来说，抗大线能量焊接性能有一定的提高，但对焊接线能量提出了严格限制，且钢板强度级别不高，焊接热影响区的韧性不稳定。

专利CN102251173A所涉及的钢板具有较好的抗大线能量焊接性能，最高可达到400KJ/cm，不含Ni、Mo等元素，但低温韧性不足，且强度级别较低，为500MPa级低合金钢。

专利CN101545077A所涉及的钢板具有较好的低温韧性，但Cr含量较高，不仅影响焊接接头热影响区性能，抗大线能量焊接性能较差，且Pcm值较高，屈强比较高。

专利CN100519809C和CN100447278C对试验钢的冶炼提出了更高的要求，需采用氧化物冶金技术，尽管可显著提高钢板的抗大线能量焊接性能（最大可达400～600KJ/cm），但冶炼技术难度极大，对温度、成分控制极为严格，不利于批量生产。同时未给出大线能量焊接Ti、O等元素的定量关系，造成钢板低温韧性和焊接热影响区性能的不可控性。

专利CN102108467A具有较好的强度和低温韧性匹配，但合金加入较多，工艺路线长，需要离线淬火+回火处理，生产成本明显增高。

发明内容

本发明的目的在于克服上述不足，提供一种采用添加Nb、Ni、Ti等微量合金元素，控制Ti、O含量比例，明显提高钢板的抗大线能量焊接性能，采用合理的控轧控冷及回火工艺，降低钢的屈强比，不添加昂贵合金元素Mo，生产工艺流程短、低温韧性优良的具有700MPa级含Nb抗大线能量焊接用钢及其制造方法。

本发明解决上述问题所采用的技术方案为：种抗大线能量焊接用钢，该钢板的化学成分按质量百分比计为C：0.04%～0.10%、Si：0.15%～0.40%、Mn：1.00%～2.20%、P≤0.008%、S≤0.003%、Ni：0.05%～0.25%、Nb：0.020%～0.070%、Ti：0.0070～0.035%、Cu：0.05～0.30%、Cr：≤0.10%、Mo：≤0.20%，余量为Fe 及不可避免的杂质元素，同时满足：

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B≤0.23%，

Ceq=C+Mn/6+Cr/5+Mo/4+Si/24+Ni/40+V/14≤0.44%，

1≤[Nb]/[Ti]≤5，5≤[Ti]/[O]≤25，0.5≤[Cu]/[Ni]≤2.0。

进一步地，钢板的抗拉强度Rm≥700MPa，屈强比≤0.84，冲击韧性满足-30℃冲击功KV₂≥60J，焊接热影响区冲击韧性满足-30℃冲击功KV₂≥47J。

优选地，该钢板的化学成分按质量百分比计为C：0.06%～0.09%、Si：0.15%～0.40%、Mn：1.60%～2.00%、P≤0.008%、S≤0.003%、Ni：0.15%～0.25%、Nb：0.030%～0.060%、Ti：0.0070～0.035%、Cu：0.05～0.30%、Cr：≤0.10%、Mo：≤0.20%，余量为Fe 及不可避免的杂质元素，同时满足：

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B≤0.23%，

Ceq=C+Mn/6+Cr/5+Mo/4+Si/24+Ni/40+V/14≤0.44%，

2≤[Nb]/[Ti]≤4，8≤[Ti]/[O]≤20，0.5≤[Cu]/[Ni]≤2.0。

本发明中钢中主要成分的限定理由阐述如下：

C作为形成碳化物及提高淬透性元素，有利于强度的提高，但加入过量的C会增大焊接裂纹敏感性，对焊接性能不利，且在大线能量焊接时促进焊接热影响区M-A岛的形成，降低冲击韧性，因此，C的含量为0.04～0.10%。

Mn作为钢中主要的合金元素，不仅可以提高钢板的强度，还可以扩大奥氏体相区，细化铁素体晶粒，从而达到改善钢板的低温韧性的目的。但Mn易发生偏析，在后续的轧制生产中产生M/A岛等影响低温韧性和焊接性的不良组织。钢中的MnS第二相夹杂对母材性能和HAZ区均有不良影响。因此，Mn的含量为1.00～2.20%。

P、S在钢中作为不可避免的杂质存在，如果其含量高，会增加钢的冷脆性，使焊接性能变坏，会产生焊接再加热开裂，故其含量越低越好。因此，P≤0.008%、S≤0.003%。

Ni可降低临界转变温度，提高淬透性，还能在提高强度的同时改善钢的塑性和韧性，同时可明显改善钢的焊接热影响区的低温韧性，但Ni作为贵重金属，加入量过多会显著使钢的成本上升。因此，Ni的含量为0.05～0.25%。

Cu可提高基体及焊缝金属的强度和低温韧性，与Ni结合能更好地起到耐腐蚀作用。但含量过高会使塑性显著降低。本发明优选Cu的含量为0.05～0.30%。

Nb的加入可明显提高奥氏体再结晶温度，有利于促进晶粒细化，使钢材具有良好的强韧性匹配。当Nb与C、N反应形成Nb（C、N），形成弥散分布的细小碳化物，在高温析出和控轧过程中起到控制晶粒长大和弥散强化的作用。当Nb含量高于0.07%时，则明显使焊接热影响区的韧性恶化，而当Nb含量偏低时，则Nb的加入对钢中晶粒细化效果很不明显。因此，Nb的含量为0.020～0.07%。

Ti与O结合形成Ti₂O₃等细小氧化物，由于Ti氧化物的钉扎作用，明显抑制由于大线能量焊接产生的焊接热影响区晶粒的粗化。Ti的过量加入会导致韧性的极度降低，同时Ti的含量满足Ti、O关系式，改善焊接热影响区的效果更好。因此，Ti的含量为0.007～0.035%。

上述抗大线能量焊接用钢的制造方法，步骤如下：

（1）冶炼：采用铁水预处理、转炉脱磷、并经LF和RH真空精炼及Ca处理；

（2）连铸：采用轻压下、全程Ar气保护浇注技术，浇注成370mm或以上厚铸坯；

（3）加热：铸坯加热温度为1160～1230℃；

（4）初轧：终轧温度为1000～1040℃，末三道次单道次压下量≥40mm；

（5）精轧：终轧温度为800～840℃，末三道次累计压下量≥40%；

（6）冷却：以12～30℃/s的冷却速度控制钢板冷却，返红温度为450℃～600℃；

（7）回火：厚度≥20mm钢板回火温度为500～650℃，在炉时间为50～150min，出炉后空冷至室温，即获得钢板成品。

与现有技术相比，本发明通过设计钢的元素成分及含量，添加Nb、Ni、Ti等微量合金元素；在精炼时，控制Ti、O含量比例及Ti合金的加入时间，充分保证钢水中存在一定的氧含量，满足Ti/O比例，使Ti与O进行适量反应，形成细小的高温氧化物质点，在连铸过程中，细小的Ti氧化物聚集长大，并在高温时优先析出并弥散分布，细小高温夹杂物可阻止铸坯晶粒长大，起到细化晶粒尺寸的作用，同时在焊接时细小弥散分布的Ti氧化物抑制焊接热影响区的晶粒长大，显著改善焊接热影响区的低温韧性。微量Nb的加入不仅使铸坯中的Nb(C、N)析出阻止奥氏体晶粒长大，还抑制试验钢的再结晶行为，显著提高相变前组织中的位错密度，同时通过控制轧制和控制冷却，大量高密度畸变区在非再结晶区轧制时形成，并成为相变核心，促使钢中形成高密度位错的贝氏体，从而大幅提高钢的基体强度。Ti、Nb等微量合金的加入不仅明显提高钢板的抗大线能量焊接性能，还大幅提高钢的强度，再通过合理的回火工艺，降低钢的屈强比，不添加昂贵合金元素Mo，生产工艺流程短，钢板低温韧性优良，钢板的抗拉强度在700MPa以上。

附图说明

图1为本发明实施例3的钢板在1/4厚度处的微观组织。

具体实施方式

以下结合附图实施例对本发明作进一步详细描述。

本发明各实施例和对比例所对应的抗大线能量焊接用钢的化学成分见表1，表中数据为各元素的质量百分比含量，剩余为Fe及不可避免的杂质元素。

表1

表中Ceq:%，Pcm:%。

钢板的冶炼工艺：

冶炼连铸工艺：按照实施例成分备料，原料经KR铁水预处理，深脱硫，扒渣干净，转炉冶炼脱P，LF和RH真空精炼，喂硅钙线实现Ca处理；之后连铸，采用轻压下和全程氩气保护浇注工艺，连铸坯厚度为370mm；

轧制工艺：采用控轧控冷TMCP工艺，连铸坯再加热温度1160℃～1230℃，高压水除鳞后进行粗轧和精轧两阶段控轧，粗轧末三道次的单道次压下量40mm～120mm，粗轧终轧温度1000～1040℃；精轧末三道次累计压下量≥40%，精轧终轧温度为800～840℃，轧后冷却，以12～30℃/s的冷却速度控制钢板冷却，返红温度为450℃～600℃；

回火工艺：厚度≥20mm钢板的回火温度为500～650℃，在炉时间为50～150min。出炉后空冷至室温。表2为各实施例和对比例主要轧制和回火工艺参数。

表2

热处理后的钢板，在钢板厚度1/4处、横向取样加工成拉伸、冲击试样，并进行力学性能检测，检测结果如表3所示。

表3 实施例和对比例母材力学性能结果

由表3可见，本发明实施例试验钢板屈强比明显低于对比例，延伸率和冲击韧性也更优，对比例1屈强比超过0.84，对比例2的强度不足。

表4给出了各实施例和对比例在大线能量下实际焊接试验时的工艺参数，而表5给出了实施例和对比例试验钢板大线能量焊接后HAZ不同位置在-30℃时的冲击功值。

表4

表5

根据大线能量焊接试验结果来看，实施例焊接热影响区冲击韧性均满足-30℃KV₂≥47J的标准要求，而对比例1冲击韧性很差，说明对比例1不能抗大线能量焊接，而对比例2尽管焊接接头HAZ韧性合格，但其焊接接头强度不足。

图1所示为实施例3钢板在1/4厚度处的组织结构图，为本发明钢板的典型金相结构，组织为板条贝氏体+少量铁素体。大量板条贝氏体保证了试验钢具有足够的强度，少量的铁素体的存在使试验钢具有较低的屈强比。

Claims (4)

1.一种抗大线能量焊接用钢，其特征在于：该钢板的化学成分按质量百分比计为C：0.04%～0.10%、Si：0.15%～0.40%、Mn：1.00%～2.20%、P≤0.008%、S≤0.003%、Ni：0.05%～0.25%、Nb：0.020%～0.070%、Ti：0.0070～0.035%、Cu：0.05～0.30%、Cr：≤0.10%、Mo：≤0.20%，余量为Fe 及不可避免的杂质元素，同时满足：

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B≤0.23%，

Ceq=C+Mn/6+Cr/5+Mo/4+Si/24+Ni/40+V/14≤0.44%，

1≤[Nb]/[Ti]≤5，5≤[Ti]/[O]≤25，0.5≤[Cu]/[Ni]≤2.0。

2.根据权利要求1所述的抗大线能量焊接用钢，其特征在于：钢板的抗拉强度Rm≥700MPa，屈强比≤0.84，冲击韧性满足-30℃冲击功KV₂≥60J，焊接热影响区冲击韧性满足-30℃冲击功KV₂≥47J。

3.根据权利要求1所述的抗大线能量焊接用钢，其特征在于：该钢板的化学成分按质量百分比计为C：0.06%～0.09%、Si：0.15%～0.40%、Mn：1.60%～2.00%、P≤0.008%、S≤0.003%、Ni：0.15%～0.25%、Nb：0.030%～0.060%、Ti：0.0070～035%、Cu：0.05～0.30%、Cr：≤0.10%、Mo：≤0.20%，余量为Fe 及不可避免的杂质元素，同时满足：

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B≤0.23%，

Ceq=C+Mn/6+Cr/5+Mo/4+Si/24+Ni/40+V/14≤0.44%，

2≤[Nb]/[Ti]≤4，8≤[Ti]/[O]≤20，0.5≤[Cu]/[Ni]≤2.0。

4.一种制造如权利要求1或2或3所述抗大线能量焊接用钢的方法，其特征在于：包括如下步骤：

（1）冶炼：采用铁水预处理、转炉脱磷、并经LF和RH真空精炼及Ca处理；

（2）连铸：采用轻压下、全程Ar气保护浇注技术，浇注成370mm或以上厚铸坯；

（3）加热：铸坯加热温度为1160～1230℃；

（4）初轧：终轧温度为1000～1040℃，末三道次单道次压下量≥40mm；

（5）精轧：终轧温度为800～840℃，末三道次累计压下量≥40%；

（6）冷却：以12～30℃/s的冷却速度控制钢板冷却，返红温度为450℃～600℃；

（7）回火：厚度≥20mm钢板回火温度为500～650℃，在炉时间为50～150min，出炉后空冷至室温，即获得钢板成品。