CN105349888B - 一种可高热输入焊接钒氮钛高强度钢板及制备方法 - Google Patents

Abstract

一种可高热输入焊接钒氮钛高强度钢板及制备方法，属于焊接结构用高强度低合金钢技术领域。钢板的成分wt％为：碳：0.06～0.12％；锰：1.0～1.5％；硅：0.1～0.3％；钒：0.05～0.10％；氮：0.0060～0.020％；钛：0.008～0.025％；硫：≤0.01％，磷：≤0.015％、余量为铁和不可避免的杂质。钢中的钒、钛与氮含量质量分数符合：5.5≤(V+Ti)/N≤12.5。铸坯采用两阶段控制轧制:板坯再加热温度应1100～1230℃，粗轧变形量≥50％；精轧阶段温度控制范围1050℃～860℃，精轧变形量≥60％，终轧温度为≥860℃；终轧后以1～10℃/s的冷速冷至550～650℃后空冷。该钢板屈服强度水平≥355MPa，在高热输入、单道次焊接成型条件下，热影响区组织以针状或多边形铁素体组织为主，焊接热影响区韧性优良。

Description

一种可高热输入焊接钒氮钛高强度钢板及制备方法

技术领域

本发明属于焊接结构用低合金高强度钢板技术领域，特别是提供了一种可高热输入焊接钒-氮-钛高强度钢板及其制备方法。

背景技术

为了提高焊接结构件的焊接效率并降低构件成本，高热输入焊接方法(热输入≥50kJ/cm)，如单面埋弧焊，气电立焊及电渣焊等焊接方法在焊接作业中被逐渐采用。与中、低热输入焊接相比，高热输入焊接条件下，在焊接融合线附近所达到的峰值温度升高(可达到1350-1400℃)，导致焊接热影响区的奥氏体晶粒明显粗化；在焊后冷却过程中，由于冷速较慢，在粗大的奥氏体晶粒条件下，易形成一些脆性组织，如粗大的晶界铁素体，魏氏铁素体，粗大贝氏体和M-A相等，导致焊接热影响区低温韧性明显降低。

利用TiN技术控制焊接热影响区奥氏体晶粒长大是改善钢焊接性能的重要手段。TiN粒子热稳定性高，在焊接热循坏过程中起到阻止奥氏体晶粒长大的作用。TiN颗粒尺寸越小、数量越多，阻止奥氏体晶粒长大的效果越明显。中国专利申请“一种适应高热输入焊接的船体结构钢及其冶炼方法(申请号200910187626.7)”主要是利用TiN技术改善大热输入条件下焊接热影响区韧性。然而，焊接过程中所达到的峰值温度随着焊接热输入的提高而升高，高热输入条件下，TiN粒子会溶解或发生粗化，因此TiN粒子阻止高温奥氏体晶粒长大的作用减弱。

为了克服上述缺陷，利用高温下具有更高稳定性的氧化物粒子，如Ti、Ca、Mg、Ce等的氧化物阻止高温奥氏体晶粒长大，并利用细小氧化物促进晶内针状铁素体形成，从而达到改善焊接热影响区的组织和韧性的目的。相关专利有：新日本制铁株式会社申请的专利“大热输入焊接热影响区韧性优化的厚钢板”(特开2005-298900)，中国发明专利申请“一种大线能量焊接热影响区韧性优良的钢板及其制造方法(申请号为201010291514.9)”、“一种大线能量焊接高强度海洋用钢板及其制造方法(申请号为200710052135.2)”、“一种大线能量焊接高强度船板钢及其制造方法(申请号为200710052132.9)”和“一种大线能量焊接低合金高强度船板钢及其制造方法(申请号为200710052133.3)，等。Ti、Ca、Mg、Ce等的氧化物形成温度高于钢水凝固温度，当其在液态析出时，析出氧化物粒子生长不受限制，形成的大颗粒夹杂物不能起到抑制晶粒长大作用，反而会使母材和热影响区韧性下降。这种氧化物冶金的方法因为在工业生产中很难稳定控制，应用上受到限制。

与本发明成分相近的专利有：中国专利“一种微合金化易焊接增氮钢”(申请号：200910082415.7)，该专利钢的主要成分含有钒、钛及氮，在此基础上要求含有一定量的Mo，主要解决中、低热输入条件下(20～60kJ/cm)增氮微合金钢焊接性能不足的问题。日本新日铁公司申请的专利“焊接热影响区韧性优良的大热输入焊接用钢”(特开平5-186848)和“大热输入焊接热影响区韧性优化的厚钢板”(特开2007-327099)，除含有钒、钛及氮元素外，前者要求添加改善强度韧性的合金元素，后者要求低的氮含量(0.001～0.006％)，而且这两个专利均没有对钒、钛、氮三者之间的配比进行规定。当钢中钛、钒与氮比值[(Ti+V)/N]偏高，钒、钛固溶含量增加，会增加焊接热影响区硬脆组织形成倾向，该比值偏低，焊接热影响区中自由氮增加，显著损害热影响区韧性。

目前高强度级结构钢大多采用铌微合金化钢，有中国发明专利“一种适合大线能量焊接的低合金高强度钢板及制备方法”(申请号：200610047899.8)。铌微合金化钢在精轧阶段通常要求在未再结晶区进行轧制，轧制温度低，变形抗力增加，对轧机能力要求较高，同时也影响生产效率。

发明内容

本发明目的在于提供一种可高热输入焊接钒-氮-钛高强度钢板及其制备方法，成分简单、生产工艺易于控制、适合高效生产。通过钒-氮-钛复合微合金化以及控制三者的比例，配合以控轧控冷工艺，钢板在高热输入焊接热循环过程中，焊接热影响区相变前，能够形成一定密度的(Ti,V)(N,C)粒子，这些粒子有促进晶界及晶内铁素体形核的作用，使得焊接热影响区获得以铁素体为主的组织，保证焊接热影响区韧性优良。

本发明钒-氮-钛高强度钢板的化学成分(wt％)：碳：0.06～0.12％；锰：1.0～1.5％；硅：0.1～0.3％；硫：≤0.010％；磷：≤0.015％；钒：0.05～0.10％；氮：0.0060～0.020％，钛：0.008～0.025％；其余为铁和不可避免的杂质。本发明钢板的钒、钛与氮含量重量分数符合：5.5≤(V+Ti)/N≤12.5。本发明钢成分选择依据如下：

(1)碳：碳是保证钢板强度的基本元素，同时也是降低钢板韧性和焊接性能的主要元素。随碳含量增加，焊接热影响区中的硬脆组织含量增加，焊接热影响区韧性恶化，尤其是在高热输入条件下。从同时兼顾钢板强度水平及焊接性能角度考虑，本发明钢种碳含量控制在0.06％～0.12％。

(2)锰：锰固溶于奥氏体中时，可以降低γ→α临界转变温度，从而可以细化钢基体组织，提高钢的强韧性。锰含量控制在1.0％以上以保证钢的强度。锰含量超过1.5％时，钢板易产生明显的中心偏析，在高热输入焊接条件下，这些部位容易产生淬硬组织，降低焊接热影响区韧性。因此，锰含量控制在1.0％～1.5％为宜。

(3)硅：硅主要作为炼钢时的脱氧剂加入，当硅含量低于0.1％时，钢水易氧化。硅也具有强化铁素体的作用。高热输入焊接条件下，硅会促进焊接热影响区M-A相的形成，从而损害焊接性能。本发明钢种硅含量控制在0.1～0.3％。

(4)硫和磷：硫和磷是钢中杂质元素，严重损害母材和焊接热影响区的韧性。因此，硫、磷含量应当分别控制在≤0.01％以下和≤0.015％以下。

(5)钛：钛易与氮结合形成TiN。TiN粒子热稳定性高，可以阻止焊接热影响区奥氏体晶粒的长大。在焊接冷却过程中，TiN粒子优先形成，随后析出的V(N,C)在TiN上在形核，促进晶界及晶内铁素体形成。钛含量低于0.008％，TiN粒子数量有限，不足以发挥上述作用；但钛含量高于0.025％，钛易于在钢液中析出，形成的粗大TiN粒子，TiN数量减少，减弱了其作为V(N,C)形核基体的作用。因此钛的含量控制在0.008％～0.025％。

(6)钒：一方面是钢中能够产生显著沉淀强化效果的微合金元素，另一方面通过控制轧制工艺，促进VN粒子在奥氏体中析出，这些粒子可以成为晶界及晶内铁素体的形核基体。在高热输入条件下,VN析出促进焊接热影响区铁素体转变，同时以(Ti,V)(N,C)粒子为核心形成的晶内铁素体起到分割原奥氏体晶粒的作用，细化相变后的焊接热影响区组织。当钒含量低于0.05％时，钒析出动力不足，导致钒析出不够，上述作用不明显；钒含量高于0.10％时，相变前焊接热影响区中的固溶钒量明显增加，会导致相变后焊接热影响区贝氏体型组织增加。因此钒含量控制在0.05％～0.10％。

(7)氮：氮是本发明钢中的关键微合金化元素。氮增加，一方面增加TiN粒子的高温稳定性，另一方面，使TiN粒子密度增加，分布更加均匀弥散，尺寸更加细小。氮也增加钒在奥氏体及铁素体中的析出驱动力，使钒的析出粒子更加细小和弥散；氮显著增强钒的析出强化作用，每增加0.001％N，析出强化作用约提高6MPa。在高热输入焊接热循环过中，未溶TiN粒子抑制焊接热影响区奥氏体晶粒长大；在焊接冷却过程中，富钛的氮化物首先形成，氮增加促进钒在奥氏体中的析出，形成V(N,C)粒子，它们常以TiN粒子为基底形核，析出驱动力足够时，也可单独形核。这些粒子是焊接热影响区晶界以及晶内铁素体的有效形核核心，促进晶界或晶内多边形或针状铁素体体积分数增加，改善焊接热影响区韧性。氮含量应保证最低含量，不应低于0.006％。另一方面，当氮不能完全析出而固溶于相变前的奥氏体中时，会增加贝氏体型组织或其他淬硬组织的形成倾向；特别是最终焊接热影响区组织中的固溶氮增加，将显著损害焊接热影响区的韧性。因此本发明钢板氮含量控制在0.006％～0.02％之间。

本发明钢板的特征在于上述钢成分范围内，钢中(钒+钛)/氮的质量分数应符合关系式：5.5≤(V+Ti)/N≤12.5。钢中(V+Ti)/N比值要高于最低值，是保证焊接热影响区在γ→α相变前获得一定的(Ti,V)(C,N)粒子密度，这些粒子作为铁素体形核核心，使焊接热影响区在相变完了之后，能够获得铁素体为主的基本组织；该比值低于最高值，目的是要在焊接热影响区获得目标组织后，控制热影响组织中的固溶氮含量处于低水平。两者结合，从而使焊接热影响韧性优良。

本发明制备方法控制的技术参数如下：板坯再加热温度在1100～1230℃，采用两阶段控制轧制：粗轧阶段累积变形量≥50％；精轧阶段温度控制范围1050℃～850℃，精轧累积变形量≥60％，终轧温度为860℃～940℃；终轧后以2-10℃/s的冷速冷至550～650℃，然后空冷。技术思路如下：

(1)钢板的整个轧制过程处于奥氏体的较高温度区域，粗轧阶段通过奥氏体的反复再结晶细化奥氏体晶粒；精轧阶段，一方面可以继续通过奥氏体再结晶细化奥氏体晶粒，另一方面，钢中增加的氮含量与轧制变形的复合作用，增加V(N,C)的析出驱动力，促进V(N,C)粒子的析出。在高热输入焊接条件下，在焊接热影响区，这种在奥氏体较高温度区域形成的粒子易于在相变前析出，起到晶界以及晶内铁素体形核剂的作用。本发明特别要求控制终轧温度范围860℃～940℃，终轧温度过高，V(N,C)析出数量不足，终轧温度低，V(N,C)析出粒子的热稳定性差，二者都会导致高热输入焊接条件下，焊接热影响区中起到素体形核基体作用的(Ti,V)(C,N)粒子数量不够，焊接热影响区得不到目标组织。

(2)钢板在终轧后采用加速冷却，目的是细化基本组织，以及使V(N,C)粒子更加细小、弥散地分布，提高钢板的强度和韧性。

本发明钢板屈服强度≥355MPa；经高热输入、特别是单道次焊接条件下，焊接热影响影区组织中多边形铁素体以及针状铁素体体积分数高于70％；焊热影响区韧性优良。

本发明的优点和有益效果在于：

1、本发明所述一种可高热输入焊接钒-氮-钛高强度钢板成分简单，控轧工艺容易控制，适合高效率生产。

2、本发明所述一种可高热输入焊接钒-氮-钛高强度结构钢板，屈服强度≥355MPa，在高热输入、尤其是单道次焊接条件下，热影响区韧性良好，适合高效焊接。可用于不同领域的焊接结构件，如造船，建筑等。

附图说明

图1实施例高热输入焊接热影响区的典型组织。

具体实施方式

以下通过不同的实施例和比较例来描述本发明，实施例仅用于解释的目的，本发明并不局限于这些实施例中。

实施例1

表1为实施例和比较例的化学成分，它们的(V+Ti)/N(重量％)比值和终轧温度也列于表中。表2列出了实施例和比较例的力学性能。实施例1～6符合本发明所述化学成分及工艺要求。比较例1成分中氮含量低于本发明所述的氮含量要求；比较例2成分中钒、钛、氮均满足成分要求，但(V+Ti)/N比值未满足要求；比较例3成分及(V+Ti)/N比值均满足要求，但是终轧温度未达到工艺要求。实施例和比较例钢采用50kg中频感应炉冶炼，浇铸成～40kg重钢锭。将钢锭锻造成厚度×宽度×长度为60mm×100mm×Lmm的坯料，然后热轧成12mm厚钢板。热轧工艺为：将坯料加热至1200℃，保温40min，粗轧开始温度为1150℃，粗轧累积变形量为50％；精轧开始温度为1000℃；精轧累积变形量60％。终轧后以2～5℃/s的冷速冷却至600～650℃，然后空冷。

采用Gleeble-3800热模拟试验机模拟高热输入条件下焊接热影响区组织。热模拟试样尺寸为10.5mm*10.5mm*65mm。利用焊接热模拟软件，计算钢板厚度、焊接热输入与t_8/5时间的关系。焊接模拟实验热循环参数包括：焊前不预热，最高加热温度1350℃，t_8/5时间100s、180s、260s，模拟20mm厚钢板分别采用75kJ/cm，100kJ/cm以及125kJ/cm进行焊接。将经过焊接模拟循环的试样加工成标准夏比V型缺口冲击试样(试样规格10*10*55mm)，缺口开在焊接模拟实验的热电偶处。根据“GB/T229-1994金属夏比缺口冲击试验方法”测试模拟焊接热影响区的-20℃冲击功，其结果见表3。可见，实施例具有优良的模拟焊接热影响区冲击韧性。

表1：钢的化学成分(wt％)

类型	C	Mn	Si	S	P	Ti	N	V	(V+Ti)/N	终轧温度/℃
											实施例1	0.078	1.26	0.20	0.0076	0.006	0.015	0.0095	0.059	7.8	870
实施例2	0.089	1.22	0.20	0.0056	0.006	0.0081	0.0075	0.063	9.5	870
											实施例3	0.084	1.25	0.23	0.0031	0.0053	0.013	0.011	0.060	6.6	870
实施例4	0.074	1.15	0.12	0.0054	0.0055	0.0081	0.013	0.074	6.3	870
											比较例1	0.076	1.24	0.21	0.005	0.006	0.013	0.0044	0.058	16.1	870
比较例2	0.076	1.20	0.20	0.0054	<0.005	0.016	0.019	0.059	3.9	870
											实施例5	0.11	1.22	0.18	0.0021	0.0058	0.0082	0.010	0.056	6.0	930
实施例6	0.11	1.22	0.18	0.0021	0.0058	0.0082	0.010	0.056	6.0	870
											比较例3	0.11	1.22	0.18	0.0047	0.0058	0.0082	0.011	0.058	6.0	800

表2：钢板的力学性能

表3：模拟的焊接热影响区的冲击韧性

Claims (3)

1.一种可高热输入焊接用钒氮钛高强度钢板，其特征在于，化学成分重量％为：碳：0.06～0.12％；锰：1.0～1.5％；硅：0.1～0.3％；硫：≤0.010％；磷：≤0.015％；钒：0.05～0.10％；氮：0.0060～0.020％，钛：0.008～0.025％；其余为铁和不可避免的杂质；

钢板中的钒、钛与氮含量质量分数符合：5.5≤(V+Ti)/N≤12.5。

2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于：该钢板经高热输入焊接后，热影响区组织中针状和多边形铁素体组织体积分数高于70％。

3.一种权利要求1或2所述的可高热输入焊接用钒氮钛高强度钢板的制备方法，其特征在于，

按化学成分重量％为：碳：0.06～0.10％；锰：1.0～1.5％；硅：0.1～0.3％；硫：≤0.010％；磷：≤0.015％；钒：0.05～0.10％；氮：0.0060～0.020％，钛：0.008～0.025％；其余为铁和不可避免的杂质，冶炼、连铸，冷却至室温；采用两阶段控制轧制，工艺步骤中控制的技术参数如下：

板坯再加热温度应1100～1230℃，粗轧变形量≥50％；精轧阶段温度控制范围1050℃～860℃，精轧变形量≥60％；终轧温度在860～940℃之间， 终轧后以2～10℃/s的冷速冷至550～650℃，随后空冷。