CN111500821A - 一种复合包芯线和大线能量焊接用钢的制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种复合包芯线和大线能量焊接用钢的制备方法，属于钢铁冶金技术领域。该包芯线基于氧化物冶金基本原理，选择多种合金的复合添加模式，通过合理的芯粉化学成分设计，融炼钢过程中的深脱氧、深脱硫及夹杂物无害化控制诸功能于一身，充分利用冶金过程化学反应，实现钢中夹杂物的微细化、球状化、弥散化及复合化控制。采用该包芯线制造的60mm EH36造船钢板，在线能量460kJ/cm时进行EGW焊接后，焊接热影响区‑40℃冲击功值≥170J。该包芯线用于替代目前大线能量焊接用钢生产时常用的Ni‑Mg合金后，可使吨钢合金成本从原工艺的大于300元降低至≤100元，经济和社会效益显著，具有很好的推广应用前景。

Description

一种复合包芯线和大线能量焊接用钢的制备方法
技术领域
本发明涉及钢铁冶金技术领域，具体涉及一种复合包芯线和大线能量焊接用钢的制备方法。
背景技术
近年，随着造船、海洋工程、超高层建筑、桥梁、压力容器等制造业的迅速发展，高强钢中厚板的生产规模急速扩大，且随着构件的大型化和大跨度化，使用中厚钢板的下游企业为提高施工效率和降低成本，逐步开始采用高效的单道次大线能量焊接方法。而目前国产结构钢的TMCP或正火材只能承受50kJ/cm以下的焊接线能量，焊接施工时仍不得不沿用生产效率低下的多道次焊接方法，因此能够承受50kJ/cm以上热输入的大线能量焊接用钢研究开发已引起国内各钢铁企业的广泛关注。
大线能量焊接时，由于焊接热影响区高温停留时间变长，容易导致奥氏体晶粒显著粗化，且单道次焊接比多道次焊接时焊后冷速小，导致在随后的相变过程中焊接热影响区易形成侧板条铁素体、魏氏组织和上贝氏体等非正常组织，造成焊接接头的强度和韧性严重恶化，同时产生焊接裂纹的几率增加，影响构件整体的安全使用。因此，亟待研究开发在大线能量焊接条件下，能够有效抑制焊缝金属和焊接热影响区奥氏体晶粒粗化，及其在随后的相变过程中能够促成晶粒组织细化的相关技术。
90年代初，国外学者提出了“氧化物冶金”(0xides Metallurgy)新概念，并由此在国际范围内出现了一种使钢中夹杂物变害为利的钢材组织控制新技术。该技术既有的研究结果表明，Ca、Mg、Zr、RE等合金元素与钢中的O、S具有极强的亲和力，在钢材冶炼过程中能够形成高熔点的氧化物、硫化物及其复合化合物，例如CaO、CeO2、MgO、CaS等的熔点均超过2500℃，热稳定性非常好。这类高熔点且弥散分布的微细第二相粒子，在高温下能够有效钉扎和阻止奥氏体晶粒长大，同时，这些微细的非金属夹杂物在焊后的冷却过程中还有利于促进晶内细密状针状铁素体的形成，缩小焊接部位和基材性能的差异，大幅度提高焊接接头的综合使用性能。氧化物冶金技术目前已被广泛应用于大线能量焊接用钢的工业生产。
中国专利CN101724774A提出了一种“可大线能量焊接厚钢板制造过程中添加镁的方法”，CN102191356A提出了一种“大线能量焊接厚钢板的夹杂物控制方法”，是通过在锭模底部添加Ni-Mg合金的方式加入Mg脱氧剂，对钢中的夹杂物进行微细化控制，使钢液中小于3μm的夹杂物所占比例大于或等于80％，夹杂物面密度大于或等于300个/mm2；还有中国专利CN103938065A介绍了“一种大线能量焊接用钢中复合添加镁钛的方法”，其在连铸前分别在中间包喂入Mg-Y-Ni合金丝和Ti合金丝，从而可以稳定地在钢液中获得5～30ppm的镁含量以及0.005～0.020％的钛含量，可以在钢中获得大量粒度范围0.5～3μm的细小镁钛复合氧化物粒子。但是上述三项技术中都没有具体涉及到大线能量焊接厚钢板的制造方法及其对大线能量焊接性能指标的预期。
CN107177716 A介绍了“一种用于大线能量焊接用微合金钢的生产方法”，在HYE海洋平台用钢的实施例中，将金属Mg挤压成Ф4mm的金属镁线，外层包覆一层厚度0.5mm的金属铝带，再用厚度0.45mm的低碳钢带紧密包覆成直径为Ф9mm的Al-Mg合金包芯线，在控制钢水中[O]在45PPm后，以3m/秒的喂线速度按每吨钢水0.10m的喂线量喂入Al-Mg合金包芯线，制成厚度为30mm的HYE海洋平台钢板，采用150kJ/cm大线能量焊接时，钢板与焊接熔合线+1mm 1/4处-40℃冲击韧性值达到140J。该技术在镁的添加方法和提高镁的利用率方面有创意，但采用该项技术制造的30～40mm钢板只能承受150kJ/cm的最大线能量，离目前市场的实际需求相差甚远，至今未见工业批量生产业绩报导。
CN103215507介绍了“一种提高大线能量焊接性能的钢板冶炼方法”，该发明采用120t顶底复吹转炉-LF钢包炉精炼-VD真空精炼-连铸工艺，通过精确控制氧含量≤150ppm范围后，严格按照Ti铁—Al线—Ni-Mg线—Ca线顺序添加合金，且控制间隔时间不超过5min，使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。实施例的60mm钢板在线能量160kJ/cm～400kJ/cm范围内，焊接热影响区-40℃的冲击韧性值全部＞100J，满足400kJ/cm的大线能量焊接性能要求。但由于其生产工艺比较复杂且需要添加价格昂贵的Ni-Mg合金包芯线，导致吨钢冶炼成本至少需要增加300元以上。该技术产品或因销售价格因素，至今也未见大面积推广应用业绩报导，亟待研究开发新的替代技术。
发明内容
本发明的目的在于提供一种复合包芯线和大线能量焊接用钢的制备方法，该复合包芯线价格适中且生产工艺相对简单，能够替代目前国内外钢铁企业生产大线能量焊接用钢时常用的Ni-Mg合金包芯线。本发明的复合包芯线基于氧化物冶金基本原理，选择多种合金的复合添加方式，通过合理的芯粉化学成分设计，融炼钢过程中的深脱氧、深脱硫及夹杂物无害化控制诸功能于一身，充分利用冶金过程化学反应实现钢中夹杂物的微细化、球状化、弥散化及复合化控制。
为实现上述目的，本发明所采用的技术方案如下：
一种复合包芯线，是由管状的包芯线外壳及充填于该管状外壳内的合金芯粉组成，按重量百分含量计，所述合金芯粉的化学组成如下：
Si 10～45％，Mn 1.0～5.0％，Al 1.0～10％，P≤0.06％，S≤0.025％，助剂元素20～35％，其余为Fe及不可避免杂质。所述合金芯粉中可以不含Ti，也可以含有20～35wt.％的Ti。
所述合金芯粉优选的化学组成如下(wt.％)：
Si 15～25％，Ti 22～28％，Mn 1.5～2.5％，Al 5～8％，P≤0.06％，S≤0.025％，助剂元素20～30％，其余为Fe及不可避免杂质。
所述合金芯粉更优选的化学组成为如下两种：
第一种组成(wt.％)：Si 18.00％，Ti 25.00％，Mn 2.00％，Al 6.00％，P≤0.025％，S≤0.025％，助剂25.00％，其余为Fe及不可避免的杂质；
第二种组成(wt.％)：Si 38.00％，Mn 1.00％，Al 1.50％，P≤0.025％，S≤0.025％，助剂元素23.00％，其余为Fe及不可避免的杂质。
所述合金芯粉中的助剂元素为Mg、Ca、Zr和RE中的至少两种；所述助剂元素中，Mg为0～15％，Ca和/或Zr为5～25％，RE为1.0～10％，RE为Ce和/或La。
所述包芯线外壳为SPCC冷轧钢带，冷轧钢带厚度0.35-0.7mm，包芯线直径9～13mm。
该复合包芯线的制备过程为：首先准备原料粉末，原料粉末粒度≤3mm；将原料粉末按所述合金芯粉的组成混合，通过混粉机混合均匀后，采用冷轧钢带经冷弯成型机组包覆制成所需规格的包芯线。
利用所述复合包芯线进行大线能量焊接用钢的制备，其制备方法包括以下步骤：
(1)确定大线能量焊接用钢化学成分；
(2)进行转炉冶炼后，将钢水置于LF钢包炉内进行一次精炼，再进行RH或VD真空二次精炼，将二次精炼后的钢水采用连铸工艺制成厚度260～350mm连铸板坯；
(3)将连铸坯堆垛放置24小时以上后，通过加热炉在1100～1250℃温度条件下加热不少于4小时，然后进行粗轧和精轧；所述粗轧的开轧温度1050～1100℃，粗轧道次变形量20～30％，粗轧至成品板厚的2.0～3.5倍时开始待温冷却，冷却至820～900℃时进行精轧，精轧道次变形量10～30％，精轧终温度780～880℃。
(4)精轧完成后对所得钢板采用加速冷却ACC或超快速冷却UFC装置，以≥15℃/s的速度冷却至500～750℃，获得厚度20～100mm的钢板。
上述步骤(2)中，当钢水到达LF钢包炉进行一次精炼时，控制钢水温度达到1560℃±10℃时，先依次加入锰铁和硅铁控制氧含量≤100ppm；如果所用复合包芯线中不含Ti元素时，则需控制钢水氧含量≤100ppm后，先加入占钢水总重量0.015～0.022％的Ti元素后，再喂入所述不含Ti的复合包芯线；如果所用复合包芯线中含Ti元素，则在控制钢水氧含量≤100ppm后，直接喂入含Ti的复合包芯线；所述含Ti或不含Ti的复合包芯线均以200～300m/min的喂线速度按每吨钢水需1.3～3.3公斤的比率喂入钢水中，喂线结束后搅拌2～4分钟，然后进行LF钢包炉造渣、脱硫和合金化，当LF炉精炼结束时，应控制炉渣中FeO和MnO的质量百分比≤1.5％。
本发明的原理及优点在于：
1、传统LF精炼工序中常采用多道次分别喂入Ti线、Al线、Ni-Mg线和Ca线等合金的添加模式，而本发明则采用多种合金复合成包芯线后，采用单道次的一次性喂入方式，这有利于减少合金喂入次数，缩短精炼时间、简化生产工艺，在提高生产效率的同时还有利于抑制夹杂物的聚集和长大过程；
2、本发明制备的复合包芯线中，Si、Ti、Mn、Al主要作为炼钢脱氧剂，占比60～80％；Mg、Ca、Zr、RE主要作为控制钢中夹杂物微细化、球状化及复合化助剂存在，占比20～35％。本发明将Mg、Ca、Zr、RE等特种合金混入Si、Ti、Mn、Al脱氧剂后以包芯线方式喂入钢液时，脱氧剂还将起到缓释剂的作用，稀释了特种合金浓度，可以显著降低Mg、Ca合金的高温反应烈度，避免造成钢水翻腾、喷溅、白光等现象，巧妙突破长期困扰钢铁冶金行业的“Mg、Ca合金喂入难”技术瓶颈，有效提高了冶炼工艺稳定性、生产安全性和特种合金收得率；
3、本发明包芯线中作为脱氧剂存在的Ti在合适的氧含量条件下喂入钢水时，非常容易与钢中的O、N结合生成Ti2O3、TiN等有利夹杂物，这些夹杂物再与钢中Mn、Si、Mg、Zr、RE、Ca和Al的氧化物和/或硫化物产生交互作用，形成大量尺寸细小、弥散分布且化学结构多样化的高熔点复合夹杂物。由于这些微细夹杂物的大量存在，在高温下能够有效钉扎和阻止奥氏体晶粒长大，在焊接热影响区(HAZ)组织的冷却相变过程中，还能够在原奥氏体晶粒内以这些有利夹杂粒子为异质形核核心诱导生成大量具有大角度晶粒取向的细密状针状铁素体或多位向贝氏体，大幅度提高HAZ区低温冲击韧性，从而使大线能量或超大线能量焊接用钢的工业制造成为可能。
4、由于本发明的包芯线中含有Mg、Ca、Zr和RE中的至少两种，这将有助于更多微细MO2类氧化物的生成，由于MO2氧化物粒子的晶格结构与MnS非常接近，因此钢中的MnS很容易被吸附到这些氧化物附近，组成尺寸小于5μm的球状复合夹杂物。这种微细的球状MnS复合夹杂物与常规工艺冶炼钢中生成的长条形链状MnS夹杂相比，可以大幅度提高钢材的低温冲击韧性、大线能量焊接性能和抗氢致腐蚀开裂等性能。
5、本发明的包芯线可以用于制造船舰、海洋工程、桥梁及高层建筑领域常用的大线能量焊接用TMCP态厚钢板。工业实践结果表明，采用本发明技术制造的厚度20～40mm的EH36造船钢板在线能量200～300kJ/cm条件下采用FCB埋弧焊接后HAZ区熔合线+2mm处的-40℃冲击韧性可以达到200J以上；厚度40～60mm钢板在线能量300～600kJ/cm条件下采用EGW焊接后HAZ区熔合线+2mm处的-40℃冲击韧性值≥170J；厚度70～100mm钢板在线能量600～800kJ/cm条件下采用ESW焊接后HAZ区熔合线+2mm处的-40℃冲击韧性值≥130J。除此之外，本发明的包芯线及其钢中夹杂物微细化、球状化和复合化控制技术还可以用于制造屈服强度490MPa以上级别调质态大线能量焊接用石油储罐钢、大型容器钢、水电用钢及高强高韧免预热焊接工程机械用钢、X80以上级别抗HIC管线钢及C110以上级别耐硫化氢腐蚀油井管用钢等。
6、由于本发明的包芯线中不含价格昂贵的Ni元素，有望使大线能量焊接用钢制造时需额外增加的合金成本从现行工艺的≥300元/吨钢降低至≤100元/吨钢，经济效益和社会效益显著，有助于国产大线能量焊接用钢的大面积推广应用。
附图说明
图1为本发明复合包芯线截面示意图；
图2为本发明技术冶炼钢和常规工艺冶炼钢中含钛复合夹杂物大小及分布状态对比；其中：(a)实施例1；(b)对比例1。
图3为本发明技术冶炼钢和常规工艺冶炼钢的焊接热影响区微观组织对比；其中：(a)实施例1；(b)对比例1。
具体实施方式
下面结合附图与实施例详述本发明。以下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，凡采用等同变换或等效替换方式形成的技术方案，均应落入本发明权利要求的保护范围内。
本发明实施例与对比例的基础钢均参照GB 712-2011标准中EH36造船钢板的化学成分范围，具体为(wt.％)：C≤0.18％，Si≤0.50％，Mn 0.9～1.6％，P≤0.025％，S≤0.025％，Ti≤0.02％，V 0.05～0.10％，Nb 0.02～0.05％，Al 0.001～0.03％，Fe为余量。
实施例1：
本实施例为制备用于大线能量焊接EH36造船钢板使用的含Ti复合包芯线，如图1所示，该复合包芯线由管状的包芯线外壳及充填于该管状外壳内的合金芯粉组成，芯粉化学成分为(wt.％)：Si 18.00％，Ti 25.00％，Mn 2.00％，Al 6.00％，P≤0.025％，S≤0.025％，助剂元素25.00％，其余为Fe及不可避免的杂质。
其中助剂元素为Mg、Ca、Zr和RE中至少两种；所述助剂元素中，Mg 0～15％，Ca或/和Zr为5～20％，RE(Ce或La)为1～10％。
按照上述合金芯粉的组成制备原料粉末，原料粉末粒度≤3mm，将各原料粉末按芯粉配比混合，通过混粉机混合均匀后，采用厚度0.55mm、宽度55mm的SPCC冷轧软钢带包覆制成直径13mm包芯线，包芯线重量为0.6kg/m。
实施例2：
本实施例为制备用于大线能量焊接EH36造船钢板使用的不含Ti复合包芯线，如图1所示，该复合包芯线由管状的包芯线外壳及充填于该管状外壳内的合金芯粉组成，芯粉化学成分为(wt.％)：Si 38.00％，Mn 1.00％，Al 1.50％，P≤0.025％，S≤0.025％，助剂元素23.00％，其余为Fe及不可避免的杂质。
其中助剂元素为Mg、Ca、Zr和RE中至少两种；所述助剂元素中，Mg 0～15％，Ca或/和Zr为5～20％，RE(Ce或La)为1～10％。
按照上述合金芯粉的组成制备原料粉末，原料粉末粒度≤3mm，将各原料粉末按芯粉配比混合，通过混粉机混合均匀后，采用厚度0.55mm、宽度55mm的SPCC冷轧软钢带包覆制成直径13mm包芯线，包芯线重量为0.55kg/m。
实施例3：
利用实施例1制备的含Ti复合包芯线制备大线能量焊接用EH36造船钢板，过程如下：
采用120吨转炉冶炼-LF钢包炉精炼-VD真空精炼-连铸工艺制成厚度260mm连铸坯。铸坯的化学成分按质量百分比含C 0.09％，Si 0.23％，Mn 1.58％，Ti 0.02％，Al0.021％，Ca 0.0015％，Ce 0.0013％，Zr 0.003％，Mg 0.0035％,P 0.008％，S 0.002％，其余为Fe。
上述冶炼工序中，当钢水到达LF钢包炉进行精炼时，控制钢水温度达到1560℃±10℃，通过加入锰铁和硅铁控制钢液氧含量达到50ppm时，以250m/min的喂线速度喂入实施例1制备的含Ti复合包芯线380米，喂线结束后吹氩搅拌3分钟后进行正常的LF炉造渣、脱硫和合金化，LF炉精炼结束时，控制炉渣中FeO+MnO的质量百分比≤1.5％。
将连铸坯堆垛放置24小时后，移送加热炉经5小时加热至1150℃后进行粗轧和精轧；控制粗轧开轧温度1100℃，粗轧道次变形量20～30％，粗轧完成后待温冷却时的中间坯厚度按热轧板厚度的2.5倍控制；精轧开轧温度835℃，道次变形量15～20％，终轧温度830℃；精轧完成后迅速移送至超快速冷却装置(FUC)，以≥30℃/s的冷却速度冷却至550℃，制成60mm大线能量焊接EH36造船钢板。
实施例4：
利用实施例2制备的不含Ti复合包芯线制备大线能量焊接用EH36造船钢板，过程如下：
采用120吨转炉冶炼-LF钢包炉精炼-VD真空精炼-连铸工艺制成厚度260mm连铸坯。铸坯的化学成分按质量百分比含C 0.08％，Si 0.25％，Mn 1.55％，Ti 0.018％，Al0.023％，Ca 0.0020％，Ce 0.0013％，Zr 0.002％，Mg 0.0045％，P 0.008％，S 0.002％，其余为Fe。
上述冶炼工序中，当钢水到达LF钢包炉进行精炼时，控制钢水温度达到1560℃±10℃，通过加入锰铁和硅铁控制钢液氧含量达到45ppm时，加入占钢水总重量含Ti0.015～0.022％的合金后，再以250m/min的喂线速度喂入实施例2制备的包芯线800米，喂线结束后吹氩搅拌3分钟后进行正常的LF炉造渣、脱硫和合金化，LF炉精炼结束时，控制炉渣中FeO+MnO的质量百分比≤1.5％。
将连铸坯堆垛放置24小时后，移送加热炉经5小时加热至1150℃后进行粗轧和精轧；控制粗轧开轧温度1100℃，粗轧道次变形量20～30％，粗轧完成后待温冷却时的中间坯厚度按热轧板厚度的2.5倍控制；精轧开轧温度835℃，道次变形量15～20％，终轧温度830℃；精轧完成后迅速移送至超快速冷却装置(FUC)，以≥30℃/s的冷却速度冷却至550℃，制成60mm大线能量焊接EH36造船钢板。
实施例5
利用实施例1制备的包芯线制备大线能量焊接用EH36造船钢板，过程如下：
采用120吨转炉冶炼-LF钢包炉精炼-VD真空精炼-连铸工艺制成厚度260mm连铸坯。铸坯的化学成分按质量百分比含C 0.08％，Si 0.25％，Mn 1.56％，Ti 0.02％，V0.03％，Al 0.023％，Ca 0.0017％，Ce 0.0012％，Zr0.0035％，Mg 0.0034％，P 0.009％，S0.0025％，其余为Fe。
上述冶炼工序中，当钢水到达LF钢包炉进行精炼时，控制钢水温度达到1560℃±10℃，通过加入锰铁和硅铁控制钢液氧含量达到40ppm时，以250m/min的喂线速度喂入优选的本发明包芯线380米，喂线结束后吹氩搅拌3分钟后进行正常的LF炉造渣、脱硫和合金化，LF炉精炼结束时，控制炉渣中FeO+MnO的质量百分比≤1.5％。
将连铸坯堆垛放置24小时后，移送加热炉经5小时加热至1150℃后进行粗轧和精轧；控制粗轧开轧温度1100℃，粗轧道次变形量20～30％，粗轧完成后待温冷却时的中间坯厚度按热轧板厚度的2.5倍控制；精轧开轧温度850℃，道次变形量15～20％，终轧温度845℃；精轧完成后迅速移送至超快速冷却装置(FUC)，以≥30℃/s的冷却速度冷却至600℃，制成40mm厚EH36大线能量焊接造船钢板。
实施例6
利用实施例1制备的包芯线制备大线能量焊接用EH36造船钢板，过程如下：
采用120吨转炉冶炼-LF钢包炉精炼-VD真空精炼-连铸工艺制成厚度350mm连铸坯。实施例3钢的化学成分按质量百分比含C 0.08％，Si 0.22％，Mn 1.53％，Ti 0.018％，Nb 0.025％，V 0.035％，Al 0.022％，Ca 0.0015％，Ce 0.0013％，Zr0.0037％，Mg0.0030％，P 0.007％，S 0.003％，其余为Fe。
上述冶炼工序中，当钢水到达LF钢包炉进行精炼时，控制钢水温度达到1560℃±10℃，通过加入锰铁和硅铁控制钢液氧含量达到30ppm时，以250m/min的喂线速度喂入优选的本发明包芯线380米，喂线结束后吹氩搅拌3分钟后进行正常的LF炉造渣、脱硫和合金化，LF炉精炼结束时，控制炉渣中FeO+MnO的质量百分比≤1.5％。
将连铸坯堆垛放置24小时后，移送加热炉经5小时加热至1150℃后进行粗轧和精轧；控制粗轧开轧温度1100℃，粗轧道次变形量20～30％，粗轧完成后待温冷却时的中间坯厚度按热轧板厚度的2倍控制；精轧开轧温度830℃，道次变形量15～20％，终轧温度850℃；精轧完成后迅速移送至超快速冷却装置(FUC)，以≥30℃/s的冷却速度冷却至650℃，制成100mm厚大线能量焊接EH36造船钢板。
对比例1
对比例1制备的是不具备大线能量焊接性能的普通EH36造船钢板，对比例1钢采用120吨转炉冶炼-LF钢包炉精炼-VD真空精炼-连铸工艺制成厚度260mm连铸坯。铸坯的化学成分按质量百分比含C 0.09％，Si 0.25％，Mn 1.55％，Ti 0.019％，Nb0.03％，V 0.05％，Al 0.035％，Ca 0.0035％，P 0.01％，S 0.005％，其余为Fe。
上述对比例1钢冶炼过程中，钢水到达LF炉进行精炼时，不采用氧化物冶金工艺，即按传统冶炼工艺脱氧、脱硫、造渣和合金化，不刻意控制合金添加顺序、无需控制氧含量≤100ppm，无需喂入本发明的复合包芯线，精炼后期按传统工艺喂铝线和喂钙线。
将连铸坯堆垛放置24小时后，移送加热炉经5小时加热至1150℃后进行粗轧和精轧；控制粗轧开轧温度1100℃，粗轧道次变形量20～30％，粗轧完成后待温冷却时的中间坯厚度按热轧板厚度的2.5倍控制；精轧开轧温度900℃，道次变形量20～30％，终轧温度880℃；精轧完成后迅速移送至超快速冷却装置(FUC)，以≥30℃/s的冷却速度冷却至650℃，制成60mm厚EH36普通造船钢板。
实施例7
将实施例3-4和对比例1制备的60mm厚EH36造船钢板加工成单V型坡口焊接试板，根据中国船级社制定的《材料与焊接规范2018》，在线能量200至460kJ/cm条件下，采用YS-EGW-D气电立焊机(EGW)和日本进口直径1.6mm的DW-S60G药芯焊丝进行了大线能量焊接。
由于实施例3采用的包芯线中含有足量Ti，在合适的氧含量条件下喂入时，作为脱氧剂的Ti与钢中的O、N结合生成Ti2O3、TiN等有利夹杂物后，再与钢中Mn、Si、Mg、Zr、RE、Ca和Al的氧化物和/或硫化物产生交互作用，形成尺寸细小、弥散分布且化学结构多样化的高熔点复合夹杂物。这些复合夹杂物的粒径范围约为0.01～0.55μm，面积密度≥2.9×106个/mm2，数量是常规工艺冶炼钢的4倍以上，实施例3钢中的夹杂物大小及分布状态与对比例1钢的比较如图2所示，由图2可见，常规工艺冶炼的对比例钢中夹杂物粗大呈聚集状分布，而实施例钢中的夹杂物得到了充分粉碎、细化呈弥散状分布，由于这些微细且弥散分布的夹杂物大量存在，在高温下能够有效钉扎和阻止奥氏体晶粒长大，在焊接热影响区(HAZ)组织的冷却相变过程中，还能够在原奥氏体晶粒内以这些有利夹杂粒子为异质形核核心诱导奥氏体晶内生成大量具有大角度晶粒取向的细密状针状铁素体(AF)，实施例3钢和对比例1钢的焊接热影响区微观组织对比如图3所示。由图3可见，实施例3钢焊接热影响区的AF体积分数达到80％以上，从而可以大幅度提高大线能量焊接HAZ区的低温冲击韧性。
经EGW不同线能量焊接后焊接热影响区的低温冲击韧性值与基材常规力学性能的对比如表1所示。从表1数据可见，实施例3～4和对比例1基材的常规力学性能均能满足GB712-2011标准中EH36造船钢板的技术条件要求。但在线能量为200kJ/cm～460kJ/cm条件下进行EGW施焊后，实施例3～4钢板的焊接热影响区熔合线+2mm 1/4处-40℃冲击韧性值均达到170J以上，远远高于GB 712-2011标准要求，而对比例1钢板的值仅分别为25J、18J、15J，达不到GB 712-2011标准要求。这说明采用本发明实施例1和实施例2制备的包芯线制成实施3和实施例4的大线能量焊接EH36造船钢板时，均具有很高的HAZ区低温冲击韧性，具有很好的推广应用前景。
此外，从表1的数据还可以发现，对比例1钢常规力学性能中的-40℃冲击韧性值达到225J，这已是普通EH36造船钢板的极好水平了，可是本发明技术用于制造实施例3～4的大线能量焊接EH36造船钢板时，其常规力学性能中的-40℃冲击韧性值却可以达到320～345J的更高值，这说明如果本发明的技术用于制造非大线能量焊接用的普通EH36造船钢板时，其-40℃冲击韧性值同样可以从225J提高近100J，达到320～345J的更高水平。由此可见，本发明的技术若用于提高诸多(非大线能量焊接)普通钢或特殊钢的综合使用性能时，同样效果显著、行之有效，具有很好的推广应用前景。
表1 实施例3-4和对比例1钢的常规力学性能和焊接热影响区冲击韧性对比
Figure BDA0002499909150000121
实施例8：
采用实施例5制备的20-40mm厚EH36造船钢板，在线能量200～300kJ/cm条件下采用日产NSSW.Y-DL焊丝配NSH-55ER焊剂经FCB三丝埋弧焊接后HAZ区熔合线+2mm处的-40℃冲击韧性值≥200J；采用实施例6制备的70-100mm厚EH36造船钢板在线能量600～800kJ/cm条件下采用电渣焊(ESW)焊接后HAZ区熔合线+2mm处的-40℃冲击韧性值≥130J。说明采用本发明技术制造的EH36造船钢板，在厚度20-100mm范围内和在线能量200～800kJ/cm条件下，适应于不同焊接方式的大线能量焊接。

Claims (10)

1.一种复合包芯线，其特征在于：该复合包芯线是由管状的包芯线外壳及充填于该管状外壳内的合金芯粉组成，按重量百分含量计，所述合金芯粉的化学组成如下：Si 10～45％，Mn 1.0～5.0％，Al 1.0～10％，P≤0.06％，S≤0.025％，助剂元素20～35％，其余为Fe及不可避免杂质。
2.根据权利要求1所述的复合包芯线，其特征在于：按重量百分含量计，所述合金芯粉的化学组成如下：
Si 38.00％，Mn 1.00％，Al 1.50％，P≤0.025％，S≤0.025％，助剂元素23.00％，其余为Fe及不可避免的杂质。
3.根据权利要求1所述的复合包芯线，其特征在于：所述合金芯粉中还可以含有20～35wt.％的Ti。
4.根据权利要求3所述的复合包芯线，其特征在于：按重量百分含量计，所述合金芯粉的化学组成如下：
Si 15～25％，Ti 22～28％，Mn 1.5～2.5％，Al 5～8％，P≤0.06％，S≤0.025％，助剂元素20～30％，其余为Fe及不可避免杂质。
5.根据权利要求1所述的复合包芯线，其特征在于：按重量百分含量计，所述合金芯粉的化学组成如下：
Si 18.00％，Ti 25.00％，Mn 2.00％，Al 6.00％，P≤0.025％，S≤0.025％，助剂25.00％，其余为Fe及不可避免的杂质。
6.根据权利要求1-5任一所述的复合包芯线，其特征在于：所述助剂元素为Mg、Ca、Zr和RE中的至少两种；所述助剂元素中，Mg为0～15％，Ca和/或Zr为5～25％，RE为1.0～10％，RE为Ce和/或La。
7.根据权利要求1-5任一所述的复合包芯线，其特征在于：所述包芯线外壳为SPCC冷轧钢带，冷轧钢带厚度0.35-0.7mm，包芯线直径9～13mm。
8.根据权利要求7所述的复合包芯线，其特征在于：该复合包芯线的制备过程为：首先准备原料粉末，原料粉末粒度≤3mm；将原料粉末按所述合金芯粉的组成混合，通过混粉机混合均匀后，采用冷轧钢带经冷弯成型机组包覆制成所需规格的包芯线。
9.一种利用权利要求1-5任一所述复合包芯线进行的大线能量焊接用钢制备方法，其特征在于：该制备方法包括以下步骤：
(1)确定大线能量焊接用钢化学成分；
(2)进行转炉冶炼后，将钢水置于LF钢包炉内进行一次精炼，再进行RH或VD真空二次精炼，将二次精炼后的钢水采用连铸工艺制成厚度260～350mm连铸板坯；
(3)将连铸坯堆垛放置24小时以上后，通过加热炉在1100～1250℃温度条件下加热不少于4小时，然后进行粗轧和精轧；所述粗轧的开轧温度1050～1100℃，粗轧道次变形量20～30％，粗轧至成品板厚的2.0～3.5倍时开始待温冷却，冷却至820～900℃时进行精轧，精轧道次变形量10～30％，精轧终了温度780～880℃；
(4)精轧完成后对所得钢板采用加速冷却ACC或超快速冷却UFC装置，以≥15℃/s的速度冷却至500～750℃，获得厚度20～100mm钢板。
10.根据权利要求9所述的大线能量焊接用钢的制备方法，其特征在于：步骤(2)中，当钢水到达LF钢包炉进行一次精炼时，控制钢水温度达到1560℃±10℃时，先依次加入锰铁和硅铁控制氧含量≤100ppm；如果所用复合包芯线中不含Ti元素时，则在控制钢水氧含量≤100ppm后，先加入占钢水总重量0.015～0.022％的Ti元素后，再喂入所述不含Ti的复合包芯线；如果所用复合包芯线中含Ti元素，则在控制钢水氧含量≤100ppm后，直接喂入含Ti的复合包芯线；所述含Ti或不含Ti的复合包芯线均以200～300m/min的喂线速度按每吨钢水需1.3～3.3公斤的比率喂入钢水中，喂线结束后搅拌2～4分钟，然后进行LF钢包炉造渣、脱硫和合金化，当LF炉精炼结束时，应控制炉渣中FeO和MnO的质量百分比≤1.5％。
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