CN112760564B - 一种可大线能量焊接的510l钢及生产制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种可大线能量焊接的510L钢及生产制造方法，属于汽车用钢领域。材料成分为：C:0.04～0.09％,Si:0.05～0.35％,Mn:1.40～1.80％,P:≤0.025％,S:≤0.01％,Al：0.01％～0.06％,Ti:0.01～0.05％,Zr:0.01～0.03％，其余为铁及杂质。生产工艺流程为高炉铁水→KR铁水脱硫预处理→转炉冶炼→LF钢包精炼→RH真空精炼→板坯连铸→坯料加热→热连轧轧制→卷取→空冷。热连轧过程中，坯料加热温度为1150～1250℃。轧制过程分为奥氏体再结晶区轧制和奥氏体未再结晶区轧制，轧后采用空冷，得到焊接用低合金高强汽车用钢。钢中利用Zr与钢液中的O反应生成含Zr氧化物夹杂进行脱氧；且生成的细小含Zr氧化物夹杂在焊接热循环升温过程阻止奥氏体长大；此外，利用生成的细小含Zr氧化物夹杂在焊接热循环冷却过程中能促进晶内铁素体形核，从而提高热影响区的冲击韧性。

Description

一种可大线能量焊接的510L钢及生产制造方法
技术领域
本发明属于汽车用钢领域，涉及一种可大线能量焊接的510L钢及生产制造方法。
背景技术
进入21世纪以来，汽车工业发展的重要趋势是在保证安全性能的前提下追求整车的轻量化，以达到车辆运营的经济性，同时降低油耗和减少尾气排放。为实现汽车轻量化，使得目前的汽车用钢普遍追求高强高韧。一般而言，随着强度的提高，钢的冲击韧性和焊接性能将会下降，焊接裂纹敏感性增加。对于传统低合金钢而言，大热输入焊接技术的采用使母材热影响区温度最高达到1300℃以上，经历焊接热循环后热影响区奥氏体晶粒急剧长大，尤其是粗晶热影响区形成严重粗化的微观组织，从而造成这一区域极易发生脆化。较大的焊接热输入造成焊接热影响区较宽，高温停留时间长，焊后在粗大的奥氏体晶粒内部容易出现三种类型的组织：即粗大的晶界铁素体组织、沿着晶界向内生长的魏氏组织以及晶内大量分布的粒状贝氏体组织。由于解理裂纹很容易沿着上述组织扩展，造成焊接热影响区韧性极差。
在大热输入焊接的情况下，传统的利用微合金元素形成超细碳氮化物改善热影响区强度和韧性的方法收效甚微，因为微合金碳氮化物会溶解和粗化，弱化了热影响区的强度和韧性。为满足大热输入焊接要求，需要第二相粒子有较高的热稳定性，在此温度下不能发生溶解和粗化。为此，国内外近年来广泛探索了氧化物冶金对改善热影响区性能的可能性。该技术的关键是利用钢的冶炼过程中形成的氧化物粒子诱发晶内铁素体形核和利用氧化物、硫化物等第二相粒子在奥氏体晶界的形成阻止奥氏体晶粒长大。
在以往氧化物冶金的研究中，关于Ti氧化物促进铁素体形核机理方面的工作最为集中，且能实现较高的焊接热输入。而锆元素在周期表中属于IVB族副族元素，和Ti一样，Zr是一个强碳、氮化物形成元素，也是一个强氧化物形成元素，其氧化物熔点比Ti氧化物要高很多。钢中添加微量的Zr能形成大量含锆复合氧化物夹杂，可以显著改善含Ti氧化物的形态，提高大热输入焊接时焊接热影响区的韧性；已有的研究指出含镁夹杂物与钢的润湿角比较小，不易形成大的夹杂物；含镁夹杂物与钢中铁素体之间的错配度更小，而且含镁夹杂物周围会形成贫锰区，这使含镁夹杂物有着较好的晶内铁素体形核诱导能力，从而为镁处理改善母材与焊接区性能应用提供了可能。由此可以想到除了Ti的氧化物冶金之外，Zr、Mg加入钢中，也能对焊接热影响区，特别是大热输入焊接的热影响区的组织与性能产生积极影响。
发明内容
针对现有技术的不足，本发明提供了一种可大线能量焊接的510L钢及生产制造方法。通过在510L低合金钢中加入微量的Zr，利用Zr与钢液中的O反应生成含Zr氧化物夹杂进行脱氧。并且，通过调控新生成的细小含Zr氧化物夹杂，使之在焊接热循环升温过程阻止奥氏体长大；此外，生成的细小含Zr氧化物夹杂还能够在焊接热循环冷却过程中能促进晶内铁素体形核。通过控轧控冷工艺将钢坯在再结晶区和未再结晶区两阶段轧制，从而获得所需要的钢板成品。本发明在Ti处理钢的研究基础上，添加微量的Zr元素，详细分析微量Zr元素对Ti处理钢中夹杂物的形成及其对焊接热影响区组织和韧性影响机理，力求提高510L低合金高强钢的大热输入焊接性。
本发明的510L钢，以获得优异的焊接性能出发，在考虑各合金元素影响大热输入焊接热影响区韧性的基础上优化成分设计，其化学成分按重量百分比含C:0.04～0.09％,Si:0.05～0.35％,Mn:1.40～1.80％,P:≤0.025％,S:≤0.01％,Al：0.01％～0.06％,Ti:0.01～0.05％,Zr:0.01～0.03％，其余为铁及不可避免的杂质。
一种如上所述的可大线能量焊接的510L钢及生产制造方法，工艺步骤及控制的技术参数如下：
(1)按化学成分百分比分别称取原料，采用高炉铁水→KR铁水脱硫预处理→转炉冶炼→LF钢包精炼→RH真空精炼→板坯连铸的传统长流程工艺生产得到1000～1800mm宽200～250mm厚的连铸板坯；
(2)对坯料进行均热处理，控制坯料在1150～1250℃范围内，加热3～5小时，使钢中的微合金元素充分固溶；
(3)将经步骤(2)所得的1000～1800mm宽×200～250mm厚的坯料进行除磷后热轧，粗轧开轧温度设定在1100℃以上，粗轧终轧温度设定在1000℃以上，累积压下率控制在70％～80％之间；
(4)将经步骤(3)得到的粗轧中间坯空冷待温至精轧开轧温度；
(5)将经步骤(4)得到的粗轧中间坯进行精轧，精轧开轧温度设定在880～920℃左右，精轧终轧温度设定在810～850℃左右，累积压下率控制在50％～85％之间；
(6)将经步骤(5)得到的精轧板进行层流冷却，使钢板冷却均匀、不发生因冷却不均匀而造成的弯曲变形，确保板形质量；层流冷却结束之后进行卷取，卷取温度控制在560～620℃之间。
进一步地，步骤(3)所述粗轧工艺为：进行6～10道次轧制，每道次压下率控制在15％～30％之间，粗轧后钢板的厚度为35～50mm。
进一步地，步骤(5)所述精轧工艺为：进行4～7道次轧制，每道次压下率控制在12％～25％之间；
本发明最终所制备的510L低合金高强钢的厚度为6～20mm。
钢板在焊接过程中，由于受到焊接热循环的影响，焊接热影响区常常成为整个焊接接头薄弱环节。氧化物冶金技术为大热输入焊接用钢的研发开辟了新路径，目前在该领域内的课题主要集中在Ti氧化物改善焊接热影响区韧性方面。锆元素在周期表中属于IVB族副族元素，和Ti一样，Zr是一个强碳、氮化物形成元素，也是一个强氧化物形成元素，其氧化物熔点比钛氧化物熔点高。并且，Zr元素添加到含Ti钢中，形成大量Zr、Ti复合氧化物夹杂，显著改善含Ti氧化物的形态，提高了大热输入焊接热影响区的韧性。本发明详细分析了510L钢的焊接热影响区组织和性能的变化，对于提高510L钢的焊接性能具有重要的意义。
本发明的关键点在于：传统观点普遍认为，钢中的夹杂物对钢的性能是有害的；在热循环过程中，焊接粗晶热影响区中的第二相粒子发生了明显的粗化而大尺寸的夹杂物不能起到促进晶内铁素体形核的作用。粗大的M/A岛组织及大尺寸夹杂物的存在是造成Ti处理低合金钢在大热输入下低温冲击韧性差的主要原因。本发明通过氧化物冶金技术，在510L钢中加入一定量的Zr元素，有效地促进了钢中非金属夹杂物的细化。在Ti处理的基础上加入微量Zr处理的510L低合金高强钢，在母材及粗晶热影响区中调控夹杂物的产生，形成大量弥散分布的以ZrO2为主的复合型夹杂物，ZrO2周围被MnS所包裹，形态多为椭圆形，尺寸非常细小。这种复合型夹杂物位于原始奥氏体晶粒内部，晶内铁素体以其为核心向外辐射生长，止于奥氏体晶界，从而将粗大的奥氏体分割开来，达到晶粒细化的作用，提高了510L钢的低温韧性。以ZrO2为主的复合型夹杂物的产生使得夹杂物周围的Mn浓度降低，提高了奥氏体向铁素体转变的相变温度，从而增加了铁素体的相变驱动力。因此，热影响区组织中的针状铁素体比例会明显提高，有利于阻止晶界处侧板条铁素体的生长。针状铁素体特有的交错结构能够有效阻碍裂纹的传播，使裂纹的传播方向发生偏转，从而使得更多的能量被消耗，显著地提升粗晶热影响区的冲击韧性。
本发明优点是通过在510L低合金钢中加入微量的Zr，利用Zr与钢液中的O反应生成含Zr氧化物夹杂进行脱氧。并且，通过调控新生成的细小含Zr氧化物夹杂，使之在焊接热循环升温过程阻止奥氏体长大；此外，生成的细小含Zr氧化物夹杂还能够在焊接热循环冷却过程中能促进晶内铁素体形核。在大热输入焊接的情况下，显著地提升粗晶热影响区的冲击韧性。此方法操作简单，未增加生产工序，可用于批量生产。
附图说明
图1为实施例中焊接热模拟实验中的焊接热循环曲线。
图2为实施例中A(不含Zr)和B(含Zr)两组实验钢的母材显微组织。
图3为实施例中A和B两组实验钢在经历不同热输入下的焊接热循环后，其在-60℃条件下的冲击韧性。
图4为实施例中A和B两组钢在100kJ/cm线输入下-60℃冲击断口形貌。
图5为实施例中A和B两组实验钢在100kJ/cm线输入下粗晶热影响区的显微组织。
图6分别为实施例中A实验钢粗晶热影响区在标尺为20um和4um的夹杂物形貌及能谱分析结果。
图7分别为实施例中B实验钢粗晶热影响区在标尺为20um和4um的夹杂物形貌及能谱分析结果。
表1实施例所设定的焊接热循环参数
Figure BDA0002848473580000051
具体实施方式
性能评估及组织观察：510L低合金高强钢焊接热模拟实验在Gleeble3500型热模拟试验机上进行，试样尺寸为10mm×10mm×55mm。热模拟试验后，沿热电偶丝的焊点位置开V缺口做冲击试样，进行-60℃条件下夏比V型缺口低温冲击试验。模拟热循环加热速率为200℃/s，预热温度20℃，加热峰值温度Tp为1320℃，峰值停留时间为1s。设定7种不同热输入，对应800～500℃冷却时间t8/5如表1所示。
实施例
一种可大线能量焊接的510L钢及生产制造方法，制备A(不含Zr)和B(含Zr)两组实验钢进行对比，A实验钢的化学成分按重量百分比为：C:0.06％,Si:0.07％,Mn:1.60,P:≤0.03％,S:≤0.10％,Al：0.01％～0.06％,Ti:0.024％，其余为铁及不可避免的杂质。B实验钢的化学成分按重量百分比为：C:0.06％,Si:0.09％,Mn:1.51,P:≤0.03％,S:≤0.10％,Al：0.01％～0.06％,Ti:0.021％,Zr:0.01％，其余为铁及不可避免的杂质。
上述的一种可大线能量焊接的510L钢及生产制造方法，工艺步骤及控制的技术参数如下：
(1)按化学成分百分比分别称取原料，采用高炉铁水→KR铁水脱硫预处理→转炉冶炼→LF钢包精炼→RH真空精炼→板坯连铸的传统长流程工艺生产得到1000～1800mm宽×200～250mm厚的连铸板坯；
(2)对板坯进行均热处理，控制板坯在1150～1250℃范围内，加热3～5小时，使钢中的微合金元素充分固溶；
(3)将经步骤(2)所得的1000～1800mm宽×200～250mm厚的板坯进行除磷后热轧，粗轧开轧温度设定在1100℃以上，粗轧终轧温度设定在1000～1050℃之间，累积压下率控制在70％～80％之间，分6～10道次进行轧制，每道次压下率控制在15％～30％之间，粗轧后坯料的厚度为35～100mm；
(4)将经步骤(3)得到的粗轧中间坯空冷待温至精轧开轧温度；
(5)将经步骤(4)得到的粗轧中间坯进行精轧，精轧开轧温度设定在880～920℃左右，精轧终轧温度设定在810～850℃左右，累积压下率控制在50％～85％之间左右，分4～7道次进行轧制，每道次压下率控制在12％～25％之间；
(6)将经步骤(5)得到的精轧板矫直后进行层流冷却，使钢板冷却均匀、不发生因冷却不均匀而造成的弯曲变形，确保板形质量；层流冷却结束之后进行卷取，卷取温度在560～620℃之间，然后空冷最终所生产的510L低合金高强钢的厚度为6～20mm。
(7)将步骤(6)得到钢板进行大热输入焊接热模拟，使用线切割得到所需的试样，模拟热循环加热速率为200℃/s，预热温度20℃，加热峰值温度为1320℃，峰值停留时间为1s。
(8)将步骤(7)得到的热模拟试样进行冷却，对应800～500℃冷却时间t8/5如表1所示，焊接热循环曲线如图1所示。
本实施例A和B两组实验钢的母材显微组织如图2所示；力学性能检测结果显示，A实验钢的屈服强度为510MPa，抗拉强度为565MPa，延伸率为26.7％；B实验钢的屈服强度为468MPa，抗拉强度为540MPa，延伸率为31.8％。可以发现，与A实验钢相比，B实验钢的强度稍有降低，延伸率轻微增加。
A和B实验钢在经历不同热输入下的焊接热循环后，其在-60℃条件下的冲击韧性如图3所示。可以发现，在A和B两组实验钢经历从50～250kJ/cm焊接热输入后的整个过程中，B实验钢的冲击韧性约为A实验钢的4～5倍。图4为A和B两组钢经100kJ/cm线输入后在-60℃条件下冲击断口形貌。可见，B实验钢的断口形貌上分布着密集的韧窝，为明显的韧性断裂，A实验钢断口形貌上的解理台阶及河流花样等典型的解理断裂特征清晰可见，为脆性断裂。A和B两组实验钢在100kJ/cm线输入下粗晶热影响区的显微组织如图5所示。可以观察到，A实验钢存在粒状贝氏体，组织粗化明显，导致粗晶热影响区的冲击功较低；B实验钢的显微组织主要由针状铁素体组成，贝氏体含量较少，M/A分布较均匀，使得其焊后的冲击韧性远远高于A实验钢。
图6和图7分别为A和B实验钢在100kJ/cm焊接热输入下粗晶热影响区夹杂物的形态、尺寸及分布情况。可以看出，A实验钢由大量的粒状贝氏体和少量的针状铁素体组成，且晶界上分布着粗大的M/A岛组织。通过对多个视场下夹杂物的观察分析发现粗晶热影响区保留了Ti的碳氮化合物粒子，但粒子的尺寸发生了显著变化，粒子的尺寸多在3um左右，在热循环过程中，粗晶热影响区中的第二相粒子发生了明显的粗化，而大尺寸的夹杂物不能起到促进晶内铁素体形核的作用。粗大的M/A岛组织及大尺寸夹杂物的存在是造成A实验钢在该热输入下低温冲击韧性差的主要原因；B实验钢由大量的针状铁素体和少量的板条贝氏体组成，晶界上分布着少量的尺寸比较小的M/A组元，通过对多个视场下夹杂物的观察分析发现，夹杂物形态近似椭圆形，尺寸在1～2um之间，该尺寸的夹杂物对诱导针状铁素体形核有明显的促进作用。该夹杂物为含ZrO2的复合型夹杂，ZrO2周围被MnS所包裹。该复合型夹杂物位于原始奥氏体晶粒内部，晶内铁素体以其为核心向外辐射生长，止于奥氏体晶界，从而将粗大的奥氏体分割开来，达到晶粒细化的作用，提高了510L低合金钢的低温韧性。A和B两组实验钢的平均晶粒尺寸测量结果显示，A实验钢的平均晶粒尺寸约为35.4μm，B实验钢的平均晶粒尺寸约为26.2μm，对经历100kJ/cm焊接热循环后，平均晶粒尺寸较小的B实验钢其低温冲击韧性越好。

Claims (4)

1.一种可大线能量焊接的510L钢，其特征在于，其化学成分按重量百分比含C: 0.04~0.09%, Si: 0.05~0.35%, Mn: 1.40~1.80%, P: ≤0.025%, S: ≤0.01%, Al：0.01%~0.06%, Ti: 0.01~0.05%, Zr: 0.01~0.03%，其余为铁及不可避免的杂质；
所述的一种可大线能量焊接的510L钢的生产制造方法，工艺步骤及控制的技术参数如下：
（1）采用高炉铁水→KR铁水脱硫预处理→转炉冶炼→LF钢包精炼→RH真空精炼→板坯连铸的传统长流程工艺生产得到1000~1800mm宽´200~250mm厚的连铸板坯；
（2）对坯料进行加热处理，控制坯料均热温度在1150~1250℃范围内，加热3~5小时，使钢中的微合金元素充分固溶；
（3）将经步骤（2）所得的1000~1800mm宽× 200~250mm厚的坯料进行除磷后热轧，粗轧开轧温度设定在1100℃以上，粗轧终轧温度设定在1000℃以上，累积压下率控制在70%~80%之间，粗轧后中间坯的厚度为35~50mm；
（4）将经步骤（3）得到的粗轧中间坯空冷待温至精轧开轧温度；
（5）将经步骤（4）得到的粗轧中间坯进行精轧，精轧开轧温度设定在880~920℃，精轧终轧温度设定在810~850℃，累积压下率控制在40%~65%之间，精轧后钢板的厚度为6~20mm；
（6）将经步骤（5）得到的精轧板进行层流冷却，使钢板冷却均匀、不发生因冷却不均匀而造成的弯曲变形，确保板形质量；层流冷却结束之后进行卷取，卷取温度在560~620℃之间。
2.如权利要求1中所述的一种可大线能量焊接的510L钢的生产制造方法，其特征在于，工艺步骤及控制的技术参数如下：
（1）采用高炉铁水→KR铁水脱硫预处理→转炉冶炼→LF钢包精炼→RH真空精炼→板坯连铸的传统长流程工艺生产得到1000~1800mm宽´200~250mm厚的连铸板坯；
（2）对坯料进行加热处理，控制坯料均热温度在1150~1250℃范围内，加热3~5小时，使钢中的微合金元素充分固溶；
（3）将经步骤（2）所得的1000~1800mm宽× 200~250mm厚的坯料进行除磷后热轧，粗轧开轧温度设定在1100℃以上，粗轧终轧温度设定在1000℃以上，累积压下率控制在70%~80%之间，粗轧后中间坯的厚度为35~50mm；
（4）将经步骤（3）得到的粗轧中间坯空冷待温至精轧开轧温度；
（5）将经步骤（4）得到的粗轧中间坯进行精轧，精轧开轧温度设定在880~920℃，精轧终轧温度设定在810~850℃，累积压下率控制在40%~65%之间，精轧后钢板的厚度为6~20mm；
（6）将经步骤（5）得到的精轧板进行层流冷却，使钢板冷却均匀、不发生因冷却不均匀而造成的弯曲变形，确保板形质量；层流冷却结束之后进行卷取，卷取温度在560~620℃之间。
3.如权利要求2所述的一种可大线能量焊接的510L钢的生产制造方法，其特征在于，步骤（3）所述粗轧工艺为：进行6~10道次轧制，每道次压下率控制在15%~30%之间。
4.如权利要求2所述的一种可大线能量焊接的510L钢的生产制造方法，其特征在于，步骤（5）所述精轧工艺为：进行4~7道次轧制，每道次压下率控制在12%~25%之间。
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