CN113215502A

CN113215502A - 一种焊接用高锰钢盘条及其轧钢工艺

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Publication number: CN113215502A
Application number: CN202110520736.1A
Authority: CN
Inventors: 孙超; 闫旭强; 肖丙政; 范益; 李东晖; 赵柏杰
Original assignee: Nanjing Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Nanjing Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2021-05-12
Filing date: 2021-05-12
Publication date: 2021-08-06
Also published as: WO2022236975A1

Abstract

本发明公开了一种焊接用高锰钢盘条及其轧钢工艺，属于金属材料技术领域。通过C、Mn、Cr合金化并配合一定量的Ni，使材料具有奥氏体组织以及优良性能，并通过配套的轧钢工艺制备出具有优良塑性的钢盘条。本发明钢盘条制成焊条或焊丝后进行焊接，所形成的焊缝金属‑269℃冲击功在60J以上，具有优良的低温韧性。与类似用途的不锈钢盘条相比，Ni含量减少50％以上，节镍效果显著，成本大幅降低。本发明钢盘条特别合适用于制造高锰低温钢配套焊材，建造液化乙烯、液化天然气、液氢或液氦所需的低温储运容器。

Description

一种焊接用高锰钢盘条及其轧钢工艺

技术领域

本发明属于金属材料技术领域，具体涉及一种焊接用高锰钢盘条及其轧钢工艺。

背景技术

目前我国已成为乙烯、天然气等基础原燃料最大需求国家，推动了液化乙烯、液化天然气等低温储运容器建造的快速增长。在我国实现“碳中和”过程中，氢能作为最具发展潜力的清洁能源更是深度减排的“攻坚利器”，工信部将“氢冶金”列为钢铁工业高质量发展主要目标之一，液氢低温储运容器建造将迎来增长。此外，氦气在卫星飞船发射、导弹武器工业、低温超导研究、半导体生产等方面具有重要用途，是重要的战略物资，我国近年来对氦气的需求量越来越大，推动了液氦储运容器需求的提升。

传统低温容器用钢如殷瓦钢(36％Ni)、奥氏体不锈钢(10％Ni)、9％Ni钢等镍含量高，配套焊材也需要添加10％甚至更高的镍。同时，《汽车产业中长期发展规划》提出动力电池三元正极材料“高镍化”已成为提升电池能量密度的重要途径。但是，我国属于“贫镍”国家，镍金属对外依存度超过60％。因此，开发以高锰低温钢为代表的新一代节镍型低温钢，以及与之配套的节镍型焊材，具有重要意义。一是填补液化乙烯、液化天然气、液氢、液氦等储运设施经济型关键材料的国内空白，实现自主保障；二是为动力电池制造释放更多的镍资源空间，助力新能源汽车产业链发展；三是为实现“碳达峰”、“碳中和”目标作出贡献。

常压条件下获得液化乙烯、液化天然气、液氢和液氦的温度分别为-104℃、-162℃、-253℃和-269℃，对储运容器材料的力学性能要求极高，特别是低温下的冲击韧性。目前使用温度最低能够达到-269℃且应用较多的低温钢如S30403、S31603不锈钢，制造配套焊材使用的不锈钢盘条如H06Cr21Ni10、H06Cr19Ni12Mo2的Ni含量均在10％以上。高锰低温钢作为新一代节镍型低温钢备受瞩目，但其成分体系特殊、工艺控制难度大。韩国浦项已成功开发可应用于液化天然气储运的高锰低温钢钢板及焊材产品并进入应用推广阶段，而国内总体尚处在研制阶段，与高锰低温钢配套的节镍型焊材的研发需要与钢板同步加快。

发明内容

发明目的：为了克服现有技术的缺陷，本发明提供一种焊接用高锰钢盘条，该钢盘条可作为制造高锰低温钢配套焊材的钢铁原料，钢盘条本身具有优良塑性，所形成的熔敷金属具有优良低温韧性。

本发明的另一目的是提供一种上述焊接用高锰钢盘条的轧钢工艺。

技术方案：本发明所述的一种焊接用高锰钢盘条，其特征在于，成分以质量％计含有C：0.3～0.5％、Mn：26.5～32.5％、Ni：4～5.5％、Cr：4～6％、Si≤0.2％、P≤0.012％、S≤0.008％，余量包含Fe和不可避免的杂质。

进一步的，该焊接用高锰钢盘条还含有Cu≤0.6％、Mo≤0.6％、V≤0.3％、Al≤0.1％、Ti≤0.1％、N≤0.05％当中的一种或两种以上元素代替一部分所述Fe。

本发明的化学成分设计原理如下：

奥氏体组织具有优良的强度、塑性、韧性匹配和更低的使用温度。添加高含量的Ni虽然能够获得奥氏体组织，如304奥氏体不锈钢等，但经济型差，因此需要综合使用多种能够稳定奥氏体的合金元素。C、Mn、Ni都是奥氏体形成元素，并能够降低马氏体转变温度，有利于提高奥氏体稳定性。Cr虽然是铁素体形成元素，但能够降低马氏体转变温度，因此也有利于提高奥氏体稳定性。奥氏体的稳定性通过稳定性系数进行衡量：

奥氏体稳定性系数＝35C+0.5Mn+Ni-0.0833(Cr-20)²-12。本发明控制C、Mn、Ni、Cr的添加量下限，使奥氏体稳定性系数≥-5.6，确保足够的奥氏体稳定性。

通过上述四种元素含量存在于奥氏体稳定性系数表达式中的形式可知，C具有最强烈的奥氏体稳定化效果。本发明考虑到低温钢在很多服役条件下并不对耐蚀性有特殊要求，因此并未像不锈钢合金设计那样控制很低的C含量，而是采用了0.3％以上的中高C的设计以提高奥氏体稳定性。但是，C含量提高导致碳化物析出临界温度提高，使得盘条热轧与热处理工艺窗口变窄，而且也会增加焊接过程中碳化物析出倾向，因此需要控制含量上限。在本发明将C含量控制在0.5％以内可以使得碳化物析出临界温度低于900℃。

Ni具有较高的奥氏体稳定化效果，而且Ni是非碳化物形成元素，添加一定含量的Ni有利于获得更优良的低温性能。304不锈钢等材料的成分中添加了大量的Ni元素，虽然也具有一定的低温韧性，但其含量设计的出发点是控制组织类型并获得高耐蚀性。当材料作为低温环境下使用的结构材料时，特别是在-104℃至-269℃的极低温环境下作为液化乙烯、液化天然气、液氢和液氦储运容器的结构材料时，并不对材料的耐蚀性有要求。因此，本发明在成分设计中降低Ni含量，将Ni含量控制在4-5.5％范围内。Ni含量降低后，通过Mn和Cr元素的含量确保足够的奥氏体稳定性。

Mn提高奥氏体稳定性的效果是Ni的一半，这一点从稳定性系数表达式中不同元素的系数差异可知。因此，降低Ni含量需要添加更多的Mn，以保证足够的奥氏体稳定性。Mn作为合金，虽然廉价，但过多的Mn合金量导致工业化冶炼难度增大、轧制工艺窗口变窄，此外还会增加焊接烟尘的Mn含量。本发明确定Mn的添加量的另一个重要依据是控制奥氏体层错能。当奥氏体层错能低于16mJ/m²，形变时主要发生马氏体相变，塑韧性低；当奥氏体层错能高于60mJ/m²，形变时主要发生位错滑移，强度低；当奥氏体层错能介于16-60mJ/m²，形变时主要发生孪晶，性能匹配最佳。C和Mn均提高奥氏体层错能。本发明在C含量基础上进一步确定Mn含量为26.5-32.5％，将20℃至-269℃温度范围内的奥氏体层错能控制在17-46mJ/m²，从而获得最佳的熔敷金属力学性能。

当Cr元素含量在20％以内时，随着含量提高，奥氏体稳定性提高。因此，添加一定量的Cr元素也有利于降低Ni的需要量。但随着Cr含量的提高，单位含量Cr元素提高奥氏体稳定性的效果减弱。此外，Cr元素容易形成碳化物，过高的Cr含量提高了碳化物析出临界温度和碳化物析出时体积分数，不利于熔敷金属低温冲击韧性的提高。结合奥氏体稳定性、奥氏体层错能等考量因素，本发明将Cr含量控制在4-6％，远低于304不锈钢中的Cr含量。

本发明控制Si、P与S的含量上限，熔敷金属中Si含量过高恶化低温性能，P和S在晶界偏聚会导致液化裂纹与再热裂纹，S还会与Mn形成MnS，降低低温冲击韧性。本发明要求Si≤0.2％，P≤0.012％，S≤0.01％，以降低元素对熔敷金属的不利影响。

需要指出的是，钢盘条制成的焊材用于焊接时形成熔敷金属后合金含量将会发生一定程度损失，本发明考虑手工电弧焊、埋弧焊、氩弧焊等焊接方式工艺特点后所确定的成分范围能够保证熔敷金属的奥氏体稳定性、奥氏体层错能及奥氏体所含合金作用达到本发明预期效果。为了进一步提高盘条制造工艺性及熔敷金属性能，可以添加不高于0.6％的Cu、不高于0.6％的Mo、不高于0.05％的N。Cu的添加也有利于一定程度提高材料的耐蚀性。此外，添加不高于0.3％的V、不高于0.1％的Al、不高于0.1％的Ti有利于提高熔敷金属的强度，也能够通过形成细小弥散第二相粒子的形式提高材料在含氢环境中的服役性能。

具体的，该焊接用高锰钢盘条直径为5.5～6.5mm，拉伸试验断面收缩率≥50％。

该焊接用高锰钢盘条形成的熔敷金属的-269℃冲击功≥60J。

本发明所述的焊接用高锰钢盘条的轧钢工艺，包括如下步骤：

(1)将成分符合要求断面边长为130-170mm的方坯送入加热炉加热，其中，所述方坯的固相线温度为1215-1290℃，加热最高点温度控制在低于固相线温度35℃或更低，且需要预热；

(2)坯料出炉后进行高压水除鳞，除鳞压力≥15MPa；

(3)轧制的开轧温度1030-1130℃，精轧机组入口温度980-1040℃，入减定径机组温度900-960℃；轧件最大压下率≤35％，目标直径5.5-6.5mm，吐丝温度910-965℃；

(4)吐丝后强制风冷。

具体的，所述步骤(1)中，预热段炉温550-750℃，加热I段炉温800～1100℃，加热II段炉温1050-1180℃，均热段炉温1080-1170℃。

本发明的轧钢工艺设计原理如下：

本发明钢盘条的合金含量高，在750℃以下材料的导热系数不到低合金钢的一半，因此需要对进行预热，以避免热应力导致坯料开裂。在加热升温过程中采用两阶段加热区控制，也能够进一步避免热裂纹。为了使碳化物回溶及奥氏体均匀化，需要足够高的加热及均热温度。但是，坯料的固相线温度为1215-1290℃，远低于普通低合金钢坯料的固相线温度，因此加热和均热温度不能过高。本发明将加热最高点温度控制在低于固相线温度35℃或者更低。坯料出炉后进行高压水除鳞，保证足够的除鳞水压力，以去除加热过程中形成的氧化铁皮。在开轧至吐丝的整个轧制过程中，轧件在减定径机组温度最低，此时需要保证最低点温度在碳化物析出临界温度以上，即900℃以上，以避免碳化物析出。根据热加工图确定轧件最大压下率≤35％，避免出现轧制裂纹。吐丝后对轧件进行强制风冷，因为轧件直径小，风冷即可获得足够大的冷却速率，实现了在线固溶处理，避免奥氏体组织中的粗大碳化物析出，显著提高钢盘条的塑性，拉伸试验断面收缩率≥50％，从而提高了在后续用于制造焊材而进行拉拔时的工艺性。

有益效果：本发明通过C、Mn、Cr合金化并配合一定量的Ni，使材料具有奥氏体组织以及优良性能，并通过配套的轧钢工艺制备出具有优良塑性的钢盘条。本发明钢盘条制成焊条或焊丝后进行焊接，所形成的焊缝金属-269℃冲击功在60J以上，具有优良的低温韧性。与类似用途的不锈钢盘条相比，Ni含量减少50％以上，节镍效果显著，成本大幅降低。本发明钢盘条特别合适用于制造高锰低温钢配套焊材，建造液化乙烯、液化天然气、液氢或液氦所需的低温储运容器。

附图说明

图1是实施例1盘条制成焊条后形成的焊接熔敷金属的具有胞状树枝晶结构的奥氏体组织。

具体实施方式

以下提供几组具体的实施例对本发明作进一步说明。

需要特别说明的是，下述实施例是从众多生产和试验数据中提取的几组具有代表性的案例，目的是为了证明严格按照本发明的技术方案生产的钢盘条，均能满足制造高锰低温钢配套焊材的技术要求，并能获得良好的-269℃低温冲击韧性。

实施例1：使用断面边长为170mm的方坯，化学组分以质量百分数计包括：0.3％的C、26.5％的Mn、4％的Ni、4％的Cr、0.08％的Si、0.012％的P、0.007％的S，余量为Fe和不可避免的杂质。预热段炉温750℃，加热I段炉温1100℃，加热II段炉温1180℃，均热段炉温1170℃。坯料出炉后高压水除鳞压力15MPa。开轧温度1130℃、精轧机组入口温度1040℃、入减定径机组温度960℃。轧件最大压下率35％，目标直径6.5mm。吐丝温度965℃，吐丝后强制风冷。盘条拉伸试验断面收缩率50％。盘条经退火拉拔制成4.0mm直径直条，包裹特药皮制成焊条后通过手工电弧焊焊接方式对16mm厚高锰低温钢钢板进行焊接，线能量21kJ/cm，所形成的熔敷金属的-269℃冲击功为60J。如图1所示，盘条制成焊条后形成的焊接熔敷金属具有胞状树枝晶结构的奥氏体组织，该组织是其-269℃冲击功在60J以上的重要因素。

实施例2：使用断面边长为130mm的方坯，化学组分以质量百分数计包括：0.5％的C、32.5％的Mn、5.5％的Ni、6％的Cr、0.15％的Si、0.005％的P、0.003％的S，余量为Fe和不可避免的杂质。预热段炉温550℃，加热I段炉温800℃，加热II段炉温1050℃，均热段炉温1080℃。坯料出炉后高压水除鳞压力19MPa。开轧温度1030℃、精轧机组入口温度980℃、入减定径机组温度900℃。轧件最大压下率30％，目标直径5.5mm。吐丝温度910℃，吐丝后强制风冷。盘条拉伸试验断面收缩率62％。盘条经退火拉拔制成3.2mm直径直条，包裹特药皮制成焊条后通过手工电弧焊焊接方式对20mm厚高锰低温钢钢板进行焊接，线能量19kJ/cm，所形成的熔敷金属的-269℃冲击功为67J。

实施例3：使用断面边长为150mm的方坯，化学组分以质量百分数计包括：0.4％的C、29％的Mn、5％的Ni、5％的Cr、0.2％的Si、0.007％的P、0.01％的S，余量为Fe和不可避免的杂质。预热段炉温630℃，加热I段炉温900，加热II段炉温1120℃，均热段炉温1110℃。坯料出炉后高压水除鳞压力17MPa。开轧温度1040℃、精轧机组入口温度1005℃、入减定径机组温度920℃。轧件最大压下率28％，目标直径6.5mm。吐丝温度930℃，吐丝后强制风冷。盘条拉伸试验断面收缩率58％。盘条经退火拉拔制成4.0mm直径，通过埋弧焊焊接方式对30mm厚高锰低温钢钢板进行焊接，线能量24kJ/cm，所形成的熔敷金属的-269℃冲击功为70J。

实施例4：使用断面边长为150mm的方坯，化学组分以质量百分数计包括：0.4％的C、27％的Mn、5％的Ni、4％的Cr、0.07％的Si、0.01％的P、0.003％的S，0.6％的Cu、0.6％的Mo、0.03％的V、0.1％的Al、0.1％的Ti、0.05％的N，余量为Fe和不可避免的杂质。预热段炉温700℃，加热I段炉温1020，加热II段炉温1120℃，均热段炉温1110℃。坯料出炉后高压水除鳞压力15MPa。开轧温度1030℃、精轧机组入口温度990℃、入减定径机组温度910℃。轧件最大压下率≤35％，目标直径6.0mm。吐丝温度915℃，吐丝后强制风冷。盘条拉伸试验断面收缩率53％。盘条经退火拉拔制成4.0mm直径，包裹特药皮制成焊条后通过手工电弧焊焊接方式对20mm厚高锰低温钢钢板进行焊接，线能量20kJ/cm，所形成的熔敷金属的-269℃冲击功为76J。

在研发阶段也产生了一些未能达到目标技术效果的试验数据，下面提供几组作为对比例，以对本发明进一步理解。

对比例1的轧钢工艺与本发明的轧钢工艺一致，制备了直径5.5mm盘条，化学组分以质量百分数计包括：0.21％的C、18.3％的Mn、1.1％的Ni、5.2％的Cr、0.09％的Si、0.009％的P、0.003％的S，余量为Fe和不可避免的杂质。盘条制成焊条后形成的焊接熔敷金属的-269℃冲击功为40J，低于本发明效果。经分析，该对比例的成分中，C、Mn和Ni含量低于本发明范围，稳定性系数＝-12.6、-269℃层错能为2.9mJ/m²，稳定性和层错能均低于本发明范围，这是其未满足目标技术效果的主要原因。

对比例2同样采用与本发明相同的轧钢工艺，制备直径5.5mm盘条，化学组分以质量百分数计包括：0.7％的C、31.5％的Mn、4.3％的Ni、6.9％的Cr、0.10％的Si、0.011％的P、0.005％的S，余量为Fe和不可避免的杂质。经分析，该实施例成分中C和Cr含量超出本发明范围，碳化物析出临界温度为1010℃，高于本发明轧钢工艺的吐丝温度范围，吐丝之前就发生了明显的碳化物析出。盘条拉伸试验断面收缩率为27％，低于本发明效果。导致最终的技术效果也不能满足。

对比例3的盘条化学组分以质量百分数计包括：0.3％的C、26.5％的Mn、4％的Ni、4％的Cr、0.08％的Si、0.012％的P、0.007％的S，余量为Fe和不可避免的杂质。在直径5.5mm盘条的轧钢工艺中发生变化的是，吐丝后入罩盖缓冷，造成盘条组织中析出了粗大碳化物，降低了塑性，拉伸试验断面收缩率27％，显然其最终也未能达到目标技术效果。

Claims

1.一种焊接用高锰钢盘条，其特征在于，成分以质量％计含有C：0.3～0.5％、Mn：26.5～32.5％、Ni：4～5.5％、Cr：4～6％、Si≤0.2％、P≤0.012％、S≤0.008％，余量包含Fe和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的焊接用高锰钢盘条，其特征在于，还含有Cu≤0.6％、Mo≤0.6％、V≤0.3％、Al≤0.1％、Ti≤0.1％、N≤0.05％当中的一种或两种以上元素代替一部分所述Fe。

3.根据权利要求1所述的焊接用高锰钢盘条，其特征在于，金相组织包括奥氏体组织，且奥氏体稳定性系数≥-5.6；其中，

奥氏体稳定性系数＝35C+0.5Mn+Ni-0.0833(Cr-20)²-12。

4.根据权利要求3所述的焊接用高锰钢盘条，其特征在于，20℃至-269℃温度范围内的奥氏体层错能为17-46mJ/m²。

5.根据权利要求1所述的焊接用高锰钢盘条，其特征在于，盘条直径为5.5～6.5mm。

6.根据权利要求5所述的焊接用高锰钢盘条，其特征在于，拉伸试验断面收缩率≥50％。

7.根据权利要求1所述的焊接用高锰钢盘条，其特征在于，形成的熔敷金属的-269℃冲击功≥60J。

8.一种根据权利要求1所述的焊接用高锰钢盘条的轧钢工艺，其特征在于，包括如下步骤：

(2)坯料出炉后进行高压水除鳞，除鳞压力≥15MPa；

(4)吐丝后强制风冷。

9.根据权利要求8所述的焊接用高锰钢盘条的轧钢工艺，其特征在于，所述步骤(1)中，预热段炉温550-750℃，加热I段炉温800～1100℃，加热II段炉温1050-1180℃，均热段炉温1080-1170℃。