CN113481431B - 一种440MPa级高氮易焊接钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种440MPa级高氮易焊接钢及其制备方法，属于船舶与海洋工程用钢领域，解决了现有技术中合金钢强度差、韧性差及焊接性差的问题。该440MPa级高氮易焊接钢化学成分以重量百分比计为C≤0.06％，Si：0.20％～0.40％，Mn：1.10％～1.50％，P≤0.008％，S≤0.003％，Ni：0.20％～0.40％，Cr：0.20％～0.40％，Cu：0.20％～0.40％，Als：0.010～0.020，Ti：0.010％～0.030％，Nb：0.030％～0.050％，V：0.050％～0.080％，N：0.010％～0.020％；余量为Fe和不可避免的杂质元素。本发明实现了440MPa级易焊接钢板强韧性与易焊接性的匹配。

Description

一种440MPa级高氮易焊接钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及船舶与海洋工程用钢技术领域，尤其涉及一种440MPa级高氮易焊接钢及其制备方法。
背景技术
近些年来，船舶与海洋工程装备的轻量化以及高效化、低成本建造正成为其发展方向。对船舶与海洋工程装备进行结构减重需采用更高强度级别的材料来实现轻量化，而高效化及低成本建造就迫切需要提高焊接建造效率。因而，相应船舶与海洋工程用钢正朝着高强、高韧、易焊接的方向发展。国内目前使用最广泛的船舶与海洋工程用钢是E36钢板，其主要性能指标要求为：屈服强度≥355MPa，抗拉强度：490-630MPa，断后伸长率≥21％，-40℃冲击功≥34J。同时,根据E36钢板的工程应用经验看，由于碳含量及碳当量相对较高，规格≥20mm的钢板通常需要100-150℃的焊接预热处理。综合来看，其强韧性与焊接性都亟待提高。
专利公告号为CN105755396A的发明专利提出了一种易焊接低温抗层状撕裂性能优异的钢板及其制备方法，其屈服强度≥690MPa，但其碳当量为0.55％左右，Pcm为0.24左右，其强度与易焊接的匹配相对较差，不能实现-10℃条件不预热焊接。专利公告号为CN103014498A的发明专利提出了一种355MPa级低焊接裂纹敏感性钢板及生产方法，其屈服强度≥355MPa，碳当量≤0.40％，Pcm≤0.23，虽然焊接性相对较好，但其强度级别可进一步提高。
综上所述，相关专利所涉及的钢板均有各自的特点和不足，为了解决上述问题，本发明通过采用高氮-低碳-低碳当量合金设计以及控轧控冷工艺控制，实现本发明中提出的屈服强度440MPa级易焊接钢板强韧性与易焊接性的匹配以及钢板制造。
发明内容
鉴于上述的分析，本发明实施例旨在提供一种440MPa级高氮易焊接钢及其制备方法，用以解决现有合金钢强度差、韧性差及焊接性差的问题。
一方面，本发明实施例提供了一种440MPa级高氮易焊接钢，化学成分以重量百分比计为C≤0.06％，Si：0.20％～0.40％，Mn：1.10％～1.50％，P≤0.008％，S≤0.003％，Ni：0.20％～0.40％，Cr：0.20％～0.40％，Cu：0.20％～0.40％，Als：0.010～0.020，Ti：0.010％～0.030％，Nb：0.030％～0.050％，V：0.050％～0.080％，N：0.010％～0.020％；余量为Fe和不可避免的杂质元素。
进一步的，所述钢中N含量按质量百分数计符合：N/14≤(Al/27+Ti/48+V/51)/2。
进一步的，所述钢中C含量按质量百分数计符合：C/12≤2×(Ti/48+V/51+Nb/93)。
进一步的，所述钢中Ni、Cu、Cr含量按质量百分数计符合：0.7≤Ni+Cu+Cr≤0.9。
进一步的，所述钢的碳当量≤0.38％；Pcm≤0.20。
另一方面，本发明还提供了一种440MPa级高氮易焊接钢的制备方法，包括以下步骤：
步骤1：铁水预处理；
步骤2：转炉冶炼；
步骤3：增氮；
步骤4：精炼；
步骤5：连铸；
步骤6：轧制。
进一步的，所述步骤3中，转炉出钢后，调整钢水氧活度的范围为≤80ppm，利用喂线机向钢包内喂入钒氮合金线或高氮猛铁合金线，获得目标氮含量。
进一步的，所述步骤5中，连铸处理的过热度为15～25℃，拉速≤1.2m/min，连铸后连铸坯进入缓冷坑处理。
进一步的，所述步骤6中，在进行轧制处理之前，将缓冷坑处理后的连铸坯加热到1150～1180℃。
进一步的，所述步骤6中，轧制处理包括粗轧和精轧；
所述粗轧的开始温度为1100～1130℃，粗轧的结束温度≥950℃，粗轧的累积变形量≥65％；
所述精轧的开始温度为900～920℃，精轧的结束温度为800～820℃，精轧的累积变形量≥30％。
与现有技术相比，本发明至少可实现如下有益效果之一：
1、本申请通过精确调整C含量为≤0.06％，碳当量≤0.38％，且C含量的控制要求满足C/12≤2×(Ti/48+V/51+Nb/93)，有效兼顾了钢材的焊接性和强韧性。
2、本申请中N的含量范围为0.010％≤N≤0.020％，且保证N处于完全充分析出状态，即N/14≤(Al/27+Ti/48+V/51)/2，在轧制和卷取过程中，含N析出相一方面能够钉扎晶界，抑制奥氏体长大，另一方面可以作为针状铁素体的形核核心，促进晶内铁素体相变，得到针状铁素体，细化钢板组织，提高钢板韧性。
3、本申请精确控制钢轧制过程中粗轧的参数，粗轧的开始温度为1100～1130℃，粗轧的结束温度≥950℃，粗轧的累积变形量≥65％，有效保证了心部组织充分再结晶，有利于提高心部组织的韧性水平。
4、本申请精确控制钢轧制过程中精轧的参数，精轧的开始温度为900～920℃，精轧的结束温度为800～820℃，精轧的累积变形量≥30％，精轧后，对钢板进行冷却处理，冷却速度为10～20℃/s，终冷温度600～650℃，有效调控变形奥氏体的相变过程，获得细小的铁素体晶粒。
5、本申请控制精轧后的冷却速度为10～20℃/s，该冷速范围可获得良好的晶粒细化效果，终冷温度为600～650℃，该终冷温度保证了相变得到铁素体+珠光体目标组织，避免得到中温转变组织贝氏体或M-A岛，并且保证了良好的细化效果。
6、本申请提供了一种440MPa级高氮易焊接钢及其制备方法，其生产成本低，综合性能优异，焊接性好，推广应用价值高，可广泛应用于船舶海工、能源石化和交通建筑等领域。
本发明中，上述各技术方案之间还可以相互组合，以实现更多的优选组合方案。本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且部分优点可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过说明书以及附图中所特别指出的内容中来实现和获得。
附图说明
附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。
图1为实施例1钢板的微观组织形貌；
图2为实施例1钢板的析出相形貌；
图3为实施例1钢板经过斜Y型坡口焊接裂纹试验考核，在-10℃条件下实现不预热焊接的试样图。
具体实施方式
下面结合附图来具体描述本发明的优选实施例，其中，附图构成本申请一部分，并与本发明的实施例一起用于阐释本发明的原理，并非用于限定本发明的范围。
一方面，本发明提供了一种440MPa级高氮易焊接钢，440MPa级高氮易焊接钢的化学成分按照质量百分比计为：C≤0.06％，Si：0.20～0.40％，Mn：1.10～1.50％，P≤0.008％，S≤0.003％，Ni：0.20～0.40％，Cr：0.20～0.40％，Cu：0.20～0.40％，Als：0.010～0.020，Ti：0.010～0.030％，Nb：0.030～0.050％，V：0.050～0.080％，N：0.010～0.020％，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
进一步地，本发明的440MPa级高氮易焊接钢中C含量按照质量百分比计符合：C/12≤2×(Ti/48+V/51+Nb/93)。
进一步地，本发明的440MPa级高氮易焊接钢中N含量按照质量百分比计符合：N/14≤(Al/27+Ti/48+V/51)/2。
进一步地，本发明的440MPa级高氮易焊接钢中Ni、Cu和Cr含量按照质量百分比计符合：0.7≤Ni+Cu+Cr≤0.9。
进一步地，本发明的440MPa级高氮易焊接钢的碳当量≤0.38％；Pcm≤0.20。
440MPa级高氮易焊接钢中各元素的作用如下：
C：碳是影响钢板强度和焊接性的最关键元素。当C含量过高时，虽然强度指标易于实现，但急剧恶化焊接性；当碳化量过低时，虽然有利于焊接性，但强度指标难以达到要求。为满足焊接性，C含量的控制要求为≤0.06％，碳当量≤0.38％，Pcm≤0.20；同时为满足强韧性，保证获得足够的析出强化效果，C/12≤2×(Ti/48+V/51+Nb/93)。
N：氮在微合金钢中有着重要作用，增加氮含量，在轧制和卷取过程中，可以增加含N第二相在奥氏体和铁素体内的析出数量，这些析出相一方面能够钉扎晶界，抑制奥氏体长大，另一方面它们可以作为针状铁素体的形核核心，促进晶内铁素体相变，得到针状铁素体，细化钢板组织，提高钢板韧性。但氮含量过高，氮不能完全固溶于钢中，将显著降低钢板韧性和焊接性能。N含量的控制要求为：0.010％≤N≤0.020％，且保证N处于完全充分析出状态，即N/14≤(Al/27+Ti/48+V/51)/2。
Mn：Mn固溶于钢中将提高钢的强度，增加奥氏体稳定性，扩大控轧控冷的工艺窗口，Mn含量的控制要求为：1.10％≤Mn≤1.50％。
Si：Si通常作为炼钢时的脱氧剂使用，当硅含量低于0.20％时，钢水易氧化。Si也是影响固溶强化和焊接性的元素，Si含量应控制在小于0.40％，Si含量的控制要求为：0.20％≤Si≤0.40％。
S和P：S和P是钢中杂质元素，严重损害母材和焊接热影响区的韧性，经过系统的试验研究与理论分析，S、P含量的控制要求为：S≤0.003％，P≤0.008％。
Cu、Ni和Cr：Cu、Ni和Cr在本实验钢中主要的作用是保证钢板的耐蚀性能，并起到一定的固溶强化的作用，且不大幅度降低焊接性，Cu、Ni和Cr含量的控制要求为：0.20％≤Cu≤0.40％，0.20％≤Ni≤0.40％，0.20％≤Cr≤0.40％，且0.7≤Ni+Cu+Cr≤0.9。
Ti：Ti在本实验钢中的主要作用为与N结合形成TiN，抑制板坯在加热和焊接热影响区奥氏体晶粒长大，Ti含量的控制要求为：0.010％≤Ti≤0.030％。
Nb：Nb在本实验钢中的主要作用是抑制奥氏体再结晶的发生，从而细化晶粒，Nb含量的控制要求为：0.030％≤Nb≤0.050％。
V：V在本实验钢中的主要作用是提高奥氏体和铁素体中第二相的体积分数，产生强烈的析出强化作用，弥补低碳带来的强度损失，V含量的控制要求为：0.050％≤V≤0.080％。
Als：Als是炼钢过程中的一种重要脱氧元素，Als含量小于0.010％时，难以将氧含量控制在0.004％以下；当Als含量较高时，将会形成粗大的Al的氧化物夹杂，导致炼钢喷嘴的堵塞，或者作为裂纹源导致韧性的降低。Als含量的控制要求为：0.010％≤Als≤0.020％。
另一方面，本发明提供了一种440MPa级高氮易焊接钢的制备方法，步骤包括：
步骤1：铁水预处理；
步骤2：转炉冶炼；
采用转炉对铁水预处理后的熔液进行冶炼，冶炼结束后，转炉出钢。
步骤3.增氮；
转炉出钢后，调整钢水氧活度的范围为≤80ppm，利用喂线机向钢包内喂入钒氮或高氮猛铁合金线，调整至目标氮含量。
步骤4：精炼；
精炼过程包括LF精炼和RH精炼。
步骤5：连铸；
为了获得成分均匀，表面缺陷较少的连铸坯，连铸采用结晶器内强冷和二冷区弱冷的水量方案，减少凝固过程中的元素偏析，控制过热度为15～25℃，拉速≤1.2m/min，连铸后进入缓冷坑处理。
步骤6：轧制；
为了防止连铸坯奥氏体晶粒长大，根据本发明成分特点将连铸坯加热到1150～1180℃；轧制采用控轧控冷工艺，分为粗轧和精轧两阶段，粗轧的开始温度为1100～1130℃，粗轧的结束温度≥950℃，粗轧的累积变形量≥65％，精轧的开始温度为900～920℃，精轧的结束温度为800～820℃，精轧的累积变形量≥30％，精轧后，对钢板进行冷却处理，冷却速度为10～20℃/s，终冷温度600～650℃。
值得注意的是，轧制分为粗轧和精轧，其中，粗轧的主要目的是变形，在奥氏体再结晶区轧制。粗轧开轧温度为1100～1130℃，可形成高温大变形，渗透到坯料的心部，有利于心部的组织再结晶；粗轧结束温度≥950℃，950℃是奥氏体再结晶终止温度，累积变形量≥65％，保障了心部组织充分再结晶，有利于提高心部组织的韧性水平。
精轧变形主要是为了调控变形奥氏体的相变过程，从而获得细小的铁素体晶粒。精轧开轧温度为900～920℃，900～920℃处于奥氏体未再结晶区，在区间开轧有利于控制终轧，累积未再结晶区的变形，保证终轧温度的控制。精轧终轧温度为800～820℃，该终轧温度保证了440钢在奥氏体未再结晶区轧制，累积的变形量为后续相变提供了充分的驱动力，从而提高了奥氏体向铁素体相变的驱动力，提高了铁素体的形核率，从而获得细小的铁素体，积的变形量≥30％可获得好的铁素体细化效果。
精轧后加速冷却，控制冷却速度为10～20℃/s，该冷速范围可获得良好的晶粒细化效果，终冷温度为600～650℃，该终冷温度保证了相变得到铁素体+珠光体目标组织，避免得到中温转变组织贝氏体或M-A岛，并且保证了良好的细化效果。
需要说明的是，本发明的440MPa级高氮易焊接钢中析出铁素体和珠光体，铁素体的晶粒尺寸为4～8um，珠光体的面积百分数为8～12％，保证高氮易焊接钢具有足够的屈服强度、韧性和抗拉强度。
表1钢的化学成分Wt.％
C Si Mn Ni Cr Cu Nb V Ti Als N CE Pcm
实施例1 0.04 0.30 1.25 0.23 0.22 0.31 0.041 0.054 0.015 0.016 0.012 0.34 0.15
实施例2 0.03 0.23 1.42 0.25 0.27 0.25 0.042 0.064 0.018 0.012 0.013 0.37 0.15
实施例3 0.04 0.21 1.34 0.20 0.25 0.25 0.034 0.051 0.017 0.013 0.010 0.35 0.15
对比例1 0.04 0.20 1.25 0.24 0.35 0.25 0.037 0.054 0.020 0.016 0.012 0.36 0.15
对比例2 0.06 0.33 1.42 0.25 0.25 0.30 0.035 0.060 0.010 0.015 0.003 0.40 0.18
表2钢的制备工艺
Figure BDA0003117323560000091
按照表1的化学成分冶炼实施例1-3和对比例1-2的钢水，实施例1-3的增氮过程在转炉出钢结束后且调整钢水氧活度分别为50ppm、60ppm和80ppm的条件下进行，利用喂线机分别向实施例1的钢包内喂入钒氮合金线、实施例2的钢包内喂入高氮锰铁合金线，实施例3的钢包内喂入钒氮合金线，冶炼后测得实施例1-3钢中的N含量依次为0.012％、0.013％和0.010％。对比例1进行增N处理，对比例2不进行增N处理。
表2为实施例1-3和对比例1-2的轧制工艺参数，从表1～2可以看出，实施例1-3钢板的化学成分和制备工艺均满足要求，对比例1的钢板化学成分满足要求，但制备工艺不满足要求；对比例2的化学成分不满足要求，但制备工艺满足要求。
对比例1与实施例1-3的区别是：对连铸坯进行加热的温度为1200℃，粗轧的开始温度为1150℃，精轧的结束温度为850℃，这三个参数均不包含在本申请制造工艺的温度区间内。对比例2与实施例1-3的区别是：不对钢水进行增氮处理。
对实施例钢板和对比例钢板进行取样，按照GB/T228.1测试了钢板的拉伸性能，按照GB/T 229-2007，测试了钢板-40℃的V型冲击功，按照CB/T 4363-2013测试了钢板的焊接特性。实施例1-3和对比例1-2钢板的力学性能、焊接性能和显微组织统计结果如表3所示。其中实施例1的显微组织、第二相形貌以及-10℃斜Y型坡口焊接裂纹试验照片依次如附图1-附图3所示。
表3钢板力学性能、显微组织及焊接性能
Figure BDA0003117323560000101
可见，按照本发明的成分设计以及生产工艺制备的钢板能够获得细小铁素体晶粒以及析出相，同时钢板的性能能够兼顾强韧性与焊接性，其屈服强度达到440MPa以上，抗拉强度达到550MPa以上，延伸率在20％，且能够在-10℃条件下实现不预热焊接。和实施例相比，对比例1的强度偏低，不能达到实施例的性能水平，对比例2的焊接性较差，不能实现-10℃不预热焊接。
以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (7)

1.一种440MPa级高氮易焊接钢，其特征在于，化学成分以重量百分比计为C≤0.06％，Si：0.20％～0.40％，Mn：1.10％～1.50％，P≤0.008％，S≤0.003％，Ni：0.20％～0.40％，Cr：0.20％～0.40％，Cu：0.20％～0.40％，Als：0.010～0.020，Ti：0.010％～0.030％，Nb：0.030％～0.050％，V：0.050％～0.080％，N：0.012％～0.020％；余量为Fe和不可避免的杂质元素；
所述钢中N含量按质量百分数计符合：N/14≤(Al/27+Ti/48+V/51)/2；
所述钢中C含量按质量百分数计符合：C/12≤2×(Ti/48+V/51+Nb/93)；
所述钢中Ni、Cu、Cr含量按质量百分数计符合：0.7≤Ni+Cu+Cr≤0.9；
所述440MPa级高氮易焊接钢用于船舶与海洋工程。
2.根据权利要求1所述的440MPa级高氮易焊接钢，其特征在于，所述钢的碳当量≤0.38％；Pcm≤0.20。
3.一种权利要求1或2所述的440MPa级高氮易焊接钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
步骤1：铁水预处理；
步骤2：转炉冶炼；
步骤3：增氮；
步骤4：精炼；
步骤5：连铸；
步骤6：轧制。
4.根据权利要求3所述的440MPa级高氮易焊接钢的制备方法，其特征在于，所述步骤3中，转炉出钢后，调整钢水氧活度的范围为≤80ppm，利用喂线机向钢包内喂入钒氮合金线或高氮锰铁合金线，获得目标氮含量。
5.根据权利要求3所述的440MPa级高氮易焊接钢的制备方法，其特征在于，所述步骤5中，连铸处理的过热度为15～25℃，拉速≤1.2m/min，连铸后连铸坯进入缓冷坑处理。
6.根据权利要求3所述的440MPa级高氮易焊接钢的制备方法，其特征在于，所述步骤6中，在进行轧制处理之前，将缓冷坑处理后的连铸坯加热到1150～1180℃。
7.根据权利要求3-6任一项所述的440MPa级高氮易焊接钢的制备方法，其特征在于，所述步骤6中，轧制处理包括粗轧和精轧；
所述粗轧的开始温度为1100～1130℃，粗轧的结束温度≥950℃，粗轧的累积变形量≥65％；
所述精轧的开始温度为900～920℃，精轧的结束温度为800～820℃，精轧的累积变形量≥30％。
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