CN1342781A - 大线能量焊接高韧性抗锌液腐蚀用钢及其生产方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及一种大线能量焊接高韧性抗锌液腐蚀用钢及其生产方法,属低合金钢制造领域。本发明采用Ti的复合氧化物获得抗大线能量(≥50kJ/cm)焊接性能,以Nb、V等微合金元素提高钢的强度,用Cu、Ni、B、RE提高抗锌液腐蚀性能。本发明钢经转炉吹炼,真空处理,控制轧制,在1250～1320℃烧钢,轧制温度1180～1000℃或950℃以下,累计压下率≥50%。本发明钢生产方法简便、高效,生产和制造成本低,具有极优良的高温强度、冷热加工生能、焊接性能和抗锌液腐蚀性能,最适合用于制作锌锅、熔融锌液中用的大型象鼻子、沉没辊和防震辊及其挂臂等锌液腐蚀环境下工作的设备及备件。
Description
【技术领域】
本发明涉及一种大线能量焊接高韧性抗锌液腐蚀用钢及其生产方法，属低合金钢制造领域。
【背景技术】
在本发明前，仅有日本钢铁公司(Nippon Steel Corp.)申请的专利(JP200023986；发明人DAIKUREKK)“用金属氟化物焊药在多层埋弧焊时转变成特殊含氟量的镀锌电镀槽用钢”。该专利采用特殊焊药在镀锌槽上进行大线能量埋弧焊，制造的电解槽具有良好的室温和高温抗锌液腐蚀性能。其不足之处在于，该方法的使用具有很大的局限性，与锌液接触的不是钢材本身，而是多层埋弧焊焊肉。在制造大型锌锅及大型象鼻子、挂臂时，就必须使用具有抗锌液腐蚀能力的钢材。本发明前，轧钢厂大型锌锅及大型象鼻子、挂臂采用武汉钢铁(集团)公司生产的抗锌液腐蚀钢KZF制造，其不足之处在于存在强度偏低、易产生撕裂等。
【发明内容】
本发明的目的是提供一种大线能量焊接高韧性抗锌液腐蚀用钢及其生产方法，提供的钢具有优异的大线能量焊接性能和抗锌液腐蚀性能，又能以最简便、高效的方法生产和制造，降低生产成本。
为了达到上述目的，本发明设计了一种大线能量焊接高韧性抗锌液腐蚀用钢，其特征在于钢的化学成分(按重量％)为C0.01～0.07，Si≤0.15，Mn0.10～0.70，P≤0.020，S≤0.010，Al0.010～0.040，N0.0020～0.0060，Ti0.005～0.018，此外，还含Ni≤0.50，Cu≤0.40，V≤0.060，Nb≤0.050，B≤0.0040，RE≤0.020中的一种或一种以上，其余为Fe；且满足：①Ti/N＝2.0～3.0；②68×C+8.6×Si+2.6×Mn+136×P-50×Al≤8。
以下详述本发明中C、Si、Mn、P、S、Al、N、Ti、Ni、Cu、V、Nb、B、RE限定量的理由。
本发明的C含量选择在0.01％～0.07％。钢中的C以间隙原子形式存在，能极为有效地提高钢材强度，但钢中的C使钢材受浸蚀严重，其含量和分布状态不同对钢有不同程度的影响：
1)C含量增大，铁锌反应激活能降低，铁损增加。
2)C的分布状态不均匀，铁损增加。C以石墨态存在或者以均匀的屈氏体存在时，反应速率变化不显著，然而当C以球状或片状珠光体存在时，其反应速率最大。在锌液中，珠光体反应速率加快的原因，一是其结构上产生大量表面凹入坑，增大了反应的表面积；二是粗大的Fe3C颗粒(或者部分是变化了的Fe3ZnC颗粒)由于扩散增加，在合金层产生裂纹。所以本发明的C含量上限控制在≤0.07％。
本发明的Si含量选择在Si≤0.15％，Si与C有很多相似的化学性质，对Fe-Zn反应的影响比C还要大，它使铁损大大增加。Si在钢表面分布不均匀，导致形成不均匀的合金层，反应速率增加，且Si的存在，使长时间浸锌的铁损更加显著，在各个温度下都表现为直线动力学。这是因为Si富集于锌液中并附于邻近的钢基表面上，抑制了连续的ξ相形成，从而使铁损加剧。当C和Si同时存在时，层状珠光体可以削弱Si对浸蚀的作用，当含C量高时尤为显著，而球状珠光体能促进Si的溶解，如含0.01％Si的低Si钢有致密的Fe/Si合金层，而0.3％Si的钢由于Si使ξ结晶粗大，从而溶解加速。所以本发明的Si含量上限控制在≤0.15％。
本发明的Mn含量选择在0.10％～0.70％。Mn可以提高钢材的强度和韧性，所以其含量的下限选择在0.10％。但Mn的存在使钢的浸蚀增加，Mn含量在一定范围内浸蚀特别强烈，且随Mn的增加，浸蚀强烈发生的温度更低。所以本发明的Mn含量上限控制在≤0.70％。
本发明的P、S含量选择在P≤0.020％，S≤0.010％：含有P会促进被加速和不均匀的合金层数生长，使Fe/Zn合金层开裂，导致浸蚀严重。P含量增至1.1％则影响更大。P也扩大线性反应的温度范围，在ξ相层中生成一种丘状ξ树枝状结构，ξ相下面有薄的δ1相和极薄的或不连续的T相，这种结构是由于在钢基或Fe/Zn合金层内部发生偏析阶段，这就破坏了平衡，促使δ1相突变为ξ相。在S的偏析部分比附近其它无偏析部分有较强的浸蚀。
本发明的Al含量选择在0.010％～0.040％。Al是钢中的主要脱氧元素，一定的Al含量还能细化钢材的晶粒，提高钢材的强度和韧性。但如果Al含量较高，用Ti脱氧时不能得到Ti的氧化物，因此将Al的含量控制在0.010％～0.040％。
本发明的N含量选择在0.0020％～0.0060％。一般认为N含量在0.02％以内对反应无明显影响，再增高则会使合金层脆化，使浸蚀严重，然而人们发现渗N可降低钢的腐蚀。必须控制N的含量在0.0020％～0.0060％。
本发明的Ti含量选择在0.005％～0.018％，Ti是一种强烈的碳化物和氮化物形成元素，形成的TiN、Ti(CN)等粒子非常稳定，能有效地钉扎γ晶界，阻止γ晶粒长大，因而起到细化晶粒的作用，它还能显著提高钢的室温强度、高温强度和钢的韧性。同时，Ti形成的第二相质点TiN、Ti(CN)等能阻止大线能量焊接过程中粗晶区的晶粒长大，使晶粒细化，提高钢的强韧性。为了生成Ti的氧化物和Ti的氮化物，添加Ti时0.005％是下限；添加量过多则生成碳化物(TiC)，使韧性降低，因此上限为0.018％。
此外，本发明中还含有Ni、Cu、V、Nb、B、RE中的一种或一种以上。
本发明的Ni含量选择在≤0.50％，Ni使反应温度范围加宽，含量较高时使铁锌反应加剧。
本发明的Cu含量选择在≤0.40％，Cu在抗锌液腐蚀用钢中能降低Fe-Zn反应速度，提高抗锌液腐蚀性能，同时还能提高钢材的抗疲劳裂纹扩展能力，所以下限是0.10％。Cu含量过高时，在钢板轧制过程中极易产生网裂，所以上限是0.40％。
本发明的选择Nb ≤0.050％，V≤0.060％，因为Nb、V是强烈的微合金化元素，在钢坯加热过程中能阻止原始奥氏体晶粒长大；在轧制初期的再结晶温度区，通过再结晶形核、长大细化晶粒；无再结晶区温度区轧制时，通过其与C、N形成的细小弥散质点强化基体。
本发明的B含量选择在≤0.0040％，B是表面活性元素，极易偏聚到晶界，有效地抑制先共析铁素体的形核及长大，强烈抑制γ-α相变，提高钢材的强度；B与N的交互作用，能明显提高钢材的低温韧性。B含量过高易形成B的碳化物和氮化物，并集聚在原奥氏体晶界，促使附近地区位错密度增高，可以作为氢在局部地区的陷阱，因而促使此处发生晶界开裂，因此，B含量选择在≤0.0040％。
本发明钢的RE含量选择在≤0.020％，RE能改善钢材中夹杂物的形态和分布，有利于提高钢材的低温韧性。但RE的氧化性非常强，含量高时形成的RE化合物对钢材的性能极为不利。所以其含量范围选择在≤0.020％。
此外，本发明钢中的Ti、N必须满足Ti/N＝2.0～3.0，钢板要具有抗大线能量焊接能力，要求钢中含有含Ti的碳化物和/或氧化物第二相质点，而Ti极易与钢中的N化合，生成TiN，因此，必须保证Ti/N达到2.0～3.0的比例；成分还必须满足68×C+8.6×Si+2.6×Mn+136×P-50×Al≤8，这样才能保证钢板的抗锌液腐蚀性能的需要。
本发明钢还提供一种大线能量焊接高韧性抗锌液腐蚀用钢的生产方法，采用铁水脱硫，转炉吹炼，真空处理，其特征在于钢的化学成分(按重量％)为C0.01～0.07，Si≤0.15，Mn0.10～0.70，P≤0.020，S≤0.010，Al0.010～0.040，N0.0020～0.0060，Ti0.005～0.018，此外，还含Ni≤0.50，Cu≤0.40，V≤0.060，Nb≤0.050，B≤0.0040，RE≤0.020中的一种或一种以上，其余为Fe，在1250～1320℃烧钢，轧制温度1180～1000℃或950℃以下，累计压下率≥50％。本发明钢的轧制过程应避开950～1000℃的红脆区，因此轧制只能在1180～1000℃或950℃以下进行。
本发明的钢具有如下优点：
1.本发明钢热轧状态交货，简化了生产工艺，提高了成材率，降低了成本，适应大生产要求。
2.本发明钢可承受大线能量(50-100kJ/cm)焊接，从而大幅度提高了产品的焊接效率和施工进度。
3.在大线能量焊接条件下，HAZ具有优良的强韧性，从而保证了产品的安全可靠性。
4.本发明钢的抗锌液腐蚀能力优于现用材料。
5.本发明钢具有较高的常温和中温强度，可用于制作制作锌锅、大型象鼻子、沉没辊和防震辊及其挂臂等锌液腐蚀环境下工作的设备及备件。
【具体实施方式】
实施例1：根据本发明钢的化学成分要求，采用铁水脱硫，转炉吹炼，真空处理，然后进行轧制，在1250～1320℃烧钢，轧制温度控制在1180～1000℃和950℃以下，累计压下率≥50％。随后对本发明钢进行了常温及350℃拉伸性能检验，测试了钢板常温冲击韧性和60kJ/cm大线能量焊接后常温HAZ的冲击韧性，并与相应的比较钢做了对比，数据见表1。
本发明钢的常温及350℃拉伸性能明显高于对比钢，焊接热模拟试验前-20℃的冲击韧性与对比钢处于同一水平，但经60kJ/cm大线能量焊接后，本发明钢-20℃的HAZ冲击韧性远远高于对比钢。
从表1可见，本发明成分设计上采用Ti的复合氧化物获得抗大线能量(≥50kJ/cm)焊接性能，采用Nb等微合金元素提高钢材强度，采用Cu提高钢材抗锌液腐蚀性能。本发明钢经控制轧制，具有极优良的高温强度、冷热加工性能、焊接性能和抗锌液腐蚀性能。本发明钢采用控轧工艺生产，工艺简单，价格低廉，可大大降低生产成本及镀锌成本。
表1发明钢与对比钢的化学成分和性能对比
| 发明钢1 | 比较钢 | 发明钢2 | 比较钢 | 发明钢3 | 比较钢 | ||
| 成分 | C | 0.032 | 0.029 | 0.039 | 0.024 | 0.045 | 0.020 |
| Si | 0.011 | 0.014 | 0.007 | 0.017 | 0.017 | 0.037 | |
| Mn | 0.33 | 0.32 | 0.42 | 0.35 | 0.43 | 0.37 | |
| P | 0.009 | 0.013 | 0.011 | 0.014 | 0.017 | 0.014 | |
| S | 0.005 | 0.007 | 0.005 | 0.009 | 0.006 | 0.007 | |
| Al | 0.013 | 0.021 | 0.023 | 0.017 | 0.018 | 0.018 | |
| N | 0.0038 | 0.0041 | 0.0043 | 0.0040 | 0.0055 | 0.0046 | |
| Ti | 0.008 | -- | 0.011 | -- | 0.016 | -- | |
| Ni | 0.15 | 0.10 | 0.12 | 0.11 | -- | -- | |
| Cu | 0.31 | 0.23 | 0.34 | 0.26 | 0.29 | 0.25 | |
| V | -- | -- | 0.010 | -- | -- | -- | |
| Nb | 0.008 | -- | 0.008 | -- | 0.010 | -- | |
| B | 0.0002 | -- | 0.0001 | -- | 0.0003 | -- | |
| RE | 0.003 | -- | 0.002 | -- | 0.003 | -- | |
| 常温σS(MPa) | 370 | 320 | 380 | 325 | 390 | 315 | |
| 350℃σ0.2(MPa) | 280 | 215 | 285 | 215 | 300 | 210 | |
| 钢板韧性(J) | 222 | 216 | 238 | 203 | 234 | 212 | |
| HAZ韧性(J) | 86 | 9 | 94 | 12 | 73 | 7 | |
| 腐蚀深度mm/a | 7.838 | 9.345 | 7.412 | 8.976 | 8.016 | 9.785 | |
注：钢板韧性为常温时钢板的冲击韧性，HAZ韧性为60kJ/cm大线能量焊接后常温时HAZ的冲击韧性。
本发明钢可以广泛应用于锌锅、大型象鼻子、沉没辊和防震辊及其挂臂等。
Claims (2)
1.一种大线能量焊接高韧性抗锌液腐蚀用钢，其特征在于钢的化学成分(按重量％)为C0.01～0.07，Si≤0.15，Mn0.10～0.70，P≤0.020，S≤0.010，Al0.010～0.040，N0.0020～0.0060，Ti0.005～0.018，此外，还含Ni≤0.50，Cu≤0.40，V≤0.060，Nb≤0.050，B≤0.0040，RE≤0.020中的一种或一种以上，其余为Fe；且满足：
①Ti/N＝2.0～3.0；
②68×C+8.6×Si+2.6×Mn+136×P-50×Al≤8。
2.一种大线能量焊接高韧性抗锌液腐蚀用钢的生产方法，采用铁水脱硫，转炉吹炼，真空处理后进行轧制，其特征在于钢的化学成分(按重量％)为C0.01～0.07，Si≤0.15，Mn0.10～0.70，P≤0.020，S≤0.010，Al0.010～0.040，N0.0020～0.0060，Ti0.005～0.018，此外，还含Ni≤0.50，Cu≤0.40，V≤0.060，Nb≤0.050，B≤0.0040，RE≤0.020中的一种或一种以上，其余为Fe，在1250～1320℃烧钢，轧制温度1180～1000℃或950℃以下，累计压下率≥50％。
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