CN1534105A - 具有良好低温韧性易焊接的软磁结构钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

具有良好低温韧性易焊接的软磁结构钢及其制造方法，软磁结构钢含有如下组分，按重量百分比，C：0.010％～0.020％、Si：1.0％～2.0％、Mn：0.60％～1.00％、P：≤0.015％、S：≤0.008％、Als：0.001％～0.010％、Cr：＜0.60％、Cu：0.20％～0.60％、Ti：0.005％～0.02％、Ni：≤1.00％、Mg：0.001～0.008％、[O]：0.001～0.008％、N：0.001％～0.006％、Ca或REM：≤0.005％、其余为铁和不可避免的夹杂，Pcm≤0.18％。具有较高的强度、极其优良的低温冲击韧性、良好的焊接性，又具有高磁通密度、高电阻率、优良的抗磁时效性和耐大气腐蚀性，确保软磁结构钢板在严寒地区(－30℃～－40℃左右)使用的安全性；同时简化生产工艺，降低生产成本。

Description

具有良好低温韧性易焊接的软磁结构钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及软磁结构钢及其制造方法，特别涉及用于制造磁悬浮列车轨道梁侧面导向软磁结构钢板及其制造方法。

背景技术

磁悬浮快速列车系统是一种快速、安全、高效、环保型的交通工具，目前国际上最快的磁悬浮列车时速已达到560公里/小时以上。作为快速、安全、高效、环保型的交通工具越来越受到人们的青睐。

磁悬浮侧面导向软磁结构钢板是磁悬浮导轨上的关键部件，它在磁悬浮轨道中不仅能够吸收承载力、导向力和驱动力，同时还具有高的磁通密度、高的电阻率、良好的抗老化性、抗磁时效性及好的焊接性，因而成为高效、节能、环保型的高附加值产品。

美国专利申请号US 6287395公开了德国蒂森钢铁股份公司的“可高能焊接的软磁钢及其在磁悬浮铁轨部件上的应用”的发明专利，该发明专利的组分为Cr 0.65～1.0％、Si 1.0～2.0％、Cu 0.25～0.55％、Ni 0.003～0.008％、Mn 0.15～0.6％、Als 0.02～0.07％、Ti 0.01～0.02％、Ca 0～0.15％、P 0～0.045％。

由于C、Als、Cr含量明显偏高，Mn含量明显偏低，软磁钢的实际冲击韧性较低，电阻率偏低、强度偏低，尤其0℃以下的低温(尤其在-20℃以下)冲击韧性很低，0℃横向冲击功在12J～57J之间；磁感也不高，B40只有1.60T左右，低磁场下磁感较低B3只有0.60T，电磁转化效率偏低，无效损耗大，不能适应日益严格环境保护要求；且以及焊接性相对较差，无法在寒冷或较为寒冷地区使用。

中国专利申请号01126937.5公开了用该专利生产的磁悬浮列车轨道梁侧面导向软磁结构钢板实物性能较前述德国专利技术生产的实物性能有大幅度地提高，但其磁通密度、电阻率及低温冲击韧性仍然不够高，B40约1.60T～1.61T、B3约0.9T～1.00T、电阻率ρ约0.39～0.40μΩm，0℃Akv≥140J，冲击韧性在-10℃以下，不能保证Akv≥27J，焊接线能量只能控制在≤12kJ/cm才能保证热影响区(HAZ)0℃Akv≥27J。

发明内容

本发明的目的在于提供一种具有较高的强度、极其优良的低温冲击韧性、良好的焊接性，又具有高磁通密度、高电阻率、优良的抗磁时效性和耐大气腐蚀性的软磁结构钢及其制造方法，以改善软磁结构钢板的母材和焊接热影响区-20℃以下的低温冲击韧性，确保软磁结构钢板在严寒地区(-30℃～-40℃左右)使用的安全性；同时简化生产工艺，降低生产成本。

为达到上述目的，本发明成分设计的原理是：对于～1.60％Si的软磁钢来说，当成品钢的平均晶粒尺寸达到20μm以上时，其机械性能尤其-20℃以下的低温冲击韧性严重劣化，而当成品钢的平均晶粒尺寸小于10μm时(极低碳含量，即C≤0.02％的条件下)，其电磁性能尤其低磁场下的磁通密度严重恶化。因此要同时保证软磁钢具有优异的电磁性能和机械性能尤其低温冲击韧性和焊接性，合金化是唯一途径。一般认为加入Mn能改善其机械性能尤其低温冲击韧性，Mn作为合金元素在软磁结构钢中除提高其的电阻率和强度外，还具有扩大奥氏体相区，降低Ar₁、Ar₃点，细化铁素体晶粒作用；但加入过多Mn(＞1.0％)会降低软磁结构钢的磁通密度，提高软磁结构钢的淬硬性，影响软磁结构钢的焊接性，尤其较小线能量焊接时，易形成脆硬组织如马氏体，平衡考虑软磁结构钢的成分体系，最佳Mn含量控制在0.60％～1.00％之间。

钢中的Si可以提高钢的电阻率和磁导率，减小磁致伸缩、涡流损耗和磁滞损耗，因此软磁结构钢中加入一定量的Si可以极大地提高钢的电磁性能和电阻率；但由于Si是强铁素体稳定化元素，过多加入Si(＞2.0％)不仅会造成磁通密度降低，更重要的是造成Ac₁、Ac₃、Ar₁、Ar₃过高(＞1000℃)，甚至不存在奥氏体单相区，这给生产制造工艺带来很大问题，易形成晶粒十分粗大的混晶组织，造成软磁结构钢低温冲击韧性低下和焊接性劣化；此外Si还是钢中致脆元素，过多合金化不仅给钢本身造成较大的脆性，而且严重损害钢的焊接性，此外Si有抑制C从奥氏体和铁素体中析出，提高钢的淬硬性，促进A/M组元形成。因此平衡考虑软磁结构钢的成分体系，最佳Si含量控制在1.0％～2.0％之间。

众所周知C对软磁结构钢的电磁性能、低温冲击韧性及焊接性影响很大，从改善钢的电磁性能、低温冲击韧性及焊接性，尤其在高Si钢中，Si具有抑制碳化物析出，易生成高碳孪晶马氏体M/A组元角度，希望钢中C含量尽可能得低；但从软磁结构钢的强度，更重要的是从生产制造过程中显微组织控制角度，C含量不宜过低，因为软磁结构钢中Si含量高达～1.60％左右，过低C含量(＜0.010％)造成Ac₁、Ac₃、Ar₁、Ar₃过高(＞1000℃)，甚至不存在奥氏体单相区，这给生产制造过程带来很大问题，易形成晶粒十分粗大的混晶组织，造成软磁结构钢低温冲击韧性低下和焊接热影响区低温冲击韧性劣化。综合平衡分析以上的情况，并考虑C在室温铁素体内最大固溶度～0.02％，从抑制生产制造和焊接热循环过程中M/A组元产生及消除局部脆性区(LBZ)的角度，适宜C的含量应控制在0.010％～0.020％之间，确保获得最佳电磁性能、-20℃以下母材和焊接HAZ的冲击韧性。

软磁结构钢中的Als能够固定钢中的自由[N]，防止形成铁的氮化物损害磁性及防止自由[N]在温度和应力作用下产生磁时效，并具有提高软磁钢板的电阻率，同时降低焊接热影响区(HAZ)自由[N]，改善HAZ的低温冲击韧性作用；但钢中加入过量的Al不但会降低钢的磁通密度，而且会在钢中形成大量弥散的针状Al₂O₃夹杂物，损害钢的电磁性能、低温冲击韧性和焊接性，更重要的是Al是强脱氧剂，为保证形成足够数量的MgO(即MgO冶金技术)，在保证Als能够固定钢中自由N的情况下，即Al≥2(Ntotal-0.292Ti)，应尽可能地减少Als含量。根据软磁结构钢成分体系，最佳Als含量控制在0.001％～0.010％之间。

众所周知Mg元素是脱硫剂和强脱氧剂，可以净化钢质。在冶炼终点，最好浇铸开始前，采用高纯铁皮包裹高纯度金属Mg或用Fe-Si-Mg或Ni-Mg等合金加入形式进行最终强脱氧，以代替通常所用的Al进行强脱氧，形成不易团聚和粗化的细小弥散的MgO粒子(Al₂O₃很容易团聚和粗化)，即当Mg加入到钢液中时，Mg可以置换出弱脱氧剂如Mn、Si和Ti，形成亚微米级弥散分布的MgO粒子。抑制生产制造和焊接热循环过程中奥氏体晶粒长大，同时作为形核剂促进奥氏体晶内铁素体形核，细化母材和HAZ的组织，提高其低温冲击韧性。软磁结构钢中加入微量的Mg目的是与钢中O结合，生成稳定性很高的MgO粒子，细小弥散分布的MgO粒子可以抑制焊接熔合线附近(1～2mm)HAZ奥氏体晶粒长大和奥氏体晶界粗大多边形铁素体(GPF)形成，促进HAZ奥氏体晶内铁素体形成，改善焊接HAZ低温韧性。即当采用大线能量焊接时，距离熔合线附近(1～2mm)焊接HAZ范围内，由于过热温度高达1400℃以上，甚至达到1450℃以上，此时TiN粒子几乎全部溶解而变得毫无作用；相反稳定性很高的MgO粒子几乎不发生溶解而保留下来，抑制HAZ奥氏体晶粒长大，促进奥氏体晶内铁素体形核，细化熔合线附近的HAZ组织，达到改善HAZ韧性。MgO粒子的尺寸、数量和分布是改善软磁结构钢板焊接熔合线附近HAZ韧性的关键性因素，当MgO粒子尺寸在0.001～5μm之间，最好在0.01～2μm之间，效果最好。要获得上述尺寸的MgO粒子，控制Mg含量、钢中[O](钢中自由氧含量)含量至关重要。当钢中Mg含量高于0.008％时，生成MgO粒子尺寸过于粗大，不但不能改善HAZ韧性，反而降低钢的纯净度，大颗粒MgO将成为裂纹萌生点，当钢中Mg含量低于0.001％时，生成MgO数量太少，不足以抑制熔合线附近HAZ奥氏体晶粒长大、促进奥氏体晶内铁素体形核及细化熔合线附近HAZ组织。

钢中[O]含量是形成细小弥散MgO粒子的关键因素，当钢中[O]含量低于0.001％时，MgO生成数量不足，当[O]含量高于0.008％时，生成MgO数量过多、颗粒尺寸过大，对HAZ低温韧性反而不利，同时钢的纯净度下降，因此[O]含量控制在0.001～0.008％之间为宜。

软磁结构钢中加入微量的Ti目的是与钢中N结合，生成稳定性较高的TiN粒子，抑制生产制造过程中奥氏体晶粒长大和距离熔合线较远(2mm～3mm以上)焊接HAZ区奥氏体晶粒长大和改变二次相变产物，改善软磁结构钢母材的低温韧性和焊接性。加入Ti含量过少(＜0.005％)，形成TiN粒子数量不足，不足以抑制HAZ的奥氏体晶粒长大和改变二次相变产物而改善HAZ的低温韧性；加入Ti含量过多(＞0.020％)时，在钢液凝固过程中，液析出大尺寸TiN粒子，这种大尺寸TiN粒子不但不能抑制HAZ的奥氏体晶粒长大，反而成为裂纹萌生的起始点；此外Ti含量过多造成Ti/N＞3.42时，在生产制造和焊接热循环过程中，TiN很容易发生Ostwald熟化，失去钉扎奥氏体晶界作用。此外生成TiN数量过多，将导致软磁结构钢的电磁性能下降和矫顽力升高，因此从改善软磁结构钢的焊接角度出发，又不损害软磁结构钢的电磁性能，Ti含量的最佳控制范围为0.005％～0.02％。

N的控制范围与Ti的控制范围相对应，即Ti/N在2.5～3.2之间最佳，N含量过低，生成TiN粒子数量过少，尺寸过大，不能起到改善软磁结构钢的焊接性的作用，反而对焊接性有害；相反当N含量过高时，钢中自由[N]增加，软磁结构钢在以后使用过程中可能产生严重磁时效，同时钢中N含量增加，焊接HAZ区自由[N]含量急剧增加，严重损害HAZ低温冲击韧性，恶化软磁结构钢的焊接性，此外钢中[N]含量过高还会造成板坯表面闪电裂纹。因此N含量的最佳控制范围为0.001％～0.006％。

本发明采用中等含量的Ni合金化来改善软磁钢的机械性能尤其低温冲击韧性和焊接性而不损害其电磁性能。众所周知Ni是唯一能够同时提高钢的强度、低温韧性及改善钢的焊接性的元素；同时Ni还是铁磁性元素，Fe-Ni合金是一种性能优良的软磁材料，在铁基合金中加入Ni不但不会降低材料的电磁性能，而且会进一步改善电磁性能，钢中加Ni还可以降低铜脆现象，减轻热轧过程的开裂，提高软磁结构钢的电阻率及改善耐大气腐蚀性。因此从理论上讲，钢中Ni含量在一定范围内越高越好，但过高的Ni含量会硬化焊接热影响区，对钢的焊接性不利，同时Ni是一种很贵重元素，从性能价格比考虑，加入≤1.00％Ni最好。

软磁结构钢用作磁悬浮轨道梁侧面导向板，因此要求其具有极其优良的耐候性能，Cu是非常有效的耐候元素，在软磁结构钢中加入一定的Cu能极大地改善其耐大气腐蚀性；但加入过多的Cu(≥0.60％)，将损害软磁结构钢的电磁性能，如降低磁通密度和提高矫顽力，由于Cu不是铁磁性元素，钢中加入Cu，将降低钢的磁通密度，如果加入Cu含量超过0.60％，在热轧和正火处理过程中，将发生细小弥散的ε-Cu沉淀(Cu在铁素体中固溶度～0.50％)，钉扎磁畴壁运动，进一步降低钢的磁通密度，提高矫顽力，同时还可能造成铜脆。但如果加入Cu含量过少(＜0.20％)，软磁结构钢耐大气腐蚀性不足，因此最佳Cu含量控制在0.20％～0.60％之间。

与Cu作用一样，软磁结构钢中加入一定含量Cr，也能大大改善其耐大气腐蚀性(注：单独加＜0.6％Cu，软磁结构钢仍然不足以具有足够的耐候性)，加入Cr过少，不足以改善软磁结构钢的耐大气腐蚀性，如果加入过多Cr(≥0.60％)，将严重损害钢的电磁性能、低温韧性，更重要的是钢中Cr含量过高时，促进焊接HAZ内的上贝氏体生长，降低HAZ低温冲击韧性，此外Cr是比较贵重元素。因此从平衡考虑软磁结构钢的成分体系出发，最佳Cr含量控制在＜0.60％。

对钢进行Ca或REM(稀土元素)处理，一方面可以进一步纯洁钢液，另一方面对钢中硫化物进行变性处理，使之变成不可变形的、稳定细小的球状硫化物，提高软磁钢的电磁性能、抑制S的热脆性、提高软磁钢冲击韧性和Z向性能、改善软磁结构钢冲击韧性的各向异性。Ca或REM加入量的多少，取决于钢中S含量的高低，Ca或REM加入量过低，处理效果不大；Ca或REM加入量过高，形成Ca或REM(O，S)——稀土氧硫化合物尺寸过大，脆性也增大，可成为断裂裂纹起始点，降低钢的低温韧性，同时还降低钢质纯净度、污染钢液。一般控制Ca或REM含量按

ESSP＝(wt％Ca)[1-124(wt％O)]/1.25(wt％S)；

其中ESSP硫化物夹杂形状控制指数，取值范围0.5～5之间为宜，因此Ca或REM含量的最佳控制范围为Ca≤0.005％、REM≤0.005％。

P作为钢中有害夹杂，对软磁结构钢的电磁性能、机械性能，尤其低温冲击韧性和焊接性具有巨大的损害作用，理论上要求越低越好，但考虑到炼钢操作条件和炼钢成本，要求P含量控制在≤0.013％。

S和P一样作为钢中有害夹杂，对软磁结构钢的电磁性能具有很大的损害作用，更重要的是S在钢中与Mn结合，形成MnS夹杂物，在热轧过程中，MnS的可塑性使MnS沿轧向延伸，形成沿轧向MnS夹杂物带，严重损害钢板的横向冲击韧性、Z向性能和焊接性，同时S还是热轧过程中产生热脆性的主要元素。理论上要求越低越好，但考虑到炼钢操作条件、炼钢成本和制造过程的物流顺畅，要求S含量控制在≤0.004％。

为改善软磁钢的电磁性能，控制成品软磁结构钢的晶粒尺寸是一个重要手段，当成品钢的晶粒尺寸小于10μm，虽然可以提高钢的机械性能尤其低温冲击韧性，但电磁性能尤其低磁场下的电磁性能急剧恶化，因为晶粒尺寸减小时，晶界面积增加，晶界钉轧磁畴壁运动的作用加强；当钢的平均晶粒尺寸大于20μm时，虽然电磁性能进一步改善，但其机械性能尤其-20℃以下母材和焊接HAZ(热影响区)低温冲击韧性严重恶化。因此控制成品钢的晶粒尺寸在10～20μm之间是适宜的。

本发明的技术方案是：

具有良好低温韧性易焊接的软磁结构钢，含有如下组分，其重量百分比为：

C：0.010％～0.020％

Si：1.0％～2.0％

Mn：0.60％～1.00％

P：≤0.015％

S：≤0.008％

Als：0.001％～0.010％

Cr：＜0.60％

Cu：0.20％～0.60％

Ti：0.005％～0.02％

Ni：≤1.00％

Ca或REM(稀土元素)：≤0.005％

其余为铁和不可避免的夹杂。

还包含有如下组分，按重量百分比：

Mg：0.001～0.008％

[O]：0.001～0.008％。

还进一步包含有N，其含量为：0.001％～0.006％，按重量百分比。

更进一步，所述的组分进一步优选范围为：按重量百分比

C：0.010％～0.020％

Si：1.45％～1.65％

Mn：0.70％～0.90％

P：≤0.010％

S：≤0.0035％

Als：0.002％～0.005％

Cr：0.40％～0.60％

Cu：0.25％～0.35％

Ti：0.009％～0.016％

Ni：0.40％～0.60％

其余为铁和不可避免的夹杂；

其Pcm≤0.18％。

所包含的Ca或REM的含量优选为：0.002％～0.004％，按重量百分比。

所述的N的优选含量为：0.003％～0.005％，按重量百分比。

所述的Mg的含量优选为：0.003～0.006％，[O]：0.002～0.004％，按重量百分比。

所述的结构钢的晶粒尺寸为10～20μm。

且，本发明软磁结构钢的Pcm≤0.18％，其中Pcm(裂缝敏感指数)＝wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5wt％B

本发明的具有良好低温韧性易焊接的软磁结构钢的制造方法，包括如下步骤，

采用连铸工艺，浇铸温度≤1600℃，得到连铸板坯；

板坯加热、轧制，板坯加热温度在1050℃～1180℃；在完全再结晶温度范围内，大轧制压下率进行快速连续轧制，变形金属发生完全再结晶，每一轧制道次压下率≥15％，轧制总压下率≥70％，终轧温度控制在Ar₃点以上；

控制冷却，从轧制结束到开始加速冷却之间的时间在30秒以内，加速冷却开始时钢板温度必须在Ar₃点以上，然后以≥10℃/s冷却速度冷却至500℃以下，然后堆垛缓冷至室温。

进一步，步骤b后直接淬火至淬火停止，温度控制在500℃以下，然后堆垛缓冷至200℃左右，再自然空冷至室温。

所述的步骤a中的优选浇铸温度≤1580℃。

所述的步骤b中的优选板坯加热温度在1080℃～1150℃，每一轧制道次压下率≥20％，总压下率≥80％。

所述的步骤c中从轧制结束到开始加速冷却之间的时间优选在15秒以内，以≥20℃/s冷却速度冷却至在300℃～500℃之间，然后堆垛缓冷至200℃左右后，自然空冷至室温。

根据本发明具有极其优良低温冲击韧性(-20℃以下)的软磁结构钢板组织是均匀细小的(10μm～20μm)等轴铁素体晶粒。

本发明的铸造工艺推荐采用连铸工艺，连铸工艺重点控制浇铸温度和钢液凝固速度，浇铸温度≤1600℃，最好≤1580℃，低温浇铸法较好。钢液从液相线到固相线凝固速度是本发明关键工艺过程之一，必须严格控制，在铸坯不发生裂纹的条件下，凝固速度越快越好。

采用低温板坯加热，板坯加热温度控制在1050℃～1180℃之间，最好在1080℃～1150℃之间，确保原始板坯奥氏体晶粒度均匀并且较为细小。在完全再结晶温度范围内，大轧制道次压下率进行快速连续轧制，确保变形金属发生完全再结晶，为此轧制道次压下率≥15％，最好≥20％，热轧总压下率≥70％，最好≥80％；控制终轧温度在Ar₃点以上，从轧制结束到开始加速冷却之间的传搁时间应尽可能控制得短，力争控制在30秒以内，最好控制在15秒以内，并且特别重要的是加速冷却开始时，钢板温度必须在Ar₃点以上，以≥10℃/s，最好≥20℃/s冷却速度冷却至500℃以下，最好在300℃～500℃之间，然后堆垛缓冷至室温；

或者进行轧后直接淬火(DQ-Direct Quenching)至淬火停止温度(QST-Quenching Stop Temperature)，QST也控制在500℃以下，最好在300℃～500℃之间，然后堆垛缓冷至200℃左右后，自然空冷至室温；采用堆垛缓冷目的是消除应加速冷却在钢板内部形成的内应力，提高电磁性能，缓慢冷却速度控制在≤60℃/hr。

本发明的有益效果是：由于本发明采用极低C、极低Als、中等Mn和Cr含量、铁磁性元素Ni合金化、加Ca或稀土元素REM处理、并采用MgO冶金技术及控制Ti/N在2.5～3.2之间等技术手段，优化再结晶控轧和加速冷却工艺(RCR(recrystallization controlling rolling，再结晶控轧)+ACC(acceleration controlling cooling，控制加速冷却)或优化再结晶控轧和直接淬火(RCR+IDQ(Interrupted Direct Quenching)及后续缓冷工艺，使成品软磁结构钢板的晶粒尺寸在10～20μm，获得优异的机械性能、电磁性能和焊接性，以满足前述对软磁钢所有性能要求，特别适用于磁悬浮列车轨道中的必须吸收承载力、导向力和驱动力的侧面导向板，尤其钢板母材-40℃Akv≥100J，焊接模拟热影响区(HAZ)-40℃Akv值在27J以上(模拟峰值温度1350℃、t8/5＝50秒)，确保在极其寒冷地区磁悬浮列车运行安全。

附图说明

图1a为本发明软磁结构钢板的形变奥氏体CCT曲线图；

图1b为本发明软磁结构钢板的未形变奥氏体CCT曲线图；

图2a为本发明软磁结构钢板的热轧后以5℃/s加速冷却后的金相组织图；

图2a为本发明软磁结构钢板的热轧后以30℃/s加速冷却后的金相组织示意图。

具体实施方式

本发明的实施例见表1，其与对比例的机械性能比较见表2。

本发明软磁结构钢板制造过程如下：真空感应炉冶炼，钢液成分达到目标成分后，加入Mg合金进行最终脱氧后，立即开始浇铸，钢水的浇铸温度为1560℃～1580℃。钢锭在加热炉中均热80分钟，均热温度为1100℃～1160℃，热轧采用6道次轧制工艺，累计压下率75％～85％，终轧温度为890℃～910℃，终轧结束与开始加速冷却之间的传搁时间为15s～30s，开始加速冷却时钢板的表面温度在880℃以上，加速冷却速度为20℃/s～30℃/s，止冷温度为450℃～500℃，随后缓慢冷却至200℃(缓慢冷却速度≤60℃/hr)，然后自然空冷至室温。

Pcm(裂缝敏感指数)＝wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5wt％B，其中Mo、V、B为0。

从本发明钢合金体系上看，由于极低碳、高硅含量及低合金含量，在宽范围的冷却速度下(0.1℃/s～30℃/s)，均可以获得等轴铁素体晶粒，见图1a、图1b，图1a示出了本发明软磁结构钢形变奥氏体CCT曲线；图1b示出了本发明软磁结构钢未形变奥氏体CCT曲线；并且随着冷却速度加快，铁素体晶粒变得更加均匀细小，见图2a、图2b，其所示分别为软磁结构钢板热轧后以5℃/s加速冷却后的金相组织图、软磁结构钢板热轧后以30℃/s加速冷却后的金相组织图。

                                              表1

钢样	C(％)	Si(％)	Mn(％)	P(％)	S(ppm)	Als(％)	N(ppm)	Ti(％)	Cr(％)	Cu(％)	Ni(％)	Mg(ppm)	O(ppm)	REM(ppm)
															比较例1	0.07	1.69	0.40	0.009	/	0.060	70	0.003	0.80	0.26	/	/	/	/
比较例2	0.06	1.61	0.38	0.011	10	0.050	21	0.002	0.79	0.27	0.21	/	/	/
															实施例1	0.013	1.61	0.73	0.011	28	0.003	37	0.011	0.49	0.27	0.52	38	34	26
实施例2	0.012	1.59	0.75	0.010	21	0.004	45	0.010	0.50	0.31	0.48	47	28	30
															实施例3	0.017	1.65	0.71	0.012	26	0.006	51	0.013	0.45	0.34	0.49	43	35	24
实施例4	0.015	1.55	0.81	0.009	27	0.002	43	0.013	0.47	0.29	0.46	52	36	27
															实施例5	0.014	1.58	0.79	0.011	32	0.004	38	0.012	0.53	0.32	0.48	55	38	25

                                               表2

钢样	σs(MPa)	σb(MPa)	δ(％)	ρ(μΩm)	母材横向冲击功(J)	母材纵向冲击功(J)	晶粒尺寸(μm)	B3(T)	B40(T)	焊接热模拟HAZ冲击功(J)
											比较例1	363	529	31	0.382	32(0℃)	58(0℃)	45	0.62	1.57	/
比较例2	370	508	33	0.380	144(0℃)	208(0℃)	18	0.95	1.61	16.7(0℃)
											实施例1	391	503	34	0.41	121(-40℃)	158(-40℃)	15	1.18	1.65	36(-40℃)
实施例2	385	495	35	0.43	104(-40℃)	147(-40℃)	17	1.15	1.66	48(-40℃)
											实施例3	379	517	34	0.44	136(-40℃)	148(-40℃)	13	1.21	1.65	51(-40℃)
实施例4	398	508	36	0.42	101(-40℃)	129(-40℃)	18	1.18	1.66	43(-40℃
											实施例5	390	497	33	0.43	115(-40℃)	167(-40℃)	11	1.22	1.65	64(-40℃)

焊接热模拟参数：单循环，模拟峰值温度1350℃、t8/5＝50秒。

Claims (13)

1.具有良好低温韧性易焊接的软磁结构钢，其特征在于，含有如下组分，其重量百分比为：

C：0.010％～0.020％

Si：1.0％～2.0％

Mn：0.60％～1.00％

P：≤0.015％

S：≤0.008％

Als：0.001％～0.010％

Cr：＜0.60％

Cu：0.20％～0.60％

Ti：0.005％～0.02％

Ni：≤1.00％

Ca或REM：≤0.005％

其余为铁和不可避免的夹杂。

2.如权利要求1所述的具有良好低温韧性易焊接的软磁结构钢，其特征在于，还包含有如下组分，按重量百分比：

Mg：0.001～0.008％

[O]：0.001～0.008％。

3.如权利要求1或2所述的具有良好低温韧性易焊接的软磁结构钢，其特征在于，还进一步包含有N，其含量为：0.001％～0.006％，按重量百分比。

4.如权利要求1所述的具有良好低温韧性易焊接的软磁结构钢，其特征在于，所述的组分进一步优选范围为：按重量百分比计

C：0.010％～0.020％

Si：1.45％～1.65％

Mn：0.70％～0.90％

P：≤0.010％

S：≤0.0035％

Als：0.002％～0.005％

Cr：0.40％～0.60％

Cu：0.25％～0.35％

Ti：0.009％～0.016％

Ni：0.40％～0.60％

其余为铁和不可避免的夹杂。

5.如权利要求1所述的具有良好低温韧性易焊接的软磁结构钢，其特征在于，所包含的Ca或REM的含量优选为：0.002％～0.004％，按重量百分比。

6.如权利要求3所述的具有良好低温韧性易焊接的软磁结构钢，其特征在于，所述的N的优选含量为：0.003％～0.005％，按重量百分比。

7.如权利要求1所述的具有良好低温韧性易焊接的软磁结构钢，其特征在于，所述的Mg的含量优选为：0.003～0.006％，[O]：0.002～0.004％，按重量百分比。

8.如权利要求1所述的具有良好低温韧性易焊接的软磁结构钢，其特征在于，所述的结构钢的晶粒尺寸为10～20μm。

9.具有良好低温韧性易焊接的软磁结构钢的制造方法，其特征在于，包括如下步骤，

a.采用连铸工艺，浇铸温度≤1600℃，得到连铸板坯；

b.板坯加热、轧制，板坯加热温度在1050℃～1180℃；在完全再结晶温度范围内，大轧制压下率进行快速连续轧制，变形金属发生完全再结晶，每一轧制道次压下率≥15％，轧制总压下率≥70％，终轧温度控制在Ar₃点以上；

c.控制冷却，从轧制结束到开始加速冷却之间的时间在30秒以内，加速冷却开始时钢板温度必须在Ar₃点以上，然后以≥10℃/s冷却速度冷却至500℃以下，然后堆垛缓冷至室温。

10.如权利要求9所述的具有良好低温韧性易焊接的软磁结构钢的制造方法，其特征在于，步骤b后直接淬火至淬火停止，温度控制在500℃以下，然后堆垛缓冷至200℃左右，再自然空冷至室温。

11.如权利要求9所述的具有良好低温韧性易焊接的软磁结构钢的制造方法，其特征在于，所述的步骤a中的优选浇铸温度≤1580℃。

12.如权利要求9所述的具有良好低温韧性易焊接的软磁结构钢的制造方法，其特征在于，所述的步骤b中的优选板坯加热温度在1080℃～1150℃，每一轧制道次压下率≥20％，总压下率≥80％。

13.如权利要求9所述的具有良好低温韧性易焊接的软磁结构钢的制造方法，其特征在于，所述的步骤c中从轧制结束到开始加速冷却之间的时间优选在15秒以内，以≥20℃/s冷却速度冷却至在300℃～500℃之间，然后堆垛缓冷至200℃左右后，自然空冷至室温。

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