CN1962916A

CN1962916A - 一种适合大线能量焊接的Nb－Ti微合金钢及冶炼方法

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Publication number: CN1962916A
Application number: CN 200510047672
Authority: CN
Inventors: 郝森; 付魁军; 李震; 吕东; 苏国阳; 及玉梅; 王东明; 翟晓丽
Original assignee: Angang Steel Co Ltd
Current assignee: Angang Steel Co Ltd
Priority date: 2005-11-07
Filing date: 2005-11-07
Publication date: 2007-05-16
Anticipated expiration: 2025-11-07
Also published as: CN100463994C

Abstract

本发明提供了一种适合大线能量焊接的Nb－Ti微合金钢，其钢的化学成分为(重量％)：C：0.06％～0.12％、Si：0.10％～0.50％、Mn：0.40％～1.8％、P：≤0.015％、S：≤0.010％、Nb：0.020％～0.050％、Ti：0.006％～0.030％、N：0.0030％～0.0100％，此外还可能含有Mo：≤0.40％、V：≤0.06％、Ni：≤1.0％、Cr：≤1.0％、Cu≤0.50％中的一种或多种，余量为Fe及不可避免的夹杂。还应满足碳当量Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14≤0.45％及总Ti量和总N量符合[Ti％]_T≥2.667[N％]_T－0.004667％。其冶炼方法为铁水预处理，转炉冶炼，LF炉脱S，VD或RH精炼。其中Ti、Nb必须在VD或RH加入。按本发明生产的钢板在50～150KJ/cm大线能量焊接时，焊接热影响区韧性良好。该发明具有生产工艺简单、适用性强的优点。

Description

一种适合大线能量焊接的Nb-Ti微合金钢及冶炼方法

技术领域

本发明涉及一种可大线能量焊接的Nb-Ti微合金钢及其冶炼方法，属低合金钢制造领域。

背景技术

钢板在焊接过程中，由于焊接热循环的作用，焊接热影响区会发生组织和性能的变化，尤其是低温韧性会大大降低。当焊接线能量达到50～150KJ/cm时，韧性一般不及母材的一半。

在本发明前，已经有一些大线能量用钢的公开报道。如川崎制铁株式会社申请的专利“热量输入500KJ/cm以上的大热量输入焊接用钢及其制造方法”(申请号96105716.8)和武汉钢铁公司申报的专利“大线能量焊接非调质高韧性低温钢及其制造方法”(申请号01128316.5)。这些技术的共同特点是加入B，利用BN和Ca或Re的氧化物抑制热影响区晶粒长大，提高热影响区性能。但是B的加入经常产生副作用，B很容易在晶界偏聚，造成母材韧性的严重下降。目前尚无良好的控制B的措施。另外，Ca、Re的氧化物控制难度很高，当它们在液态析出时，晶粒生长不受限制，不仅起不到抑制晶粒长大的作用，也会破坏母材的韧性。因此，这种方法在生产中很难控制。本发明没有采用这种技术路线。

利用TiN提高热影响区性能是应用比较多的技术。如《新型微合金的焊接》(许祖泽著，机械工业出版社)介绍，TiN粒子具有抑制奥氏体晶粒长大，提高热影响区韧性的作用。这种方法控制Ti/N比为3.42。当大线能量焊接时，热影响区在高温停留的时间很长，晶粒长大的驱动力远高于常规线能量焊接。若要保持热影响区韧性，母材中必须具有较高的Ti、N含量。但当含较多的Ti时，部分Ti与C结合形成脆性的TiC粒子，强烈降低母材的韧性。因此单纯的Ti微合金化并不适合大线能量情况。另外，传统的TiN技术对脱S处理没有要求，而TiN很容易与硫化物生成复合粒子，削弱了钉扎晶界的作用。这是该技术的另一缺点。

降低母材韧性、不适应大线能量要求以及生产上难以控制，是现有技术的主要不足。

发明内容

本发明的目的在于为解决上述问题，提供一种适合大线能量焊接的Nb-Ti微合金钢及冶炼方法。

本发明的目的是这样实现的，一种适合大线能量焊接的Nb-Ti微合金钢，其化学成分为(重量％)：C：0.06％～0.12％、Si：0.10％～0.50％、Mn：0.40％～1.80％、P：≤0.015％、S：≤0.010％、Nb：0.020％～0.050％、Ti：0.006％～0.030％、N：0.0030％～0.0100％，此外还可能含有Mo：≤0.40％、V：≤0.06％、Ni：≤1.0％、Cr：≤1.0％、Cu≤0.50％中的一种或多种，余量为Fe及不可避免的夹杂。且满足总Ti量和总N量符合[Ti％]_T≥2.667[N％]_T-0.004667％及碳当量Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14≤0.45％。其理由如下：

C是决定钢材强度的主要元素，也是决定焊接热影响区组织的主要元素。当C低于0.06％时，难以得到所需要的强度；当C高于0.12％时，焊接热影响区中出现多量的淬硬组织，使韧性得到恶化，而且高C时容易产生焊接裂纹。本发明C控制在0.06％～0.12％。

Si作为脱氧元素而添加，Si低于0.10％时，脱氧效果差，钢板表面易起麻点和红绣；但当Si大于0.50％时，促进组织粗化，而且焊接冷、热裂纹敏感性均增加。本发明Si控制在0.10％～0.50％。

Mn是保证钢板强度的重要元素，也是增加碳当量的重要元素。当Mn含量低于0.40％时，强度降低，而且S化物的有害作用增强；当Mn含量高于1.80％时，热影响区韧性变坏。本发明Mn控制在0.40％～1.80％。

P是杂质元素，增加钢材的冷脆性，应尽可能降低。但冶金脱P成本很高，限制在0.015％以下可以保证韧性要求。

S是影响钢材韧性的主要元素。良好的脱S不仅有助于提高钢板的塑韧性，还有助于控制TiN的尺寸以抑制热影响区晶粒的长大。因此，满足大线能量焊接要求必须良好脱S。本发明要求S≤0.010％。

Ti是本发明着力研究的元素。Ti与N结合成TiN，具有阻止奥氏体晶粒长大和增加铁素体形核的作用，可以有效地提高热影响区的韧性。Ti的添加，还可以减少N的固溶含量，改善钢的时效性能。Ti的加入与N量关系很大。当Ti量低于2.667[N％]_T-0.004667％时，钢中固溶N量较多，韧性和时效性能均较低；当Ti/N高于2.73时，TiN粒子粗化，对热影响区的有益作用削弱，同时固溶Ti量增高，损害母材韧性。本发明Ti控制在0.006％～0.030％。

N是本发明另一着力研究的元素。N有两种存在方式，一种是固溶，对母材性能不利，另一种是形成弥撒分布的细颗粒N化物，对焊接热影响区韧性有改善作用。N量低则N化物数量不足，不适合大线能量焊接。N量高则固溶N增多，母材韧性和时效性能不好。本发明N控制在0.0030％～0.0100％。

Nb不仅能提高轧制过程的再结晶温度，促进细晶强化效果，还能与Ti形成复合N化物，降低Ti/N比，改善热影响区性能。Nb量过低，对Ti/N比的改变作用小；Nb量过大时，促进侧板条铁素体形成，对韧性也不利。本发明Nb控制在0.020％～0.050％。

根据钢种所要求的强度不同以及是否有耐蚀性要求，可以加入Cr、Mo、V、Ni、Cu中的一种或多种。但这三种元素均显著提高碳当量，导致淬硬性增加，因此含量必须限制。本发明要求Cr≤1.0％、Mo≤0.40％、V≤0.06％、Ni≤1.0％、Cu≤0.50％。

为消除S化物对TiN形态的影响，本发明的具体技术方案还包括如下冶炼工艺措施，铁水预处理，脱S渣扒干净；转炉冶炼；LF炉造白渣，深度脱S，目标成分微调；VD或RH精炼，处理时间不低于10分钟，在Si-Ca处理后加入Ti-Fe和Nb-Fe，吹Ar气3分钟，以保证成分均匀；连铸阶段中间罐采用浸入式水口，Ar气保护浇注，电磁搅拌，连铸过热度≤25℃。该工艺的主要特征为Ti、Nb在脱S后的VD或RH工序加入。

本发明具有如下优点：

1.按本发明生产的钢板在50～150KJ/cm大线能量焊接时，焊接热影响区组织中有15％以上的多边形铁素体，焊接热影响区韧性良好。

2.生产工艺简单，对轧制工艺无特殊要求，适用性强。

3.适用的成分范围宽，可用于容器用钢、耐腐蚀结构用钢等多个领域。

附图说明

图1为实施例1中按本发明冶炼方法生产的容器用钢板经焊接后热影响区第二相粒子分布图；

图2为实施例1中按现有技术生产的容器用钢板经焊接后热影响区第二相粒子分布图；

图3为实施例2中按本发明冶炼方法生产的耐腐蚀用钢板经焊接后热影响区第二相粒子分布图；

图4为实施例2中按现有技术生产的耐腐蚀用钢板经焊接后热影响区第二相粒子分布图；

图5为为实施例2中按本发明冶炼方法生产的耐腐蚀用钢板经焊接后热影响区第二相粒子能谱。

图6为为实施例2中按现有技术生产的耐腐蚀用钢板经焊接后热影响区第二相粒子能谱。

具体实施方式

实施例1，按照本发明钢的成分要求，冶炼了两炉容器用钢。根据Rel≥490MPa容器用钢的要求，成分选择为低C、高Mn系列，同时加入Mo、V、Ni合金。冶炼工艺为LD+LF+VD，LF处理20分钟，VD处理15分钟，VD环节进行成分微调，加Ti铁和Nb铁。然后进行两阶段控制轧制和加速冷却。轧制成24mm的钢板，进行60KJ/cm、90KJ/cm、120KJ/cm焊接试验。另外，取化学成分不同，按同样轧制工艺生产的传统钢板进行同样制度的焊接试验，以比较按本发明生产的钢与传统钢板对大线能量焊接的适应程度。数据见表1～3。

表1，钢板的化学成分(Wt，％)

	C	Si	Mn	P	S	Ni	Mo	V	Nb	Ti	N
	C	Si	Mn	P	S	Ni	Mo	V	Nb	Ti	N	对比钢	.077	0.21	1.50	0.014	.0086	0.28	0.13	.038	.029	.005	.0060
1#	.092	0.21	1.39	0.014	.0084	0.26	0.08	.039	.028	.011	.0045	对比钢	.077	0.21	1.50	0.014	.0086	0.28	0.13	.038	.029	.005	.0060
1#	.092	0.21	1.39	0.014	.0084	0.26	0.08	.039	.028	.011	.0045	2#	.090	0.21	1.42	0.014	.0084	0.23	0.21	.038	.025	.018	.0064

表2，钢板热轧态下力学性能

试样编号	R_el(MP_a)	R_m(MP_a)	A(％)	-20℃Akv，J(试样规格：10×10×55)
试样编号	R_el(MP_a)	R_m(MP_a)	A(％)	-20℃Akv，J(试样规格：10×10×55)			对比钢	535	680	18.0	136	130	158
1#	550	715	20.5	84	164	140	对比钢	535	680	18.0	136	130	158
1#	550	715	20.5	84	164	140	2#	540	660	19.0	104	92	111

表3，焊接热影响区韧性

	-20AKv，J
	-20AKv，J									60KJ/cm			90KJ/cm			120KJ/cm
	对比钢	26	35	45	17	34	22	34	22	60KJ/cm			90KJ/cm			120KJ/cm			16
1#	对比钢	26	35	45	17	34	22	34	22	152	160	213	186	158	160	238	136	187	16
1#	2#	175	150	176	134	161	168	190	194	152	160	213	186	158	160	238	136	187	174

由表1和表2的数据可以看到，本发明的钢和对比钢在成分和常规力学性能上十分接近，具有可比性。但从表3反映出热影响区韧性相差很大。按本发明生产的钢在大线能量下热影响区韧性没有明显下降，但传统钢则仅有非常低的韧性，约为母材韧性的20％左右。证明按本发明生产的钢板对大线能量焊接的适应性大大优于传统钢板。两者的根本区别在于发明钢具有合理的Ti、N含量和Ti/N比值，在热影响区中有大量的TiN粒子，如图1所示。而对比钢Ti含量过低，热影响区TiN粒子促进热影响区形核，抑制晶粒长大，如图2所示。

实施例2，冶炼两炉耐大气腐蚀用钢，成分均符合本发明要求。成分为低C、高Si、低Mn系列，根据耐腐蚀性的要求加入较多的Cr、Ni、Cu元素，含量均在本发明范围内。第一炉采用本发明的冶炼工艺，即LD+LF+RH，LF造渣脱S，精炼18分钟，RH处理25分钟，调节成分，Ti、Nb在RH中加入。第二炉采用LD+RH，没有脱S工序，RH处理25分钟，包括Ti、Nb等合金元素调整均在RH进行。冶炼后采用普通热轧方法，轧制成10mm钢板，进行50KJ/cm、70KJ/cm的焊接试验，并比较两个钢板的焊接热影响区性能。数据见表4～6。

表4，钢板的化学成分(Wt，％)

编号	C	Si	Mn	P	S	Cr	Ni	Cu	Nb	Ti	N
编号	C	Si	Mn	P	S	Cr	Ni	Cu	Nb	Ti	N	发明钢	.072	.422	.472	.010	.008	.817	.217	.325	0.026	.017	.0070
对比钢	.065	.450	.471	.011	.013	.762	.234	.317	0.028	.019	.0067	发明钢	.072	.422	.472	.010	.008	.817	.217	.325	0.026	.017	.0070

表5，钢板热轧态下力学性能

编号	R_p0.2，MPa	R_m，MPa	A％	-20℃ Akv，J
编号	R_p0.2，MPa	R_m，MPa	A％	-20℃ Akv，J	发明钢	465	585	28	246
对比钢	460	575	29	87	发明钢	465	585	28	246

表6，焊接热影响区韧性

	-20AKv，J
	-20AKv，J						50KJ/cm			70KJ/cm
	发明钢	231	196	209	134	176	50KJ/cm			70KJ/cm			141
对比钢	发明钢	231	196	209	134	176	44	49	27	35	31	25	141

从表4数据可见，除S外，两个钢种的化学成分基本相同。由于发明钢经过LF处理，所以S含量较低，而对比钢的S含量较高。超过了本发明的限定范围。从表5可以看出，因为S含量的差异，发明钢的冲击韧性大大高于对比钢。

从表6数据分析，发明钢的热影响区韧性大大优于对比钢。一方面，发明钢的母材韧性优异。另一方面，发明钢的抵抗大热输入的能力强于对比钢。这可从热影响区韧性与母材韧性的比值Ak_HAZ/Ak_BASE上看出。发明钢的比值为0.86和0.61，对比钢的比值为0.46和0.34。显然发明钢的比值更高。比值高说明热影响区韧性下降少，即抵抗大线能量的能力更强。

在透射电镜复型检验中，发明钢的第二相粒子为细小的长方形TiN粒子，尺寸在20～50nm，具有比表面积高的特点，抑制晶粒长大能力强。如图3和图5所示。而对比钢为粗大的圆形TiN+MnS粒子，尺寸在100nm以上，失去了抑制晶粒长大的能力，如图4和图6所示。这是两个钢种经大线能量焊接的根本区别。

Claims

1、一种适合大线能量焊接的Nb-Ti微合金钢，其特征在于钢的化学成分为(重量％)：C：0.06％～0.12％、Si：0.10％～0.50％、Mn：0.40％～1.80％、P：≤0.015％、S：≤0.010％、Nb：0.020％～0.050％、Ti：0.006％～0.030％、N：0.0030％～0.0100％，此外还可能含有Mo：≤0.40％、V：≤0.06％、Ni：≤1.0％、Cr：≤1.0％、Cu≤0.50％中的一种或多种，余量为Fe及不可避免的夹杂。

2、根据权利要求1所述的一种适合大线能量焊接的Nb-Ti微合金钢，其特征在于总Ti量和总N量符合[Ti％]_T≥2.667[N％]_T-0.004667％及碳当量Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14≤0.45％。

3、根据权利要求1所述的一种适合大线能量焊接的Nb-Ti微合金钢，其特征在于生成的第二项粒子中Ti/N比为2.73，在钢中达到0.025％以上(重量％)。

4、根据权利要求1或2或3所述的一种适合大线能量焊接的Nb-Ti微合金钢，其特征在于钢的化学成分为(重量％)：Si：0.10％～0.40％、Mn：1.20％～1.80％、Mo：0.08％～0.25％、V：0.02％～0.06％、Ni：≤0.3％，Cr：≤0.10％。

5、根据权利要求1或2或3所述的一种适合大线能量焊接的Nb-Ti微合金钢，其特征在于钢的化学成分为(重量％)：Mn：0.40％～0.8％、Nb：0.020％～0.040％、Ti：0.006％～0.025％、N：0.0030％～0.0080％、Mo：≤0.10％、V：≤0.04％、Ni：≤1.0％、Cr：≤1.0％、Cu≤0.50％。

6、一种用于生产权利要求1～5所述的适合大线能量焊接的Nb-Ti微合金钢的冶炼方法，其特征在于铁水预处理；转炉冶炼；LF炉造白渣脱S，处理时间不低于15分钟；VD或RH精炼，处理时间不低于10分钟，在VD或RH环节加入Ti-Fe和Nb-Fe，吹Ar气不低于3分钟，以保证成分均匀；连铸阶段中间罐采用浸入式水口，Ar气保护浇注，电磁搅拌，连铸过热度≤25℃。