專利名稱：一種提高厚鋼板大線能量焊接性能的方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于鋼鐵冶金和鋼鐵材料領(lǐng)域，特別涉及一種提高厚鋼板大線能量焊接性能的方法。
背景技術(shù)：
對于造船、建筑、壓力容器、石油天然氣管線及海洋平臺等領(lǐng)域，提高厚鋼板的大線能量焊接性能，可以提高焊接效率、縮短制造工時(shí)，降低制造成本，因此改善厚鋼板的焊接熱影響區(qū)韌性已成為越來越迫切的要求。經(jīng)大線能量焊接后，鋼材的組織結(jié)構(gòu)遭到破壞，奧氏體晶粒明顯長大，形成粗晶熱影響區(qū)，降低了焊接熱影響區(qū)的韌性。在粗晶熱影響區(qū)導(dǎo)致脆化的組織是冷卻過程中形成的粗大的晶界鐵素體、側(cè)板條鐵素體和上貝氏體，以及在晶界鐵素體近傍形成的珠光體、在側(cè)板條鐵素體的板條間形成的碳化物島狀M-A組元等。隨著舊奧氏體晶粒粒徑的增加，晶界鐵素體和側(cè)板條鐵素體等尺寸也相應(yīng)增大，焊接熱影響區(qū)的夏比沖擊功將顯著降低。日本專利JP5116890(金沢正午、中島明、岡本健太郎、金谷研大入熱溶接用高張力鋼材製品製造方法，JP5116890，1976.5.28。)中揭示了在鋼材的成分設(shè)計(jì)中，添加一定量的Ti、N，利用TiN粒子可以抑制焊接熱影響區(qū)韌性的劣化，焊接線能量可以提高到 50kJ/cm。但是當(dāng)船板鋼所要求的焊接線能量達(dá)到400kJ/cm，建筑用鋼的焊接線能量達(dá)到 800-1000kJ/cm的條件下，在焊接過程中，焊接熱影響區(qū)的溫度將高達(dá)1400°C，TiN粒子將部分發(fā)生固溶或者長大，其抑制焊接熱影響區(qū)晶粒長大的作用將部分消失，這時(shí)其阻止焊接熱影響區(qū)韌性劣化的效果將降低。日本專利JP517300 (小池允、本間弘之、松田昭一、今軍倍正名、平居正純、山口福吉，溶接継手熱影響部靭性O(shè) teat鋼材Q製造法，JP517300,1993. 3. 8)中揭示了利用鈦的氧化物提高鋼材大線能量焊接性能的方法。鈦的氧化物在高溫下穩(wěn)定，不易發(fā)生固溶。 同時(shí)鈦的氧化物可以作為鐵素體的形核核心發(fā)揮作用，細(xì)化鐵素體晶粒，并且形成相互間具有大傾角晶粒的針狀鐵素體組織，有利于改善焊接熱影響區(qū)的韌性。但是在焊接線能量大于200kJ/cm的大線能量焊接過程中，單靠鈦的氧化物仍然不足以改善焊接熱影響區(qū)的韌性。日本專利JP3378433(児島明彥、渡辺義之、千々巖力雄溶接熱影響部靭性^優(yōu) Λ t鋼板Θ製造方法，JP3378433，1996.4. 12。)介紹了利用鋼中的MgO微粒改善厚鋼板焊接熱影響區(qū)韌性的方法，指出隨著鋼中Mg含量的提高，MgO粒子的數(shù)量大幅度增加，在焊接過程中高達(dá)1400°C加熱時(shí)，奧氏體晶粒的長大受到明顯的抑制，焊接熱影響區(qū)的韌性得到大幅度地改善。日本專利JP3476999(児島明彥、渡辺義之溶接熱影響部靭性◎優(yōu)Λ亡鋼板，JP3476999，1996. 5.21)將鋼材中的MgO夾雜分成納米級夾雜(50_500nm)和微米級夾雜(0. 5-5 μ m)兩類，這兩類夾雜的數(shù)量隨著鋼中Mg含量的增高而顯著增加，可以顯著降低奧氏體晶粒的粒徑，并減小焊接熱影響區(qū)脆性組織晶界鐵素體和側(cè)板條鐵素體的尺寸，從而改善厚鋼板的大線能量焊接性能。
本發(fā)明的目的是提供一種改善厚鋼板大線能量焊接性能的方法。通過對脫氧劑的種類、添加順序、添加時(shí)的氧位、添加量和添加方法的控制，以形成大量彌散分布的TiN納米析出物。這些TiN納米析出物，可以抑制焊接熱影響區(qū)奧氏體晶粒的長大，提高厚鋼板的大線能量焊接性能。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是提供一種提高厚鋼板大線能量焊接性能的方法，通過在鋼材的冶煉脫氧過程中，控制形成微細(xì)彌散分布的MgO夾雜，促進(jìn)在凝固和相變過程中誘發(fā)形成大量的納米TiN析出物，由此抑制焊接熱影響區(qū)奧氏體晶粒的長大，提高厚板的大線能量焊接性能。在本發(fā)明中，通過大量的實(shí)驗(yàn)研究和分析檢測發(fā)現(xiàn)，Mg脫氧鋼可以大幅度地促進(jìn)納米TiN粒子在凝固過程和相變過程中大量彌散析出。這是因?yàn)镸g脫氧所形成的MgO夾雜物具有尺寸小，微細(xì)彌散分布的特點(diǎn)。這樣在凝固和相變過程中，這些微細(xì)彌散分布的 MgO粒子可以作為TiN析出的形核核心發(fā)揮作用，促使納米TiN粒子的大量析出。另一方面，由于Mg與0的親和力大大強(qiáng)于Al和0的親和力，Mg脫氧鋼可以顯著地降低鋼中0活度，有效地抑制Ti2O3的形成，促進(jìn)納米TiN粒子的析出。因此，在Mg脫氧鋼中，促進(jìn)了納米 TiN粒子的大量析出，提高了納米TiN粒子抑制焊接熱影響區(qū)晶粒長大的效果，進(jìn)而提高了焊接熱影響區(qū)的韌性。為達(dá)到上述目的，本發(fā)明的技術(shù)方案是，一種提高厚鋼板大線能量焊接性能的方法，其包括如下步驟1)冶煉、澆鑄成錠，鋼板的化學(xué)成分重量百分比是C :0. 05 0. 09%，Si :0. 10 0. 30%, Mn 1. 3 1. 7%，Ti :0. 005 0. 02%, P 彡 0. 015%, S^O. 01%, N^O. 006%, Ca ^ 0. 004%,余量!^e和不可避免雜質(zhì)；其中，鋼液脫氧過程中加入脫氧劑，脫氧劑種類和添加順序是Mn、 Si — Al — Ti — (Ca和/或Mg)，鋼中Al含量重量百分比為小于或等于0. 006% ；澆鑄過程中控制Mg脫氧時(shí)的初始氧位，在澆鑄錠模中添加!^e2O3粉使鋼液中的氧含量重量百分比為0. 001 0. 008% ；以在錠模底部添加NiMg合金的形式加入Mg脫氧劑，鋼中Mg含量重量百分比為 0. 0005 0. 007% ；鋼中小于500nmTiN析出物的體積密度大于9. 0父107個(gè)/1111113，平均粒徑小于80歷， 小于IOOnm析出物所占的比例大于75% ；2)軋制及冷卻將鑄錠加熱到1050 1250°C，初軋溫度高于950°C，累計(jì)壓下率大于30% ；精軋溫度小于950°C，累計(jì)壓下率大于30% ；然后以1 30°C /s的速率水冷至350 550°C。進(jìn)一步，鋼板的化學(xué)成分還含有Cu < 0. 3%、Ni < 0. 4%、或Nb < 0. 03%中的一種或一種以上元素，以重量百分比計(jì)。在本發(fā)明技術(shù)方案中，C，0. 05 0. 09%，其下限是為了保證母材和焊縫附近的強(qiáng)度，但是隨著C含量的增加，母材和焊接熱影響區(qū)的韌性和焊接性能降低，C的上限為0. 09%。
Si，是煉鋼預(yù)脫氧過程中所需要的元素，Si含量過高超過0. 3%時(shí)，會(huì)降低母材的韌性，Si的含量為0. 10 0. 30% ；Mn，可以提高母材的強(qiáng)度，同時(shí)MnS的析出有利于晶內(nèi)鐵素體的生成，Mn的下限值為1.3%。但是過高的Mn將導(dǎo)致板坯的中心偏析，同時(shí)降低焊接熱影響區(qū)的韌性，所以Mn 的含量為1.3 1.7%，Ti，通過形成Ti2O3粒子，可以促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的生成。同時(shí)Ti與N結(jié)合生成TiN 粒子可以釘扎奧氏體晶粒的長大。所以作為有益元素，Ti含量的下限為0. 005%。但是Ti含量過高時(shí)，將促使TiC的生成，降低母材和焊接熱影響區(qū)的韌性，所以Ti的上限為0. 02% ；P，含量過高，也將導(dǎo)致中心偏析，降低焊接熱影響區(qū)的韌性，P的上限為0. 015%。S含量過高，將導(dǎo)致板坯的中心偏析，降低母材和焊接熱影響區(qū)的韌性，其上限為 0. 01%。N，含量超過0. 006%，將導(dǎo)致N的固溶，降低母材和焊接熱影響區(qū)的韌性。Ca，含量超過0. 004%時(shí)，容易生成粗大的氧化物和硫化物的夾雜。Cu，可以提高母材的強(qiáng)度和韌性，但是Cu含量過高，將導(dǎo)致熱態(tài)脆性，Cu的上限為 0. 3%。Ni，可以提高母材的強(qiáng)度和韌性，但是由于其價(jià)格昂貴，鑒于成本的限制，其上限為 0. 4%。Nb，可以細(xì)化鋼材的組織，提高強(qiáng)度和韌性，但是含量過高將降低焊接熱影響區(qū)的韌性，其上限是0. 03%。為了在鋼材中大量形成彌散分布的納米析出物，首先在鋼液的脫氧過程中應(yīng)確定合適的脫氧劑、以及添加順序和方法。本發(fā)明采用MruSi — Al — Ti — (Ca+Mg)的添加順序進(jìn)行脫氧。首先使用Si、Mn 進(jìn)行脫氧，可以降低鋼液中的自由氧含量。由于Si、Mn脫氧形成的氧化物熔點(diǎn)低，同時(shí)易于相互結(jié)合形成更低熔點(diǎn)的復(fù)合夾雜物聚集長大，這樣的夾雜物容易上浮去除，有利于提高鋼液的潔凈度。然后進(jìn)一步使用Al對氧位進(jìn)行調(diào)節(jié)后，再進(jìn)行Ti脫氧。部分自由氧與 Ti結(jié)合，形成Ti的氧化物，殘留在鋼液中。經(jīng)Si、Mn、Al脫氧之后，自由氧含量已經(jīng)大大降低，所以，部分Ti將溶解于鋼液中。為了改善鋼材中硫化物的形態(tài)以提高鋼材的橫向沖擊性能，隨后往鋼液中添加Ca脫氧劑。最后在出鋼過程中，采取在錠模底部均勻鋪墊MMg合金的方式添加Mg脫氧劑。因?yàn)镹iMg合金大大降低了 Mg的活度，降低了 Mg的蒸發(fā)和氧化損失。通過NiMg的合金化，還增加了 Mg添加劑的密度，降低了其上浮速度，延長了 Mg在鋼液中的溶化時(shí)間。此外通過澆鑄過程中鋼液沖擊流的攪拌作用，使Mg在鋼液中的溶解和成分均勻化同時(shí)完成。這樣就可以顯著地提高M(jìn)g脫氧的效果。Ca和Mg的添加順序可以交換，也可以兩者同時(shí)添加。鋼中的Mg含量以0.0005-0. 007%為宜。當(dāng)Mg含量小于0. 0005%時(shí)，生成的微細(xì)夾雜物的數(shù)量將顯著減少，同時(shí)微細(xì)夾雜物中的Mg含量顯著降低，將不能滿足在夾雜物表面誘導(dǎo)析出TiN的要求。如果Mg含量大于0. 007%,Mg的作用已經(jīng)飽和，同時(shí)增加了 Mg的蒸發(fā)損失和氧化損失。Mg添加時(shí)初始氧位的控制，使鋼液中的氧含量為0.001%-0.008%。在澆鑄錠模底部均勻鋪墊NiMg合金的同時(shí)，添加微量的!^e2O3粉，以促進(jìn)含MgO微細(xì)夾雜物的大量形成。當(dāng)鋼液中的氧含量大于0.008%時(shí)，將生成部分粒徑大于5μπι的夾雜物，這些較大的夾雜物在沖擊試驗(yàn)過程中將作為裂紋的起點(diǎn)，降低鋼材的沖擊韌性。當(dāng)鋼液中的氧含量小于0. 001 %時(shí)，將導(dǎo)致微細(xì)MgO夾雜的數(shù)量不足，不能很好地發(fā)揮釘扎作用或者促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體生長的作用。所以本發(fā)明Mg添加時(shí)初始氧位的控制是使鋼液中的氧含量為 0. 001% -0. 008%。鋼中的Al含量宜控制在小于0.006%。Al含量大于0.006%時(shí)，容易生成鎂鋁尖晶石夾雜，不利于微細(xì)彌散分布夾雜物的生成。本發(fā)明確定了納米析出物合適的體積密度、平均粒徑、小于IOOnm析出物所占比例。鋼中微細(xì)析出物的分析，首先使用定電量非水電解體系，采用2% TEA非水電解液將實(shí)驗(yàn)電解溶化，然后用0. 05 μ m Nuclepore濾膜過濾，將微細(xì)析出物和大夾雜分離過濾于兩張濾膜。對于微細(xì)析出物選用10000倍或以上的視場進(jìn)行觀察，并采用掃描或探針能譜進(jìn)行分析。通過對每一個(gè)析出物進(jìn)行分析，可以確定每一個(gè)析出物的尺寸和化學(xué)組成。最后采用圖像分析的方法，通過計(jì)算確定析出物的體積密度和粒徑分布。本發(fā)明確定鋼板中小于500nmTiN析出物的體積密度大于9. OX IO7個(gè)/mm3，析出物的平均粒徑小于80nm，小于IOOnm析出物所占比例大于75%。這樣的納米析出物可以滿足抑制焊接熱影響區(qū)奧氏體晶粒長大，改善厚板大線能量焊接性能的要求。本發(fā)明在軋制和冷卻工藝中，軋制前的加熱溫度小于1050°C時(shí)，Nb的碳氮化物不能完全固溶。當(dāng)加熱溫度大于 1250°C時(shí)，將導(dǎo)致奧氏體晶粒的長大。初軋溫度高于950°C，累計(jì)壓下率大于30%，是因?yàn)樵诖藴囟纫陨?，發(fā)生再結(jié)晶， 可以細(xì)化奧氏體晶粒。當(dāng)累計(jì)壓下率小于30%時(shí)，加熱過程中所形成粗大的奧氏體晶粒還會(huì)殘存，降低了母材的韌性。精軋溫度小于950°C，累計(jì)壓下率為30-60%，是因?yàn)樵谶@樣的溫度下，奧氏體不發(fā)生再結(jié)晶，軋制過程中所形成的位錯(cuò)，可以作為鐵素體形核的核心起作用。當(dāng)累計(jì)壓下率小于30%時(shí)，所形成的位錯(cuò)較少，不足以誘發(fā)針狀鐵素體的形核。精軋之后以1 30°C /s的速率水冷至終冷溫度350 550°C是因?yàn)椋?dāng)冷卻速度小于l°c /S時(shí)，母材強(qiáng)度不能滿足要求。當(dāng)冷卻速度大于30°C /s時(shí)，將降低母材的韌性。 當(dāng)終冷溫度大于550°C時(shí)，母材的強(qiáng)度不能滿足要求。當(dāng)終冷溫度小于350°C時(shí)，將降低母材的韌性。本發(fā)明的有益效果本發(fā)明通過在冶煉和澆注過程中，采取合適的脫氧劑添加順序，控制脫氧劑的添加量，并通過利用添加!^e2O3粉的形式，精確控制Mg脫氧時(shí)的初始氧位，通過控制形成微細(xì)彌散分布的MgO夾雜，促進(jìn)在凝固和相變過程中誘導(dǎo)形成大量的納米TiN析出物。這些納米 TiN析出物抑制了焊接熱影響區(qū)奧氏體晶粒的長大，改善了厚鋼板的大線能量焊接性能。
具體實(shí)施例方式下面結(jié)合實(shí)施例對本發(fā)明做進(jìn)一步說明。在本實(shí)施例中，冶煉工序是在50kg真空感應(yīng)爐中進(jìn)行的。爐襯采用鎂砂添加 1.2%的硼酸干混后燒結(jié)而成，采用高鋁耐材錠模進(jìn)行澆鑄。在感應(yīng)爐中加入40kg純鐵，同時(shí)添加CaO。采用單純添加CaO的方式造渣，保證了渣中較低的氧位。抽真空的同時(shí)升溫， 爐料熔清后，真空度可達(dá)301^。往感應(yīng)爐內(nèi)充填A(yù)r氣至0. 05MI^后，調(diào)整鋼液中的合金成分。并且按照Si、Mn、Al、Ti、Ca的順序添加相應(yīng)元素的合金進(jìn)行脫氧。取樣并在線分析合金成分，在保證合金成分的同時(shí)，最后在澆鑄錠模底部添加NiMg合金和!^e2O3粉，NiMg合金含Mg 5 50%，余量為Ni，粒度為1 30mm。然后將鋼錠加熱到1250°C，初軋溫度為1000 1150°C，累計(jì)壓下率為50% ；精軋溫度為700 850°C，累計(jì)壓下率為67% ；精軋之后以1 30°C /s的速率水冷至350 550 "C。焊接熱模擬試驗(yàn)利用Gleeble3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行，峰值溫度為1400°C，停留時(shí)間為3s。t8/5時(shí)間為383s，對應(yīng)于50mm規(guī)格的厚鋼板，焊接線能量為400kJ/cm。 對比例中的其他工藝條件相同，但是Al含量較高，不添加Mg合金與F^O3粉。表1列出了實(shí)施例和對比例的化學(xué)成分對比。實(shí)施例中控制Al含量小于0. 006 %， Mg含量為0. 0005-0. 007%, Fe2O3粉添加量是使鋼液中的氧含量為0. 001% -0. 008%。對比例中的Al含量為0. 026% ^P 0. 0 %，不添加Mg合金與Fii2O3粉。表2列出了實(shí)施例和對比例中納米析出物的對比。采用探針能譜進(jìn)行分析表明，不論是實(shí)施例還是對比例，納米析出物的主要成分都是TiN。通過實(shí)施例和對比例中納米析出物的對比可以發(fā)現(xiàn)，實(shí)施例中小于500nm析出物的體積密度明顯增加，均大于9. 0 X IO7個(gè)/mm3 ；平均粒徑明顯降低，均小于80nm ；小于 IOOnm析出物所占的比例明顯增加，均大于75%。對比例中的析出物小于500nm析出物的體積密度均小于9. 0 X IO7個(gè)/mm3，平均粒徑均大于80nm，小于IOOnm析出物所占的比例均小于75%。這表明在對比例中，由于Al含量過高，又不添加Mg合金與!^e2O3粉，導(dǎo)致析出物尺寸較大，析出物的體積密度較小。表3列出了實(shí)施例和對比例中母材的拉伸性能和沖擊韌性，以及焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性的對比。母材的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和斷面收縮率為兩個(gè)測試數(shù)據(jù)的平均值，母材-40°C夏比沖擊功和焊接熱影響區(qū)-20°C夏比沖擊功是三個(gè)測試數(shù)據(jù)的平均值。從表中數(shù)據(jù)可以看出，實(shí)施例和對比例的母材力學(xué)性能沒有明顯的差異。在焊接線能量為400kJ/cm的條件下，對于焊接熱影響區(qū)_20°C夏比沖擊功進(jìn)行了測試，實(shí)施例1 5的值分別是85、131、119、142、179，對比例1-2的值是27J、36J。實(shí)施例焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性大幅度改善，可以滿足400kJ/cm大線能量焊接性能的要求。本發(fā)明提供了在冶煉和澆注過程中通過控制脫氧時(shí)的氧位、脫氧劑的種類和添加方法，控制形成微細(xì)彌散分布的MgO夾雜，促進(jìn)在凝固和相變過程中誘導(dǎo)形成大量的納米 TiN析出物，提高厚鋼板的大線能量焊接性能的方法。該技術(shù)可用于船板、建筑等厚鋼板的制造過程中，用于改善厚鋼板的大線能量焊接性能。
權(quán)利要求
1.一種提高厚鋼板大線能量焊接性能的方法，其包括如下步驟1)冶煉、澆鑄成錠，鋼板的化學(xué)成分重量百分比是C:0. 05 0.09%，Si 0. 10 0. 30%，Mn :1. 3 1. 7%，Ti :0. 005 0. 02%，P 彡 0. 015%，S 彡 0. 01%，N 彡 0. 006%, Ca ^ 0. 004%,余量!^e和不可避免雜質(zhì)；其中，鋼液脫氧過程中加入脫氧劑，脫氧劑種類和添加順序是MruSi — Al — Ti — (Ca 和/或Mg)，鋼中Al含量重量百分比為小于或等于0. 006% ；澆鑄過程中控制Mg脫氧時(shí)的初始氧位，在澆鑄錠模中添加!^e2O3粉使鋼液中的氧含量重量百分比為0. 001 0. 008% ；以在錠模底部添加NiMg合金的形式加入Mg脫氧劑，鋼中Mg含量重量百分比為 0. 0005 0. 007% ；鋼中小于500nmTiN析出物的體積密度大于9. 0 X IO7個(gè)/mm3，平均粒徑小于80nm，小于 IOOnm析出物所占的比例大于75% ；2)軋制及冷卻將鑄錠加熱到1050 1250°C，初軋溫度高于950°C，累計(jì)壓下率大于30% ；精軋溫度小于950°C，累計(jì)壓下率大于30% ；然后以1 30°C /s的速率水冷至350 550°C。
2.如權(quán)利要求1所述的提高厚鋼板大線能量焊接性能的方法，其特征是，鋼板的化學(xué)成分還含有Cu < 0. 3%、Ni < 0. 4%、或Nb < 0. 03%中的一種或一種以上元素，以重量百分比計(jì)。
全文摘要
一種提高厚鋼板大線能量焊接性能的方法，包括如下步驟1)冶煉、澆鑄成錠，鋼板成分重量百分比C 0.05～0.09％，Si 0.10～0.30％，Mn1.3～1.7％，Ti 0.005～0.02％，P≤0.015％，S≤0.01％，N≤0.006％，Ca≤0.004％，余Fe；鋼液脫氧過程中加入脫氧劑Mn、Si→Al→Ti→(Ca和/或Mg)；澆鑄過程中控制鋼液中Mg脫氧時(shí)的初始氧位，添加Fe2O3粉使鋼液中的氧含量重量百分比為0.001～0.008％；鋼中小于500nmTiN析出物的體積密度大于9.0×107個(gè)/mm3，平均粒徑小于80nm，小于100nm析出物所占的比例大于75％；2)軋制和冷卻。本發(fā)明形成的大量彌散分布的納米TiN析出物，可以抑制焊接熱影響區(qū)奧氏體晶粒長大，大幅度提高厚板的大線能量焊接性能。
文檔編號C21D8/02GK102373371SQ20101026396
公開日2012年3月14日 申請日期2010年8月25日 優(yōu)先權(quán)日2010年8月25日
發(fā)明者張毅, 楊健, 沈建國, 王國棟, 王睿之, 祝凱 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司