專利名稱：一種大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)良的鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于低合金鋼制造領(lǐng)域，涉及一種焊接結(jié)構(gòu)鋼，尤其是一種適應(yīng)大線能量焊接，在焊接熱影響區(qū)具有優(yōu)良韌性的焊接結(jié)構(gòu)鋼板。
背景技術(shù)：
大線能量焊接已廣泛應(yīng)用于船板、高層建筑、容器等制造領(lǐng)域。但大線能量焊接后熱影響區(qū)韌性惡化嚴(yán)重的問題一直困擾著這種高效焊接技術(shù)的使用。在本發(fā)明前，已經(jīng)有一些大線能量焊接用鋼的公開報(bào)道。專利“大線能量焊接高韌性抗鋅液腐蝕用鋼及其生產(chǎn)方法”(申請(qǐng)?zhí)?1U8476. 5)，主要通過TiN析出，釘扎奧氏體晶界，因而起到細(xì)化晶粒的作用。但TiN的高溫穩(wěn)定性差，在較高線能量焊接時(shí)很容易分解。 分解后的N反而對(duì)熱影響區(qū)韌性不利。因此采用TiN技術(shù)僅用在線能量相對(duì)較低的場(chǎng)合。 如上述專利適用線能量?jī)H50 lOOkJ/cm，不能滿足實(shí)際施工要求。另外，上述專利僅用于強(qiáng)度很低的產(chǎn)品，不適合高強(qiáng)鋼應(yīng)用領(lǐng)域。專利“一種可大線能量焊接的厚鋼板及其制造方法”(申請(qǐng)?zhí)?00510023216. 0)、 專利“熱量輸入500kJ/cm以上的大熱量輸入焊接用鋼及其制造方法”(申請(qǐng)?zhí)?6105716. 8) 和專利“高熱輸入焊接非調(diào)質(zhì)高韌性低溫鋼及其制造方法”(申請(qǐng)?zhí)?1^8316.幻的共同特點(diǎn)是加入B，利用BN和Ca或Re的氧化物抑制焊接熱影響區(qū)晶粒長(zhǎng)大，提高熱影響區(qū)性能。 但是B的加入經(jīng)常產(chǎn)生副作用，B很容易在晶界偏聚，造成母材韌性的嚴(yán)重下降。目前尚無良好的控制B的措施。專利"High tensile strength steel product for high heat input welding, having excellent toughness in heat-affected zone，，(EP 1052303A2， 申請(qǐng)?zhí)?11019810. 2)通過優(yōu)化鋼中夾雜物成分，利用Ti的氧化物的高溫穩(wěn)定性阻止奧氏體晶粒長(zhǎng)大，改善熱影響區(qū)韌性。但是，Ti的氧化物容易在鋼水中聚集長(zhǎng)大形成大顆粒夾雜，大顆粒夾雜不僅起不到抑制晶粒長(zhǎng)大的作用，還會(huì)破壞母材和熱影響區(qū)的韌性。因此，這種方法在生產(chǎn)中很難起到良好效果。專利“用于焊接結(jié)構(gòu)的具有 Ν+&Ν析出相的鋼板及其制造方法和使用該鋼板的焊接結(jié)構(gòu)”(申請(qǐng)?zhí)?1804513. 8)通過提高N的含量來獲得較多的TiN以阻止熱影響的晶粒長(zhǎng)大，由于N提高后對(duì)鋼的連鑄性能影響很壞，鑄坯裂紋很難避免，不得不增加了一道滲 N工序，致使生產(chǎn)工藝及其復(fù)雜，生產(chǎn)效率低下。專利“可大線能量焊接的超高強(qiáng)度厚鋼板及其制造方法”(申請(qǐng)?zhí)?200410017255. 5)通過異步軋制、應(yīng)變弛豫和直接淬火相結(jié)合來獲得鋼板的高強(qiáng)度和高韌性，對(duì)軋機(jī)的能力要求很高。更重要的是，從生產(chǎn)方法到應(yīng)用實(shí)例均不包含高熱輸入焊接的內(nèi)容。

發(fā)明內(nèi)容
為了克服上述現(xiàn)有技術(shù)的缺點(diǎn)，提供一種大線能量焊接具有優(yōu)良熱影響區(qū)韌性的鋼板及其制造方法，目的在于解決第二相粒子顆粒較大，惡化母材韌性、不適應(yīng)大線能量要求的問題。本發(fā)明的主要內(nèi)容如下(1) 一種大線能量焊接具有優(yōu)良熱影響區(qū)韌性的鋼板，其特征在于，用質(zhì)量百分?jǐn)?shù)表示，含有 C 0. 05% 0. 14%,Si 0. 10% 0. 35%,Mn :1. 20% 1. 65%、P 彡 0. 015%, S ^ 0. 006 %, Nb 0. 010 % 0. 050 %、Ti :0. 015 % 0. 035 %、N 彡 0. 0050 %, Mg 0. 0008% 0. 0020%，余量為!^e及不可避免的雜質(zhì)。(2) 一種大線能量焊接具有優(yōu)良熱影響區(qū)韌性的鋼板，其特征在于，用質(zhì)量百分?jǐn)?shù)表示，進(jìn)一步含有 V :0. 02% 0. 06%,Ni 0. 15% 0. 50%,Cu :0. 10% 0. 80%中的一種或多種。(3) 一種大線能量焊接具有優(yōu)良熱影響區(qū)韌性的鋼板制造方法，其特征在于，利用 Ti-Mg復(fù)合脫氧。Ti、Mg以冷軋鋼帶包裹合金粉末形成管狀鋼絲的方式送入，并且與澆鑄過程同時(shí)進(jìn)行，其鋼絲直徑為Φ 2. 0 6. Omm ；其送絲速度為10 30m/min。(4) 一種大線能量焊接具有優(yōu)良熱影響區(qū)韌性的鋼板制造方法，其特征在于，在 Ti-Mg脫氧劑加入前應(yīng)保證鋼中氧含量(質(zhì)量百分比)
0. 0015% 0. 0050%。以下對(duì)本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)說明對(duì)于高強(qiáng)鋼，大線能量焊接熱影響區(qū)韌性嚴(yán)重下降。韌性下降的主要原因在于形成粗大的貝氏體組織。如能在鋼板中形成一些彌散分布的有益氧化物，在固態(tài)相變中在奧氏體內(nèi)誘發(fā)晶內(nèi)鐵素體的形成，則可以抑制貝氏體相變，得到均勻細(xì)小的鐵素體組織，有效改善韌性。傳統(tǒng)鋼用Al終脫氧，脫氧產(chǎn)物Al2O3以團(tuán)聚狀分布于鋼中，不能誘發(fā)晶內(nèi)鐵素體。在本發(fā)明中，用Ti-Mg復(fù)合脫氧，Ti脫氧產(chǎn)物Ti2O3有利于誘發(fā)晶內(nèi)鐵素體，Mg脫氧產(chǎn)物MgO有利于分布彌散化。這是本技術(shù)的總體思路。各元素加入的具體含量和理由如下C是決定鋼材強(qiáng)度的主要元素，也是決定焊接熱影響區(qū)組織的主要元素。當(dāng)C低于
0.05%時(shí)，難以得到所需要的強(qiáng)度；當(dāng)C高于0. 14%時(shí)，焊接熱影響區(qū)中易出現(xiàn)淬硬組織， 使韌性惡化，而且高C時(shí)容易產(chǎn)生焊接裂紋。本發(fā)明C控制在0.05% 0. 14%。Si是脫氧元素，同時(shí)也是一種強(qiáng)化元素。Si低于0. 10%時(shí)，脫氧效果差，鋼板表面易起麻點(diǎn)和紅繡；但當(dāng)Si大于0. 35%時(shí)，促進(jìn)組織粗化，熱影響區(qū)M-A組元數(shù)量增多，而且焊接冷、熱裂紋敏感性均增加。本發(fā)明Si控制在0. 10% 0. 35%。Mn的原子半徑與！^相近，容易形成置換固溶體，是應(yīng)用最多的保證鋼板強(qiáng)度的元素，也是影響淬硬傾向的重要元素。當(dāng)Mn含量低于1.20%時(shí)，強(qiáng)度較低，脫氧能力不足， 硫化物的有害作用增強(qiáng)；當(dāng)Mn含量高于1.65%時(shí)，熱影響區(qū)韌性變壞。本發(fā)明Mn控制在
1.20% 1. 65%。P是雜質(zhì)元素，增加鋼材的脆性，應(yīng)盡可能降低。但冶金脫P(yáng)成本很高，限制在 0. 015%以下可以保證性能要求。S是影響鋼材韌性的主要元素。較高的S含量引起長(zhǎng)條狀硫化物夾雜，損失鋼材韌性。S還嚴(yán)重惡化鋼材的Z向性能，在焊接過程中引起層狀撕裂。本發(fā)明要求006%。Nb可以提高軋制過程的再結(jié)晶溫度，促進(jìn)細(xì)晶強(qiáng)化效果。在本發(fā)明中，為了通過熱機(jī)械軋制提高鋼板的強(qiáng)度和韌性，必須添加一定含量的Nb。Nb量低于0. 010%，不易發(fā)揮控
4軋作用；Nb量高于0.050%時(shí)，在焊接過程中促進(jìn)側(cè)板條鐵素體形成，對(duì)韌性也不利。本發(fā)明Nb控制在0. 010% 0. 050% οTi是本發(fā)明著力研究的元素。Ti與N結(jié)合成TiN，阻止奧氏體晶粒長(zhǎng)大，Ti與0 結(jié)合成Ti2O3，能夠增加晶內(nèi)鐵素體形核，可以有效地提高熱影響區(qū)的韌性。Ti的添加，還可以減少N的固溶含量，改善鋼的時(shí)效性能。本發(fā)明Ti的使用高于常規(guī)Ti處理鋼。當(dāng)Ti量低于0. 015%時(shí)，形成的Ti2O3數(shù)量少，而且沒有足夠的Ti固N(yùn)，鋼板性能變差。當(dāng)Ti量超過0. 035%時(shí)，鋼中Ti量過多，剩余Ti以固溶的形式存在于晶內(nèi)，降低了母材和熱影響區(qū)的性能。本發(fā)明Ti控制在0.015% 0.035%。Mg是本發(fā)明另一重要的元素。當(dāng)僅用Ti脫氧時(shí)，形成的Ti2O3很容易聚集長(zhǎng)大上浮進(jìn)入鋼渣，少量留在鋼中形成大顆粒夾雜。當(dāng)用Ti-Mg符合脫氧時(shí)，生成的MgO粒子很小， 均勻彌散分布于鋼中。Ti2O3粒子在MgO粒子上形核，促進(jìn)了粒子的彌散化。為達(dá)到此目的， Mg含量應(yīng)在0. 0008 % 0. 0020 %。過低不能發(fā)揮Mg的積極作用，過高導(dǎo)致成本增加。N對(duì)鋼板的性能影響很大。鋼中N固溶在奧氏體中嚴(yán)重降低時(shí)效性能。對(duì)以形成Ti2O3為目標(biāo)的鋼板，N含量應(yīng)盡可能低。但祛除N受冶煉成本的限制。本發(fā)明N要求彡 0. 005%。根據(jù)鋼種強(qiáng)度和韌性要求，可以加入V、Cu、Ni中的一種或多種。但這三種元素均顯著提高碳當(dāng)量，導(dǎo)致淬硬性增加，因此含量必須限制。本發(fā)明要求控制V :0. 02% 0. 06%, Ni 0. 15% 0. 50%, Cu :0. 10% 0. 80%。本發(fā)明的制造方法為按上述成分轉(zhuǎn)爐冶煉、連鑄和并采用TMCP軋制。為了保證形成氧化物的數(shù)量和尺寸，在Ti-Mg脫氧劑加入前，應(yīng)保證鋼中自由氧含量為0 :0. 0015% 0. 0050%。過低則有益氧化物數(shù)量不足；過高則氧化物尺寸增大。在適應(yīng)大線能量焊接的鋼板生產(chǎn)中，脫氧劑的添加方式起著重要的作用。傳統(tǒng)工藝采用Al終脫氧，Al可以直接添加在鋼包或轉(zhuǎn)爐中，也可以添加在精煉爐，如LF、RH中。 但實(shí)質(zhì)都是一樣，都處于鋼水的熔融階段。在該階段，鋼水的溫度高。Al加入后形成Al2O3， Al2O3有充足的時(shí)間生長(zhǎng)而不受限制，同時(shí)Al2O3比重小，與鋼水的潤(rùn)濕能力弱，很容易成為大顆粒上浮到鋼渣中。而本技術(shù)中用Ti-Mg脫氧，希望形成的Ti2O3-MgO復(fù)合氧化物以細(xì)小顆粒存在于鋼水中，既不要長(zhǎng)大，更不要上浮進(jìn)入鋼水。因此Ti-Mg脫氧劑的加入應(yīng)盡可能延后。為了降低Ti-Mg加入時(shí)鋼水的溫度和縮短加入后在鋼水中的停留時(shí)間，本發(fā)明采用了在鋼水的澆鑄過程中加入Ti-Mg的方式。具體方法是，首先將要添加的Ti-Mg合金制成金屬粉末。粉末的粒度在160目 40目之間為佳。粉末過細(xì)在鋼水中容易上浮；粉末過粗則不利于成型。用低碳冷軋鋼帶將合金粉末包裹，并在成型機(jī)上卷成圓筒型，形成管狀含Ti-Mg合金鋼絲。將合金絲繞制在圓盤上，將圓盤安裝在送絲機(jī)上。在澆鑄過程中，鋼水均勻流入中間包。同時(shí)，起動(dòng)送絲機(jī)，使包裹著Ti合金的鋼絲均勻送入，在中間包與鋼水混合、熔化并通過化學(xué)反應(yīng)生成Ti2O3-MgO復(fù)合氧化物。鋼水在中間包停留時(shí)間很短，迅速進(jìn)入結(jié)晶器冷卻，生成尺寸在0.5μ 3μ之間的細(xì)小氧化物， 數(shù)量達(dá)到每平方毫米不低于100個(gè)。
為了盡量縮短高溫停留時(shí)間，對(duì)鋼水的澆鑄溫度要進(jìn)行控制。過熱度控制最好不超過20 0C ο為了保證需要的Ti合金加入量，需要根據(jù)鋼水的質(zhì)量調(diào)整合金的加入速度。調(diào)整的方式有兩種，一種是調(diào)整鋼絲直徑，在Φ2. Omm 6. Omm之間；另一種是調(diào)整送絲速度，在 10m/min 30m/min，鋼水較少時(shí)用慢速，鋼水多時(shí)用快速。由于合金鋼絲按比例與鋼水同時(shí)澆鑄，在與鋼水混合后以很快的冷速凝固， Ti2O3-MgO析出主要在凝固前沿完成，Ti2O3-MgO粒子受到周圍固態(tài)金屬的限制而不能自由長(zhǎng)大。粒子的尺寸很小也更彌散化。這些粒子在固態(tài)相變過程中可以起到非自發(fā)形核形核的專用，降低新相生成的形核功，使形核率大大增加。利用上述成分和工藝冶煉出的鋼坯，以采用TMCP工藝軋制為佳。具體方法為板坯加熱溫度控制在1150°C 1230°C，在再結(jié)晶區(qū)采用大軋制道次軋制，980°C以下待溫， 溫度達(dá)到910°C后進(jìn)行未再結(jié)晶區(qū)軋制，該階段累計(jì)變形量應(yīng)達(dá)到50%，終軋溫度不低于 770°C，軋后立即水冷，終冷溫度630°C 520°C。本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)及效果在于1.按本發(fā)明生產(chǎn)的鋼板在200J/cm高熱輸入焊接時(shí)，焊接熱影響區(qū)韌性良好。2.采用澆鑄過程同時(shí)添加脫氧劑的方式，使合金化更均勻，生成的復(fù)合氧化物更細(xì)小彌散，誘發(fā)鐵素體形核的能力更強(qiáng)。3.本發(fā)明生產(chǎn)工藝簡(jiǎn)便，適合批量生產(chǎn)操作。
具體實(shí)施例方式下面結(jié)合具體實(shí)施例進(jìn)行說明通過不同實(shí)施例和對(duì)比例的比較來描述本發(fā)明。這些實(shí)施例僅是用于解釋的目的，本發(fā)明并不局限于這些實(shí)施例中。表1為實(shí)施例和比較例中各鋼種的化學(xué)成分。表2為實(shí)施例和比較例中各鋼種的冶煉條件。板坯加熱溫度控制在1150°C 1220°C，980°C以下待溫。未再結(jié)晶區(qū)開軋溫度910 870°C，該階段累計(jì)變形量55% 65%。終軋溫度780 825°C，軋后立即水冷。終冷溫度615°C 540°C。表3為實(shí)施例和比較例中各鋼種的常規(guī)力學(xué)性能。表4為實(shí)施例和比較例中各鋼種的焊接性能。表1，實(shí)施例和比較例中各鋼種的化學(xué)成分(Wt，% )
權(quán)利要求
1.一種大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)良的鋼板，其特征在于用質(zhì)量百分?jǐn)?shù)表示， 含有 C 0. 05 % 0. 14 %、Si 0. 10 % 0. 35 %、Mn :1· 20 % 1. 65 %、P 彡 0. 015S ^ 0. 006 %, Nb 0. 010 % 0. 050 %、Ti :0. 015 % 0. 035 %、N 彡 0. 0050 %, Mg 0. 0008% 0. 0020%，余量為!^e及不可避免的雜質(zhì)。
2.根據(jù)利要求1所述的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)良的鋼板，其特征在于進(jìn)一步含有 V 0. 02% 0. 06%,Ni 0. 15% 0. 50%, Cu :0. 10% 0. 80%中的一種或多種。
3.一種根據(jù)權(quán)利要求1或2所述大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)良的鋼板制造方法，包括轉(zhuǎn)爐冶煉、連鑄和軋制，其特征在于利用Ti-Mg復(fù)合脫氧，Ti、Mg以冷軋鋼帶包裹合金粉末形成管狀鋼絲的方式送入，并且與澆鑄過程同時(shí)進(jìn)行，其鋼絲直徑為Φ 2. 0 6. Omm ；其送絲速度為10 30m/min。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)良的鋼板制造方法，其特征在于在Ti-Mg脫氧劑加入前應(yīng)保證鋼中氧含量
:0. 0015% 0.0050%。
5.根據(jù)權(quán)利要求3所述的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)良的鋼板制造方法，其特征在于澆鑄過程過熱度不超過20°C。
6.根據(jù)權(quán)利要求3所述的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)良的鋼板制造方法，其特征在于板坯加熱溫度控制在1150°C 1230°C，在再結(jié)晶區(qū)采用大軋制道次軋制，980°C以下待溫，溫度達(dá)到910°C后進(jìn)行未再結(jié)晶區(qū)軋制，該階段累計(jì)變形量應(yīng)達(dá)到50%，終軋溫度不低于770°C，軋后立即水冷，終冷溫度630°C 520°C。
全文摘要
本發(fā)明公開了一種適應(yīng)大線能量焊接，在焊接熱影響區(qū)具有優(yōu)良韌性的焊接結(jié)構(gòu)鋼板及其制造方法。含有C0.05％～0.14％、Si0.10％～0.35％、Mn1.20％～1.65％、P≤0.015％、S≤0.006％、Nb0.010％～0.050％、Ti0.015％～0.035％、N≤0.0050％，Mg0.0008％～0.0020％，余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)。進(jìn)一步含有V0.02％～0.06％、Ni0.15％～0.50％、Cu0.10％～0.80％中的一種或多種。本發(fā)明生產(chǎn)的鋼板在200J/cm高熱輸入焊接時(shí)，焊接熱影響區(qū)韌性良好，生產(chǎn)工藝簡(jiǎn)便。
文檔編號(hào)C21D8/02GK102409230SQ20101029151
公開日2012年4月11日 申請(qǐng)日期2010年9月21日 優(yōu)先權(quán)日2010年9月21日
發(fā)明者付魁軍, 劉芳芳, 及玉梅, 王東明, 王佳驥, 臧紹雙, 韓鵬 申請(qǐng)人:鞍鋼股份有限公司