提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg鋼冶煉方法
【專利摘要】本發(fā)明公開了一種提高焊接性能的Mo?Nb?Ti?Mg鋼冶煉方法，所述冶煉方法具體流程工藝包括轉爐煉鋼、LF精煉及連鑄工序；所述Mo?Nb?Ti?Mg微合金鋼的化學組成及質量百分含量如下：C：0.06～0.08％，Mn：1.25～1.60%，S≤0.010%，P≤0.025%，Si：0.20～0.40%，Als：0.010～0.030%，Mo：0.060～0.080%，Ti：0.010～0.020%，Mg：0.002～0.005%，Nb：0.020～0.035%，余量為Fe和其他不可避免的雜質。本發(fā)明采用Al終脫氧，進行Mo?Nb?Ti?Mg微合金化，明顯提高了鋼的強韌性,本發(fā)方法控制簡單，生產成本低，可工業(yè)化大生產大線能量焊接用鋼。
【專利說明】
提高焊接性能的Mo-Nb-T i -Mg鋼冶煉方法
技術領域
[0001] 本發(fā)明屬于低合金鋼制造技術領域，具體設及提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg鋼冶 煉方法。
【背景技術】
[0002] 鋼板被廣泛用于諸如建筑、橋梁、壓力容器、儲罐、管線和船舶等基礎建設和大型 建筑中。建筑構件的大型化和高層化發(fā)展趨勢要求鋼板的厚度增加，同時具有更高的綜合 性能，包括更高的力學性能、高效的加工性能W及優(yōu)良的抗腐蝕性能和抗疲勞破壞性能等。
[0003] 但是，隨著鋼板強度的提高，其沖擊初度和焊接性能顯著下降，焊接裂紋敏感性增 加。為了提高工程結構的焊接效率，行業(yè)內相繼采用大線能量焊接技術，隨之帶來的問題就 是焊接熱影響區(qū)的強度、初性隨焊接線能量的提高而大幅下降。焊接熱影響區(qū)(HAZ)出現(xiàn)嚴 重的晶粒粗化、局部軟化和脆化，綜合表現(xiàn)為熱影響區(qū)的初性大幅度降低，威脅著工程結構 的使用安全性。因此，防止焊接過程熱影響區(qū)性能的惡化是開發(fā)大線能量焊接用鋼的關鍵。
[0004] 研究表明，焊接時晶粒粗化是鋼板初性低的主要原因，解決的最有效方法是細化 奧氏體晶粒。氧化物冶金技術利用鋼中的細小氧化物，通過促進晶內鐵素體形核明顯改善 焊接熱影響區(qū)的組織，成為解決大線能量焊接用鋼技術難題的最有效技術途徑，同時鋼的 微合金化處理，生成細小、彌散、高烙點氧化物和碳、氮化物質點，在晶界沉淀析出，抑制晶 粒長大，可細化焊接熱影響區(qū)晶粒，改善鋼的強度與初性，從而大幅度提高大線能量焊接性 能。
[0005] 日本資料和中國專利CN102191429A"-種提高厚鋼板大線能量焊接性能的方法"、 中國專利CN102 191 356A"大線能量焊接用厚鋼板的夾雜物控制方法"、中國專利 CN102296147A"大線能量焊接用厚鋼板中納米析出物的控制方法"都提到采用MgO粒子進行 釘扎，形成1400°C高溫下穩(wěn)定(烙點高、不固溶、不長大)且細小、彌散分布的含Mg氧化物、硫 化物，來釘扎奧氏體晶粒在高溫下的長大，同時促進奧氏體晶內針狀鐵素體的形成，改善 HAZ初性。且中國專利在50Kg真空感應爐中進行，無法試用于工業(yè)化生產。
[0006] 作為釘扎的粒子必須具備在鋼材中的分散性和焊接高溫下的穩(wěn)定性兩種特性。中 國專利化200710052135.2"-種大線能量焊接高強度海洋用鋼板及其制造方法"采用 Ti2化、Ah化粒子釘扎奧氏體晶界，粒子在焊接熱循環(huán)區(qū)高溫下穩(wěn)定存在，但運些粒子直徑 較大，不能很好地抑制奧氏體晶粒的長大。
[0007] 上述研究在控制夾雜物粒子釘扎奧氏體晶界和促進晶內針狀鐵素體形成效果上 都不夠充分，均未設及到某些夾雜物粒子在促進晶內鐵素體形成時，在一定程度上也會促 進奧氏體晶界先共析鐵素體的形成，奧氏體晶界先共析鐵素體同樣使鋼板熱影響區(qū)的初性 大幅度降低。因此，確定微合金元素控制夾雜物粒子釘扎奧氏體晶界和促進晶內針狀鐵素 體形成的效果，抑制奧氏體晶界先共析鐵素體的形成，是提高大線能量焊接用鋼性能的關 鍵。

【發(fā)明內容】

[0008] 為解決上述技術問題，本發(fā)明的目的是提供一種提高大線能量焊接性能Mo-Nb- Ti-Mg微合金鋼的冶煉方法，該方法在鋼中形成細小、彌散分布的高烙點氧化物，促進晶內 鐵素體形核，同時氧化物和碳、氮化物質點，在晶界沉淀析出，抑制晶粒長大和奧氏體晶界 先共析鐵素體形成，從而達到工業(yè)化生產大線能量焊接用鋼板的要求。
[0009] 本發(fā)明通過W下技術方案來實現(xiàn):一種提高大線能量焊接用鋼性能的Mo-師-Ti- Mg微合金化生產方法，所述冶煉方法具體流程工藝包括轉爐煉鋼、LF精煉及連鑄工序;所述 Mo-Nb-Ti-Mg微合金鋼的化學組成及質量百分含量如下：C:0.06~0.08%，Mn:1.25~ 1.60%，S《0.010%，P《0.025%，Si:0.20~0.40%，Als:0.010~0.030%，Mo:0.060~0.080〇/〇， Ti :0.010~0.020%，Mg:0.002~0.005%，抓:0.020~0.035%，余量為化和其他不可避免的雜 質。
[0010] 本發(fā)明所述轉爐煉鋼工序，出鋼過程加入Mo、Mn、Si、佩，并用A1終脫氧。
[0011] 本發(fā)明所述LF精煉工序調整A1至目標含量，并化處理，然后進行Ti、Mg微合金化。
[0012] 本發(fā)明所述LF精煉工序，精煉時間> 3 5m i η，巧處理后凈吹氣時間> 5m i η，凈吹時 避免鋼水液面裸露。
[0013] 本發(fā)明所述LF精煉工序，進站鋼水溫度，第一爐1580~1590°C，連誘爐1575~1585 °C ;進站后侶線喂入量1.5-2.5m/t鋼，加石灰、蛋石，降電極化渣，加侶粉造白渣。
[0014] 本發(fā)明所述LF精煉工序，巧處理前鋼水：S《0.010%，Als=250~350ppm，T=1580~ 1590°C;巧處理采用Ca-Si線，Ca-Si線喂入量1.5-2.5111八鋼；巧處理后鋼水413 = 150~ 300ppm，Ca=25~40ppnuAls低時，Ca-Si線喂入量取下限，Als高或連鑄第一爐時，Ca-Si線喂 入量取上限。
[0015] 本發(fā)明所述LF精煉工序，巧處理后進行Ti、Mg合金化，凈吹5min出站，出站溫度 1570~1580°C，第一爐或非周轉包出站溫度可比上限提高5~10°C。
[0016] 本發(fā)明所述轉爐煉鋼工序，煉鋼所用鐵水[P ]《0.090%，[引《0.045%。
[0017] 本發(fā)明所述轉爐煉鋼工序，終點目標[C] =0.04~0.06%、[ P ]《0.015%、[ S ]《 0.030%、[0]=500~80化pm，出鋼溫度1660~1690°C，出鋼過程中加入鋼鐵、儘鐵、娃鐵、妮 鐵、侶鐵。
[0018] 本發(fā)明所述連鑄工序，二冷采用弱冷卻，矯直溫度>900°C，中間包使用無碳覆蓋 劑，中間包適宜過熱度15~35°C ;開誘正常后，拉速控制在0.90~1. lOm/min之間。
[0019] 本發(fā)明調節(jié)各元素組成的發(fā)明原理： C:是決定鋼材強度和焊接熱影響區(qū)組織的主要元素。當C低于0.06%時，難W得到所需 要的強度；當C高時，不易形成晶內鐵素體，且應避免C高于0.08%的鋼凝固時進入包晶區(qū)影 響連鑄巧質量，因此設計C 0.06%~0.08%。
[0020] Si:作為脫氧元素而添加，Si低時脫氧效果差，但當Si高時，促進組織粗化，而且焊 接冷、熱裂紋敏感性均增加，因此設計Si 0.20%~0.40%。
[0021] Μη:是保證鋼板強度的重要元素，也是增加碳當量的重要元素。當Μη低時強度降 低，而且S化物的有害作用增強；過高的Μη使熱影響區(qū)初性變壞，因此設計Μη 1.25%~ 1.60〇/〇。
[0022] P:是雜質元素，增加鋼材的冷脆性，但P過低會增加冶煉成本，因此設計P《 0.0250/0。
[0023] S:是影響鋼材初性的主要元素，良好的脫S不僅有助于提高鋼板的塑初性，還有助 于控制TiN的尺寸W抑制熱影響區(qū)晶粒的長大。一定的S含量對誘發(fā)晶內針狀鐵素體有意 義，S過高會影響Mg合金化的效果，也會影響化處理的效果，因此設計S《0.010%。
[0024] Mo: Mo推遲先共析鐵素體轉變，促進針狀鐵素體和貝氏體的形成，提高低合金鋼焊 縫金屬的強初性。Mo提高微合金元素(Nb、Ti)在奧氏體中的固溶度，延遲微合金碳氮化物的 沉淀析出，將使更多的微合金元素得W保留至較低溫度下從鐵素體中析出，從而可W產生 更大的沉淀強化作用。Mo能夠溶入鐵素體中析出的微合金碳氮化物的晶格中，形成(M，Mo) (C，N)(M為微合金元素），不僅提高了析出相體積分數，而且顯著細化微合金析出物尺寸，從 而增強了沉淀強化效果。含Mo微合金碳氮化物的熱穩(wěn)定性較好，高溫下不易粗化。Mo對鐵素 體有固溶強化作用，使形變強化后的軟化和恢復溫度W及再結晶溫度提高，并強烈提高鐵 素體的蠕變抗力，有效抑制滲碳體在450°C~600°C下的聚集.促進特殊碳化物的析出，因而 成為提高鋼的熱強性的最有效的合金元素。Mo會提高鋼的澤硬性，從而提高鋼材對焊接冷 裂紋的敏感性，根據國家標準，Mo應該控制在0.08%W下，因此設計Mo 0.06%~0.08%。
[0025] Nb:在微合金元素中，Nb是細化晶粒最有效的，主要體現(xiàn)在再加熱過程中奧氏體晶 粒的長大被抑制，在不損失初性的情況下強度提高。添加微量的Nb后，熱社鋼板的晶粒與組 織顯著地得到細化，Nb能夠有效地降低再結晶后的晶粒尺寸，對于再結晶后晶粒長大界面， 細小的NbC析出相對其具有一定的釘扎作用，固溶Nb原子對晶界的遷移起到拖曳作用。在含 有TiN的鋼中添加微量的師元素，晶界鐵素體的形成受到抑制，從而減小脆化區(qū)域，焊接熱 影響區(qū)的初性得到改善。Nb含量過高促進板條鐵素體形成，對初性不利，因此設計Nb 0.020%~0.035%。
[0026] A1:A1作為鋼水脫氧劑和細化晶粒的基礎元素，加 A1脫氧后會在鋼中形成大量的 Al2〇3質點，其可作為鋼凝固、固體相變過程非均質形核的核屯、，也可作為后續(xù)加入的元素的 氧化物形核的依托。大多數標準中對A1含量有要求，因此設計A1 0.010%~0.035%。
[0027] Ti:作為微合金元素在低碳結構中控制奧氏體再結晶和析出強化的作用與Nb(C、 N)相似，其在1400°C時，細化奧氏體晶粒的作用最強。在Nb、Ti復合添加的條件下，利用TiN 細化熱影響區(qū)奧氏體晶粒，理想的Ti/N為2.73。在此條件下確定Ti、N的含量，既保證TiN的 含量又不使其在鋼水中液態(tài)析出。高溫下析出細小彌散分布的TiN質點有效的阻礙奧氏體 晶粒長大，增大晶內針狀鐵素體的形核密度。另一方面，W高烙點氧化物為核屯、含有Ti2〇3的 復合夾雜周圍的基體相中，形成貧C、貧Μη的微區(qū)，提高鐵素體相變溫度(Ac3)，增大鐵素體 形核驅動力(Ac3-Ar3)，促進鐵素體晶粒形核，因此設計Ti 0.010%~0.020%。
[002引Mg:添加適量Mg，鋼基體中生成大量的含有MgO核屯、的微細夾雜物，MgO粒子具有 2800°C的高烙點，完全滿足在1400°C不溶解而且起釘扎作用的夾雜物要求，有效抑制了奧 氏體晶粒的生長。同時Mg的加入會分散、改善Ti氧化物的形態(tài)，顯著促進晶內針狀鐵素體的 形成，從而達到改善熱影響區(qū)初性的目的，因此設計Mg 0.002%~0.005%。
[0029]采用上述技術方案產生的有益效果在于:本發(fā)明采用A1終脫氧，進行Mo-Nb-Ti-Mg 微合金化，是W形成彌散、豐富、細小的MgO、Al2〇3、Ti2〇3高烙點氧化物為核屯、，外層附著 Mn0、MnS的復合夾雜物為基礎，含有Ti2〇3的復合夾雜周圍存在的Μη貧乏區(qū)促進奧氏體晶內 針狀鐵素體的形成。另一方面，一定含量的Mo、Nb，在細化晶粒提局鋼的強初性的同時，抑制 晶界先共析鐵素體的形成。此外部分細小的夾雜物粒子及碳、氮化物釘扎奧氏體晶界，幾方 面共同作用充分細化了熱影響區(qū)晶粒，明顯提高了鋼的強初性。本發(fā)方法控制簡單，生產成 本低，可工業(yè)化大生產大線能量焊接用鋼。
【附圖說明】
[0030]圖1為實施例1大線能量焊接用鋼熱影響區(qū)200倍組織； 圖2為實施例2大線能量焊接用鋼熱影響區(qū)200倍組織； 圖3為實施例3大線能量焊接用鋼熱影響區(qū)200倍組織； 圖4為實施例1大線能量焊接用鋼鑄態(tài)組織復合夾雜形貌圖； 圖5為實施例1大線能量焊接用鋼鑄態(tài)組織復合夾雜能譜圖； 圖6為實施例2大線能量焊接用鋼鑄態(tài)組織復合夾雜形貌圖； 圖7為實施例2大線能量焊接用鋼鑄態(tài)組織復合夾雜能譜圖； 圖8為實施例3大線能量焊接用鋼鑄態(tài)組織復合夾雜形貌圖。
【具體實施方式】
[0031 ]下面結合具體實施例對本發(fā)明作進一步詳細的說明。
[0032] 實施例1 一種提局焊接性能的Mo -Nb -T i -Mg鋼冶煉方法，具體如下： 冶煉大線能量焊接用鋼過程為12化頂底復吹轉爐-120tLF鋼包爐精煉-連鑄。
[0033] 鐵水條件:鐵水[P ]《0.090%、[ S ]《0.045〇/〇。
[0034] 轉爐：終點目標[C]=0.04 ~0.06〇/〇、[P]《0.015〇/〇、[S]《0.030〇/〇、[0]=500~800ppm， 出鋼溫度1685 °C，出鋼過程中加入鋼鐵、儘鐵、娃鐵、妮鐵、侶鐵。
[0035] LF:精煉時間40min，巧處理后凈吹氣時間8min，凈吹時避免鋼水液面裸露。進站鋼 水溫度，第一爐1585°C，連誘爐1580°C。進站后侶線喂入量2.0m/t鋼，加石灰、蛋石，降電極 化渣，根據渣況加侶粉造白渣。巧處理前鋼水:S《0.010%，Als=280ppm，T=1585°C。巧處理采 用化-Si線，Ca-Si線喂入量1.85m/t鋼，巧處理后鋼水Als=260ppm，Ca=3^ipm，巧處理后進行 Ti、Mg合金化，凈吹5min出站，出站溫度1575°C。
[0036] 連鑄:二冷采用弱冷卻，矯直溫度920°C，中間包使用無碳覆蓋劑，中間包適宜過熱 度20°C。開誘正常后，拉速控制在1. Om/min。
[0037] 所得大線能焊接用鋼的化學成分見表1，沖擊性能見表2。
[003引實施例2 一種提局焊接性能的Mo -Nb -T i -Mg鋼冶煉方法，具體如下： 冶煉大線能量焊接用鋼過程為12化頂底復吹轉爐-120tLF鋼包爐精煉-連鑄。
[0039] 鐵水條件:鐵水[P ]《0.090%、[ S ]《0.045〇/〇。
[0040] 轉爐：終點目標[C]=0.04 ~0.06〇/〇、[P]《0.015〇/〇、[S]《0.030〇/〇、[0]=500~800ppm， 出鋼溫度1680°C，出鋼過程中加入鋼鐵、儘鐵、娃鐵、妮鐵、侶鐵。
[0041 ] LF:精煉時間45min，巧處理后凈吹氣時間lOmin，凈吹時避免鋼水液面裸露。進站 鋼水溫度，第一爐1580°C，連誘爐1575Γ。進站后侶線喂入量1.5m/t鋼，加石灰、蛋石，降電 極化渣，根據渣況加侶粉造白渣。巧處理前鋼水:S《0.010%，Als=300ppm，T=1580°C。巧處理 采用化-Si線，Ca-Si線喂入量1.9m/t鋼，巧處理后鋼水Als=280ppm，Ca=34ppm，巧處理后進 行Ti、Mg合金化，凈吹5min出站，出站溫度1572°C。
[0042] 連鑄:二冷采用弱冷卻，矯直溫度905°C，中間包使用無碳覆蓋劑，中間包適宜過熱 度22°C。開誘正常后，拉速控制在1. Om/min。
[0043] 所得大線能焊接用鋼的化學成分見表1，沖擊性能見表2。
[0044] 實施例3 一種提局焊接性能的Mo -Nb -T i -Mg鋼冶煉方法，具體如下： 冶煉大線能量焊接用鋼過程為12化頂底復吹轉爐-120tLF鋼包爐精煉-連鑄。
[0045] 鐵水條件:鐵水[P ]《0.090%、[ S ]《0.045〇/〇。
[0046] 轉爐：終點目標[C]=0.04 ~0.06〇/〇、[P]《0.015〇/〇、[S]《0.030〇/〇、[0]=500~800ppm， 出鋼溫度1670°C，出鋼過程中加入鋼鐵、儘鐵、娃鐵、妮鐵、侶鐵。
[0047] LF:精煉時間42min，巧處理后凈吹氣時間6min，凈吹時避免鋼水液面裸露。進站鋼 水溫度，第一爐1590°C，連誘爐1585Γ。進站后侶線喂入量1.9m/t鋼，加石灰、蛋石，降電極 化渣，根據渣況加侶粉造白渣。巧處理前鋼水:S《0.010%，Als=320ppm，T=1590°C。巧處理采 用化-Si線，Ca-Si線喂入量1.75m/t鋼，巧處理后鋼水Als=300ppm，Ca=30ppm，巧處理后進行 Ti、Mg合金化，凈吹5min出站，出站溫度1575°C。
[0048] 連鑄:二冷采用弱冷卻，矯直溫度910°C，中間包使用無碳覆蓋劑，中間包適宜過熱 度25°C。開誘正常后，拉速控制在1. Om/min。
[0049] 所得大線能焊接用鋼的化學成分見表1，沖擊性能見表2。
[00加]實施例4 一種提局焊接性能的Mo -Nb -T i -Mg鋼冶煉方法，具體如下： 冶煉大線能量焊接用鋼過程為80t頂底復吹轉爐-8化LF鋼包爐精煉-連鑄。
[0051 ]鐵水條件:鐵水[P]《0.090%、[S]《0.045〇/〇。
[0052] 轉爐：終點目標[C]=0.04 ~0.06〇/〇、[P]《0.015〇/〇、[S]《0.030〇/〇、[0]=500~800ppm， 出鋼溫度1660°C，出鋼過程中加入鋼鐵、儘鐵、娃鐵、妮鐵、侶鐵。
[0053] LF:精煉時間38min，巧處理后凈吹氣時間5min，凈吹時避免鋼水液面裸露。進站鋼 水溫度，第一爐1586 °C，連誘爐1578 °C。進站后侶線喂入量2. Om/t鋼，加石灰、蛋石，降電極 化渣，根據渣況加侶粉造白渣。巧處理前鋼水:S《0.010%，Als=350ppm，T=1586°C。巧處理采 用化-Si線，Ca-Si線喂入量2.5m/t鋼，巧處理后鋼水Als=300ppm，Ca=25ppm，巧處理后進行 Ti、Mg合金化，凈吹5min出站，出站溫度1570°C。第一爐或非周轉包出站溫度1585Γ。
[0054] 連鑄:二冷采用弱冷卻，矯直溫度900°C，中間包使用無碳覆蓋劑，中間包適宜過熱 度15 °C。開誘正常后，拉速控制在0.90m/min。
[0055] 所得大線能焊接用鋼的化學成分見表1，沖擊性能見表2。
[0056] 實施例5 一種提局焊接性能的Mo -Nb -T i -Mg鋼冶煉方法，具體如下： 冶煉大線能量焊接用鋼過程為16化頂底復吹轉爐-leOtLF鋼包爐精煉-連鑄。
[0057]鐵水條件:鐵水[P]《0.090%、[S]《0.045〇/〇。
[0化引轉爐：終點目標[C]=0.04 ~0.06〇/〇、[P]《0.015〇/〇、[S]《0.030〇/〇、[0]=500~800ppm， 出鋼溫度1690°C，出鋼過程中加入鋼鐵、儘鐵、娃鐵、妮鐵、侶鐵。
[0059] LF:精煉時間35min，巧處理后凈吹氣時間7min，凈吹時避免鋼水液面裸露。進站鋼 水溫度，第一爐1590°C，連誘爐1580°C。進站后侶線喂入量2.5m/t鋼，加石灰、蛋石，降電極 化渣，根據渣況加侶粉造白渣。巧處理前鋼水:S《0.010%，Als=250ppm，T=1590°C。巧處理采 用化-Si線，Ca-Si線喂入量1.5m/t鋼，巧處理后鋼水Als=150ppm，Ca=40ppm，巧處理后進行 Ti、Mg合金化，凈吹5min出站，出站溫度1580°C。第一爐或非周轉包出站溫度1590°C。
[0060] 連鑄:二冷采用弱冷卻，矯直溫度910°C，中間包使用無碳覆蓋劑，中間包適宜過熱 度35°C。開誘正常后，拉速控制在1. lOm/min。
[0061] 所得大線能焊接用鋼的化學成分見表1，沖擊性能見表2。
[0062] 表1實施例1-5中的化學成分(mass%)
注:余量為鐵和不可避免的雜質 表2實施例的沖擊性能(線能量150KJ/cm)_
' 表2列^4〇臟厚鋼板焊接線能量^150KJ/cm時，'實施例1-5的焊接*影響區(qū)低溫沖擊初' 性值。本發(fā)明生產的鋼板具有合理的熱影響區(qū)組織結構，其通過形成豐富的晶內針狀、片狀 鐵素體和粒狀貝氏體，及有效的夾雜物粒子對奧氏體晶界的釘扎，大大細化了熱影響區(qū)組 織，使鋼的強初性明顯提高。
[0063] 附圖1-3可W看出大線能量焊接用鋼熱影響區(qū)組織中晶粒細小，顯微組織主要有 鐵素體和珠光體組成。圖4為實施例1鑄態(tài)組織中典型的針狀鐵素體，大小約為3μπι，誘發(fā)其 生成的夾雜物主要為Mg，Al，Si等元素形成的復合夾雜，促進奧氏體晶內針狀鐵素體的形 成，使焊接熱影響區(qū)的晶粒細小，在細化晶粒提高鋼的強初性的同時，抑制晶界先共析鐵素 體的形成，沖擊功吸收值增加數倍。圖8中實施例3的誘發(fā)針狀鐵素體的夾雜物能譜圖與實 施例2類似，故省略。實施例4和實施例5產品圖與實施例1-3相似，故省略。
[0064] W上實施例僅用W說明而非限制本發(fā)明的技術方案，盡管參照上述實施例對本發(fā) 明進行了詳細說明，本領域的普通技術人員應當理解:依然可W對本發(fā)明進行修改或者等 同替換，而不脫離本發(fā)明的精神和范圍的任何修改或局部替換，其均應涵蓋在本發(fā)明的權 利要求范圍當中。
【主權項】
1. 一種提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg鋼冶煉方法，其特征在于，所述冶煉方法具體流程 工藝包括轉爐煉鋼、LF精煉及連鑄工序;所述Mo-Nb-Ti-Mg微合金鋼的化學組成及質量百分 含量如下：(： ：0.06~0.08%，]\111:1.25~1.60%，5彡0.010%，？彡0.025%，51 :0.20~0.40%， Als:0.010~0·030%，M〇:0.060~0.080%，Ti:0.010~0·020%，Mg:0.002~0.005%，Nb:0.020 ~0.035%，余量為Fe和其他不可避免的雜質。2. 根據權利要求1所述的一種提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg鋼冶煉方法，其特征在于， 所述轉爐煉鋼工序，出鋼過程加入Mo、Mn、Si、Nb，并用A1終脫氧。3. 根據權利要求1所述的一種提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg鋼冶煉方法，其特征在于， 所述LF精煉工序調整A1至目標含量，并Ca處理，然后進行Ti、Mg微合金化。4. 根據權利要求1-3任意一項所述的一種提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg鋼冶煉方法，其 特征在于，所述LF精煉工序，精煉時間多35min，鈣處理后凈吹氬時間多5min，凈吹時避免鋼 水液面裸露。5. 根據權利要求1-3任意一項所述的一種提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg鋼冶煉方法，其 特征在于，所述LF精煉工序，進站鋼水溫度，第一爐1580~1590°C，連澆爐1575~1585°C ;進 站后鋁線喂入量1.5-2.5m/t鋼，加石灰、螢石，降電極化渣，加鋁粉造白渣。6. 根據權利要求1-3任意一項所述的一種提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg鋼冶煉方法，其 特征在于，所述LF精煉工序，鈣處理前鋼水：S彡0.010%，Als=250~350ppm，T=1580~1590 °C;鈣處理采用Ca-Si線，Ca-Si線喂入量1.5-2.5111八鋼 ;鈣處理后鋼水418=150~300??111，〇3 =25~40ppm。7. 根據權利要求1-3任意一項所述的一種提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg鋼冶煉方法，其 特征在于，所述LF精煉工序，鈣處理后進行Ti、Mg合金化，凈吹5min出站，出站溫度1570~ 1580°C，第一爐或非周轉包出站溫度可比上限提高5~10°C。8. 根據權利要求1-3任意一項所述的一種提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg鋼冶煉方法，其 特征在于，所述轉爐煉鋼工序，煉鋼所用鐵水[P] <0.090%，[S] <0.045%。9. 根據權利要求1-3任意一項所述的一種提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg鋼冶煉方法，其 特征在于，所述轉爐煉鋼工序，終點目標[C]=0 · 04~0 · 06%、[P]彡0 · 015%、[S]彡0 · 030%、[0] =500~800ppm，出鋼溫度1660~1690°C，出鋼過程中加入鉬鐵、錳鐵、硅鐵、鈮鐵、鋁鐵。10. 根據權利要求1-3任意一項所述的一種提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg鋼冶煉方法， 其特征在于，所述連鑄工序，二冷采用弱冷卻，矯直溫度多900°C，中間包使用無碳覆蓋劑， 中間包適宜過熱度15~35°C;開澆正常后，拉速控制在0.90~1.10m/min之間。
【文檔編號】C22C38/06GK106011361SQ201610532216
【公開日】2016年10月12日
【申請日】2016年7月8日
【發(fā)明人】朱立光, 劉增勛, 李玉謙, 王碩明, 張彩軍, 孫立根, 韓毅華, 杜琦銘, 成慧梅, 許偉, 賈改風, 王雁, 周景, 周景一
【申請人】華北理工大學