CN101045976A - 可超大线能量焊接低温用厚钢板及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
可超大线能量焊接低温用厚钢板,其成分重量百分比为:C:0.030~0.050%、Si≤0.2%、Mn:1.50~1.80%、P≤0.01%、S≤0.002%、Nb:0.010~0.020%、Als:0.040~0.060%、Ti:0.008~0.012%、N≤0.0035%、Ca:0.001~0.005%、B:0.001~0.003%;余铁和不可避免夹杂,Pcm≤0.18%。本发明采用低C-高Mn-Nb系低合金钢作为基础,适当提高Als的含量、C/Mn0.020~0.050、Ti-B微合金化、Ca或REM处理、Ti/N 3.0~3.5,优化TMCP工艺,使钢板显微组织为少量铁素体+弥散分布的贝氏体晶团,平均晶粒尺寸15μm以下,获得均匀优异的力学性能和焊接性,特别适用于高强度船板、低温压力容器、海洋平台、高强度建筑结构和桥梁用钢等。
Description
技术领域
本发明涉及到在一种低C-高Mn-高Als-Ti-B合金体系中获得屈服强度≥415MPa可超大线能量焊接的厚钢板及其制造方法。
背景技术
众所周知,低碳(高强度)低合金钢是最重要工程结构材料之一,广泛应用于石油天然气管线、海洋平台、造船、桥梁、压力容器、建筑结构、汽车工业、铁路运输及机械制造之中。低碳(高强度)低合金钢性能取决于其化学成分、制造过程的工艺制度,其中强度、韧性和焊接性是低碳(高强度)低合金钢最重要的性能,它最终决定于成品钢材的显微组织状态。随着科技不断地向前发展,人们对钢的强韧性及焊接性提出更高的要求,即在钢板在维持较低的制造成本的同时大幅度地提高性能,以减少钢材的用量节约成本,减轻钢结构的自身重量,提高结构的安全性。
目前世界范围内掀起了发展新一代钢铁材料研究高潮,要求在不增加贵重合金元素,如Ni、Cr、Mo、Cu等含量,通过合金组合设计优化和革新TMCP工艺技术获得更好的组织匹配,从而得到更高的强韧性和更优良的焊接性。
现有在制造屈服强度≥415MPa、-60℃的低温冲击韧性≥34J的厚钢板时,一般要在钢中添加一定量的Ni或Cu+Ni元素(含量一般均≥0.30%)【The Firth(1986)international Symposium and Exhibit on OffshoreMechanics and Arctic Engineering,1986,Tokyo,Japan,354;“DEVELOPMENTS IN MATERIALS FOR ARCTIC OFFSHORESTRUCTURES”;“Structural Steel Plates for Arctic Use Produced byMultipurpose Accelerated Cooling System”(日文),川崎制铁技报,1985,No.1 68~72;“Application of Accelerated Cooling For Producing 360MPaYield Strength Steel plates of up to 150mm in Thickness with Low CarbonEquivalent”,Accelerated Cooling Rolled Steel,1986,209~219;“HighStrength Steel Plates For Ice-Breaking Vessels Produced by Thermo-Mechanical Control Process”,Accelerated Cooling Rolled Steel,1986,249~260;“420MPa Yield Strength Steel Plate with Superior Fracture Toughnessfor Arctic Offshore Structures”,Kawasaki steel technical report,1999,No.40,56;“420MPa and 500MPa Yield Strength Steel Plate with High HAZtoughness Produced by TMCP for Offshore Structure”,Kawasaki steeltechnical report,1993,No.29,54;“Toughness Improvement in BainiteStructure by Thermo-Mechanical Control Process”(日文)住友金属,Vol.50,No.1(1998),26;“冰海地区使用的海洋平台结构用钢板”(日文),钢铁研究,1984,第314号,19~43】,以确保母材钢板具有优异的低温韧性,采用<100KJ/cm的线能量焊接时,热影响区HAZ的韧性也能够达到-60℃Akv≥34J;但是采用超大线能量(≥200KJ/cm)焊接时,焊接热影响区(HAZ)的低温韧性一般比较难以达到,热影响区(HAZ)低温韧性发生严重劣化。大量专利文献只是说明如何实现母材钢板的低温韧性,对于如何在焊接条件下,获得优良的热影响区(HAZ)低温韧性说明的较少,尤其采用超大线能量焊接时如何保证热影响区(HAZ)的低温韧性少之又少,且为了保证钢板的低温韧性,钢中一般均加入一定量的Ni或Cu+Ni元素,钢板超大线能量焊接热影响区(HAZ)低温韧性也很少能够达到-60℃【昭63-93845、昭63-79921、昭60-258410、特平开4-285119、特平开4-308035、平3-264614、平2-250917、平4-143246、US Patent4855106、US Patent5183198、US Patent4137104】。目前改善超大线能量焊接钢板热影响区(HAZ)低温韧性的只有日本新日铁公司采用氧化物冶金技术【USPatent 4629505、WO 01/59167A1】。
但是,目前上述国际上使用的厚钢板C/Mn普遍偏低,一般在0.05以上,而且没有采用特殊复合Al、Ti、B、N微合金化处理,表现在没有给出Al、Ti、B、N之间的定量关系,造成厚钢板的低温韧性(-50℃以下)不稳定,尤其焊接钢板热影响区(HAZ)的低温韧性低下,导致厚板不能承受超大线能量焊接,从而影响钢结构制造效率和适用范围。
发明内容
本发明的目的就是要通过简单的合金元素的组合设计,不添加贵重元素如Ni、Cr、Mo、Cu等,优化TMCP制造工艺,在获得优异的母材钢板低温韧性的同时,超大线能量焊接时HAZ的低温韧性也同样优异。这不仅可以降低钢板制造成本、缩短了钢板生产周期,也降低了钢板生产组织难度【Ni、Cu、Mo元素含量较高的钢板,连铸坯表面质量较差,一般均需要下线进行表面清理,有时还需要进行表面着色渗透检查(即所谓PT检查)和带温切割等】,还消除了大量含Cu、Ni的废钢回收的困难;更重要的是极大地提高了现场焊接效率,节约了用户构件制造的成本,缩短了用户构件制造的时间,为用户创造了巨大的价值,因而此类钢板不仅是高附加值、绿色环保性的产品,更重要的是形成了具有宝钢特色的高级厚钢板核心制造技术,提升了宝钢的品牌形象和核心竞争力。
本发明的技术方案是,可超大线能量焊接的厚钢板,其成分重量百分比为:
C:0.030%~0.050%
Si:≤0.20%
Mn:1.50%~1.80%
P:≤0.010%
S:≤0.002%
Nb:0.010%~0.020%
Als:0.040%~0.060%
Ti:0.008%~0.012%
N:≤0.0035%
Ca:0.001%~0.005%
B:0.001%~0.003%,优选0.0015%~0.0025%;
同时:0.02≤C/M≤0.06,以保证断口转变温度低于-60℃;Ti/N在3.0~3.5之间,
B、Ti、N之间的关系:10ppm+0.714(N-0.292Ti)≤B≤20ppm+0.714(N-0.292Ti),确保钢中存在过量的B原子;
Als、Ti与N之间的关系:Als≥30×(N-0.292Ti),以保证固溶N被Als吃掉,确保B以固溶B原子形式存在于钢中;
其余为铁和不可避免的夹杂,
其中,焊接冷裂纹敏感指数Pcm≤0.18%,其中Pcm=wt%C+wt%Si/30+(wt%Mn+wt%Cu+wt%+Cr)/20+wt%Ni/60+wt%Mo/15+wt%V/10+5wt%B,以保证超大线能量焊接钢板的热影响区(HAZ)低温韧性。
本发明的可超大线能量焊接厚钢板的制造方法,其包括如下步骤:
a.铸造,中间包钢水浇铸温度≤1540℃;
b.板坯加热温度控制在1050℃~1150℃之间;
c.在完全再结晶温度范围内,大轧制道次压下率连续轧制,确保变形金属发生动态/静态再结晶,细化奥氏体晶粒,轧制道次压下率≥12%,再结晶区(≥980℃)总压下率≥55%;在未再结晶区进行控制轧制,道次压下率≥10%,未再结晶区(<900℃)总压下率≥50%;
d.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,控制在20秒以内,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,Ar3(℃)=910-310[%C]-80[%Mn]-20[%Cu]-15[%Cr]-55[%Ni]-80[%Mo]-0.35(t-8),其中t为板厚(mm);
e.以≥10.0℃/s冷却速度进行直接淬火冷却至淬火停止温度(QST-Quenching Stop Temperature),淬火停止温度(QST)控制在200~450℃,使钢板在>200℃范围内充分发生连续冷却贝氏体相变,抑制先共析铁素体相变,以实现在低碳当量的条件下获得高强度钢板;
f.然后缓冷至100℃以下,平均缓冷速度≤10℃/hr,随后自然空冷至室温,缓冷时间不得低于24小时。
进一步,铸造工艺采用连铸工艺,用电磁搅拌或连铸坯轻压下工艺,轻压下量控制在3%~10%之间。
步骤e淬火停止温度范围为380℃~430℃。
钢板成分体系设计的物理冶金学分析:
采用低碳C-高Mn-Nb系低合金钢作为基础,适当提高Als的含量、C/Mn比控制在0.020~0.050、Ti-B微合金化、Ca处理及控制Ti/N在3.0~3.5之间等冶金技术手段,优化TMCP(Thermo-mechanical control process,热机械控制过程)工艺,使成品钢板的显微组织为少量的铁素体(20%~30%)+弥散分布的贝氏体晶团,平均晶粒尺寸在15μm以下。详细成分设计冶金学分析如下:
C对钢的强度、低温韧性及焊接性影响很大,从改善钢的低温韧性及焊接性,希望钢中C含量控制得较低;但是从钢的强度和生产制造过程中显微组织控制角度,C含量不宜过低,过低的C含量(<0.030%)不仅造成Ac1、Ac3、Ar1、Ar3点温度较高,而且奥氏体晶界迁移率过高,给晶粒细化带来很大的困难,容易形成混晶组织,造成钢低温韧性低下和超大线能量焊接热影响区低温韧性严重劣化,因此钢中C含量控制下限不宜低于0.030%。当C含量提高时,虽然有利于钢板显微组织细化,但是损害钢板的焊接性,尤其在超大线能量焊接条件下;由于热影响区(HAZ)晶粒严重粗化且焊接热循环冷却过程中的冷却速度很,在热影响区(HAZ)易形成粗大的铁素体侧板条(FSP)、氏组织(WF)、上贝氏体(Bu)等异常组织,且M-A岛数量增加、尺寸增大,严重损害热影响区(HAZ)的韧性,因此C含量不宜高于0.05%。
Mn作为最重要的合金元素在钢中除提高钢板的强度外,还具有扩大奥氏体相区、降低Ar3点温度、细化铁素体晶粒而改善钢板低温韧性的作用、促进贝氏体形成而提高钢板强度的作用;因此在不添加其它合金元素(Cu、Ni、Cr、Mo、V等)的条件下,采用TMCP工艺制造屈服强度≥415MPa的钢板,钢中内控Mn含量不能低于1.50%。Mn在钢水固过程中容易发生偏析,尤其过高的Mn含量(当Mn含量>1.80%时),不仅会造成连铸操作困难,而且容易与C、P、S等元素发生共轭偏析现象,加重连铸坯中心的偏析与疏松,严重的连铸坯中心偏析在后续的控轧和焊接过程中易形成异常组织;同时,Mn含量过高还会形成粗大的MnS粒子,这种粗大的MnS粒子在热轧过程中沿轧向延伸,严重恶化母材钢板(尤其横向)、焊接热影响区(HAZ)【尤其超大线能量焊接条件下】的冲击韧性,造成Z向性能低下、抗层状撕裂性能差;此外,过高Mn含量还会提高钢的淬硬性、提高钢中焊接冷裂纹敏感性系数(Pcm)、影响钢的焊接工艺性(较小的线能量焊接时,易形成脆硬组织如马氏体;较大的线能量焊接时,易形成粗大的上贝氏体)。因此,钢中Mn含量的上限不能超过1.80%。
Si促进钢水脱氧并能够提高钢板强度,但是采用Al脱氧的钢水,Si的脱氧作用不大,Si虽然能够提高钢板的强度,但是Si严重损害钢板的低温韧性和焊接性,尤其在超大线能量焊接条件下,Si不仅促进M-A岛形成,而且形成的M-A岛尺寸大、分布不均匀,严重损害焊接热影响区(HAZ)的韧性,因此钢中的Si含量应尽可能控制得低,考虑到炼钢过程的经济性和可操作性,Si含量控制在0.20%以下。
P作为钢中有害夹杂对钢的机械性能,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,但考虑到炼钢可操作性和炼钢成本,对于要求可大线能量焊接、-60℃韧性的厚钢板,P含量需要控制在≤0.010%。
S作为钢中有害夹杂对钢的低温韧性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,但考虑到炼钢可操作性、炼钢成本和物流顺畅原则,对于要求-60℃韧性、可超大线能量焊接的厚钢板,S含量需要控制在≤0.002%。
Nb:钢中添加微量的Nb元素目的是进行未再结晶控轧,当Nb添加量低于0.010%时,不能发挥有效的控轧左右;当Nb添加量超过0.020%时,超大线能量焊接条件下诱发上贝氏体(Bu)形成,严重损害超大线能量焊接热影响区(HAZ)的低温韧性,因此Nb含量控制在0.010%~0.020%之间,获得最佳的控轧效果的同时,又不损害超大线能量焊接HAZ的韧性。
N的控制范围与Ti的控制范围相对应,对于超大线能量焊接钢板,Ti/N在3.0~3.5之间最佳。N含量过低,生成TiN粒子数量少、尺寸大,不能起到改善钢的焊接性的作用,反而对焊接性有害;但是N含量过高时,钢中自由[N]增加,尤其超大线能量焊接条件下热影响区(HAZ)自由[N]含量急剧增加,严重损害HAZ低温韧性,恶化钢的焊接性。因此N含量控制在0.0035%以下。
钢中加入微量的Ti目的是与钢中N结合,生成稳定性很高的TiN粒子,抑制焊接HAZ区奥氏体晶粒长大和改变二次相变产物,改善钢的焊接性和HAZ的低温韧性。钢中添加的Ti含量要与钢中的N含量匹配,匹配的原则是TiN不能在液态钢水中析出而必须在固相中析出;因此TiN的析出温度必须确保低于1400℃,根据log[Ti][N]=-16192/T+4.72可以确定Ti的加入量。当加入Ti含量过少(<0.008%),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(>0.012%)时,TiN析出温度超过1400℃,在钢液凝固过程中,可能液析出大尺寸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;因此Ti含量的最佳控制范围为0.008%~0.012%。
B是强淬硬性元素,数个ppm的固溶B原子偏聚在奥氏体晶界,强烈抑制先共析铁素体形成,促进贝氏体等低温相变组织的形成,因此固溶B对于获得贝氏体等低温相变组织而提高钢板的强度至关重要。B还可以改善大线能量焊接的热影响区HAZ的低温韧性:I〕Ti和B均是氮化物强形成元素,但是在焊接热循环过程中,TiN与BN作用根本不同,TiN在相对较高的温度下(≤1300℃)具有较高稳定性,能够有效抑制距离熔合线较远的HAZ晶粒长大,但是在熔合线(FL)附近时,焊接热循环峰值温度变得很高(>1350℃),TiN粒子部分溶解,不能有效抑制HAZ晶粒长大。虽然在高温下BN粒子没有TiN粒子稳定而全部固溶于钢中,但是由于B在钢中的高扩散性,BN在焊接热循环冷却过程中重新快速析出(Ti、Als的扩散性很低,TiN、AlN在焊接热循环冷却过程中无法重新析出,即TiN、AlN析出动力学速度很慢),BN粒子由于晶体结构的特殊性,与铁素体具有低能位向关系,BN粒子能够成为铁素体形核的有效位置,促进铁素体晶粒在奥氏体晶内形核,细化HAZ组织;为使BN粒子促进形成细小的铁素体晶粒,首先要促进BN的形成,并达到一定的数量,采用REM处理以形成超细微REM(O,S)夹杂物,促进BN的析出,即BN常在REM(O,S)夹杂物上非均匀形核。II〕用B和Ti一起合金化,使钢中形成细小弥散的Fe23(CB)6+TiN+MnS复合粒子,由于在这种复合粒子周围的基体相中,形成贫C、贫Mn的微区,提高铁素体相变温度(Ac3),增大铁素体形核驱动力(Ac3-Ar3),促进铁素体晶粒形核,细小的针状铁素体在Fe23(CB)6+TiN+MnS复合粒子上形核,细化HAZ组织,改善HAZ低温韧性;同时,偏聚于奥氏体晶界上的数个ppm自由的B,提高钢的淬硬性,抑制晶界粗大铁素体形成,也促进奥氏体晶内铁素体形核。为了实现上述目的,钢中B含量在10ppm~30ppm之间。
钢中的Als能够固定钢中的自由[N],降低焊接热影响区(HAZ)自由[N],改善HAZ的低温韧性作用;更重要的是Als能够与自由N结合,防止B与N结合形成BN,失去B的淬硬性作用,但是B与N的亲合力远大于Als与N的亲合力,因此Als必需大量过量,即Als≥30×(N-0.292Ti),才能阻止B与N结合,使B在钢中以固溶原子B存在,因此Als下限控制在0.040%;但是钢中加入过量的Als不但会造成浇铸困难,而且会在钢中形成大量弥散的针状Al2O3夹杂物,损害钢的低温韧性和焊接性,因此Als上限控制在0.060%。
对钢进行Ca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、抑制S的热脆性、提高钢的低温韧性和Z向性能、改善钢板韧性的各向异性。Ca加入量的多少,取决于钢中S含量的高低,Ca加入量过低,处理效果不大;Ca加入量过高,形成Ca(O,S)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含量按ESSP=(wt%Ca)[1-124(wt%O)]/1.25(wt%S),其中ESSP为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含量的合适范围为0.001%~0.005%。
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,中间包钢水浇铸温度≤1540℃,低温浇铸法较好,以细化原始铸态组织。为控制连铸坯中心Mn偏析,采用电磁搅拌或连铸坯轻压下工艺,轻压下量控制在3%~10%之间。
为确保初始奥氏体晶粒均匀细小,必须采用板坯低温加热工艺的同时,还要保证微合金化元素Nb的完全固溶。根据公式T1(℃)=5833/{1.63-log[%Nb×(%C+12×%N/14)]}-273.15,板坯加热温度控制在1050℃~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,确保变形金属发生动态/静态再结晶,细化奥氏体晶粒,为此轧制道次压下率≥12%,再结晶区(≥980℃)总压下率≥55%;在未再结晶区进行控制轧制,道次压下率≥10%,未再结晶区(<900℃)总压下率≥50%。
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20秒以内,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,Ar3(℃)=910-310[%C]-80[%Mn]-20[%Cu]-15[%Cr]-55[%Ni]-80[%Mo]-0.35(t-8),其中t为板厚(mm)。
以≥10.0℃/s冷却速度进行直接淬火冷却(direct quenching)至淬火停止温度(QST-Quenching Stop Temperature),淬火停止温度(QST)控制在Bs-200℃温度以下,使钢板在>200℃范围内充分发生连续冷却贝氏体相变,抑制先共析铁素体相变,以实现在低碳当量的条件下获得高强度钢板,其中Bs(℃)=830-270[%C]-90[%Mn]-37[%Ni]-70[%Cr]-83[%Mo],优选淬火停止温度范围为380℃~430℃之间,然后缓冷至100℃以下,平均缓冷速度≤10℃/hr.,随后自然空冷至室温,缓冷时间不得低于24小时。
本发明采用低C-高Mn-Nb系低合金钢作为基础,适当提高Als的含量、C/Mn比控制在0.020~0.050、Ti-B微合金化、Ca或REM处理、控制Ti/N在3.0~3.5之间等冶金技术手段,优化TMCP(Thermo-mechanicalcontrol process,热机械控制过程)工艺,使成品钢板的显微组织为少量的铁素体(20%~30%)+弥散分布的贝氏体晶团,平均晶粒尺寸在15μm以下,获得均匀优异的力学性能和优良的焊接性,特别适用于高强度船板、低温压力容器、海洋平台、高强度建筑结构和桥梁用钢等。
本发明的有益效果
本发明去除贵重元素如Ni、Cr、Mo、Cu等的合金化,尤其去除Ni元素的合金化,并优化TMCP工艺,结合低C、高Mn,获得优异的母材钢板低温韧性;同时,通过确定Al、Ti、B、N之间的定量关系,采用特殊的微合金化处理(Al、Ti、B),钢中的B以固溶形式存在,可以使相同碳当量的钢板的强度提高50MPa以上;使厚钢板在超大线能量焊接时HAZ的低温韧性也同样优异。这不仅可以降低制造成本、缩短了生产周期,也降低了生产组织难度【Ni、Cu、Mo元素含量较高的钢板,连铸坯表面质量较差,一般均需要下线进行表面清理,有时还需要进行表面着色渗透检查(即所谓PT检查)和带温切割等】,同时还消除了大量含Cu、Ni的废钢回收的困难,实现了制造过程的绿色环保。
附图说明
图1为本发明钢实施例3的显微组织;
图2为发明钢实施例3焊接热模拟HAZ显微组织(焊接热模拟参数为Tmax=1350℃、t8/5=250s)。
具体实施方式
具体实施例参见表1~表3。
表1化学成分
钢样 | C(%) | Si(%) | Mn(%) | P(%) | S(%) | Als(%) | Nb(%) | N(ppm) | Ti(%) | B(ppm) | Ca(ppm) | Cu(%) | Ni(%) |
实施例1 | 0.045 | 0.16 | 1.70 | 0.010 | 0.0016 | 0.048 | 0.013 | 32 | 0.010 | 19 | 32 | / | / |
实施例2 | 0.040 | 0.17 | 1.65 | 0.008 | 0.0013 | 0.052 | 0.018 | 28 | 0.009 | 22 | 36 | / | / |
实施例3 | 0.050 | 0.15 | 1.55 | 0.010 | 0.0019 | 0.057 | 0.015 | 35 | 0.010 | 15 | 42 | / | / |
实施例4 | 0.035 | 0.13 | 1.75 | 0.008 | 0.0015 | 0.056 | 0.016 | 33 | 0.011 | 28 | 35 | / | / |
实施例5 | 0.038 | 0.16 | 1.72 | 0.009 | 0.0017 | 0.054 | 0.019 | 26 | 0.008 | 16 | 21 | ||
实施例6 | 0.031 | 0.20 | 1.80 | 0.010 | 0.0020 | 0.040 | 0.010 | 30 | 0.012 | 11 | 15 | ||
比较例1* | 0.06 | 0.27 | 1.47 | 0.008 | 0.001 | 0.038 | / | / | 0.010 | / | 0.006** | / | 0.40 |
比较例2* | 0.08 | 0.39 | 1.54 | 0.007 | 0.003 | 0.028 | 0.026 | 30 | 添加 | / | 添加 | 0.20 | 0.25 |
比较例3(住友金属) | 0.06 | 0.11 | 1.38 | 0.009 | 0.001 | / | 0.010 | / | 0.020 | / | / | 0.30 | 0.86 |
比较例4* | 0.07 | 0.10 | 1.55 | 0.005 | 0.001 | 0.028 | 0.015 | 39 | 添加 | / | 添REM | 0.29 | 1.09 |
比较例5(新日铁) | 0.09 | 0.26 | 1.54 | 0.008 | 0.003 | 0.034 | / | / | 0.010 | / | / | 0.30 | 0.29 |
*川崎制铁
表2制造工艺
钢样 | 钢板厚度(mm) | 加热温度(℃) | 再结晶区 | 未再结晶区 | 轧制结束到ACC时间(s) | 冷却速度(℃/s) | 淬火结束温度QST(℃) | 堆冷结束温度(℃) | ||
道次压下率(%) | 累计压下率(%) | 道次压下率(%) | 累计压下率(%) | |||||||
实施例1 | 45 | 1100 | 14 | 63 | 11 | 52 | 13 | 12 | 390 | 85 |
实施例2 | 60 | 1110 | 12 | 55 | 12 | 62 | 11 | 15 | 410 | 100 |
实施例3 | 45 | 1140 | 15 | 68 | 10 | 56 | 15 | 13 | 400 | 95 |
实施例4 | 50 | 1070 | 13 | 65 | 12 | 57 | 12 | 12 | 430 | 90 |
实施例5 | 50 | 1060 | 14 | 56 | 12 | 65 | 16 | 11 | 300 | 70 |
实施例6 | 40 | 1050 | 16 | 60 | 11 | 60 | 18 | 14 | 240 | 80 |
表3钢板性能
钢样 | YPMPa | TSMPa | δ% | Akv(-60℃)J | 焊接无裂纹预热温度℃ | 焊接热模拟参数:Tmax=1350℃、t8/5=250s |
Akv(-60℃)/J | ||||||
实施例1 | 432 | 551 | 33 | 342 | 0 | 167 |
实施例2 | 431 | 548 | 30 | 312 | 0 | 156 |
实施例3 | 426 | 532 | 31 | 298 | 0 | 147 |
实施例4 | 423 | 538 | 32 | 336 | 0 | 151 |
实施例5 | 415 | 541 | 35 | 310 | 0 | 152 |
实施例6 | 420 | 535 | 36 | 293 | 0 | 141 |
比较例1* | 382 | 519 | 26 | 294 | 0 | / |
比较例2* | 413 | 524 | 35 | 243 | 0 | / |
比较例3(住友金属) | 370 | 529 | 33 | 203(-75℃) | 0 | / |
比较例4* | 442 | 531 | 34 | 400 | 0 | / |
比较例5(新日铁) | 441 | 559 | 29 | 169 | 0 | / |
*川崎制铁
本发明实施例板中去除贵重元素如Ni、Cr、Mo、Cu等的合金化,尤其去除Ni元素的合金化,并优化TMCP工艺,在获得均匀优异的母材钢板低温韧性的同时,超大线能量焊接时HAZ的低温韧性也同样优异。这不仅可以降低制造成本、缩短了生产周期,也降低了生产组织难度【Ni、Cu、Mo元素含量较高的钢板,连铸坯表面质量较差,一般均需要下线进行表面清理,有时还需要进行表面着色渗透检查(即所谓PT检查)和带温切割等,造成制造成本升高和环境污染】,还消除了大量含Cu、Ni的废钢回收的困难,实现了制造过程、使用及回收过程的绿色环保;而且还提高了用户的现场焊接效率、降低了用户制造使用成本和适用范围。由于本发明不需要添加任何设备,生产工艺简单,过程控制容易,可以向所有具有加速冷却装备的中厚板生产厂家推广,具有很强的适应性、环保性和极高的经济性。
综上所述,本发明成功地避开了新日铁、JFE、住友金属等公司专利技术的封锁,从合金设计入手,采用低碳C-高Mn-Nb系低合金钢作为基础,适当提高Als的含量、C/Mn比控制在0.020~0.050、Ti-B微合金化、Ca处理及控制Ti/N在3.0~3.5之间等冶金技术手段,优化TMCP(Thermo-mechanical control process,热机械控制过程)工艺,使成品钢板的显微组织为少量的铁素体(20%~30%)+弥散分布的贝氏体,平均晶粒尺寸在15μm以下,在获得均匀优异的母材钢板低温韧性的同时,超大线能量焊接时HAZ的低温韧性也同样优异,即母材钢板-60℃Akv≥100J,焊接模拟热影响区(HAZ)-60℃Akv≥34J(模拟峰值温度1350℃、t8/5≥200秒),特别适用于冰海地区的破冰船壳体、LNG船壳体、海洋平台及桥梁工程,确保在极其寒冷地区行驶的轮船和海洋采油平台的安全。
Claims (5)
1.可超大线能量焊接低温用厚钢板,其成分重量百分比为:
C:0.030%~0.050%
Si:≤0.20%
Mn:1.50%~1.80%
P:≤0.010%
S:≤0.002%
Nb:0.010%~0.020%
Als:0.040%~0.060%
Ti:0.008%~0.012%
N:≤0.0035%
Ca:0.001%~0.005%
B:0.001%~0.003%
同时:0.02≤C/M≤0.06,Ti/N在3.0~3.5之间;
B、Ti、N之间的关系:10ppm+0.714(N-0.292Ti)≤B≤20ppm+0.714(N-0.292Ti);
Als、Ti与N之间的关系:Als≥30×(N-0.292Ti);
其余为铁和不可避免的夹杂,
其中,Pcm≤0.18%,其中Pcm=wt%C+wt%Si/30+(wt%Mn+wt%Cu+wt%+Cr)/20+wt%Ni/60+wt%Mo/15+wt%V/10+5wt%B。
2.如权利要求1所述的可超大线能量焊接低温用厚钢板,其特征是,B:0.0015%~0.0025%。
3.如权利要求1所述的可超大线能量焊接低温用厚钢板的制造方法,其包括如下步骤:
a.铸造,中间包钢水浇铸温度≤1540℃;
b.板坯加热温度控制在1050℃~1150℃之间;
c.在完全再结晶温度范围内,大轧制道次压下率连续轧制,确保变形金属发生动态/静态再结晶,细化奥氏体晶粒,轧制道次压下率≥12%,再结晶区(≥980℃)总压下率≥55%;在未再结晶区进行控制轧制,道次压下率≥10%,未再结晶区(<900℃)总压下率≥50%;
d.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,控制在20秒以内,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,Ar3(℃)=910-310[%C]-80[%Mn]-20[%Cu]-15[%Cr]-55[%Ni]-80[%Mo]-0.35(t-8),其中t为板厚(mm);
e.以≥10.0℃/s冷却速度进行直接淬火冷却至淬火停止温度,淬火停止温度控制在200~450℃,使钢板在>200℃范围内充分发生连续冷却贝氏体相变,抑制先共析铁素体相变,以实现在低碳当量的条件下获得高强度钢板;
f.然后缓冷至100℃以下,平均缓冷速度≤10℃/hr,随后自然空冷至室温,缓冷时间不得低于24小时。
4.如权利要求3所述的可超大线能量焊接低温用厚钢板的制造方法,其特征是,铸造工艺采用连铸工艺,用电磁搅拌或连铸坯轻压下工艺,轻压下量控制在3%~10%之间。
5.如权利要求3所述的可超大线能量焊接低温用厚钢板的制造方法,其特征是,步骤e淬火停止温度范围为380℃~430℃。
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