CN101153370B - 一种可大线能量焊接的低合金高强度钢板及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种可大线能量焊接的低合金高强度钢板，其特征在于钢的化学成分为(wt％)：C：0.04％～0.16％、Si：0.10％～0.50％、Mn：1.30％～1.41％、Nb：0.020％～0.050％、Ti：0.006％～0.030％、N：0.0030％～0.010％、Al：0.015％～0.060％，余量为Fe及不可避免的夹杂。还应满足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％，并采用Ti微合金化，使生成的第二相粒子中Ti/N比为2.4～3.2。钢板的制造方法采用奥氏体再结晶区和奥氏体未再结晶区两阶段轧制，轧后进行强制水冷，钢板在50～150KJ/cm大线能量焊接时，焊接热影响区韧性良好。本发明具有生产工艺简单、成本低、适用性强的优点。
Description
技术领域
本发明属于低合金钢制造领域，尤其是一种可大线能量焊接的低合金高强度钢板及其制造方法。
背景技术
在本发明前，已经有一些大线能量用钢的公开报道。如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”(公开号CN1338528A)和“大线能量低焊接裂纹敏感性系列钢及其生产方法”(公开号CN1396294A)。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。目前尚无良好的开展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。
韩国浦项公司申请的专利“用于焊接结构的具有TiN+ZrN析出相的钢板及其制造方法和使用该钢板的焊接结构”(公开号CN1398302A)通过提高N的含量来获得较多的TiN以阻止热影响的晶粒长大，由于N提高后对钢的连铸性能影响很坏，铸坯裂纹很难避免，不得不增加了一道渗N工序，致使生产工艺及其复杂，生产效率低下。
发明内容
本发明的目的在于提供一种可大线能量焊接的低合金高强钢板及其制造方法，从而解决母材韧性降低、不适应大线能量要求以及生产上难以控制的问题。
本发明的目的是这样实现的，一种可大线能量焊接的低合金高强钢板，其特征在于钢的化学成分主要有两种方案，一种为(wt％)：C：0.04％～0.16％、Si：0.10％～0.50％、Mn：1.30％～1.41％、Nb：0.020％～0.050％、Ti：0.006％～0.030％、N：0.0030％～0.010％，Al：0.015％～0.060％，余量为Fe及不可避免的夹杂。另一种为(wt％)：C：0.04％～0.16％、Si：0.10％～0.50％、Mn：1.49％～1.50％、Nb：0.020％～0.050％、Ti：0.006％～0.030％、N：0.0030％～0.010％，Al：0.015％～0.060％，此外还可能含有Mo：0.08％～0.40％、Cu：≤0.25％、V：0.02％～0.06％、Ni：≤0.8％的一种或多种，余量为Fe及不可避免的夹杂。
为达到上述目的，本发明还具有如下一些特征：
1.采用Ti微合金化，使生成的第二相粒子中Ti/N比为2.4～3.2之间。
2.使得钢中的Ti、N总含量满足[Ti％]T≥2.667[N％]T-0.004667％。从而保证钢中的固溶[N％]≤0.002％，使钢板的韧性得以提高。
3.控制碳当量Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14≤0.45％，以保证焊接热影响区组织中有15％以上的多边形铁素体。
本发明采用上述成分设计的理由如下：
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0.04％时，难以得到所需要的强度；当C高于0.16％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0.04％～0.16％。
Si作为脱氧元素而添加，同时提高钢板的强度，影响钢板的焊接性能。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的原子半径与Fe相近，容易形成置换固溶体，是应用最多的保证钢板强度的元素，也是增加碳当量的重要元素。当Mn含量低于0.4％时，强度降低，而且S化物的有害作用增强；当Mn含量高于1.8％时，热影响区韧性变坏。本发明Mn控制在0.40％～1.8％。
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。控制钢中Ti/N在2.4～3.2之间，钢板和焊接热影响区将具有较高的性能，超出此范围，钢板及焊接热影响区性能方面将出现大幅度的下降。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，连铸坯容易产生裂纹。本发明N控制在0.003％～0.010％。
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。在本发明中，为了通过热机械轧制提高钢板的强度和韧性，必须添加一定含量的Nb。Nb量过低，不易发挥控轧作用；Nb量过大时，在焊接过程中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％。
Al是主要脱氧元素。当Al含量低时，脱氧能力不足，Ti被氧化而不能生成有益的TiN粒子；Al含量过高，容易形成大颗粒夹杂。本发明Al控制在0.015％～0.060％。很容易造成铜脆、铸坯表面质量问题；
P是杂质元素，增加钢材的脆性，应尽可能降低。但冶金脱P成本很高，限制在0.015％以下可以保证性能要求。
S是影响钢材韧性的主要元素。此外，当S含量高时，硫化物会依附TiN长大，使粒子尺寸增加，钉扎奥氏体晶界的能力严重削弱。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％。
根据钢种强度和韧性要求，可以加入Mo、Ni、V、Cu中的一种或多种。但前三种元素均显著提高碳当量，导致淬硬性增加；Cu可以提高钢板的淬透性和耐大气腐蚀性，但容易造成铜脆、铸坯表面质量问题。因此含量必须限制。本发明要求Mo满足在0.08％～0.40％、V满足0.02％～0.06％、Cu≤0.25％、Ni≤0.8％。且满足C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14≤0.45％。
本发明的钢板坯生产步骤应包括转炉冶炼钢水，LF精炼脱S，VD或RH真空处理，铸造方式可以采用模铸或连铸，但以连铸方式为佳。
转炉冶炼前铁水预脱硫，脱硫渣要扒干净。在转炉阶段加入Si、Mn进行一次脱氧。
LF炉造白渣，深度脱S，目标成分微调。在LF精炼阶段二次脱氧。
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，净吹Ar气3分钟，以保证成分均匀。连铸过热度≤25℃。
该冶炼工艺的主要特征为首先Mn、Si联合脱氧，然后Al二次脱氧，在连铸前的最后工序加入Nb和Ti，以保证Nb和Ti不被氧化。从而在轧制和焊接过程中发挥有益作用。
本发明的具体方案还包括：按照上述成分生产钢板的轧制方法。
本发明的钢板轧制方法包括均热、粗轧、精轧、加速冷却、矫直等制造工艺。
本发明不限制钢坯热装或冷装入炉。但热装能有效节约能源，应优先使用。
均热的加热温度为1150～1200℃。
本发明的钢均热后轧制工艺采用奥氏体完全再结晶区+奥氏体未再结晶区二个阶段控制轧制工艺。
粗轧采用奥氏体再结晶区轧制，温度区间在1150～970℃之间，每道次压下率大于10％(不含调整尺寸精度道次)，该阶段累积压下率大于50％。
精轧采用奥氏体未再结晶区轧制，温度区间控制930～770℃。每道次压下率大于10％(不含调整尺寸精度道次)，该阶段的累积变形量≥55％。
轧后采用在线层流加速冷却。钢板的入水温度为740～840℃，钢板的终冷温度控制在450～650℃，钢板的冷却速度控制在4～20℃/s。
本发明根据钢板的碳当量不同采用不同的冷却工艺以获得所需的组织和强度、韧性等性能。
当C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14≤0.36％时，终冷温度控制在500～650℃，钢板的冷却速度控制在4～12℃/s，以得到铁素体为主的组织，保持钢板有较高的韧性。如冷却速度低于4℃/s，得到的铁素体晶粒尺寸在20μ以上，韧性不好，强度也较低。如冷却速度高于12℃/s，则在组织中得到较多的贝氏体。
当0.36％≤C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14≤0.45％时，终冷温度控制在450～550℃，钢板的冷却速度控制在8～20℃/s，以得到贝氏体为主的组织，具有良好的强韧性配合。如冷却速度低于8℃/s，得到粗大的贝氏体和铁素体混合组织，强度和韧性均不理想。如冷却速度高于20℃/s，则在组织中得到马氏体。
冷却后钢板进行在线矫直，然后堆垛缓冷。
本发明采用上述技术方案可产生如下有益效果：
1.按本发明生产的钢板在50～150KJ/cm大线能量焊接时，焊接热影响区韧性良好。
2.化学成分设计简单，合金添加量少。与传统钢相比，在同等强度下，按本发明设计的钢种合金系数(Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14)减少约0.02～0.06％。既提高了焊接性能，又减少了生产成本。
3.采用奥氏体完全再结晶区+奥氏体未再结晶区二个阶段控制轧制、在线层流冷却等工艺，使强度和韧性同时提高，使生产出的钢板在低合金添加量的情况下无须进行热处理既能满足性能要求。
4.本发明生产工艺简便，适合批量生产操作。
具体实施方式
下面将通过不同实施例和对比例的比较来描述本发明。这些实施例仅是用于解释的目的，本发明并不局限于这些实施例中。
表1为实施例和比较例中各钢种的化学成分。每种钢都由转炉冶炼。表2为实施例和比较例中各钢种的冶炼条件。表3为实施例和比较例中各钢种的轧制工艺。表4为实施例和比较例中各钢种的常规力学性能。表5为实施例和比较例中各钢种的焊接性能。
由表1～表5可见，在同样的强度水平上，利用本发明生产的钢板具有较低的碳当量，在大线能量焊接条件下热影响区韧性也远高于对比钢板。
表2，实施例和比较例中各钢种的冶炼条件。(Wt，％)
| 钢种 | 精炼设备 | 脱氧顺序 | Nb加入地点 | Ti加入地点 |
| 实施例1 | LF+VD | Mn、Si、Al | VD | VD |
| 对比例1 | LF | Mn、Si、Al | LF | LF |
| 实施例2 | LF+VD | Mn、Si、Al | VD | VD |
| 对比例2 | LF+VD | Mn、Si、Al | LF | LF |
| 实施例3 | LF+RH | Mn、Si、Al | RH | RH |
| 对比例3 | RH+LF | Mn、Si、Al | RH | RH |
| 实施例4 | LF+VD | Mn、Si、Al | VD | VD |
| 对比例4 | LF+VD | Mn、Si、Al | LF | LF |
Claims (4)
1.一种可大线能量焊接的低合金高强度钢板，其特征在于钢的化学成分重量百分比为：C：0.04％～0.16％、Si：0.10％～0.50％、Mn：1.30％～1.41％、Nb：0.020％～0.050％、Ti：0.006％～0.030％、N：0.0030％～0.010％、Al：0.015％～0.060％，余量为Fe及不可避免的夹杂，还应满足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％，并采用Ti微合金化，使生成的第二相粒子中Ti/N比为2.4～3.2。
2.一种可大线能量焊接的低合金高强度钢板，其特征在于钢的化学成分重量百分比为：C：0.04％～0.16％、Si：0.10％～0.50％、Mn：1.49％～1.50％、Nb：0.020％～0.050％、Ti：0.006％～0.030％、N：0.0030％～0.010％、Al：0.015％～0.060％，还含有Mo：0.08％～0.40％、Cu：≤0.25％、V：0.02％～0.06％、Ni：≤0.8％的一种或多种，余量为Fe及不可避免的夹杂，还应满足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％，并采用Ti微合金化，使生成的第二相粒子中Ti/N比为2.4～3.2。
3.一种权利要求1所述的可大线能量焊接的低合金高强度钢板的制造方法，其特征在于将含有上述化学成分的钢坯均热后采用奥氏体再结晶区和奥氏体未再结晶区两阶段轧制，轧后进行强制水冷；具体为：钢坯加热温度为1176～1200℃；粗轧采用奥氏体再结晶区轧制，温度区间在1150～970℃之间，每道次压下率大于10％，该阶段累积压下率大于50％；精轧采用奥氏体未再结晶区轧制，温度区间控制930～770℃，每道次压下率大于10％，该阶段的累积变形量≥55％；轧后采用在线层流加速冷却，钢板的入水温度为740～840℃，钢板的终冷温度控制在450～650℃，钢板的冷却速度控制在4～20℃/s。
4.一种权利要求2所述的可大线能量焊接的低合金高强度钢板的制造方法，其特征在于将含有上述化学成分的钢坯均热后采用奥氏体再结晶区和奥氏体未再结晶区两阶段轧制，轧后进行强制水冷；具体为：钢坯加热温度为1179～1200℃；粗轧采用奥氏体再结晶区轧制，温度区间在1150～970℃之间，每道次压下率大于10％，该阶段累积压下率大于50％；精轧采用奥氏体未再结晶区轧制，温度区间控制930～770℃，每道次压下率大于10％，该阶段的累积变形量≥55％；轧后采用在线层流加速冷却，钢板的入水温度为740～840℃，钢板的终冷温度控制在450～650℃，钢板的冷却速度控制在4～20℃/s。
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