CN102080193B - 一种超大热输入焊接用结构钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种超大热输入焊接用结构钢及其制造方法。属于焊接用高强度钢板技术领域。该钢板的化学成分按质量百分比为：C：0.03～0.12wt%、Si：0.10～0.30wt%、Mn：1.2～2.0wt%、P≤0.015wt%、S≤0.008%wt%、Al≤0.03wt%、Cr≤0.5wt%、Mo≤0.5wt%、Nb≤0.03wt%、Ti：0.005～0.03wt%、Ni：0.01～1.0wt%、Cu：0.01～1.0wt%、N：0.002～0.007wt%、O：0.001～0.006wt%，同时还包含有Mg、Ca、B、Zr、Ta、或REM中的一种或一种以上，其余为Fe及不可避免的杂质，碳当量小于0.40%。通过精炼阶段控制合金添加方法来对钢中的夹杂物类型、尺寸及数量进行控制，并采用控轧控冷工艺制造的一种大热输入焊接用钢板。其优点在于：钢板强度高、韧性好，可承受400～1000KJ/cm焊接热输入，焊接后仍具有优良的低温韧性，-20℃冲击功平均值大于70J。

Description

一种超大热输入焊接用结构钢及其制造方法

技术领域

本发明属于焊接用高强度结构钢板技术领域，特别涉及一种超大热输入焊接用结构钢板及其制造方法。

背景技术

为提高施工效率、降低成本，在大型结构物的施工中，40mm以上钢板的焊接工序中相继采用了双丝气电立焊、电渣焊等超大热输入焊接技术，焊接热输入达到400～1000KJ/cm。国内外相继开发出多种超大热输入焊接用钢板。

采用TiN机制来抑制CGHAZ晶粒粗化的方法提高焊接热影响区的韧性，如专利申请号为200610047899.8“一种可大热输入焊接的低合金高强度钢板及其制造方法”；专利申请号为200510047672.9“一种适合大线能量焊接的Nb-Ti微合金钢及其冶炼方法”，其机理是因为Ti与N结合成TiN，能够阻止奥氏体晶粒的长大和增加铁素体形核，合理控制钢中Ti/N在2.4～3.2之间，会有效提高钢板和焊接热影响区的性能。其焊接热输入能够达到150KJ/cm，不属于超大热输入焊接范畴；如日本特公昭55-026164号公报、特开昭61-253344、特开平03-264614、特开平04-143246及专利第2950076都公开了采用Ti的氮化物或复合化物及析出物来促进铁素体的形核，提高CGHAZ韧性。但是，Ti在金属中形成的TiN或Ti(CN)在焊接过程中，当熔合线附近的温度超过1400℃时，则超过了TiN本身的熔点，TiN在此温度下几乎全部溶解而失去了作用。所以，利用TiN机理来提高焊接热影响区韧性，只能在远离熔合线温度低于1300℃的区域或焊接热输入较低的情况下才会起到明显作用。

而靠近熔合线温度超过1400℃区域，众多文献公布了采用更高熔点的Ti的氧化物作为晶内针状铁素体形核质点，从而提高焊接热影响区韧性的方法。如特开昭61-79745、特开昭62-103344、特开昭61-117245，公布了含有Ti氧化物的钢板能够有效提高焊接热影响区韧性，其原理是Ti氧化物的熔点高于钢的熔点，在焊接熔合线部位不会溶解，成为稳定的质点，在焊接后的冷却过程中，TiN、MnS等依附于其上析出，成为微细铁素体的形核质点，抑制对韧性有害的粗大铁素体形成，防止脆化。但是，这种Ti氧化物在钢中微细分散很困难，容易在金属中粗大化或成为凝聚体，若不能控制形成微细弥散的Ti的氧化物，则会形成5μm以上的粗大Ti氧化物，成为结构物破坏时的裂纹源、降低韧性。所以，如何使钢中形成尺寸合理、数量多而且弥散分布的Ti氧化物，则成为众多研究者努力的方向。

发明内容

针对现有技术存在的问题，本发明提供一种超大热输入用结构钢及其制造方法。该方法制造的钢板，在400～1000KJ/cm的大热输入焊接条件下，仍具有良好的低温韧性。

本发明的大热输入焊接用钢板，其化学组成按质量百分比为：C：0.03～0.12wt％、Si：0.10～0.30wt％、Mn：1.2～2.0wt％、P：≤0.015wt％、S：≤0.008％wt％、Al：≤0.03wt％、Cr：≤0.5wt％、Mo：≤0.5wt％、Nb：≤0.03wt％、Ti：0.005～0.03wt％、Ni：0.01～1.0wt％、Cu：0.01～1.0wt％、N：0.002～0.007wt％、O：0.001～0.006wt％，其化学成分同时还包含有或Mg、或Ca、或B、或Zr、或Ta、或REM中的一种或一种以上，其含量按质量百分比计分别为：Mg：0.0001～0.005wt％、Ca：0.0001～0.008wt％、B：0.0001～0.003wt％、Zr：0.0001～0.02wt％、Ta：0.0001～0.02wt％、REM：0.0001～0.02wt％，其余为Fe及不可避免的杂质。成品钢板中的含Ti复合夹杂物，是指Ti与或Mg、或Ca、或B、或Zr、或Ta、或REM的氧化物或硫化物中的一种或一种以上复合形成的复合夹杂物。

所述钢板的碳当量Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14(％)≤0.40％。

本发明钢的基本成分范围限定理由说明：

C：是确保钢板强度所需的元素。C含量低于0.03％时，将不能保证高强度；若C含量高于0.12％时，会在大热输入焊接热影响区中形成大量M-A岛组织，焊接裂纹敏感性增加，降低HAZ韧性。

Si：是确保钢板强度及冶炼脱氧的元素。Si含量过低，则脱氧效果不能有效发挥，若过高则钢板的焊接热影响区脆化，故Si上限为0.3％。

Mn：可确保钢板强度并有利于韧性，Mn含量低于1.2％则不能保证钢板的高强度和良好韧性；含量高于2.0％时，大线能量焊接时HAZ韧性劣化。

P：是作为杂质混入的不可避免的元素，若超过0.015％则使钢板延伸率及韧性显著劣化，在冶炼成本能够承受的范围内应尽可能降低。

S：是作为杂质混入的不可避免的元素，适量地含有S会形成高熔点硫化物，同时钢中的S还会以MnS形态依附在复合氧化物或氮化物周围，促进焊接热影响区针状铁素体的形核与长大。S含量过高则会生成粗大夹杂物，降低钢板厚度方向性能。且MnS系夹杂物在轧制后，会在钢板心部伸长成条状，若尺寸大于50μm，则焊接过程中会明显与铁基体剥离而成为裂纹的起点，显著增加焊接裂纹敏感性。故S含量应低于0.008％。

Al：是冶炼过程重要的脱氧元素，Al与N结合还能够提高钢板强度。适量的Al有利于Ti化物的形成，若大于0.03％，将使韧性劣化。

Ti：是本发明的重要元素，适量的Ti含量及添加方法能够获得大量小尺寸的Ti氧化物及氮化物，大热输入焊接时改善HAZ组织并细化晶粒，提高韧性。若超过0.03％则固溶的Ti增加，并会形成粗大的Ti化物，显著降低韧性。

Cu：提高强度而不降低韧性，并增加钢板耐蚀性能。适量添加有益于HAZ韧性，Cu低于0.01％则不能获得高强度，若高于1.0％则焊接时易产生热裂纹，降低HAZ韧性。

Ni：能够保证钢板强度及韧性，适量添加能够提高HAZ韧性。过低的Ni则不能获得高强度，若过多则增加成本。故Ni含量适宜范围为0.01～1.0％。

Cr、Mo、Nb：均是对提高钢板强度有利的元素，若Cr、Mo含量超过0.5％，Nb含量超过0.03％，则会显著降低HAZ韧性。

B：B能够提高厚板淬透性使钢板强度增加。大线能量焊接过程中，当HAZ温度大于1300℃后TiN开始溶解，使游离N增加，溶解的N无法再析出TiN，而B在高温时扩散快，易于在奥氏体晶界偏聚，冷却时先与N结合生成BN，抑制晶界铁素体的长大，并在γ→α相变时，成为晶内铁素体的形核点，有益于HAZ韧性的提高。为了发挥这样的效果，B含量要求大于0.0001％，若超过0.003％则钢板的HAZ韧性劣化。

Ca、Mg、Zr、Ta、REM：均是强脱氧元素及氧化物或硫化物生成元素，是本发明的最重要元素。适量的Ca、Mg、Zr、Ta、REM及合适的添加方法，会使夹杂物微细化，增加针状铁素体的形核质点，有利于HAZ韧性。其合适的范围分别为Ca：0.0001～0.008wt％、Mg：0.0001～0.005wt％、Zr：0.0001～0.02wt％、Ta：0.0001～0.02wt％、REM：0.0001～0.02wt％，若超过上限则会使夹杂物粗大化，反而劣化HAZ韧性。

N：是形成TiN的必要元素，含N量小于20ppm则析出的TiN不足，若大于70ppm，则固溶的N过剩，降低HAZ韧性。

O：能够保证形成Ti、Mg、Zr、Ta、REM等元素的氧化物，氧含量大于60ppm时，形成的氧化物粗大，降低HAZ韧性。

本发明的超大热输入焊接用钢板的制造方法。该方法包括现行生产采用的冶炼、连铸、热轧、冷却等工序，其关键控制工序为冶炼和轧制。

(1)冶炼：铁水加入废钢经转炉冶炼时添加Si、Mn、Al，调整钢水到达LF炉精炼阶段的氧含量在10～300ppm范围后，依次添加Ti、Cr、Mo、Cu、Nb、Ni、Mg、Zr、Ta、REM、B、Ca元素中的两种或两种以上，并控制各元素添加的间隔时间为0～20min。达到目标化学成分后进行连铸；

(2)连铸：采用低过热度浇注及凝固末端动态轻压下工艺进行连铸，结晶器采用弱冷却，二冷段均匀冷却，上部强冷，下部弱冷，即铸坯从出结晶器到矫直点采用强冷却，矫直点的温度大于950℃；矫直后采用弱冷。铸坯下线堆冷；

(3)轧制：采用两阶段控制轧制工艺。再结晶区轧制阶段，开轧温度1000～1100℃，道次变形量10～35％；未再结晶区轧制阶段，开轧温度800～950℃，累积变形量40～90％；轧后钢板厚度为40～100mm；

(4)冷却：轧后钢板在线水冷，开始冷却温度≥750℃，冷却速度5～50℃/s，冷却终了温度400～650℃，然后空冷至室温。

与传统冶炼方法相比，本发明采用的冶炼方法能够在钢中形成大量细小弥散分布的夹杂物，尺寸为0.2～5μm的含Ti氧化物的复合夹杂物数量为100～3000个/mm²；尺寸为10～300nm的含Ti氮化物的夹杂物数量大于3×10⁶个/mm²，均比传统钢高出数倍，有利于钉扎奥氏体晶粒并细化晶内组织，提高CGHAZ韧性。钢中尺寸大于50μm的MnS夹杂数量小于2个/cm²，尺寸大于5μm的复合夹杂物数量小于2个/mm²，均低于传统钢中的数量，有益于减少焊后微裂纹源。控轧控冷方法得到的钢板，钢中析出物弥散、细小，且M-A岛分布均匀，体积分数少，钢板具有高的常温综合力学性能和良好的低温韧性。

通过控制生产工艺条件，生成的大量细小弥散分布的含Ti氧化物、氮化物的复合夹杂物，使钢板在超大热输入焊接时，靠近熔合线的超过1400℃高温部位，形成大量的晶内针状铁素体，同时在温度低于1400℃的远离熔合线部位组织中，钉扎原奥氏体晶粒并细化晶内组织。二者共同作用的综合效果而使焊接热影响区的韧性大幅度提高。

本发明的超大热输入焊接用结构钢，轧态钢板抗拉强度500～800MPa，经400～1000KJ/cm焊接热输入后，-20℃冲击功平均值大于70J。经400～1000KJ/cm焊接热输入后的组织特征为：熔合线部位组织为先共析铁素体和针状铁素体。其中原奥氏体晶界处为多边形块状的先共析铁素体，平均晶粒尺寸小于50μm，所占面积分数小于40％；原奥氏体晶粒内部为微细针状铁素体，所占面积分数大于60％。

适用于造船、桥梁、海洋平台、高层建筑、压力容器等制造中使用的40～100mm厚度的高强度钢板，在采用双丝气电立焊、电渣焊等超大热输入为400～1000KJ/cm的范围内，能够有效保证焊接热影响区韧性。同时，本发明钢当然也可以满足多丝埋弧自动焊、单丝气电立焊等焊接热输入小于400KJ/cm的大热输入焊接要求的性能。

附图说明

图1为实施例与比较例采用的800KJ/cm热输入焊接热模拟曲线图。

图2为实施例1钢经500KJ/cm热输入焊接热循环后的金相组织图。

图3为实施例2钢经800KJ/cm热输入焊接热循环后的金相组织图。

图4为实施例3钢经800KJ/cm热输入焊接热循环后的金相组织图。

图2中的实施例1钢经500KJ/cm焊接热输入和图3实施例2钢与图4实施例3钢经800KJ/cm焊接热输入后，虽然原奥氏体晶粒充分长大，但原奥氏体晶粒内部形成大量纵横交错的针状铁素体，无贝氏体组织；且原奥氏体晶界的先共析铁素体呈多边形块状，均无板条状铁素体，故钢板经超大热输入焊接后仍然具有良好的韧性。

具体实施方式

下面将通过不同实施例和比较例的对比来描述本发明。这些实例仅是用于解释的目的，本发明并不局限于这些实施例中，可以在前述化学成分与制造方法范围内加以调整实施。

实施例1

钢板的化学成分按质量百分比为：C：0.03～0.10wt％；Si：0.10～0.25wt％；Mn：1.2～1.6wt％；P：＜0.015wt％；S：＜0.008％wt％；Al：＜0.03wt％；Cr：＜0.5wt％；Mo：＜0.5wt％；Nb：＜0.03wt％；Ti：0.005～0.012wt％；Ni：0.01～0.8wt％；Cu：0.01～0.8wt％；Mg：＜0.005wt％；B：＜0.002wt％；Ca：0.0001～0.003wt％；N：0.002～0.006wt％；O：0.002～0.005wt％；其余为Fe及不可避免的杂质。

所述钢板的碳当量Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14(％)＝0.39％。

制造工艺为冶炼→连铸→轧制→冷却，冶炼工艺为：在转炉添加Si、Mn、Al，调整钢水到达精炼阶段的氧含量在10～300ppm范围后，依次添加Ti、Cr、Mo、Cu、Nb、Ni、Mg、B、Ca合金元素，并控制各元素添加的间隔时间为0～20min，达到目标化学成分后进行连铸。结晶器采用弱冷却，二冷段均匀冷却，铸坯从出结晶器到矫直点采用强冷却，冷却速度为0.1～5℃/s；矫直点的温度960℃；矫直后采用弱冷，冷却速度小于10℃/min。并采用轻压下技术浇注成260mm连铸坯，铸坯下线后堆冷。

轧制工艺是：再结晶阶段开轧温度1100℃，道次变形量10～25％，未再结晶阶段开轧温度890℃，累积变形量70％。轧后开始冷却温度780℃，以25℃/s速度水冷到580℃，然后空冷至室温。

40mm厚度钢板的室温抗拉强度为700MPa，延伸率25％；超大热输入焊接实验设备采用热力模拟试验机，传热模型为Rykalin-2D二维模型(以Q求t_8/5模型)，焊接热输入500KJ/cm，峰值温度1400℃，峰值温度停留时间5s，初始温度20℃，冷却停止温度300℃，t_8/5＝550s。模拟后试样加工成10×10×55mm标准冲击试样，测得-20℃冲击功平均值为162J。熔合线部位组织为先共析铁素体和晶内针状铁素体，且先共析铁素体平均晶粒尺寸为25μm，晶内针状铁素体所占面积分数大于90％。

比较例1

采用非本发明所用方法某钢厂制造的与实施例1相同化学成分与相同强度级别的钢板，进行如实施例1所述的500KJ/cm大热输入焊接热循环后，-20℃冲击功平均值为5J。

实施例2

钢板的化学成分按质量百分比为：C：0.08～0.12wt％、Si：0.18～0.25wt％、Mn：1.4～2.0wt％、P：＜0.015wt％、S：＜0.008％wt％、Ti：0.015～0.03wt％、Al：＜0.03wt％、Nb：＜0.03wt％、Ni：＜0.5wt％、Cu：＜0.5wt％、Cr：0.01～0.5wt％、Mg：＜0.003wt％、Ta：0.0001～0.02wt％、B：＜0.003wt％、Ca：0.0001～0.003wt％；N：＜0.006wt％、O：＜0.005wt％、其余为Fe及不可避免的杂质。

所述钢板的碳当量Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14(％)＝0.36％。

制造工艺为冶炼→连铸→轧制→冷却，冶炼工艺为：在转炉添加Si、Mn、Al，调整钢水到达精炼阶段的氧含量在10～300ppm范围后，依次添加Ti、Cr、Cu、Nb、Ni、Mg、Ta、B、Ca合金元素，并控制各元素添加的间隔时间为0～20min，达到目标化学成分后进行连铸。连铸工艺同实施例1。

轧制工艺是：再结晶阶段开轧温度1070℃，道次变形量10～30％，未再结晶阶段开轧温度900℃，累积变形量75％；开始冷却温度800℃，以35℃/s速度水冷到550℃，然后空冷至室温。

60mm厚度钢板的室温抗拉强度为600MPa，延伸率25％。超大热输入焊接设备采用热力模拟试验机，传热模型为Rykalin-2D二维模型(以Q求t_8/5模型)，焊接热输入800KJ/cm，峰值温度1400℃，峰值温度停留时间30s，初始温度20℃，冷却停止温度300℃，t_8/5＝730s。模拟后试样加工成10×10×55mm标准冲击试样，测得-20℃冲击功平均值为183J。熔合线部位组织为先共析铁素体和晶内针状铁素体，且先共析铁素体平均晶粒尺寸为35μm，晶内针状铁素体所占面积分数大于80％。

比较例2

采用非本发明所用方法某钢厂制造的与实施例2相同化学成分与相同强度级别的钢板，进行如实施例2所述的800KJ/cm大热输入焊接热循环后，-20℃冲击功平均值为6J。

实施例3

钢板的化学成分按质量百分比为：C：0.05～0.10wt％；Si：0.10～0.25wt％；Mn：1.2～1.6wt％；P：＜0.015wt％；S：＜0.008％wt％；Al：＜0.03wt％；Cr：＜0.3wt％；Mo：＜0.2wt％；Nb：＜0.03wt％；Ti：0.01～0.02wt％；Ni：＜0.8wt％；B：＜0.002wt％；Ca：0.0001～0.003wt％；Zr：0.0001～0.02wt％、REM：＜0.006wt％、N：0.002～0.006wt％；O：0.002～0.005wt％；其余为Fe及不可避免的杂质。

所述钢板的碳当量Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14＝0.38％。

制造工艺为冶炼→连铸→轧制→冷却，冶炼工艺为：在转炉添加Si、Mn、Al，调整钢水到达精炼阶段的氧含量在10～300ppm范围后，依次添加Ti、Cr、Mo、Nb、Ni、Zr、REM、B、Ca等元素中的两种或两种以上，并控制各元素添加的间隔时间为0～20min。达到目标化学成分后进行连铸。连铸工艺同实施例1。

轧制工艺是：再结晶阶段开轧温度1050℃，道次变形量10～35％，未再结晶阶段开轧温度850℃，累积变形量70％。轧后开始冷却温度810℃，以15℃/s速度水冷到630℃，然后空冷至室温。

80mm厚度钢板的室温抗拉强度为550MPa，延伸率26％；采用如实施例2所述的800KJ/cm大热输入焊接热循环后，-20℃冲击功平均值为108J。熔合线部位组织为先共析铁素体和晶内针状铁素体，且先共析铁素体平均晶粒尺寸为40μm，晶内针状铁素体所占面积分数大于85％。

比较例3

采用非本发明所用方法某钢厂制造的与实施例3相同化学成分与相同强度级别的钢板，进行如实施例3所述的800KJ/cm大热输入焊接热循环后，-20℃冲击功平均值为7J。

本实施例1、2、3具有化学成分和工艺过程简单，钢板强度高，尤其是钢板抗超大热输入焊接性能优良，且焊前不需要预热、焊后不需要进行热处理。适用于造船、桥梁、海洋平台、高层建筑、压力容器等大型结构制造中使用的厚度为40～100mm的高强度钢板，采用电渣焊、双丝气电立焊等焊接热输入达到400～1000KJ/cm范围时使用，能够大幅度提高焊接效率、降低施工成本，且焊接热影响区低温韧性优良。

Claims (3)

1.一种超大热输入焊接用结构钢，其特征在于：所述钢板的化学成分按质量百分比为：C：0.03～0.12wt%、Si：0.10～0.30wt%、Mn：1.2～2.0wt%、P：≤0.015wt%、S：≤0.008%wt%、Al：≤0.03wt%、Cr：≤0.5wt%、Mo：≤0.5wt%、Nb：≤0.03wt%、Ti：0.005～0.03wt%、Ni：0.01～1.0wt%、Cu：0.01～1.0wt%、N：0.002～0.007wt%、O：0.001～0.006wt%，同时还包含有Mg、Ca、B、Zr、Ta、或REM中的一种或一种以上，其含量按质量百分比计分别为：Mg：0.0001～0.005wt%、Ca：0.0001～0.008wt%、B：0.0001～0.003wt%、Zr：0.0001～0.02wt%、Ta：0.0001～0.02wt%、REM：0.0001～0.02wt%，其余为Fe及不可避免的杂质，碳当量小于0.40%；钢板中尺寸为0.2～5μm的含Ti氧化物的复合夹杂物密度为100～3000个/mm²，尺寸为10～300nm的含Ti氮化物的夹杂物数量大于3×10⁶个/mm²；经400～1000kJ/cm焊接热输入后，-20℃冲击功平均值大于70J；经400～1000kJ/cm焊接热输入后，熔合线部位组织为先共析铁素体和针状铁素体，其中原奥氏体晶界处为多边形块状的先共析铁素体，平均晶粒尺寸小于50μm，所占面积分数小于40%；原奥氏体晶粒内部为微细针状铁素体，所占面积分数大于60%。

2.如权利要求1所述的超大热输入焊接用结构钢，其特征在于该结构钢中的含Ti复合夹杂物，是指Ti与Mg、Ca、B、Zr、Ta、或REM的氧化物或硫化物中的一种或一种以上复合形成的复合夹杂物。

3.如权利要求1所述的超大热输入焊接用结构钢的制造方法，其特征在于包括以下步骤：

(1)冶炼：铁水加入废钢经转炉冶炼时添加Si、Mn、Al，调整钢水到达精炼阶段的溶解氧含量在10～300ppm范围后，依次添加Ti、Cr、Mo、Cu、Nb、Ni、Mg、Zr、Ta、REM、B、Ca元素中的两种或两种以上，并控制各元素添加的间隔时间为0～20min，达到目标化学成分后进行连铸；

(2)连铸：采用低过热度浇注及凝固末端动态轻压下工艺进行连铸，结晶器采用弱冷却，二冷段均匀冷却，上部强冷，下部弱冷，即铸坯从出结晶器到矫直点采用强冷却，矫直点的温度大于950℃；矫直后采用弱冷，铸坯下线堆冷；

(3)轧制：采用两阶段控制轧制工艺，再结晶区轧制阶段，开轧温度1000～1100℃，道次变形量10～35%；未再结晶区轧制阶段，开轧温度800～950℃，累积变形量40～90%；轧后钢板厚度为40～100mm；

(4)冷却：轧后钢板在线水冷，开始冷却温度≥750℃，冷却速度5～50℃/s，冷却终了温度400～650℃，然后空冷至室温。

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