專利名稱：一種大線能量焊接用厚鋼板的制作方法
技術領域：
本發明涉及低合金高強鋼，特別是涉及490MPa級大線能量焊接用厚鋼板。
背景技術：
低合金高強鋼是工程應用領域使用量最大的結構材料之一，廣泛應用于石油天然氣管線、造船、橋梁、高層建筑、壓力容器，石油儲罐等行業。為了提高生產效率，上述行業對鋼板的焊接性，尤其是大線能量焊接性的要求越來越高。如高層建筑的箱型梁或箱型柱內隔板和壁板之間的焊接必須采用熱輸入很大的電渣焊工藝，其焊接熱輸入范圍在50-1000kJ/cm之間；又如，石油儲罐行業對熱輸入較大的氣電立焊需求也很迫切，但目前國內生產的石油儲罐用鋼的焊接熱輸入最大 為lOOkJ/cm左右，繼續加大焊接熱輸入將導致焊接接頭韌性急劇下降，性能不合。諸如氣電立焊、電渣焊甚至包括埋弧焊等焊接方法通常焊接熱輸入都比較高，這種大線能量焊接極易造成焊縫及其周圍的焊接熱影響區(HAZ)的韌性嚴重惡化，使得焊接接頭容易發生脆斷。對于傳統的鋼板如微合金鋼而言，其實際焊接時的線能量一般不超過50kJ/cm，多數在30kJ/cm以下。在此情況下，HAZ韌性惡化問題并未完全表現出來，而當焊接線能量達到一定水平，如lOOkJ/cm以上甚至更高時，傳統的低合金鋼就很難滿足焊接要求了，這就需要解決大線能量焊接HAZ脆化問題。從焊接熱循環角度看，在大線能量焊接過程中，HAZ附近的溫度可達1400°C甚至更高，高溫停留時間以及t8/3(溫度從800°C冷卻到300°C所需時間)冷卻時間大大延長，這就造成奧氏體晶粒顯著長大，在隨后的緩慢冷卻過程中形成粗大的對韌性不利的組織，如晶界處粗大的晶界鐵素體、側板條鐵素體、魏氏組織、M-A(馬氏體-奧氏體)島、上貝氏體等。解決大線能量焊接HAZ脆化問題可采用不同的方法。早在上世紀70年代，日本新日鐵公司就采用TiN釘扎奧氏體晶粒技術(US3904447)較好地解決了大線能量焊接HAZ韌性惡化問題，但隨著焊接線能量增加，傳統的TiN技術難以滿足用戶要求。上世紀90年代末，日本新日鐵公司歷經10年開發出的氧化物冶金技術(US4629505)可滿足更大線能量焊接要求。CN101050504A公開了一種大線能量焊接非調質高強度鋼板及其制造方法，CN101407893A公開了一種高強度大線能量焊接耐火抗震建筑用鋼及其生產方法。這兩篇專利雖然聲稱大線能量焊接后HAZ低溫韌性優良，但并未給出焊接熱模擬或實物焊接工藝條件。而且這些專利中，都含有合金元素Nb，其主要目的是提高母材鋼板的強度和韌性；實際上，Nb的添加對鋼的大線能量焊接性不利，只是在焊接線能量較小時(< lOOkJ/cm)，這種不利作用表現不明顯而已。CN1946862A公開了大線能量焊接的焊接熱影響區的低溫韌性優異的厚高強度鋼板，雖然可以達到200-1000kJ/cm的焊接線能量,但從合金設計的角度看,添加的合金元素太多，如貴重金屬Ni的添加量至少0. 8%，此外還不同程度的添加貴重金屬Nb，Mo，V等，生產成本太高，而且采用的是氧化物冶金工藝。
另外，在已有的專利文獻中，對焊接熱影響區韌性的考察方法主要采用焊接熱模擬的方法，但是他們都普遍采用的焊接熱模擬峰值溫度范圍在1300-1350°C。因此，目前仍需要大線能量焊接用厚鋼板，特別是抗拉強度490MPa級、高強度并具有大線能量焊接低溫韌性的厚鋼板。
發明內容
本發明的目的是提供一種大線能量焊接用厚鋼板，特別是抗拉強度490MPa級、高強度并具有大線能量焊接低溫韌性的厚鋼板。為了實現上述目的，本發明的大線能量焊接用厚鋼板的重量百分比化學組成為C 0. 06-0. 10 %, Si 0. 05-0. 15 %, Mn :1. 0-1. 8 %, P ^ O. 015 %, S ^ O. 005 %, Al O. 02-0. 10%, N ^ O. 006%, Ti 0. 005-0. 0 15%, Cr 0. 02-0. 15%, B 0. 0005-0. 0020 %，0^ 0. 0030%，其余為Fe以及其它不可避免的雜質。本發明的另一個目的是提供上述大線能量焊接用厚鋼板的制造方法。該方法包括轉爐或電爐冶煉一真空爐二次精煉一鑄還(錠)一鋼還(錠)再加熱一TMCP+快速冷卻工藝一鋼板。其中，坯(錠)加熱溫度1100-1200 °C，保溫時間1_2小時，開軋溫度1000-1070°C，在未再結晶溫度(Tnr ^ 880-930°C )以上多道次大壓下且累計變形量^ 50%進行軋制；隨后中間坯待溫至未再結晶溫度Tnr以下；然后進行最后2_3個道次軋制，終軋溫度為800-850°C ;在接近鐵素體析出開始溫度之上以10-20°C /s的冷速冷卻至460-520°C之間；最后空冷。本發明通過對鋼的化學成分進行合理設計，采用傳統的熱機械控制軋制工藝即可生產出一種抗拉強度490MPa級高強度低成本且具有優異的大線能量焊接低溫韌性的厚鋼板。在傳統的Ti微合金鋼的成分基礎上，只加入少量的合金元素Cr和B，即可實現低成本制造出高強度大線能量焊接用鋼板。本發明所提供的鋼板，屈服強度> 345MPa，抗拉強度^ 490MPa，且厚度在20-50mm，適合焊接線能量< 400kJ/cm范圍內的大線能量焊接高強度高韌性鋼板，鋼板HAZ (焊接熱影響區)具有優異的低溫韌性和優良的綜合力學性能。
圖I是本發明的抗拉強度490MPa級高強度低成本大線能量焊接用厚板生產工藝的示意圖。圖2是本發明實施例中所采用的焊接熱模擬時間-溫度曲線。其中，焊接線能量為400kJ/cm，加熱速度為500°C /s，峰值溫度為1400°C，峰值溫度停留時間為3s，t8/3冷卻時間為1947s。
具體實施例方式以下較詳細介紹本發明的大線能量焊接用厚鋼板的特點和優異性能。本發明中，除非另有指明，含量均為重量百分比含量。為實現本發明的提供具有抗拉強度490MPa級和大線能量焊接低溫韌性的厚鋼板，本發明鋼中的元素控制如下
碳對提高本發明鋼的強度起到非常重要的作用，對鋼的屈服強度、抗拉強度等影響最大，但對鋼的焊接性不利。通常，鋼中碳含量(或碳當量)越高，鋼在焊接后的焊接HAZ韌性越差，特別是在大線能量焊接時尤其如此。因此，為了提高鋼板的大線能量焊接HAZ低溫韌性，鋼中碳含量應盡量控制在較低的水平上。碳含量降低可有效地減少馬氏體-奧氏體組元的數量，而馬氏體-奧氏體組元對鋼的大線能量HAZ有著極為不利的作用。為了提高鋼板的強度，同時又保證鋼板具有良好的大線能量焊接HAZ低溫韌性，需要對兩方面進行綜合考慮，使二者達到很好的平衡。經過大量的試驗研究，本發明鋼中碳含量控制在O. 06-0. 10%的范圍內可保證強度和大線能量焊接HAZ韌性的良好匹配。硅在本發明鋼中，對提高鋼的強度、凈化鐵素體起有利作用。在鋼的冷卻過程中，硅能夠延遲滲碳體析出，不利于鋼的大線能量焊接性。為了提高鋼板HAZ的大線能量焊接低溫韌性，鋼中硅的含量也應該控制較低的水平上。但硅的含量若低于O. 05%難以保證鋼板的強度，因此將本發明鋼中硅的含量控制在O. 05-0. 15%，優選范圍在O. 08-0. 12%之間。 錳在本發明鋼中是擴大奧氏體相區的元素，可以降低鋼的臨界冷卻速度，穩定奧氏體，推遲奧氏體向珠光體的轉變。在低含量范圍內，對鋼具有很大的強化作用，同時錳還可以細化鐵素體晶粒從而改善鋼板的低溫韌性。在本發明中，為保證鋼板的強度，錳的含量一般應控制在1.0%以上；但另一方面，鋼中錳的含量不宜過高，如超過I. 8%時容易在連鑄坯中形成偏析，同時與鋼中的硫結合形成比較粗大的MnS夾雜，在后續的軋制過程中，粗大的具有一定韌性的MnS將沿著軋向延伸，嚴重惡化母材鋼板的性能，尤其是鋼板的Z向抗層狀撕裂性能。錳對鋼板的大線能量焊接HAZ韌性的影響比較復雜，錳含量和焊接條件不同，HAZ的韌性也表現出不同的效果。本鋼中錳的含量控制在I. 0-1. 8%，優選在I. 2-1. 6%之間，以得到性能優異的鋼板。磷是鋼中的雜質元素。鋼中磷的含量較高(彡O. 1% )時，形成Fe2P在晶粒周圍析出，降低鋼的塑性和韌性，故其含量越低越好，一般控制在O. 015%以內較好且不提高煉鋼成本。在鋼中硫含量較高時以FeS-Fe共晶體的形式存在于鋼的晶粒周圍，降低鋼的力學性能，其含量與磷類似，也是越低越好，實際生產時通常控制在O. 005 %以內，優選在O. 0035% 以內。鋁在鋼中的作用主要是在煉鋼過程中進行脫氧。除此之外，鋁還可與鋼中的氮結合形成A1N，在焊接熱循環過程中，由于TiN粒子部分或全部溶解所釋放出來的氮原子可以在冷卻的過程中與鋼中的部分酸溶鋁相結合，從而起到固氮的效果。因此，鋼中鋁的含量要控制在合適的范圍內，通常控制在O. 02-0. 10 %即可，優選為O. 02-0. 08 %，更優選為O. 03-0. 08%。鈦的加入量是與鋼中氮的加入量相對應。對于大線能量焊接用鋼板，Ti/N控制在TiN的化學計量比3. 42以下為宜。若Ti/N大于3. 42，則鋼中將形成比較粗大的TiN粒子，且數量較少，不僅起不到在焊接過程中釘扎原奧氏體晶粒的作用，而且對HAZ的沖擊韌性造成非常不利的后果，粗大的TiN粒子可成為斷裂的裂紋源。此外，在焊接熱循環過程中，TiN粒子在高溫階段還將發生粗化，進一步加劇這種不利作用。因此，鋼中鈦的含量要控制在合適的較低的水平，通常鈦的加入量控制在O. 005-0. 015%之間，優選范圍控制在O. 006-0. 013%，更優選在 O. 008-0. 012%。氮在本發明中屬于雜質元素，其含量越低越好。氮也是鋼中不可避免的元素，這些氮元素可以通過與酸溶鋁和Ti結合而固定。為了不提高煉鋼成本，氮的含量控制在O. 006%以內即可，優選范圍為小于O. 005%，更優選為O. 002-0. 0046%。鉻元素的添加是本發明中的關鍵元素之一。由于硼元素并不能完全抑制晶界鐵素體的形成，鉻溶入奧氏體之后，在奧氏體向鐵素體轉變的過程中在鐵素體/奧氏體界面發生再分配，抑制晶界鐵素體的形成，促進HAZ晶內鐵素體如針狀鐵素體等的形成，可有效降低鐵素體的晶粒尺寸，從而大大提高沖擊韌性。若鉻的加入量大于O. 15%，鋼板在大線能量焊接過程中容易形成較多對HAZ韌性不利的馬氏體-奧氏體組元，對鋼的焊接性不利；若鋼中鉻的含量低于O. 02%，起不到促 進鐵素體形核的作用，故鋼中鉻的含量要控制在合適的范圍內，本發明中鉻以O. 02-0. 15%為宜，優選范圍在O. 03-0. 15%，更優選為O. 05-0. 12%。硼是本發明的另一個關鍵元素。硼元素為內表面活性元素，有富集于晶界的強烈傾向。由于B在奧氏體晶界的富集可使晶界處的能量大為降低，使先共析鐵素體(以及珠光體)在晶界的形核非常困難，從而大大降低了珠光體轉變速度。B的含量低于5ppm時，其抑制晶界鐵素體的能力不足；若B的含量高于20ppm，則容易在晶界處偏析，對鋼的性能不利，故鋼中硼元素的含量一般控制在5-20ppm范圍內，優選范圍在10-20ppm，更優選在10_15ppmo氧是煉鋼過程中不可避免的元素，對本發明而言，鋼中氧的含量通過鋁脫氧之后一般都可以達到30ppm以下，對鋼板的性能不會造成明顯不利影響。因此，將鋼中的氧含量控制在30ppm以內即可。本發明的大線能量焊接用厚鋼板通過以下工藝制造轉爐或電爐冶煉一真空爐二次精煉一鑄坯(錠)一鋼坯(錠)再加熱一TMCP+快速冷卻工藝一鋼板。坯(錠)加熱溫度:1100-1200°C，保溫時間1~2小時，開軋溫度:1000-1070 °C,在未再結晶溫度(Tnr ^ 880-930°C )以上多道次大壓下且累計變形量彡50 %，主要目的是細化奧氏體晶粒；隨后中間坯待溫至未再結晶溫度Tnr以下，然后進行最后2-3個道次軋制以獲得變形的奧氏體晶粒，終軋溫度為800-850°C ;在接近鐵素體析出開始溫度之上以10-200C /s的冷速冷卻至460-520°C之間以獲得細小的鐵素體+貝氏體組織，最后空冷。具體工藝路線示于圖I。鋼坯的加熱溫度若低于1100°C以及保溫時間過短，則不利于合金元素的均勻化；而當溫度高于1200°C時，不僅提高了制造成本，而且使得鋼坯的加熱質量有所下降。因此，鋼坯的加熱溫度一般控制在1100-1200°C比較合適。類似地，保溫時間也需要控制在一定范圍內。保溫時間過短，溶質原子擴散不夠充分，一些溶質原子如B的偏析不能充分消除，同時一些碳化物和氮化物的析出也不充分，鋼坯的加熱質量得不到保證；而保溫時間過長則使得奧氏體晶粒粗大以及提高了制造成本，故保溫時間應控制在1-2小時之間。加熱溫度越高，相應的保溫時間可適當縮短。實施例本發明實施例鋼的化學成分見表I。表I本發明鋼實施例的化學成分(wt % )
權利要求
1.一種大線能量焊接用厚鋼板，其重量百分比化學組成為C :0. 06-0. 10%, Si O.05-0. 15%, Mn :1. 0-1. 8%, P く O. 015%, S く O. 005%, Al 0. 02-0. 10%, N ^ O. 006%,Ti 0. 005-0. 015%, Cr 0. 02-0. 15%, B 0. 0005-0. 0020%, O く O. 0030%，其余為 Fe 以及其它不可避免的雜質。
2.如權利要求I所述的厚鋼板，其特征在于，所述鋼板的厚度為20-50mm。
3.如權利要求I或2所述的厚鋼板，其特征在于，所述鋼板的組織為細小的鐵素體和貝氏體。
4.如權利要求1-3任一所述的厚鋼板，其特征在于，Si:0. 08-0. 12%。
5.如權利要求1-4任一所述的厚鋼板，其特征在于，Mn:1. 2-1. 6%。
6.如權利要求1-5任一所述的厚鋼板，其特征在于，Al:0. 02-0. 08%。
7.如權利要求1-6任一所述的厚鋼板，其特征在于，Al:0. 03-0. 08%。
8.如權利要求1-7任一所述的厚鋼板，其特征在于，S彡O.0035%。
9.如權利要求1-8任一所述的厚鋼板，其特征在于，N< O. 005%。
10.如權利要求1-9任一所述的厚鋼板，其特征在于，Ti:0. 006-0. 013%。
11.如權利要求1-10任一所述的厚鋼板，其特征在于，Ti:0. 008-0. 012%。
12.如權利要求1-11任一所述的厚鋼板，其特征在于，Cr:0. 03-0. 15%。
13.如權利要求1-12任一所述的厚鋼板，其特征在于，B:0. 0010-0. 0020%。
14.如權利要求1-13任一所述的厚鋼板，其特征在于，Ti/N彡3.42。
15.如權利要求1-14任一所述厚鋼板的制造方法，包括 轉爐或電爐冶煉，真空爐二次精煉并澆注的鑄坯或鑄錠加熱溫度為1100-1200°C，保溫時間為1-2小時； 開軋溫度1000-1070°C，在未再結晶溫度以上多道次大壓下且累計變形量> 50%下進行軋制； 隨后中間坯待溫至未再結晶溫度以下； 然后進行最后2-3個道次軋制； 在接近鐵素體析出開始溫度之上以10-20°C /s的冷速冷卻至460-520°C之間； 最后空冷。
16.如權利要求15所述的方法，其特征在于，未再結晶溫度為880-930°C。
17.如權利要求15或16所述的方法，其特征在于，終軋溫度為800-850°C。
全文摘要
本發明提供大線能量焊接用厚鋼板，其化學組成(重量％)為C0.06-0.10％，Si0.05-0.15％，Mn1.0-1.8％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al0.02-0.10％，N≤0.006％，Ti0.005-0.015％，Cr0.02-0.15％，B0.0005-0.0020％，O≤0.0030％，其余為Fe及不可避免的雜質。上述鋼板的制造方法，包括并澆注的鑄坯或鑄錠加熱溫度為1100-1200℃，保溫時間為1-2小時；開軋溫度1000-1070℃，在未再結晶溫度以上多道次大壓下且累計變形量≥50％下進行軋制；隨后中間坯待溫至未再結晶溫度以下；然后進行最后2-3個道次軋制；在接近鐵素體析出開始溫度之上以10-20℃/s的冷速冷卻至460-520℃之間；最后空冷。
文檔編號C22C38/38GK102676936SQ20121004629
公開日2012年9月19日 申請日期2012年2月27日 優先權日2012年2月27日
發明者劉剛, 王巍, 王煥榮 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司