一种大热输入焊接用结构钢及其制造方法

专利名称：一种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，焊接工序中相继采用了多丝 埋弧自动焊、气电立焊、电渣焊等大热输入焊接技术。国内外相继开发出多种大热输入焊接 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 ；如日本特公昭55-(^6164号公报、特开昭61_253；344、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°C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°C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°C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61-117M5，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5μπι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，本发明提供一种大热输入用结构钢及其制造方法。该 方法制造的钢板，在400KJ/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. Owt %、P 彡 0. 015wt S ^ 0. 008 % wt %、Al 彡 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. OwtB :0. 0001 0. 003wt%,Ca :0. 0001 0. 008wt%,N 0. 002 0. 007wt%,0 0. 001 0. 006wt%，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 (% )彡 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，则会以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MnS和CaS系夹杂物，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50 μ m,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。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°C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。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,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。Ca 能够使条状的MnS系夹杂球化，有助于降低钢板的各向异性并提高Z方向性 能；同时Ca所形成的CaO或CaS，与其它夹杂物复合而有利于HAZ韧性。若超过0. 008%则 会形成粗大夹杂物，降低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。0 能够保证形成Ti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、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，合金添加量按钢板化学成分目标值 添加，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，二冷段均勻冷却，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°C ；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°C，道次变形量10 35% ；未再结晶区轧制阶段，开轧温度800 950°C，累积变形量 40 90% ；轧后钢板厚度为20 100_ ；(4)冷却轧后钢板在线水冷，开始冷却温度彡7500C，冷却速度5 50°C /s，冷却 终了温度400 650°C，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在钢中能够形成大量细小弥散分布 的夹杂物，尺寸为0. 2 5 μ m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3X IO6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50 μ m的MnS夹 杂数量小于2个/cm2，尺寸大于5 μ m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 岛分布均勻，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，使钢板在大热输入焊接时，靠近熔合线的1400°C高温部位，形成大量的晶内针状铁 素体，同时在温度低于1400°C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。本发明的大热输入焊接用结构钢，轧态钢板抗拉强度500 800MPa，经400KJ/cm 焊接热输入后，_20°C冲击功平均值大于70J。经400KJ/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50 μ m，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、大型石油储罐等制造中使用的 大热输入焊接用高强度钢板，在焊接热输入< 400KJ/cm的范围内，能够有效保证焊接热影 响区韧性。


图1为实施例与比较例采用的400KJ/cm热输入焊接热模拟曲线图。图2(a)为实施例1钢经400KJ/cm热输入焊接热循环后的金相组织图。图2 (b)为实施例2钢经400KJ/cm热输入焊接热循环后的金相组织图。
图2 (c)为实施例3钢经400KJ/cm热输入焊接热循环后的金相组织图。图2中的实施例1、2、3经400KJ/cm的焊接热输入后，虽然原奥氏体晶粒充分长 大，约200 400 μ m,但原奥氏体晶粒内部全部形成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，故钢板经大热输入 焊接后仍然具有良好的韧性。
具体实施例方式
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. IOwt%、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 %, Nh < 0. 03wt B < 0. 002wt %、Ti :0. 005 0. 015wt %、Ni :0. 01
0.5wt%,Ca :0. 0001 0. 002wt%,N 0. 002 0. 007wt%,0 0. 002 0. 006wt%，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%。制造工艺为冶炼一连铸一轧制一冷却，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、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，二冷段均勻冷却，铸坯从出结晶器到矫直点采用强冷却，冷却速度为0. 1 5°C /s ；矫直点的温度960°C ；矫直后采用弱冷，冷却速度小于10°C /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°C，道次变形量10 25%，未再结晶阶段 开轧温度890°C，累积变形量70%。轧后开始冷却温度780°C，以25°C /s速度水冷到580°C， 然后空冷至室温。40mm厚度钢板的室温抗拉强度为700MPa，延伸率23% ；经400KJ/cm大热输入焊 接热循环后，-20°C冲击功平均值为195J。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30 μ m,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，进行如上所述的400KJ/cm大热输入焊接热循环后，-20°C冲击功平均值为8J。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. 20 0. 25wt%,Mn
1.4 2. OwtP < 0. 015wt%, S < 0. 008% wt%, Al < 0. 03wt%, Nb < 0. 03wt%, Ti :0.015 0. 03wt%,Ni :0. 01 1. 0wt%、Cu :0. 01 1. 0wt%、Ca :0. 0001 0. 002wt%, B < 0. 003wt%, N < 0. 006wt%, 0 < 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%。制造工艺为冶炼一连铸一轧制一冷却，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、Cu、Nb、Ni、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1080°C，道次变形量10 35%，未再结晶阶段 开轧温度950°C，累积变形量85% ；开始冷却温度780°C，以35°C /s速度水冷到530°C，然
后空冷至室温。20mm厚度钢板的室温抗拉强度为660MPa，延伸率25%，经400KJ/cm大热输入焊接 热循环后，-20°C冲击功平均值为219J。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35 μ m,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，进行如上所述的400KJ/cm大热输入焊接热循环后，_20°C冲击功平均值为7J。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. 15 0. 25wt%,Mn 1. 2 1. 7wt%,P < 0. 015wt%,S < 0. 008% wt%,Al < 0. 03wt%,Nb < 0. 03wt%,Ti 0. 01 0. 02wt%,Ca :0. 002 0. 008wt%,Ni < 0. 5wt%,Cu < 0. 5wt%,Cr < 0. 5wt%, B < 0. 003wt%, N < 0. 006wt%, 0 < 0. 005wt%，其余为1 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. 37%。制造工艺为冶炼一连铸一轧制一冷却，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、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1000°C，道次变形量10 25%，未再结晶阶段 开轧温度850°C，累积变形量70%。轧后开始冷却温度790°C，以15°C /s速度水冷到620°C，
然后空冷至室温。80mm厚度钢板的室温抗拉强度为560MPa，延伸率26% ；经400KJ/cm大热输入焊 接热循环后，-20°C冲击功平均值为121J。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20 μ m,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，进行如上所述的400KJ/cm大热输入焊接热循环后，_20°C冲击功平均值为10J。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、大型石油储罐等制造中使用的大热输入焊接用高强度钢板。
权利要求
1.一种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. 0 wt%、P 彡 0. 015 wt%、S 彡 0. 008% wt%、Al ^ 0. 03 wt%、Cr ^ 0. 5 wt%、Mo ^ 0. 5 wt%、Nb ^ 0. 03 wt%、Ti :0. 005 0. 03 wt%、Ni :0. 01 1. 0 wt%、Cu :0. 01 1. 0wt%、B :0. 0001 0. 003 wt%、Ca :0. 0001 0. 008 wt%、N :0. 002 0. 007 wt%、0 :0. 001 0. 006 wt%，其余为 Fe 及不可避免的杂质， 碳当量小于0. 40%。
2.权利要求1所述的钢板，其特征在于轧态钢板抗拉强度500 800MPa，经400KJ/ cm焊接热输入后，-20°C冲击功平均值大于70J。
3.如权利要求1所述的钢板，经400KJ/cm焊接热输入后的组织特征在于熔合线部位 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50 μ m，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%。
4.如权利要求1所述的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)冶炼铁水经转炉冶炼后，入LF炉精炼，达到目标化学成分后进行连铸；(2)连铸采用低过热度浇注，铸坯下线堆冷；(3)轧制采用两阶段控制轧制工艺，轧制成20 IOOmm厚度钢板；(4)冷却钢板轧后开始冷却温度彡750°C，先水冷，然后空冷至室温。
5.如权利要求4所述的大热输入焊接用结构钢的制造方法，其特征在于在所述的步 骤(1)中，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、B、或Ca元素中的两种或两种以上，合金添加量按钢板化学 成分目标值添加，并控制各元素添加的间隔时间为0 20min。
6.如权利要求4所述的大热输入焊接用结构钢的制造方法，其特征在于在所述的步 骤O)中，结晶器采用弱冷却，二冷段均勻冷却，铸坯从出结晶器到矫直点采用强冷却，冷 却速度为0.广5°C /s ；矫直点的温度大于950°C;矫直后采用弱冷，冷却速度小于10°C /min。
7.如权利要求4所述的大热输入焊接用结构钢的制造方法，其特征在于在所述的步 骤(3)中，再结晶区轧制阶段，开轧温度1000 1100°C，道次变形量10 35%;未再结晶区 轧制阶段，开轧温度850 950°C，累积变形量40 90%。
8.如权利要求4所述的大热输入焊接用结构钢的制造方法，其特征在于在所述的步 骤(4)中，轧后钢板开始冷却温度彡7500C，以10 50°C /s速度，在线水冷到500 650°C， 然后空冷至室温。
全文摘要
一种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C0.03～0.12wt%、Si0.10～0.30wt%、Mn1.2～2.0wt%、P≤0.015wt%、S≤0.008%wt%、Al≤0.03wt%、Cr≤0.5wt%、Mo≤0.5wt%、Nb≤0.03wt%、Ti0.005～0.03wt%、Ni0.01～1.0wt%、Cu0.01～1.0wt%、B0.0001～0.003wt%、Ca0.0001～0.008wt%、N0.002～0.007wt%、O0.001～0.006wt%，其余为Fe及不可避免的杂质，碳当量小于0.40%。本发明是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。其优点在于钢板具有高的常温综合力学性能和良好的低温韧性，经400kJ/cm大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。
文档编号C22C38/58GK102080189SQ201110003640
公开日2011年6月1日 申请日期2011年1月10日 优先权日2011年1月10日
发明者张朋彦, 朱伏先, 王国栋 申请人:东北大学