专利名称：800MPa级高强度大线能量焊接用厚板的制作方法
技术领域：
本发明涉及结构钢，特别是涉及SOOMPa级高强度大线能量焊接用厚板及其制造方法。
背景技术：
低合金高强钢是使用量最大的结构材料之一，广泛应用于石油天然气管线、造船、桥梁、高层建筑、压力容器等行业。为提高生产效率，上述行业对结构用钢板的强度和焊接性，尤其是大线能量焊接性的要求越来越高，但大线能量焊接容易带来一个非常严重的问题，即焊缝周围焊接热影响区(HAZ)的韧性严重恶化，极易发生脆断。对于传统的低合金钢而言，其焊接线能量一般不超过40kJ/cm，在这种情况下，HAZ韧性恶化问题表现不明显，但当焊接线能量达到一定水平，如50-100kJ/cm时，传统的低合金高强钢就难以满足焊接要·求，这就需要解决大线能量焊接HAZ的脆化问题。从焊接热循环角度看，在大线能量焊接过程中，HAZ附近的温度可达1400°C甚至更高，高温停留时间以及t8/5冷却时间延长，造成高温时奥氏体晶粒显著长大，在随后的缓慢冷却过程中形成粗大的对韧性不利的组织，如晶界处粗大的晶界铁素体、上贝氏体、侧板条铁素体、魏氏组织、M-A(马氏体-奥氏体)岛等。对高强钢而言，在大线能量焊接过程中不可避免的问题是马氏体-奥氏体组元的形成。通常，马氏体-奥氏体组元的尺寸、数量、形态和分布等均对HAZ的低温韧性产生不利影响，引起HAZ脆化。因此，高强钢在焊接后通常需要进行焊后热处理以分解焊接冷却时形成的马氏体-奥氏体组元从而提高焊接接头的韧性。由此可见，对高强钢而言，通过合理的成分设计，控制高温阶段奥氏体晶粒长大，或者在冷却过程中控制奥氏体相变过程使之转变成对韧性有利的组织(如下贝氏体、针状铁素体等)，就可以极大地改善大线能量焊接HAZ的脆化问题。一般，焊接热模拟时的峰值温度较低，通常在1350°C，峰值温度对奥氏体晶粒尺寸有显著影响，在其它焊接热模拟参数一定的情况下，峰值温度为1400°C时的奥氏体晶粒尺寸明显大于峰值温度1350°C时的奥氏体晶粒，奥氏体晶粒尺寸与温度呈指数关系，而实际焊接时的最高温度在1400°C以上。因此，采用较低的焊接热模拟温度并不能很好地模拟实际焊接时的效果现有技术中有记载解决大线能量焊接HAZ脆化问题的方法。如US4629505公开的“氧化物冶金”技术可满足大线能量焊接要求。CN1946862A公开了一种焊接热影响区低温韧性优异的厚高强度钢板，抗拉强度小于600MPa，且HAZ的冲击功试验温度在_20°C或以上。以上技术均没有涉及800MPa级的高强度钢板。目前还没有800MPa级的高强度大线能量焊接用厚钢板。
发明内容
本发明的目的是提供一种高强度大线能量焊接用钢板。本发明通过对钢的化学成分进行合理设计，采用传统的控轧控冷工艺即可生产出一种具有优异的大线能量焊接性的高强度厚钢板，且抗拉强度在SOOMPa以上。本发明在传统的低碳钢的成分基础上，通过提高钢中镍的含量，同时配合加入适量Cr、Mo等合金元素，可大幅度提高钢板的大线能量焊接热影响区低温韧性(_40°C )。为了实现上述目的，本发明的高强度大线能量焊接用钢板，其重量百分比化学成分为C 0. 05-0. 10%, Si 0. 05-0. 20 %, Mn :0. 5-1. 5%, P^O. 015%, S ^ O. 005%,Al 0. 02-0. 08%, N 0. 002-0. 005 %，Cr :0. 1-0. 5%, Mo :0. 1-0. 5%, Cu :0. 2-0. 5%, Ni I.0-4. 0%, O ^ O. 0030%，其余为Fe以及其它不可避免的杂质。优选地，C0. 05-0. 09%。优选地，Si0. 05-0. 19%，更优选为 O. 08-0. 1% 优选地，Mn:0. 8-1.5%。优选地，PSO. 01%。优选地，S彡 O. 0049%，更优选 S 彡 O. 0048%。优选地，Al:0· 03-0. 07%，更优选为 O. 03-0. 05%。优选地，N0. 0022-0. 0048 %，更优选为 O. 0023-0. 0046 %。优选地，Cr0. 11-0. 45%，更优选为 O. 2-0. 4% 优选地，Mo0. 11-0. 49%，更优选 O. 12-0. 48%，还优选 O. 2-0. 4% 优选地，Cu0. 21-0. 49%，更优选 O. 23-0. 48%。优选地，Ni:1.01-3. 9%，更优选，I. 03-3. 85%。本文中，未另有指明时，含量均为重量百分含量。本发明的高强度大线能量焊接用钢板采用传统的控轧控冷工艺即可生产。具体地，工艺流程转炉或电炉冶炼一真空炉二次精炼一铸坯(锭)一钢坯(锭)再加热—TMCP+快速冷却工艺一钢板。本发明的高强度大线能量焊接用钢板中各个元素的控制理由如下碳是钢中最基本的元素，对提高钢的强度起到非常重要的作用，对钢的屈服强度、抗拉强度等影响最大，但对钢的焊接性不利。通常，钢中碳含量(或碳当量，计算公式为Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15，本发明钢中碳当量范围在O. 4-0. 6之间)越高，钢在焊接后的焊接HAZ韧性越差，特别是在大线能量焊接时尤其如此。因此，为了提高钢板的大线能量焊接HAZ低温韧性，在确保钢的强度的前提下，尽量降低的钢中碳含量或碳当量。碳含量降低可有效地减少马氏体-奥氏体组元的数量，而马氏体-奥氏体组元对钢的大线能量HAZ有着极为不利的作用。就本发明所涉及的钢板强度级别范围而言，碳含量可在O. 05-0. 10%范围内进行适当调整。硅是钢中最基本的元素之一，对提高钢的强度、净化铁素体起有利作用。在钢的冷却过程中，硅能够延迟渗碳体析出。硅对钢的焊接性通常是不利的。为了提高钢板HAZ的大线能量焊接低温韧性，钢中硅的含量也应该控制在较低的水平上。当硅的含量适当时可使钢具有良好的综合性能，故本发明钢中硅含量控制在O. 05-0. 20%，优选范围在O. 08-0. 1%之间；锰是扩大奥氏体相区的元素，可以降低钢的临界冷却速度，稳定奥氏体，推迟奥氏体向珠光体的转变。在低含量范围内，对钢具有很大的强化作用，同时锰还可以细化铁素体晶粒从而改善钢板的低温韧性。在不添加其他合金元素(如Cu，Ni, Cr, Mo，W等)的情况下，锰的含量一般应控制在I. 5%以上以保证钢板的强度；而在添加上述合金元素的情况下，锰的含量可以降低至1.0%以下；但另一方面，钢中锰的含量不宜过高，如超过2.0%时容易在连铸坯中形成偏析，同时与钢中的硫结合形成比较粗大的MnS夹杂，在后续的轧制过程中，粗大的具有一定韧性的MnS将沿着轧向延伸，严重恶化母材钢板的性能，尤其是钢板的Z向抗层状撕裂性能。锰对钢板的大线能量焊接HAZ韧性的影响比较复杂，锰含量和焊接条件不同，HAZ的韧性也表现出不同的效果。由于本发明主要通过加入Cr、Mo等淬透性较强的元素进行强化，在轧后加速冷却过程中形成贝氏体为主的组织，从而提高钢板强度。因此，本发明钢中锰的含量可适当控制在较低水平，一般控制在O. 5-1. 5之间即可得到性能优异的钢板，优选的范围为O. 8-1. 5%之间。钢中磷的含量较高(> O. 1% )时，形成Fe2P在晶粒周围析出，降低钢的塑性和韧性，故本发明钢中P含量越低越好，一般控制在O. 015%以内较好；优选地为P < O. 01%。在钢中硫含量较高时以FeS-Fe共晶体的形式存在于钢的晶粒周围，降低钢的力学性能，本发明钢中S含量与磷类似，也是越低越好，实际生产时通常控制在O. 005%以内；·优选地为s< 0. 0048%。铝在钢中的作用主要是在炼钢过程中进行脱氧。此外，铝还可与钢中的氮结合形成A1N，起到一定的细化晶粒和固氮的作用。钢的晶粒尺寸随铝含量的增加呈现出先降低后增加的趋势。当铝含量低于O. 02%时，铝的细化晶粒作用不明显；同样，当铝含量超过O. 08%时晶粒尺寸迅速增加，对钢的性能不利；而且铝含量过高，钢板在长期使用过程中将发生石墨化，造成结构的时效，故本发明钢中铝的添加量控制在O. 02-0. 08%，优选范围为O. 03-0. 07 %，更优选为 O. 03-0. 05 %。氮是炼钢过程中不可避免的合金元素，通常其含量在20ppm以上。在本发明钢中，氮可以与铝结合形成A1N，有利于细化晶粒和固氮。氮含量若超过50ppm，多余的氮若不能被铝完全结合，则剩余的“自由氮”对钢板母材和HAZ的冲击韧性均产生极为不利的影响。因此，氮含量通常控制在20-50ppm之间，优选为O. 0022-0. 0048%，更优选O. 0023-0. 0046% ο铬是提高淬透性的元素，钢中加入适量的铬元素可以提高钢的强度；同时，在焊后冷却过程中有利于形成下贝氏体或马氏体组织；铬的含量低于O. 1%时淬透性效果不明显；若铬的含量大于0.5%，铬提高淬透性的效果达到饱和。更重要的是，铬的含量过多还会导致焊接之后马氏体-奥氏体组元数量的增加，对大线能量焊接HAZ的冲击韧性不利，因此，本发明钢中铬的含量控制在O. 1-0. 5%之间，优选范围在O. 11-0. 45%，更优选
O.2-0. 4%。钥与铬属于同一主族元素，钥也是提高淬透性的元素，钥和铬一同加入钢中可以更有效地提高钢的强度。同时，钥加入钢中以后可强烈地推迟珠光体转变，促进下贝氏体的形成，有利于提高大线能量焊接后HAZ的强度。与铬的作用类似，钥的含量低于O. 1%时淬透性效果不明显；同时，若铬的含量大于0.5%，铬提高淬透性的效果达到饱和。过多的钥不仅提高了成本，而且对HAZ的韧性不利。因此，本发明钢中钥的含量控制在O. 1-0. 5%之间，优选范围% O. 11-0. 49%,更优选O. 12-0. 48 %，还有为O. 2-0. 4 %。镍是本发明专利中的最重要的元素之一。钢的低温冲击韧性与镍的添加量密切相关。对高强钢而言，增加镍含量，可以在较宽的焊接规范范围内，改善高强钢HAZ的低温冲击韧性。此外，镍还可以细化上贝氏体中存在的岛状马氏体；对下贝氏体组织而言，镍使得贝氏体内碳化物的析出量增加且均匀分布，减少固溶碳量，从而改善韧性；镍本身除了具有一定的提高淬透性作用外，固溶的镍在基体中也能够起到改善韧性的作用；对于本发明钢，要保证钢板在40-100kJ/cm焊接线能量范围内HAZ的_40°C冲击功，镍的含量需控制在
I.0-4. O %之间，优选为I. 01-3. 9%，更优选，I. 03-3. 85%。铜和镍通常一起加入钢中，铜具有促进钢中低碳贝氏体形成的作用。铜和镍之间可以无限互溶，铜固溶在钢中可提高钢的固溶强化效果；同时，对提高钢板大线能量焊接HAZ韧性起到进一步强化作用。通常，铜含量控制在O. 2-0. 5%之间，优选为O. 21-0. 49%，更优选O. 23-0. 48%。氧是炼钢过程中不可避免的元素，对本发明而言，钢中氧的含量通过铝脱氧之后一般都可以达到30ppm左右，对钢板的性能不会造成明显不利影响。因此，将钢中的氧含量控制在30ppm以内即可。本发明的另一个目的是提供上述高强度大线能量焊接用钢板的制造方法。
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本发明的高强度大线能量焊接用钢板通过传统的热机械控制轧制工艺即可生产，优选如下坯(锭)加热温度1150-1200°C，保温时间1~2小时，开轧温度:1000-1070 °C,
在未再结晶温度以上多道次大压下且累计变形量彡80%，主要目的是细化奥氏体晶粒；在850°C左右，优选800-850°C中间坯待温，然后进行最后2_3个道次轧制以获得变形的奥氏体晶粒；在接近铁素体析出开始温度之上以彡15°C/s的冷速冷却至400°C以下以获得细小的以贝氏体为主的组织。由于采用本发明专利制造的钢板中含有较多的合金元素，因此，钢坯的最低加热温度要适当提高。若钢坯的加热温度低于1150°C或者保温时间过短，合金元素的扩散不均匀；若温度高于1200°C时，由于钢中不含Nb、Ti、V等微合金化元素，不能形成有效的可钉扎奥氏体晶粒长大的析出相，从而造成加热后奥氏体晶粒粗大，甚至有可能发生异常长大，不仅增加了能源消耗，而且使得钢坯的加热质量下降。因此，钢坯的加热温度应控制在1150-1200°C之间较为合适。类似地，保温时间也需要控制在一定范围内。保温时间过短，溶质原子扩散不够充分，一些溶质原子偏析不能充分消除，钢坯的加热质量得不到保证；而保温时间过长则使得奥氏体晶粒粗大以及提高了制造成本，故保温时间应控制在1-2小时之间。在合适的加热温度范围内，加热温度越高，相应的保温时间可适当缩短。本发明所提供的技术可用于制造屈服强度在彡700MPa，抗拉强度彡800MPa，且厚度在30mm以内，适合焊接线能量在40-100kJ/cm范围内的高强度高韧性钢板，钢板HAZ即使在_40°C下仍具有非常优异的冲击韧性，表现出优异的综合力学性能。钢板的强度和大线能量焊接HAZ低温韧性非常优异。试验钢板即使在线能量为lOOkJ/cm，峰值温度为1400°C，高温停留时间为ls，且t8/5冷却时间为60s如此苛刻的焊接热模拟条件下，钢板的HAZ在-40°C低温条件下的平均冲击功仍高达100J以上，充分表明本发明专利生产的钢板同时具有高强度和抗大线能量焊接性。从工艺实现的角度看，采用目前钢厂普遍使用的热机械控制轧制(TMCP)技术即可制造出本发明的钢板。因此，不需要对现有的产线进行升级改造，工艺简单且易实现。
图I是本发明高强度大线能量焊接用厚板的生产工艺示意图。图2是本发明实施例中所采用的焊接热模拟时间-温度曲线，焊接线能量为40、60和lOOkJ/cm，加热速度500°C /s，峰值温度1400°C，峰值温度停留时间ls，t8/5冷却时间分别为16、30和60s。图3是本发明实施例2钢的HAZ典型组织(线能量60kJ/cm)。图4是实施例2钢的HAZ典型组织(线能量lOOkJ/cm)。
具体实施方式
以下通过实施例对本发明进行较为详细的说明。本发明实施例的化学成分见表I。表I
权利要求
1.一种高强度大线能量焊接用钢板，其重量百分比化学成分为C :0. 05-0. 10%,Si 0. 05-0. 20 %, Mn 0. 5-1. 5 %, P ≤ O. 015 %, S ≤ O. 005 %, Al 0. 02-0. 08 %,N 0. 002-0. 005 %, Cr 0. 1-0. 5 %, Mo 0. 1-0. 5 %, Cu 0. 2-0. 5 %，Ni :1.0-4.0 %,0≤ 0. 0030%，其余为Fe以及其它不可避免的杂质。
2.如权利要求I所述的高强度大线能量焊接用钢板，其特征在于，O.05-0. 09%。
3.如权利要求I或2所述的高强度大线能量焊接用钢板，其特征在于，Si:O. 05-0. 19 %，优选为 O. 08-0. I %。
4.如权利要求1-3任一所述的高强度大线能量焊接用钢板，其特征在于，MnO. 8-1. 5%。
5.如权利要求1-4任一所述的高强度大线能量焊接用钢板，其特征在于，P≤ O. 01%。
6.如权利要求I-5任一所述的高强度大线能量焊接用钢板，其特征在于，S ≤ O. 0049%，优选为 S≤ O. 0048%。
7.如权利要求1-6任一所述的高强度大线能量焊接用钢板，其特征在于，AlO. 03-0. 07 %，优选为 O. 03-0. 05 %。
8.如权利要求1-7任一所述的高强度大线能量焊接用钢板，其特征在于，N:O. 0022-0. 0048 %，优选为 O. 0023-0. 0046 %。
9.如权利要求1-8任一所述的高强度大线能量焊接用钢板，其特征在于，CrO. 11-0. 45%,优选为 O. 2-0. 4 %。
10.如权利要求1-9任一所述的高强度大线能量焊接用钢板，其特征在于，MoO. 11-0. 49%，优选为 O. 12-0. 48%，更优选为 O. 2-0. 4%
11.如权利要求1-10任一所述的高强度大线能量焊接用钢板，其特征在于，Cu0.21-0. 49%，优选为 O. 23-0. 48%。
12.如权利要求1-11任一所述的高强度大线能量焊接用钢板，其特征在于，Ni1.01-3. 9%，优选为 I. 03-3. 85%。
13.如权利要求1-12任一所述的高强度大线能量焊接用钢板，其特征在于，屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥800MPa，且厚度在30mm以内，适合焊接线能量在40_100kJ/cm范围内的高强度高韧性钢板，在线能量为lOOkJ/cm，峰值温度为1400°C，高温停留时间为ls，且t8/5冷却时间为60s如此苛刻的焊接热模拟条件下，钢板的HAZ在_40°C低温条件下的平均冲击功仍高达100J以上。
14.如权利要求1-13任一所述的高强度大线能量焊接用钢板的制造方法，包括 热机械控制轧制TMCP工艺和快速冷却工艺。
15.如权利要求14所述的方法，其特征在于，TMCP工艺中，坯(锭)加热温度1150-1200°C，保温时间1_2小时，开轧温度1000-1070°C，在未再结晶温度以上多道次大压下且累计变形量≥80%，主要目的是细化奥氏体晶粒；在800-850°C中间坯待温，然后进行最后2-3个道次轧制以获得变形的奥氏体晶粒。
16.如权利要求14或15所述的方法，其特征在于，快速冷却工艺为在接近铁素体析出开始温度之上以≥15°C /s的冷速冷却至400°C以下以获得细小的以贝氏体为主的组织。
全文摘要
本发明涉及一种高强度大线能量焊接用钢板，其重量百分比化学成分为C0.05-0.10％，Si0.05-0.20％，Mn0.5-1.5％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al0.02-0.08％，N0.002-0.005％，Cr0.1-0.5％，Mo0.1-0.5％，Cu0.2-0.5％，Ni1.0-4.0％，O≤0.0030％，其余为Fe以及其它不可避免的杂质。本发明钢可通过传统的热机械控制轧制TMCP工艺和快速冷却工艺制造。本发明钢的屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥800MPa，且厚度在30mm以内，适合焊接线能量在40-100kJ/cm范围内的高强度高韧性钢板，钢板HAZ即使在-40℃下仍具有非常优异的冲击韧性，表现出优异的综合力学性能。
文档编号C21D8/02GK102839330SQ20111017268
公开日2012年12月26日 申请日期2011年6月24日 优先权日2011年6月24日
发明者王巍, 王焕荣, 刘刚 申请人:宝山钢铁股份有限公司