专利名称：一种大线能量焊接用厚钢板的制作方法
技术领域：
本发明涉及低合金高强钢，特别是涉及490MPa级大线能量焊接用厚钢板。
背景技术：
低合金高强钢是工程应用领域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，石油储罐等行业。为了提高生产效率，上述行业对钢板的焊接性，尤其是大线能量焊接性的要求越来越高。如高层建筑的箱型梁或箱型柱内隔板和壁板之间的焊接必须采用热输入很大的电渣焊工艺，其焊接热输入范围在50-1000kJ/cm之间；又如，石油储罐行业对热输入较大的气电立焊需求也很迫切，但目前国内生产的石油储罐用钢的焊接热输入最大 为lOOkJ/cm左右，继续加大焊接热输入将导致焊接接头韧性急剧下降，性能不合。诸如气电立焊、电渣焊甚至包括埋弧焊等焊接方法通常焊接热输入都比较高，这种大线能量焊接极易造成焊缝及其周围的焊接热影响区(HAZ)的韧性严重恶化，使得焊接接头容易发生脆断。对于传统的钢板如微合金钢而言，其实际焊接时的线能量一般不超过50kJ/cm，多数在30kJ/cm以下。在此情况下，HAZ韧性恶化问题并未完全表现出来，而当焊接线能量达到一定水平，如lOOkJ/cm以上甚至更高时，传统的低合金钢就很难满足焊接要求了，这就需要解决大线能量焊接HAZ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t8/3(温度从800°C冷却到300°C所需时间)冷却时间大大延长，这就造成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、侧板条铁素体、魏氏组织、M-A(马氏体-奥氏体)岛、上贝氏体等。解决大线能量焊接HAZ脆化问题可采用不同的方法。早在上世纪70年代，日本新日铁公司就采用TiN钉扎奥氏体晶粒技术(US3904447)较好地解决了大线能量焊接HAZ韧性恶化问题，但随着焊接线能量增加，传统的TiN技术难以满足用户要求。上世纪90年代末，日本新日铁公司历经10年开发出的氧化物冶金技术(US4629505)可满足更大线能量焊接要求。CN101050504A公开了一种大线能量焊接非调质高强度钢板及其制造方法，CN101407893A公开了一种高强度大线能量焊接耐火抗震建筑用钢及其生产方法。这两篇专利虽然声称大线能量焊接后HAZ低温韧性优良，但并未给出焊接热模拟或实物焊接工艺条件。而且这些专利中，都含有合金元素Nb，其主要目的是提高母材钢板的强度和韧性；实际上，Nb的添加对钢的大线能量焊接性不利，只是在焊接线能量较小时(< lOOkJ/cm)，这种不利作用表现不明显而已。CN1946862A公开了大线能量焊接的焊接热影响区的低温韧性优异的厚高强度钢板，虽然可以达到200-1000kJ/cm的焊接线能量,但从合金设计的角度看,添加的合金元素太多，如贵重金属Ni的添加量至少0. 8%，此外还不同程度的添加贵重金属Nb，Mo，V等，生产成本太高，而且采用的是氧化物冶金工艺。
另外，在已有的专利文献中，对焊接热影响区韧性的考察方法主要采用焊接热模拟的方法，但是他们都普遍采用的焊接热模拟峰值温度范围在1300-1350°C。因此，目前仍需要大线能量焊接用厚钢板，特别是抗拉强度490MPa级、高强度并具有大线能量焊接低温韧性的厚钢板。
发明内容
本发明的目的是提供一种大线能量焊接用厚钢板，特别是抗拉强度490MPa级、高强度并具有大线能量焊接低温韧性的厚钢板。为了实现上述目的，本发明的大线能量焊接用厚钢板的重量百分比化学组成为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%，其余为Fe以及其它不可避免的杂质。本发明的另一个目的是提供上述大线能量焊接用厚钢板的制造方法。该方法包括转炉或电炉冶炼一真空炉二次精炼一铸还(锭)一钢还(锭)再加热一TMCP+快速冷却工艺一钢板。其中，坯(锭)加热温度1100-1200 °C，保温时间1_2小时，开轧温度1000-1070°C，在未再结晶温度(Tnr ^ 880-930°C )以上多道次大压下且累计变形量^ 50%进行轧制；随后中间坯待温至未再结晶温度Tnr以下；然后进行最后2_3个道次轧制，终轧温度为800-850°C ;在接近铁素体析出开始温度之上以10-20°C /s的冷速冷却至460-520°C之间；最后空冷。本发明通过对钢的化学成分进行合理设计，采用传统的热机械控制轧制工艺即可生产出一种抗拉强度490MPa级高强度低成本且具有优异的大线能量焊接低温韧性的厚钢板。在传统的Ti微合金钢的成分基础上，只加入少量的合金元素Cr和B，即可实现低成本制造出高强度大线能量焊接用钢板。本发明所提供的钢板，屈服强度> 345MPa，抗拉强度^ 490MPa，且厚度在20-50mm，适合焊接线能量< 400kJ/cm范围内的大线能量焊接高强度高韧性钢板，钢板HAZ (焊接热影响区)具有优异的低温韧性和优良的综合力学性能。
图I是本发明的抗拉强度490MPa级高强度低成本大线能量焊接用厚板生产工艺的示意图。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。其中，焊接线能量为400kJ/cm，加热速度为500°C /s，峰值温度为1400°C，峰值温度停留时间为3s，t8/3冷却时间为1947s。
具体实施例方式以下较详细介绍本发明的大线能量焊接用厚钢板的特点和优异性能。本发明中，除非另有指明，含量均为重量百分比含量。为实现本发明的提供具有抗拉强度490MPa级和大线能量焊接低温韧性的厚钢板，本发明钢中的元素控制如下
碳对提高本发明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)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，钢中碳含量应尽量控制在较低的水平上。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。为了提高钢板的强度，同时又保证钢板具有良好的大线能量焊接HAZ低温韧性，需要对两方面进行综合考虑，使二者达到很好的平衡。经过大量的试验研究，本发明钢中碳含量控制在O. 06-0. 10%的范围内可保证强度和大线能量焊接HAZ韧性的良好匹配。硅在本发明钢中，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，不利于钢的大线能量焊接性。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较低的水平上。但硅的含量若低于O. 05%难以保证钢板的强度，因此将本发明钢中硅的含量控制在O. 05-0. 15%，优选范围在O. 08-0. 12%之间。 锰在本发明钢中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。在本发明中，为保证钢板的强度，锰的含量一般应控制在1.0%以上；但另一方面，钢中锰的含量不宜过高，如超过I. 8%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。本钢中锰的含量控制在I. 0-1. 8%，优选在I. 2-1. 6%之间，以得到性能优异的钢板。磷是钢中的杂质元素。钢中磷的含量较高(彡O. 1% )时，形成Fe2P在晶粒周围析出，降低钢的塑性和韧性，故其含量越低越好，一般控制在O. 015%以内较好且不提高炼钢成本。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，其含量与磷类似，也是越低越好，实际生产时通常控制在O. 005 %以内，优选在O. 0035% 以内。铝在钢中的作用主要是在炼钢过程中进行脱氧。除此之外，铝还可与钢中的氮结合形成A1N，在焊接热循环过程中，由于TiN粒子部分或全部溶解所释放出来的氮原子可以在冷却的过程中与钢中的部分酸溶铝相结合，从而起到固氮的效果。因此，钢中铝的含量要控制在合适的范围内，通常控制在O. 02-0. 10 %即可，优选为O. 02-0. 08 %，更优选为O. 03-0. 08%。钛的加入量是与钢中氮的加入量相对应。对于大线能量焊接用钢板，Ti/N控制在TiN的化学计量比3. 42以下为宜。若Ti/N大于3. 42，则钢中将形成比较粗大的TiN粒子，且数量较少，不仅起不到在焊接过程中钉扎原奥氏体晶粒的作用，而且对HAZ的冲击韧性造成非常不利的后果，粗大的TiN粒子可成为断裂的裂纹源。此外，在焊接热循环过程中，TiN粒子在高温阶段还将发生粗化，进一步加剧这种不利作用。因此，钢中钛的含量要控制在合适的较低的水平，通常钛的加入量控制在O. 005-0. 015%之间，优选范围控制在O. 006-0. 013%，更优选在 O. 008-0. 012%。氮在本发明中属于杂质元素，其含量越低越好。氮也是钢中不可避免的元素，这些氮元素可以通过与酸溶铝和Ti结合而固定。为了不提高炼钢成本，氮的含量控制在O. 006%以内即可，优选范围为小于O. 005%，更优选为O. 002-0. 0046%。铬元素的添加是本发明中的关键元素之一。由于硼元素并不能完全抑制晶界铁素体的形成，铬溶入奥氏体之后，在奥氏体向铁素体转变的过程中在铁素体/奥氏体界面发生再分配，抑制晶界铁素体的形成，促进HAZ晶内铁素体如针状铁素体等的形成，可有效降低铁素体的晶粒尺寸，从而大大提高冲击韧性。若铬的加入量大于O. 15%，钢板在大线能量焊接过程中容易形成较多对HAZ韧性不利的马氏体-奥氏体组元，对钢的焊接性不利；若钢中铬的含量低于O. 02%，起不到促 进铁素体形核的作用，故钢中铬的含量要控制在合适的范围内，本发明中铬以O. 02-0. 15%为宜，优选范围在O. 03-0. 15%，更优选为O. 05-0. 12%。硼是本发明的另一个关键元素。硼元素为内表面活性元素，有富集于晶界的强烈倾向。由于B在奥氏体晶界的富集可使晶界处的能量大为降低，使先共析铁素体(以及珠光体)在晶界的形核非常困难，从而大大降低了珠光体转变速度。B的含量低于5ppm时，其抑制晶界铁素体的能力不足；若B的含量高于20ppm，则容易在晶界处偏析，对钢的性能不利，故钢中硼元素的含量一般控制在5-20ppm范围内，优选范围在10-20ppm，更优选在10_15ppmo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以下，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。本发明的大线能量焊接用厚钢板通过以下工艺制造转炉或电炉冶炼一真空炉二次精炼一铸坯(锭)一钢坯(锭)再加热一TMCP+快速冷却工艺一钢板。坯(锭)加热温度:1100-1200°C，保温时间1~2小时，开轧温度:1000-1070 °C,在未再结晶温度(Tnr ^ 880-930°C )以上多道次大压下且累计变形量彡50 %，主要目的是细化奥氏体晶粒；随后中间坯待温至未再结晶温度Tnr以下，然后进行最后2-3个道次轧制以获得变形的奥氏体晶粒，终轧温度为800-850°C ;在接近铁素体析出开始温度之上以10-200C /s的冷速冷却至460-520°C之间以获得细小的铁素体+贝氏体组织，最后空冷。具体工艺路线示于图I。钢坯的加热温度若低于1100°C以及保温时间过短，则不利于合金元素的均匀化；而当温度高于1200°C时，不仅提高了制造成本，而且使得钢坯的加热质量有所下降。因此，钢坯的加热温度一般控制在1100-1200°C比较合适。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，一些溶质原子如B的偏析不能充分消除，同时一些碳化物和氮化物的析出也不充分，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。加热温度越高，相应的保温时间可适当缩短。实施例本发明实施例钢的化学成分见表I。表I本发明钢实施例的化学成分(wt % )
权利要求
1.一种大线能量焊接用厚钢板，其重量百分比化学组成为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%，其余为 Fe 以及其它不可避免的杂质。
2.如权利要求I所述的厚钢板，其特征在于，所述钢板的厚度为20-50mm。
3.如权利要求I或2所述的厚钢板，其特征在于，所述钢板的组织为细小的铁素体和贝氏体。
4.如权利要求1-3任一所述的厚钢板，其特征在于，Si:0. 08-0. 12%。
5.如权利要求1-4任一所述的厚钢板，其特征在于，Mn:1. 2-1. 6%。
6.如权利要求1-5任一所述的厚钢板，其特征在于，Al:0. 02-0. 08%。
7.如权利要求1-6任一所述的厚钢板，其特征在于，Al:0. 03-0. 08%。
8.如权利要求1-7任一所述的厚钢板，其特征在于，S彡O.0035%。
9.如权利要求1-8任一所述的厚钢板，其特征在于，N< O. 005%。
10.如权利要求1-9任一所述的厚钢板，其特征在于，Ti:0. 006-0. 013%。
11.如权利要求1-10任一所述的厚钢板，其特征在于，Ti:0. 008-0. 012%。
12.如权利要求1-11任一所述的厚钢板，其特征在于，Cr:0. 03-0. 15%。
13.如权利要求1-12任一所述的厚钢板，其特征在于，B:0. 0010-0. 0020%。
14.如权利要求1-13任一所述的厚钢板，其特征在于，Ti/N彡3.42。
15.如权利要求1-14任一所述厚钢板的制造方法，包括 转炉或电炉冶炼，真空炉二次精炼并浇注的铸坯或铸锭加热温度为1100-1200°C，保温时间为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> 50%下进行轧制； 随后中间坯待温至未再结晶温度以下； 然后进行最后2-3个道次轧制； 在接近铁素体析出开始温度之上以10-20°C /s的冷速冷却至460-520°C之间； 最后空冷。
16.如权利要求15所述的方法，其特征在于，未再结晶温度为880-930°C。
17.如权利要求15或16所述的方法，其特征在于，终轧温度为800-850°C。
全文摘要
本发明提供大线能量焊接用厚钢板，其化学组成(重量％)为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％，其余为Fe及不可避免的杂质。上述钢板的制造方法，包括并浇注的铸坯或铸锭加热温度为1100-1200℃，保温时间为1-2小时；开轧温度1000-1070℃，在未再结晶温度以上多道次大压下且累计变形量≥50％下进行轧制；随后中间坯待温至未再结晶温度以下；然后进行最后2-3个道次轧制；在接近铁素体析出开始温度之上以10-20℃/s的冷速冷却至460-520℃之间；最后空冷。
文档编号C22C38/38GK102676936SQ20121004629
公开日2012年9月19日 申请日期2012年2月27日 优先权日2012年2月27日
发明者刘刚, 王巍, 王焕荣 申请人:宝山钢铁股份有限公司