提高大线能量焊接用钢性能的微合金化方法
【专利摘要】本发明公开了提高大线能量焊接用钢性能的微合金化方法，所述生产方法具体流程工艺为转炉炼钢、LF精炼及连铸工序；所述LF精炼工序中脱氧剂种类和添加顺序是：Mo、Mn、Si、Nb、Al、Ca、Mg、Ti。本发明采用Al终脱氧，进行Mo?Nb?Mg?Ti合金化，是以MgO对Al2O3、Ti2O3的分散作用为基础，形成弥散、丰富、细小的高熔点氧化物为核心，促进奥氏体晶内针状铁素体的生成。另一方面，一定含量的Mo、Nb，在细化晶粒提高钢的强韧性的同时，抑制晶界先共析铁素体的形成。此外部分细小的夹杂物粒子及碳、氮化物钉扎奥氏体晶界，几方面共同作用充分细化了热影响区晶粒，明显提高了钢的强韧性。本发明控制简单，生产成本低，可工业化大生产大线能量焊接用钢。
【专利说明】
提高大线能量焊接用钢性能的微合金化方法
技术领域
[0001] 本发明属于低合金钢制造技术领域，具体涉及提高大线能量焊接用钢性能的微合 金化方法。
【背景技术】
[0002] 钢板被广泛用于诸如建筑、桥梁、压力容器、储罐、管线和船舶等基础建设和大型 建筑中。建筑构件的大型化和高层化发展趋势要求钢板的厚度增加，同时具有更高的综合 性能，包括更高的力学性能、高效的加工性能以及优良的抗腐蚀性能和抗疲劳破坏性能等。
[0003] 但是，随着钢板强度的提高，其冲击韧度和焊接性能显著下降，焊接裂纹敏感性增 加。为了提高工程结构的焊接效率，行业内相继采用大线能量焊接技术，随之带来的问题就 是焊接热影响区的强度、韧性随焊接线能量的提高而大幅下降。焊接热影响区(HAZ)出现严 重的晶粒粗化、局部软化和脆化，综合表现为热影响区的韧性大幅度降低，威胁着工程结构 的使用安全性。因此，防止焊接过程热影响区性能的恶化是开发大线能量焊接用钢的关键。
[0004] 研究表明，焊接时晶粒粗化是钢板韧性低的主要原因，解决的最有效方法是细化 奥氏体晶粒。氧化物冶金技术利用钢中的细小氧化物，通过促进晶内铁素体形核明显改善 焊接热影响区的组织，成为解决大线能量焊接用钢技术难题的最有效技术途径，同时钢的 微合金化处理，生成细小、弥散、高熔点氧化物和碳、氮化物质点，在晶界沉淀析出，抑制晶 粒长大，可细化焊接热影响区晶粒，改善钢的强度与韧性，从而大幅度提高大线能量焊接性 能。
[0005] 中国专利CN103215507A钢液添加脱氧剂的种类和顺序为Mn、Si、Ti、Al、Mg、Ca，R 炉出钢采用Mn、Si脱氧，钢包炉脱氧采用Ti、A1、Mg、Ca脱氧。中国专利CN102605247A在钢液 脱氧过程中加入脱氧剂，脱氧剂种类和添加顺序是以11、5^1、1^、0 &、1^。上述专利都提到 采用Al、Ti、Mg等进行微合金化，形成细小、弥散分布的含Mg氧化物、硫化物来钉扎奥氏体晶 粒在高温下的长大，同时促进奥氏体晶内针状铁素体的形成，改善HAZ韧性。上述研究在控 制夹杂物粒子钉扎奥氏体晶界和促进晶内针状铁素体形成效果上都不够充分，均未涉及到 某些夹杂物粒子对其它夹杂物粒子的分散、吸附程度的影响，这在很大程度上制约着热影 响区组织的细化。因此，确定微合金元素加入顺序会控制夹杂物粒子的细小、分散、丰富程 度，会直接影响到钉扎奥氏体晶界和促进晶内针状铁素体形成的效果，也会影响到抑制奥 氏体晶界先共析铁素体的形成，是提高大线能量焊接用钢性能的关键。
【发明内容】
[0006] 为解决上述技术问题，本发明的目的是提供一种提高大线能量焊接用钢性能的微 合金化方法，该方法明显提高了钢的强韧性，生产成本低，可工业化大生产大线能量焊接用 钢。
[0007] 本发明通过以下技术方案来实现:提高焊接用钢性能的微合金化方法，所述生产 方法具体流程工艺为转炉炼钢、LF精炼及连铸工序;所述LF精炼工序根据A1目标值对A1调 整并Ca处理，然后进行Mg、Ti微合金化。
[0008] 本发明所述转炉炼钢工序，出钢过程加入Mo、Mn、Si、Nb，并用A1终脱氧。
[0009] 本发明所述生产方法过程中脱氧剂种类和添加顺序是:Mo、Mn、Si、Nb、Al、Ca、Mg、 Ti〇
[0010] 本发明所述LF精炼工序，精炼时间彡3 5m i η，钙处理后净吹氩时间彡5m i η，净吹时 避免钢水液面裸露。
[0011] 本发明所述LF精炼工序，进站钢水温度，第一炉1580~1590 °C，连浇炉1575~1585 °C ;进站后铝线喂入量1.5-2.5m/t钢，加石灰、萤石，降电极化渣，加铝粉造白渣。
[0012] 本发明所述LF精炼工序，钙处理前钢水：S彡0.010%，Als=250~350ppm，T=1580~ 1590°C ;钙处理采用Ca-Si线，Ca-Si线喂入量1.5-2.5111八钢；钙处理后钢水418 = 150~ 300ppm，Ca=25~AOppnuAls低时，Ca-Si线喂入量取下限，Als高或连铸第一炉时，Ca_Si线喂 入量取上限。
[0013] 本发明所述LF精炼工序，钙处理后进行Mg、Ti合金化，净吹5min出站，出站温度 1570~1580°C，第一炉或非周转包出站温度可比上限提高5~10°C。
[0014] 本发明所述转炉炼钢工序，铁水[P]彡0.090%，[S]彡0.045%。
[0015] 本发明所述转炉炼钢工序，终点目标[C] =0.04~0.06%、[ P ]彡0.015%、[ S ]彡 0.030%、[0]=500~800ppm，出钢温度1660~1690°C，出钢过程中加入钼铁、锰铁、硅铁、铌 铁、错铁。
[0016] 本发明所述连铸工序，二冷采用弱冷却，矫直温度多900°C，中间包使用无碳覆盖 剂，中间包适宜过热度15~35°C;开浇正常后，拉速控制在0.90~1.10m/min之间。
[0017]本发明设计思路： 微合金元素 Mo推迟先共析铁素体转变，促进针状铁素体和贝氏体的形成，提高低合金 钢焊缝金属的强韧性。Mo提高微合金元素(Nb、Ti)在奥氏体中的固溶度，延迟微合金碳氮化 物的沉淀析出，将使更多的微合金元素得以保留至较低温度下从铁素体中析出，从而可以 产生更大的沉淀强化作用。Mo能够溶入铁素体中析出的微合金碳氮化物的晶格中，形成(M， Mo)(C，N)(M为微合金元素），不仅提高了析出相体积分数，而且显著细化微合金析出物尺 寸，从而增强了沉淀强化效果。含Mo微合金碳氮化物的热稳定性较好，高温下不易粗化。Mo 对铁素体有固溶强化作用，使形变强化后的软化和恢复温度以及再结晶温度提高，并强烈 提高铁素体的蠕变抗力，有效抑制渗碳体在450°C~600°C下的聚集.促进特殊碳化物的析 出，因而成为提尚钢的热强性的最有效的合金兀素。Mo会提尚钢的泮硬性，从而提尚钢材对 焊接冷裂纹的敏感性，根据国家标准，Mo应该控制在0.08%以下，因此设计Mo 0.06%~ 0.08%〇
[0018] 微合金元素 Nb细化晶粒最有效，主要体现在再加热过程中奥氏体晶粒的长大被抑 制，在不损失韧性的情况下强度提高。添加微量的Nb后，热乳钢板的晶粒与组织显著地得到 细化，Nb能够有效地降低再结晶后的晶粒尺寸，对于再结晶后晶粒长大界面，细小的NbC析 出相对其具有一定的钉扎作用，固溶Nb原子对晶界的迀移起到拖曳作用。在含有TiN的钢中 添加微量的Nb元素，晶界铁素体的形成受到抑制，从而减小脆化区域，焊接热影响区的韧性 得到改善。Nb含量过高促进板条铁素体形成，对韧性不利，因此设计Nb0.0 20%~0.035%。
[0019] A1作为钢水脱氧剂和细化晶粒的基础元素，加 A1脱氧后会在钢中形成大量的Al2〇3 质点，其可作为钢凝固、固体相变过程非均质形核的核心，也可作为后续加入的元素的氧化 物形核的依托。大多数标准中对A1含量有要求，因此设计A10.010%~0.035%。
[0020] 微合金元素 Ti在低碳结构中控制奥氏体再结晶和析出强化的作用与Nb(C、N)相 似，其在1400°C时，细化奥氏体晶粒的作用最强。在Nb、Ti复合添加的条件下，利用TiN细化 热影响区奥氏体晶粒，理想的Ti/N为2.73。在此条件下确定1^、_勺含量，既保证11_勺含量 又不使其在钢水中液态析出。高温下析出细小弥散分布的TiN质点有效的阻碍奥氏体晶粒 长大，增大晶内针状铁素体的形核密度。另一方面，以高熔点氧化物为核心含有Ti 2〇3的复合 夹杂周围的基体相中，形成贫C、贫Μη的微区，提尚铁素体相变温度(Ac3)，增大铁素体形核 驱动力(Ac 3-Ar3)，促进铁素体晶粒形核，因此设计Ti 0.010%~0.020%。
[0021] 微合金元素 Mg在钢基体中生成大量的含有MgO核心的微细夹杂物，MgO粒子具有 2800°C的高熔点，完全满足在1400°C不溶解而且起钉扎作用的夹杂物要求，有效抑制了奥 氏体晶粒的生长。同时Mg的加入会分散、改善Ti氧化物的形态，显著促进晶内针状铁素体的 形成，从而达到改善热影响区韧性的目的，因此设计Mg 0.002%~0.005%。
[0022] 本发明通过特定的微合金加入顺序，控制诱发晶内针状铁素体的夹杂物种类及结 构，使其更分散，更丰富。复合夹杂实现诱发晶内针状铁素体最佳效果的同时，有效抑制奥 氏体晶粒长大，并抑制奥氏体晶界先共析铁素体的析出。该方法的特征是微合金化工艺顺 序:Al-Mg-Ti。钢液加 A1终脱氧后，在钢中形成大量的Al2〇3质点，其可作为钢凝固、固体相 变过程非均质形核的核心，也可作为后续加入微合金元素形成的氧化物形核的依托。根据 1400°C下各夹杂物之间的错配度可知，Al 2〇3与Ti2〇3之间错配度为5.91，如果加 A1后加 Ti， 先形核的Al2〇3质点容易吸附Ti2〇3,使夹杂物质点更易长大。而Al 2〇3与MgO在1400°C下的错 配度为12.06 41203质点对1%0的吸附不如前者，由于本发明设计1%的合金化时机在41后1^ 前，这样就减弱了Al 2〇3对Ti2〇3的吸附。高温阶段最后形成的MgO与Ti2〇 3之间的错配度为 13.01，吸附亦弱。由于MgO形成的时机在A12〇3和T i 2〇3之间，阻止、减弱了两者之间的吸附， 使高熔点复合氧化物质点更分散、细小、丰富。典型的复合氧化物以A1 2〇3为核心，MgO、Ti 2〇3 按顺序附着在核心外，复合夹杂周围的基体相中，形成贫C、贫Μη的微区，提高铁素体相变温 度(Ac3)，增大铁素体形核驱动力(Ac 3-Ar3)，促进铁素体晶粒形核。同时部分氧化物和碳、氮 化物质点，在晶界沉淀析出，抑制晶粒长大和奥氏体晶界先共析铁素体形成，从而充分细化 了 HAZ组织，大幅度提高了 HAZ低温韧性，达到工业化生产大线能量焊接用钢板的要求。 [0023]采用上述技术方案产生的有益效果在于:本发明采用A1终脱氧，进行Mo-Nb-Mg-Ti 合金化，是以MgO对Al 2〇3、Ti 2〇3的分散作用为基础，形成弥散、丰富、细小的高熔点氧化物为 核心，促进奥氏体晶内针状铁素体的生成。另一方面，一定含量的Mo、Nb，在细化晶粒提尚钢 的强韧性的同时，抑制晶界先共析铁素体的形成。此外部分细小的夹杂物粒子及碳、氮化物 钉扎奥氏体晶界，几方面共同作用充分细化了热影响区晶粒，明显提高了钢的强韧性。本发 明控制简单，生产成本低，可工业化大生产大线能量焊接用钢。
【附图说明】
[0024]图1为实施例1大线能量焊接用钢热影响区200倍组织； 图2为实施例2大线能量焊接用钢热影响区200倍组织； 图3为实施例3大线能量焊接用钢热影响区200倍组织； 图4为实施例1大线能量焊接用钢铸态100倍组织。
[0025] 图5为实施例2大线能量焊接用钢铸态100倍组织。
[0026] 图6为实施例3大线能量焊接用钢铸态100倍组织。
[0027] 图7为实施例2大线能量焊接用钢铸态组织中典型夹杂物形貌； 图8为实施例2大线能量焊接用钢铸态组织中典型夹杂物A1元素面扫描分布图； 图9为实施例2大线能量焊接用钢铸态组织中典型夹杂物Si元素面扫描分布图； 图10为实施例2大线能量焊接用钢铸态组织中典型夹杂物Ti元素面扫描分布图； 图11为实施例2大线能量焊接用钢铸态组织中典型夹杂物Μη元素面扫描分布图； 图12为实施例2大线能量焊接用钢铸态组织中典型夹杂物S元素面扫描分布图； 图13为实施例2大线能量焊接用钢铸态组织中典型夹杂物0元素面扫描分布图。
【具体实施方式】
[0028] 下面结合具体实施例对本发明作进一步详细的说明。
[0029] 实施例1 一种提高大线能量焊接用钢性能的Mo-Nb-Mg-Ti微合金化方法，具体如下： 冶炼大线能量焊接用钢过程为120t顶底复吹转炉-120tLF钢包炉精炼-连铸。
[0030] 铁水条件：铁水[P]彡0 · 090%、[S]彡0 · 045%。
[0031] 转炉：终点目标[C]=0.04 ~0·06%、[Ρ]彡0.015%、[S]<0.030%、[0]=500~800ppm， 出钢温度1685 °C，出钢过程中加入钼铁、锰铁、硅铁、铌铁、铝铁。
[0032] LF:精炼时间40min，钙处理后净吹氩时间8min，净吹时避免钢水液面裸露。进站钢 水温度，第一炉1585 °C，连浇炉1580 °C。进站后铝线喂入量2. Om/t钢，加石灰、萤石，降电极 化渣，根据渣况加铝粉造白渣。钙处理前钢水:S彡0.010%，Als=280ppm，T=1585°C。钙处理采 用Ca-Si线，Ca-Si线喂入量1.85m/t钢，|丐处理后钢水Als=260ppm，Ca=32ppm，| I5处理后进行 Mg、Ti合金化，净吹5min出站，出站温度1575°C。
[0033] 连铸:二冷采用弱冷却，矫直温度920°C，中间包使用无碳覆盖剂，中间包适宜过热 度20°C。开饶正常后，拉速控制在1 .Om/min。
[0034] 所得大线能焊接用钢的化学成分见表1，冲击性能见表2。
[0035] 实施例2 一种提高大线能量焊接用钢性能的Mo-Nb-Mg-Ti微合金化方法，具体如下： 冶炼大线能量焊接用钢过程为120t顶底复吹转炉-120tLF钢包炉精炼-连铸。
[0036] 铁水条件：铁水[P]彡0 · 090%、[S]彡0 · 045%。
[0037] 转炉：终点目标[C]=0.04 ~0·06%、[Ρ]彡0.015%、[S]<0.030%、[0]=500~800ppm， 出钢温度1680 °C，出钢过程中加入钼铁、锰铁、硅铁、铌铁、铝铁。
[0038] LF:精炼时间45min，钙处理后净吹氩时间lOmin，净吹时避免钢水液面裸露。进站 钢水温度，第一炉1580°C，连浇炉1575°C。进站后铝线喂入量1.5m/t钢，加石灰、萤石，降电 极化渣，根据渣况加铝粉造白渣。钙处理前钢水:S<0.010%，Als=300ppm，T=1580°C。钙处理 采用Ca-Si线，Ca-Si线喂入量1.9m/t钢，|丐处理后钢水Als=280ppm，Ca=34ppm，| I5处理后进 行Mg、Ti合金化，净吹5min出站，出站温度1572°C。
[0039] 连铸:二冷采用弱冷却，矫直温度905°C，中间包使用无碳覆盖剂，中间包适宜过热 度22°C。开浇正常后，拉速控制在1. Om/min。
[0040]所得大线能焊接用钢的化学成分见表1，冲击性能见表2。
[0041 ] 实施例3 一种提高大线能量焊接用钢性能的Mo-Nb-Mg-Ti微合金化方法，具体如下： 冶炼大线能量焊接用钢过程为120t顶底复吹转炉-120tLF钢包炉精炼-连铸。
[0042] 铁水条件：铁水[P ]彡 0 · 090%、[ S ]彡 0 · 045%。
[0043] 转炉：终点目标[C]=0.04 ~0·06%、[Ρ]彡0.015%、[S]<0.030%、[0]=500~800ppm， 出钢温度1670 °C，出钢过程中加入钼铁、锰铁、硅铁、铌铁、铝铁。
[0044] LF:精炼时间42min，钙处理后净吹氩时间6min，净吹时避免钢水液面裸露。进站钢 水温度，第一炉1590 °C，连浇炉1585 °C。进站后铝线喂入量1.9m/t钢，加石灰、萤石，降电极 化渣，根据渣况加铝粉造白渣。钙处理前钢水:S彡0.010%，Als=320ppm，T=1590°C。钙处理采 用Ca-Si线，Ca-Si线喂入量1.75m/t钢，|丐处理后钢水Als=300ppm，Ca=30ppm，| I5处理后进行 Mg、Ti合金化，净吹5min出站，出站温度1575°C。
[0045] 连铸:二冷采用弱冷却，矫直温度910°C，中间包使用无碳覆盖剂，中间包适宜过热 度25°C。开饶正常后，拉速控制在1 .Om/min。
[0046] 所得大线能焊接用钢的化学成分见表1，冲击性能见表2。
[0047] 实施例4 一种提高大线能量焊接用钢性能的Mo-Nb-Mg-Ti微合金化方法，具体如下： 冶炼大线能量焊接用钢过程为80t顶底复吹转炉-80tLF钢包炉精炼-连铸。
[0048] 铁水条件：铁水[P]彡0 · 090%、[S]彡0 · 045%。
[0049] 转炉：终点目标[C]=0.04 ~0·06%、[Ρ]彡0.015%、[S]<0.030%、[0]=500~800ppm， 出钢温度1660 °C，出钢过程中加入钼铁、锰铁、硅铁、铌铁、铝铁。
[0050] LF:精炼时间38min，钙处理后净吹氩时间5min，净吹时避免钢水液面裸露。进站钢 水温度，第一炉1586 °C，连浇炉1578 °C。进站后铝线喂入量2. Om/t钢，加石灰、萤石，降电极 化渣，根据渣况加铝粉造白渣。钙处理前钢水:S彡0.010%，Als=350ppm，T=1586°C。钙处理采 用Ca-Si线，Ca-Si线喂入量2.5m/t钢，|丐处理后钢水Als=300ppm，Ca=25ppm，| I5处理后进行 Mg、Ti合金化，净吹5min出站，出站温度1570°C。第一炉或非周转包出站温度1585°C。
[0051 ] 连铸:二冷采用弱冷却，矫直温度900°C，中间包使用无碳覆盖剂，中间包适宜过热 度15 °C。开饶正常后，拉速控制在0.90m/min。
[0052]所得大线能焊接用钢的化学成分见表1，冲击性能见表2。
[0053] 实施例5 一种提高大线能量焊接用钢性能的Mo-Nb-Mg-Ti微合金化方法，具体如下： 冶炼大线能量焊接用钢过程为160t顶底复吹转炉-160tLF钢包炉精炼-连铸。
[0054] 铁水条件：铁水[P]彡0 · 090%、[S]彡0 · 045%。
[0055] 转炉：终点目标[C]=0.04 ~0·06%、[Ρ]彡0.015%、[S]<0.030%、[0]=500~800ppm， 出钢温度1690 °C，出钢过程中加入钼铁、锰铁、硅铁、铌铁、铝铁。
[0056] LF:精炼时间35min，钙处理后净吹氩时间7min，净吹时避免钢水液面裸露。进站钢 水温度，第一炉1590°C，连浇炉1580°C。进站后铝线喂入量2.5m/t钢，加石灰、萤石，降电极 化渣，根据渣况加铝粉造白渣。钙处理前钢水:S彡0.010%，Als=250ppm，T=1590°C。钙处理采 用Ca-Si线，Ca-Si线喂入量1.5m/t钢，|丐处理后钢水Als=150ppm，Ca=40ppm，|I5处理后进行 Mg、Ti合金化，净吹5min出站，出站温度1580°C。第一炉或非周转包出站温度1590°C。
[0057] 连铸:二冷采用弱冷却，矫直温度910°C，中间包使用无碳覆盖剂，中间包适宜过热 度35°C。开饶正常后，拉速控制在1.10m/min。
[0058] 所得大线能焊接用钢的化学成分见表1，冲击性能见表2。
[0059] 表1实施例1-5的化学成分(mass%)
注:余量为铁和不可避免的杂质 表2实施例的冲击性能(线能量150KJ/cm) 衣2列出4Umm序粥恨坪按线MEM73bUKj/
cm叮，头施例?的坪按热影_込低μ冲宙调 性值。从表2中数据可见，本发明实施例焊接热影响区-20Γ冲击功数值比传统钢板提高数 倍，本发明生产的钢板对大线能量焊接的适应性显著优于其它微合金化工艺生产的钢板， 本发明通过特定的微合金加入顺序，控制诱发晶内针状铁素体的夹杂物结构，使其更分散， 更丰富。复合夹杂实现诱发晶内针状铁素体最佳效果的同时，有效抑制奥氏体晶粒长大，并 抑制奥氏体晶界先共析铁素体的析出。
[0060] 根据1400°(：下各夹杂物之间的错配度可知41203与11 203之间错配度为5.91，如果 加 A1后加 Ti，先形核的Al2〇3质点容易吸附Ti203 ,使夹杂物质点更易长大。而Al2〇3与MgO在 1400°C下的错配度为12.06 41203质点对1%0的吸附不如前者，由于本发明设计1%的合金化 时机在A1后Ti前，这样就减弱了AI2O3对Ti2〇3的吸附。高温阶段最后形成的MgO与Ti2〇3之间 的错配度为13.01，吸附亦弱。由于MgO形成的时机在Al 2〇3和Ti203之间，阻止、减弱了两者之 间的吸附，使高熔点复合氧化物质点更分散、细小、丰富。典型的复合氧化物以ai 2〇3为核心， Mg0、Ti203按顺序附着在核心外，复合夹杂周围的基体相中，形成贫C、贫Μη的微区，促进铁素 体晶粒形核。同时部分氧化物和碳、氮化物质点，在晶界沉淀析出，抑制晶粒长大和奥氏体 晶界先共析铁素体形成，从而充分细化了 ΗΑΖ组织，大幅度提高了 ΗΑΖ低温韧性，达到工业化 生产大线能量焊接用钢板的要求。其通过形成丰富的晶内针状、片状铁素体和粒状贝氏体， 及有效的夹杂物粒子对奥氏体晶界的钉扎，显著细化了热影响区组织，使钢的强韧性明显 提尚。
[0061] 图1-图3为大线能量焊接钢热影响区组织，其通过形成丰富的晶内针状、片状铁素 体和粒状贝氏体，及有效的夹杂物粒子对奥氏体晶界的钉扎，显著细化了热影响区组织，使 钢的强韧性明显提高。图4-图6中为大线能量焊接用钢的铸态组织，晶内有丰富的针状铁素 体交叉成网状。图7-图13为大线能量焊接用钢中典型诱发针状铁素体的夹杂物面扫描分布 图，典型的复合氧化物周围的基体相中，形成贫C、贫Μη的微区，促进铁素体晶粒形核，抑制 晶粒长大和奥氏体晶界先共析铁素体形成，从而充分细化了热影响区组织，大幅度提高了 热影响区低温韧性，达到工业化生产大线能量焊接用钢板的要求。实施例4-5产品图与实施 例1-3相似，故省略，实施例1和实施例3的铸态组织中面扫描分布图也与实施例2的产品图 相似，故省略。
[0062]以上实施例仅用以说明而非限制本发明的技术方案，尽管参照上述实施例对本发 明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解:依然可以对本发明进行修改或者等 同替换，而不脱离本发明的精神和范围的任何修改或局部替换，其均应涵盖在本发明的权 利要求范围当中。
【主权项】
1. 提高焊接用钢性能的微合金化方法，其特征在于，所述生产方法具体流程工艺为转 炉炼钢、LF精炼及连铸工序;所述LF精炼工序根据Al目标值对Al调整并Ca处理，然后进行 Mg、Ti微合金化。2. 根据权利要求1所述的提高大线能量焊接用钢性能的微合金化方法，其特征在于，所 述转炉炼钢工序，出钢过程加入Mo、Mn、Si、Nb，并用Al终脱氧。3. 根据权利要求1所述的提高大线能量焊接用钢性能的微合金化方法，其特征在于，所 述生产方法过程中脱氧剂种类和添加顺序是:Mo、Mn、Si、Nb、Al、Ca、Mg、Ti。4. 根据权利要求1-3任意一项所述的提高大线能量焊接用钢性能的微合金化方法，其 特征在于，所述LF精炼工序，精炼时间多35min，钙处理后净吹氩时间多5min，净吹时避免钢 水液面裸露。5. 根据权利要求1-3任意一项所述的提高大线能量焊接用钢性能的微合金化方法，其 特征在于，所述LF精炼工序，进站钢水温度，第一炉1580~1590°C，连浇炉1575~1585°C ;进 站后铝线喂入量1.5-2.5m/t钢，加石灰、萤石，降电极化渣，加铝粉造白渣。6. 根据权利要求1-3任意一项所述的提高大线能量焊接用钢性能的微合金化方法，其 特征在于，所述LF精炼工序，钙处理前钢水：S彡0.010%，Als=250~350ppm，T=1580~1590 °C;钙处理采用Ca-Si线，Ca-Si线喂入量1.5-2.5111八钢 ;钙处理后钢水418=150~300??111，〇3 =25~40ppm。7. 根据权利要求1-3任意一项所述的提高大线能量焊接用钢性能的微合金化方法，其 特征在于，所述LF精炼工序，钙处理后进行Mg、Ti合金化，净吹5min出站，出站温度1570~ 1580°C，第一炉或非周转包出站温度可比上限提高5~10°C。8. 根据权利要求1-3任意一项所述的提高大线能量焊接用钢性能的微合金化方法，其 特征在于，所述转炉炼钢工序，铁水[P]彡0.090%，[S]彡0.045%。9. 根据权利要求1-3任意一项所述的提高大线能量焊接用钢性能的微合金化方法，其 特征在于，所述转炉炼钢工序，终点目标[C]=0 · 04~0 · 06%、[P]彡0 · 015%、[S]彡0 · 030%、[0] =500~800ppm，出钢温度1660~1690°C，出钢过程中加入钼铁、锰铁、硅铁、铌铁、铝铁。10. 根据权利要求1-3任意一项所述的提高大线能量焊接用钢性能的微合金化方法，其 特征在于，所述连铸工序，二冷采用弱冷却，矫直温度多900°C，中间包使用无碳覆盖剂，中 间包适宜过热度15~35°C;开浇正常后，拉速控制在0.90~1.10m/min之间。
【文档编号】C22C33/06GK105907920SQ201610532108
【公开日】2016年8月31日
【申请日】2016年7月8日
【发明人】朱立光, 王硕明, 张彩军, 韩毅华, 刘增勋, 孙立根, 张庆军, 王雁, 周景, 周景一
【申请人】华北理工大学