專利名稱：：一種可大線能量焊接的低合金高強度鋼板及其制造方法
技術領域：
：本發明屬于低合金鋼制造領域，尤其是一種可大線能量焊接的低合金高強度鋼板及其制造方法。技術背景在本發明前，己經有一些大線能量用鋼的公開報道。如武漢鋼鐵公司申報的專利"大線能量焊接非調質高韌性低溫鋼及其制造方法"(公開號CN1338528A)和"大線能量低焊接裂紋敏感性系列鋼及其生產方法"(公開號CN1396294A)。這些技術的共同特點是加入B，利用BN和Ca或Re的氧化物抑制熱影響區晶粒長大，提高熱影響區性能。但是B的加入經常產生副作用，B很容易在晶界偏聚，造成母材韌性的嚴重下降。目前尚無良好的開展B的措施。另外，Ca、Re的氧化物控制難度很高，當它們在液態析出時，晶粒生長不受限制，不僅起不到抑制晶粒長大的作用，也會破壞母材的韌性。因此，這種方法在生產中很難控制。韓國浦項公司申請的專利"用于焊接結構的具有TiN+ZrN析出相的鋼板及其制造方法和使用該鋼板的焊接結構"(公開號CN1398302A)通過提高N的含量來獲得較多的TiN以阻止熱影響的晶粒長大，由于N提高后對鋼的連鑄性能影響很壞，鑄坯裂紋很難避免，不得不增加了一道滲N工序，致使生產工藝及其復雜，生產效率低下。
發明內容本發明的目的在于提供一種可大線能量焊接的低合金高強鋼板及其制造方法，從而解決母材韌性降低、不適應大線能量要求以及生產上難以控制的問題。本發明的目的是這樣實現的，一種可大線能量焊接的低合金高強鋼板，其特征在于鋼的化學成分為(wt%):C:0.04%~0.16%、Si:0.10%0.50%、Mn:0.40%~1.8%、Nb:0.020%~0.050%、Ti:0.006%~0.030%、N:0.0030°/o~0.010%，Al:0.015%~0.060%。此外還可能含有Mo:0.08%~0.40%、Cu:《0.25%、V:0.02%~0.06%、Ni:《0.8%的一種或多種，余量為Fe及不可避免的夾雜。為達到上述目的，本發明還具有如下一些特征-1.采用Ti微合金化，使生成的第二項粒子中Ti/N比為2.4-3.2之間。2.使得鋼中的Ti、N總含量滿足[Ti%]T》2.667[N%]T-0.004667%。從而保證鋼中的固溶[NW]《0.002%,使鋼板的韌性得以提高。3.控制碳當量Ceq=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14《0.45%，以保證焊接熱影響區組織中有15%以上的多邊形鐵素體。本發明采用上述成分設計的理由如下C是決定鋼材強度的主要元素，也是決定焊接熱影響區組織的主要元素。當C低于0.04%時，難以得到所需要的強度；當C高于0.16%時，焊接熱影響區中出現多量的淬硬組織，使韌性得到惡化，而且高C時容易產生焊接裂紋。本發明C控制在0.04%~0.16%。Si作為脫氧元素而添加，同時提高鋼板的強度，影響鋼板的焊接性能。Si低于0.10%時，脫氧效果差，鋼板表面易起麻點和紅繡；但當Si大于0.50%時，促進組織粗化，而且焊接冷、熱裂紋敏感性均增加。本發明Si控制在0.10%~0.50%。Mn的原子半徑與Fe相近，容易形成置換固溶體，是應用最多的保證鋼板強度的元素，也是增加碳當量的重要元素。當Mn含量低于0.4W時，強度降低，而且S化物的有害作用增強；當Mn含量高于1.8。/。時，熱影響區韌性變壞。本發明Mn控制在0.40%~1.8%。Ti是本發明著力研究的元素。Ti與N結合成TiN，具有阻止奧氏體晶粒長大和增加鐵素體形核的作用，可以有效地提高熱影響區的韌性。Ti的添加，還可以減少N的固溶含量，改善鋼的時效性能。Ti的加入與N量關系很大。當Ti量低于2.667[NM]T-0.004667M時，鋼中固溶N量較多，韌性和時效性能均較低；當Ti/N高于2.73時，TiN粒子粗化，對熱影響區的有益作用削弱，同時固溶Ti量增高，損害母材韌性。控制鋼中Ti/N在2.43.2之間，鋼板和焊接熱影響區將具有較高的性能，超出此范圍，鋼板及焊接熱影響區性能方面將出現大幅度的下降。本發明Ti控制在0.006%~0.030%。N是本發明另一著力研究的元素。N有兩種存在方式，一種是固溶，對母材性能不利，另一種是形成彌撒分布的細顆粒N化物，對焊接熱影響區韌性有改善作用。N量低則N化物數量不足，不適合大線能量焊接。N量高則固溶N增多，母材韌性和時效性能不好，連鑄坯容易產生裂紋。本發明N控制在0.003%0.010%。Nb不僅能提高軋制過程的再結晶溫度，促進細晶強化效果，還能與Ti形成復合N化物，降低Ti/N比，改善熱影響區性能。在本發明中，為了通過熱機械軋制提高鋼板的強度和韌性，必須添加一定含量的Nb。Nb量過低，不易發揮控軋作用；Nb量過大時，在焊接過程中促進側板條鐵素體形成，對韌性也不利。本發明Nb控制在0.0209^0.050%。Al是主要脫氧元素。當A1含量低時，脫氧能力不足，Ti被氧化而不能生成有益的TiN粒子；Al含量過高，容易形成大顆粒夾雜。本發明A1控制在0.015%~0.060%。很容易造成銅脆、鑄坯表面質量問題；P是雜質元素，增加鋼材的脆性，應盡可能降低。但冶金脫P成本很高，限制在0.015%以下可以保證性能要求。S是影響鋼材韌性的主要元素。此外，當S含量高時，硫化物會依附TiN長大，使粒子尺寸增加，釘扎奧氏體晶界的能力嚴重削弱。良好的脫s不僅有助于提高鋼板的塑韌性，還有助于控制TiN的尺寸以抑制熱影響區晶粒的長大。因此，滿足大線能量焊接要求必須良好脫S。本發明要求S《0.010n/。。根據鋼種強度和韌性要求，可以加入Mo、Ni、V、Cu中的一種或多種。但前三種元素均顯著提高碳當量，導致淬硬性增加；Cu可以提高鋼板的淬透性和耐大氣腐蝕性，但容易造成銅脆、鑄坯表面質量問題。因此含量必須限審U。本發明要求Mo滿足在0.08%~0.40%、V滿足0.02%~0.06%、Cu《0.25%、Ni《0.8%。且滿足C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14《0.45%。本發明的鋼板坯生產步驟應包括轉爐冶煉鋼水，LF精煉脫S，VD或RH真空處理，鑄造方式可以采用模鑄或連鑄，但以連鑄方式為佳。轉爐冶煉前鐵水預脫硫，脫硫渣要扒干凈。在轉爐階段加入Si、Mn進行一次脫氧。LF爐造白渣，深度脫S，目標成分微調。在LF精煉階段二次脫氧。VD或RH精煉，處理時間不低于10分鐘，在Si-Ca處理后加入Ti-Fe和Nb-Fe，凈吹Ar氣3分鐘，以保證成分均勻。連鑄過熱度《25。C。該冶煉工藝的主要特征為首先Mn、Si聯合脫氧，然后A1二次脫氧，在連鑄前的最后工序加入Nb和Ti，以保證Nb和Ti不被氧化。從而在軋制和焊接過程中發揮有益作用。本發明的具體方案還包括按照上述成分生產鋼板的軋制方法。本發明的鋼板軋制方法包括均熱、粗軋、精軋、加速冷卻、矯直等制造工藝。本發明不限制鋼坯熱裝或冷裝入爐。但熱裝能有效節約能源，應優先使用。均熱的加熱溫度為U501200'C。本發明的鋼均熱后軋制工藝采用奧氏體完全再結晶區+奧氏體未再結晶區二個階段控制軋制工藝。粗軋采用奧氏體再結晶區軋制，溫度區間在115097(TC之間，每道次壓下率大于10%(不含調整尺寸精度道次)，該階段累積壓下率大于50%。精軋采用奧氏體未再結晶區軋制，溫度區間控制930~770°C。每道次壓下率大于10%(不含調整尺寸精度道次)，該階段的累積變形量》55%。軋后采用在線層流加速冷卻。鋼板的入水溫度為740840"C，鋼板的終冷溫度控制在450~650°C，鋼板的冷卻速度控制在4~20°C/s。本發明根據鋼板的碳當量不同采用不同的冷卻工藝以獲得所需的組織和強度、韌性等性能。當C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14《0.36。/。時，終冷溫度控制在500~650°C，鋼板的冷卻速度控制在412-C/s，以得到鐵素體為主的組織，保持鋼板有較高的韌性。如冷卻速度低于4°C/s，得到的鐵素體晶粒尺寸在20u以上，韌性不好，強度也較低。如冷卻速度高于12°C/s，則在組織中得到較多的貝氏體。控制在450550'C，鋼板的冷卻速度控制在8~20°C/s，以得到貝氏體為主的組織，具有良好的強韌性配合。如冷卻速度低于8aC/S，得到粗大的貝氏體和鐵素體混合組織，強度和韌性均不理想。如冷卻速度高于20°C/s，則在組織中得到馬氏體。冷卻后鋼板進行在線矯直，然后堆垛緩冷。本發明采用上述技術方案可產生如下有益效果:.1.按本發明生產的鋼板在50150KJ/cm大線能量焊接時，焊接熱影響區韌性良好。2.化學成分設計簡單，合金添加量少。與傳統鋼相比，在同等強度下，按本發明設計的鋼種合金系數(Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14)減少約0.020.06%。既提高了焊接性能，又減少了生產成本。3.采用奧氏體完全再結晶區+奧氏體未再結晶區二個階段控制軋制、在線層流冷卻等工藝，使強度和韌性同時提高，使生產出的鋼板在低合金添加量的情況下無須進行熱處理既能滿足性能要求。4.本發明生產工藝簡便，適合批量生產操作。具體實施方式下面將通過不同實施例和對比例的比較來描述本發明。這些實施例僅是用于解釋的目的，本發明并不局限于這些實施例中。表l為實施例和比較例中各鋼種的化學成分。每種鋼都由轉爐冶煉。表2為實施例和比較例中各鋼種的冶煉條件。表3為實施例和比較例中各鋼種的軋制工藝。表4為實施例和比較例中各鋼種的常規力學性能。表5為實施例和比較例中各鋼種的焊接性能。由表1表5可見，在同樣的強度水平上，利用本發明生產的鋼板具有較低的碳當量，在大線能量焊接條件下熱影響區韌性也遠高于對比鋼板。<table>tableseeoriginaldocumentpage9</column></row><table>表2，實施例和比較例中各鋼種的冶煉條件。(Wt，％)<table>tableseeoriginaldocumentpage10</column></row><table>表3，實施例和比較例中各鋼種的軋制工藝。<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>表4，實施例和比較例中各鋼種的常規力學性能。<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>表5，實施例和比較例中各鋼種的焊接接頭力學性能。<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>權利要求1.一種可大線能量焊接的低合金高強度鋼板，其特征在于鋼的化學成分為(wt％)C0.04％～0.16％、Si0.10％～0.50％、Mn0.40％～1.8％、Nb0.020％～0.050％、Ti0.006％～0.030％、N0.0030％～0.010％、Al0.015％～0.060％，余量為Fe及不可避免的夾雜，還應滿足C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14≤0.45％及總Ti量和總N量符合[Ti％]T≥2.667[N％]T-0.004667％，并采用Ti微合金化，使生成的第二項粒子中Ti/N比為2.4～3.2。2.根據權利要求1所述的一種可大線能量焊接的低合金高強度鋼板，其特征在于含有Mo:0.08%~0.40%、Cu:《0.25%、V:0.02%~0.06%、Ni:《0.8%的一種或多種。3.—種用權利要求12所述的可大線能量焊接的低合金高強度鋼板的制造方法，其特征在于將含有上述化學成分的鋼坯均熱后采用奧氏體再結晶區和奧氏體未再結晶區兩階段軋制，軋后進行強制水冷。4.根據權利要求3所述的一種可大線能量焊接的低合金高強度鋼板的制造方法，其特征在于鋼坯加熱溫度為1150~1200°C;粗軋采用奧氏體再結晶區軋制，溫度區間在115097(TC之間，每道次壓下率大于10%，該階段累積壓下率大于50%;精軋采用奧氏體未再結晶區軋制，溫度區間控制930-770°C，每道次壓下率大于10%，該階段的累積變形量》55%;軋后采用在線層流加速冷卻，鋼板的入水溫度為740~840°C，鋼板的終冷溫度控制在450650°C，鋼板的冷卻速度控制在4~20°C/s。全文摘要本發明提供了一種可大線能量焊接的低合金高強度鋼板，其特征在于鋼的化學成分為(wt％)C0.04％～0.16％、Si0.10％～0.50％、Mn0.40％～1.8％、Nb0.020％～0.050％、Ti0.006％～0.030％、N0.0030％～0.010％、Al0.015％～0.060％，余量為Fe及不可避免的夾雜。還應滿足C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14≤0.45％及總Ti量和總N量符合[Ti％]_T≥2.667[N％]_T-0.004667％，并采用Ti微合金化，使生成的第二項粒子中Ti/N比為2.4～3.2。鋼板的制造方法采用奧氏體再結晶區和奧氏體未再結晶區兩階段軋制，軋后進行強制水冷，鋼板在50～150KJ/cm大線能量焊接時，焊接熱影響區韌性良好。本發明具有生產工藝簡單、成本低、適用性強的優點。文檔編號C22C38/14GK101153370SQ200610047899公開日2008年4月2日申請日期2006年9月27日優先權日2006年9月27日發明者付魁軍,及玉梅,冬呂,華王,翟曉莉,鵬韓,成馬,馬玉璞,松黃申請人:鞍鋼股份有限公司