专利名称：焊接工艺性优良的软磁结构钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及到一种磁悬浮轨道梁专用的、具有较高的强度、优良的电磁性能和低温韧性、良好的焊接性，又具有高的磁通密度、高电阻率以及优良的抗磁时效性、耐大气腐蚀，尤其具有优良现场焊接工艺性且电磁性能极高的软磁结构钢板，特别适合用作磁悬浮列车轨道梁上的侧面导向板及其它具有电磁性能要求的耐大气腐蚀工程结构件。
背景技术：
用于磁悬浮的普通软磁结构钢板最先出现在德国，德国蒂森钢铁股份公司分别于1982年和1999年在美国申请了专利US 4350525“Magneticsuspension railroad parts”和US Patent6287395“可高能焊接的软磁钢及其在磁悬浮铁轨部件上的应用”，揭示了软磁结构钢板发明过程，US 4350525和US Patent6287395阐述了软磁结构钢中各合金元素的作用。但是按此专利技术生产出的软磁结构钢板，实物质量较低，表现为冲击韧性较低，尤其0℃以下的低温冲击韧性很低，0℃横向冲击功(Akv)在12J～57J之间，可能给列车运行带来隐患；同时磁感也不高，B40只有1.60T左右，尤其低磁场下磁感较低B3只有0.60T，电磁转化效率偏低，无效损耗大，电能损耗大，不能适应日益严格环境保护要求。
宝钢在2001年申请的中国专利ZL01126937.5“磁悬浮列车用高性能软磁钢”，用于磁悬浮轨道梁的软磁结构钢板性能较德国发明有大幅度地提高，但其磁通密度、电阻率及低温冲击韧性仍然不够高(B40约1.60T～1.61T、B3约0.9T～1.00T、电阻率ρ约0.39～0.40μΩm，0℃Akv≥140J)，尤其冲击韧性在低于-10℃时，不能保证≥27J，焊接性也较差，焊接线能量只能控制在≤12kJ/cm才能保证热影响区(HAZ)0℃Akv≥27J因此，此种软磁结构钢板在比较寒冷的北方使用仍存在较大安全隐患。
宝钢在2002年申请的中国专利ZL02136192.4，用于磁悬浮轨道梁的软磁结构钢板性能较宝钢在2001年申请的中国专利ZL01126937.5有大幅度地提高，其磁通密度、电阻率具有大幅度提高(B40约1.65T～1.68T、B3约1.15T～1.30T、电阻率ρ约0.42～0.45μΩm)，低温冲击韧性虽然提高幅度很大，Akv(-20℃)＞150J，焊接性也有大幅度提高，可以采用较大线能量焊接，模拟焊接热影响区(HAZ)-20℃Akv＞27J(模拟参数峰值温度为1350℃、t8/5为50秒、单循环)，但是-20℃以下的母材和焊接接头的冲击韧性Akv波动很大，尤其是焊接热影响区存在局部脆性区(LBZ)，-20℃以下的Akv不能满足≥27J，同时工序比较复杂，生产成本也较高，需要离线常化热处理。
宝钢在2003年申请的中国专利ZL03116097.2，不但制造工序简单，生产成本也较低，无需要离线常化热处理，而且钢板性能也较宝钢在2002年申请的中国专利ZL02136192.4有大幅度地提高，尤其低温冲击韧性提高幅度很大，Akv(-30℃)≥100J，焊接性也有大幅度提高，可以采用较大线能量焊接，模拟焊接热影响区(HAZ)-30℃Akv≥21J(模拟参数峰值温度为1350℃、t8/5为50秒、单循环)，但是-30℃以下的母材和焊接接头的冲击韧性Akv波动很大，尤其是焊接热影响区存在局部脆性区(LBZ)，-30℃以下的Akv不能总能满足≥27J，尤其研究发现高Si含量的合金体系决定了软磁结构钢板的低温韧性无法稳定地满足在-30℃以下寒冷地区的使用安全。
宝钢在2004年申请的中国专利ZL200410017999.7，采用极低C、中等Si含量、高Als、高Mn、中等Cr含量、铁磁性元素Ni合金化、加Ca或稀土元素REM处理、并采用控制Ti/N在2.5～3.2之间等技术手段，优化再结晶控轧和加速冷却工艺〖RCR+ACC或RCR+IDQ(InterruptedDirect Quenching)〗及后续缓冷工艺，使成品软磁结构钢板的晶粒尺寸在10～30μm，获得优异的机械性能、电磁性能和焊接性。-40℃的Akv≥150J，可以采用较大线能量焊接，模拟焊接热影响区(HAZ)-40℃Akv≥50J(模拟参数峰值温度为1350℃、t8/5为50秒、单循环)，满足了在-30℃以下寒冷地区的使用安全。
但是前面所述的宝钢软磁结构钢虽然具有较高的强度、低温韧性、磁通密度、电阻率及优良的焊接接头的力学性能，即较高的接头强度、低温韧性(焊缝金属、熔合线及热影响区)。但是现场焊接工艺性不太稳定，主要原因是钢板中含有较高的Cu(～0.35％)，当现场焊接施工操作不当时，易在熔合线附近形成龟裂状的晶界裂纹，造成构件返修甚至报废，不仅影响工程进度和造价，更重要的是熔合线附近龟裂状的晶界裂纹影响工程结构的安全性；其次，当钢中有较高的Cu含量时，易在板坯浇铸和板坯加热过程中造成表面龟裂状的晶界裂纹即所谓铜脆，影响钢板生产制造过程的进行，严重时造成板坯或钢板报废，不仅提高了钢板制造成本，更重要的是影响钢板制造周期和交货进度，进而影响工程建设进度；再次，当钢中有较高的Cu含量时，降低钢板的磁通密度、提高矫顽力而降低钢板的电磁性能。
发明内容
本发明的目的旨在设计出全新的成分体系，充分发挥成分设计本身的潜能，实现软磁结构钢板的高强度、高韧性、良好的焊接性及优良的电磁特性的有机统一；更重要的是彻底消除软磁结构钢板生产制造、焊接加工过程中可能出现的龟裂状晶界裂纹，提高钢板现场焊接工艺性和工艺适应性，且进一步提高钢板的电磁性能。即采用超低C、1.45％～1.65％Si含量、中低Mn含量、Ni和Cr合金化、加入0.008％～0.016％的Ti、控制N含量低于0.0055％，并采用Ca或稀土元素REM处理等技术手段，优化再结晶控轧和加速冷却工艺〖RCR+ACC或RCR+IDQ(Interrupted DirectQuenching)〗及后续缓冷工艺，使成品软磁结构钢板的晶粒尺寸在10～30μm，获得优异的机械性能、电磁性能和焊接性，尤其改善了钢板制造及焊接加工过程中的龟裂状晶界裂纹即所谓铜脆，进一步提高了钢板的电磁性能。
本发明的技术方案是，焊接工艺性优良的软磁结构钢板，其成分重量百分比为C0.030％～0.060％Si1.45％～1.65％Mn0.40％～0.80％P≤0.015％S≤0.004％
Als0.040％～0.060％Cr0.40％～0.60％Ti0.008％～0.016％N≤0.0055％Ni0.70～1.00％Ca0.0010％～0.0060％或REM0.010％～0.040％其余为铁和不可避免的夹杂；且，Pcm≤0.20％，Pcm＝wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5wt％B。
进一步，本发明焊接工艺性优良的软磁结构钢板的成分重量百分比还可以为C0.040％～0.050％Si1.50％～1.60％Mn0.50％～0.70％P≤0.013％S≤0.003％Als0.040％～0.060％Cr0.45％～0.55％Ti0.010％～0.014％N≤0.0045％Ni0.80～0.90％Ca0.0020％～0.0050％或REM0.02％～0.03％其余为铁和不可避免的夹杂；且，Pcm≤0.18％。
上述软磁结构钢板的组织为10μm～30μm的等轴铁素体晶粒。
本发明焊接工艺性优良的软磁结构钢板制造方法，其包括如下步骤a)铸造，低温浇铸，浇铸温度≤1560℃；b)板坯加热，采用超低温，板坯加热温度控制在1000℃～1150℃之间；c)轧制，在完全再结晶温度范围内，大轧制道次压下率进行连续轧制，确保变形金属发生完全再结晶，轧制道次压下率≥12％，轧总压下率≥70％，控制终轧温度在780～880℃点；d)从轧制结束到开始加速冷却之间的传搁时间应尽可能控制得短，力争控制在30秒以内，并且加速冷却开始时，钢板温度必须在Ar3点以上，以≥10℃/s冷却速度冷却至550℃以下；e)随后钢板堆垛缓冷或缓冷坑缓冷至室温；或者进行轧后直接淬火至淬火停止温度，QST也控制在550℃以下，最好在450℃～550℃之间，随后钢板堆垛缓冷或缓冷坑缓冷至200℃以下后，自然空冷至室温；钢板的缓冷工艺为在350℃以上缓冷时间不得低于24小时。
其中，步骤a)铸造工艺采用连铸工艺；浇铸温度在1525℃～1550℃。
步骤b)板坯加热加热温度控制在1050℃～1100℃之间。
步骤c)连续轧制，轧制道次压下率≥15％，热轧总压下率≥80％。
步骤d)从轧制结束到开始加速冷却之间的传搁时间控制在15秒以内；并且加速冷却开始时，钢板温度必须在Ar3点以上，以≥15℃/s冷却速度冷却至450℃～550℃之间。
步骤e)进行轧后直接淬火至淬火停止温度，QST也控制在450℃～550℃之间。
本发明所需要解决的技术问题是彻底消除软磁结构钢板生产制造、焊接加工过程中可能出现的龟裂状晶界裂纹，提高钢板现场焊接工艺性和工艺适应性，且进一步提高钢板的电磁性能；同时，新开发的软磁结构钢板还要具有较高强度、高的低温冲击韧性、优良的电磁性能和焊接性，确保软磁结构钢板在严寒地区(-30℃以下)使用的安全性。同时，简化生产工艺，降低生产成本，进一步拓展软磁结构钢的成分设计体系，保持宝钢在软磁结构钢板制造技术的国际领先地位。
碳众所周知碳对软磁结构钢的电磁性能、低温冲击韧性及焊接性影响很大，从改善钢的电磁性能、低温冲击韧性及焊接性角度，希望钢中C含量比较低为宜；但从软磁结构钢的强度，更重要的从热轧过程和正火过程的显微组织控制角度，C含量不宜过低，因为软磁结构钢中Si含量比较高，过低C含量(＜0.03％)造成Ac1、Ac3、Ar1、Ar3较高，这给热轧和正火的均匀细化组织带来较大问题，易形成混晶组织，造成软磁结构钢低温冲击韧性低下和焊接热影响区低温冲击韧性劣化；其次，C过低将导致晶粒长大速度变快，造成组织粗化，劣化低温冲击韧性；同时C含量过低对耐大气侵蚀性，尤其盐雾腐蚀也不利。同时，因为软磁结构钢中Si含量很高，强烈抑制碳化物析出而促进M-A形成，因此钢中C含量也不能高于0.06％，当钢中C含量高于0.06％时，焊接热影响区(HAZ)M-A岛大量形成，严重劣化HAZ的冲击韧性，且钢中C含量高时，钢板的电磁性能也会大幅度劣化。综合以上的因素，并考虑C在铁素体内最大固溶度0.02％左右，因此C的含量控制在0.030％～0.060％之间。
硅钢中的Si可以提高钢的电阻率和磁导率，减小磁致伸缩、涡流损耗及磁滞损耗，软磁结构钢中加入一定量的Si可以极大地提高钢的电磁性能和电阻率，而过低的硅(＜1.40％)对减小磁致伸缩、涡流损耗及磁滞损耗不利；但由于Si是强铁素体稳定化元素，太多加入Si(＞1.65％)不仅会造成磁通密度降低，造成Ac1、Ac3、Ar1、Ar3较高，这给热轧和正火的均匀细化组织带来较大问题，易形成混晶组织，造成软磁结构钢低温冲击韧性低下和焊接热影响区低温冲击韧性劣化；其次，Si是钢中的脆化元素，过多合金化不仅给钢本身造成很大的脆性，而且严重损害钢的焊接性，此外Si有抑制C从奥氏体和铁素体中析出，提高钢的淬硬性，促进A/M岛形成。综合上述因素，钢中Si含量控制在1.45％～1.65％之间。
锰Mn作为合金元素在软磁结构钢中除提高其电阻率、强度和改善韧性外，还具有扩大奥氏体相区，降低Ac1、Ac3、Ar1、Ar3点温度，细化铁素体晶粒作用；但是在较高Ni含量条件下(～1.00％Ni)，加入过多Mn(＞0.80％)会降低软磁结构钢的磁通密度，提高软磁结构钢的淬硬性，影响软磁结构钢的焊接性，尤其小线能量焊接时，易形成脆硬组织如马氏体，综合考虑上述因素的影响，Mn含量控制在0.40％～0.80％之间。
磷P作为钢中有害夹杂对软磁结构钢的电磁性能、机械性能，尤其低温冲击韧性和焊接性具有巨大的损害作用，理论上要求越低越好，但考虑到炼钢条件、炼钢成本和炼钢厂的物流顺畅，要求P含量控制在≤0.015％。
硫S作为钢中有害夹杂对软磁结构钢的电磁性能具有很大的损害作用，更重要的是S在钢中与Mn结合，形成MnS夹杂物，在热轧过程中，MnS的可塑性使MnS沿轧向延伸，形成沿轧向MnS夹杂物带，严重损害钢板的横向冲击韧性、Z向性能和焊接性，同时S还是热轧过程中产生热脆性的主要元素。理论上要求越低越好，但考虑到炼钢条件、炼钢成本和炼钢厂的物流顺畅原则，要求S含量控制在≤0.004％。
铬Cr与Cu所起的作用基本一样，在软磁结构钢中加入一定含量Cr元素，也能改善软磁结构钢耐大气腐蚀性能。加入Cr过少，不足以改善软磁结构钢的耐大气腐蚀性，如果加入过多Cr(＞0.60％)，将严重损害钢的电磁性能、低温韧性，更重要的是钢中Cr含量过高时，促进焊接HAZ内的上贝氏体Bu生长和M-A岛形成，降低HAZ低温冲击韧性，此外Cr是比较贵重元素。因此从综合考虑软磁结构钢的成分体系出发，最佳Cr含量控制在0.40％～0.60％。
镍Ni是唯一能够同时提高钢的强度、低温韧性及改善钢的焊接性的元素；其次，Ni还是铁磁性元素，Fe-Ni合金是一种性能优良的软磁材料，在铁基合金中加入Ni不但不会降低材料的电磁性能，而且会进一步改善电磁性能；再次，当钢中添加超过0.70％的Ni元素，能够获得优良的耐大气腐蚀性；因此从理论上讲，钢中Ni含量在一定范围内(≤1.20％)越高越好，但是Ni是一种很贵重元素，从性能/价格比的角度来考虑，适宜的加入量为0.70％～1.00％。
钛钢中加入微量的Ti时，Ti与钢中N结合，生成稳定性很高的TiN粒子，抑制焊接热影响区(HAZ)奥氏体晶粒长大和改变二次相变产物，改善软磁结构钢的焊接性。加入Ti含量过少(＜0.008％)，形成TiN粒子数量不足，不足以抑制HAZ的奥氏体晶粒长大和改变二次相变产物而改善HAZ的低温韧性。加入Ti含量过多(＞0.016％)时，在钢液凝固过程中，液析出大尺寸TiN粒子，这种大尺寸TiN粒子不但不能抑制HAZ的奥氏体晶粒长大，反而成为裂纹萌生的形核点；此外，生成TiN数量过多，将导致软磁结构钢的电磁性能下降和矫顽力升高。因此从改善软磁结构钢板焊接性角度的出发，同时又不损害软磁结构钢的电磁性能，Ti含量控制范围为0.008％～0.016％。
氮N的控制范围与Ti的控制范围相对应，其根本的出发点是抑制TiN粒子在钢水或钢水凝固过程中，从液态钢水中析出(从钢水中析出的TiN粒子不仅数量稀少，更主要的是尺寸十分粗大，这种粗大的TiN粒子不但不能抑制HAZ的奥氏体晶粒长大，反而成为裂纹萌生的起始点)；而是要控制在钢水完全凝固以后，从固相中析出。如此，析出的TiN粒子不仅细小而且弥散，能够有效地细化晶粒和改善软磁结构钢的焊接性。依据上述分析，TiN粒子析出开始温度应低于1450℃，根据log[％Ti][％N]＝4.72-16192/T，N含量应控制在0.0060％以下。但是，N含量较高时，钢中自由[N]增加，软磁结构钢在以后使用过程中可能产生严重磁时效，同时钢中N含量增加，焊接HAZ区自由[N]含量急剧增加，严重损害HAZ低温冲击韧性，恶化软磁结构钢的焊接性。因此，N含量控制在≤0.0055％。
Ca或REM对钢进行Ca或REM处理，一方面可以进一步纯洁钢液，另一方面对钢中硫化物进行变性处理，使之变成不可变形的、稳定细小的球状硫化物，提高软磁钢的电磁性能、抑制S的热脆性、提高软磁钢冲击韧性和Z向性能、改善软磁结构钢冲击韧性的各向异性。Ca或REM加入量的多少，取决于钢中S含量的高低，Ca或REM加入量过低，处理效果不大；Ca或REM加入量过高，形成Ca或REM(O，S)尺寸过大，脆性也增大，可成为断裂裂纹起始点，降低钢的低温韧性，同时还降低钢质纯净度、污染钢液。一般控制Ca或REM含量按ESSP＝(wt％Ca)[1-124(wt％O)]/1.25(wt％S)，其中ESSP为硫化物夹杂形状控制指数，取值范围0.5～5之间为宜，因此Ca或REM含量的控制范围为0.0010％≤Ca≤0.0060％(0.010％≤REM≤0.040％)。
酸溶铝Als软磁结构钢中的Als能够固定钢中的自由[N]，防止形成铁的氮化物损害磁性及防止自由[N]在温度和应力作用下产生磁时效，并具有提高软磁钢板的电阻率，同时降低焊接热影响区(HAZ)自由[N]，改善HAZ的低温冲击韧性作用；但钢中加入过量的Als不但会降低钢的磁通密度，而且会在钢中形成大量弥散的针状Al2O3夹杂物，损害钢的电磁性能、低温冲击韧性和焊接性，更重要的是Al是强脱氧剂，在保证Als能够固定钢中自由N的情况下，即Al≥10(Ntotal-0.292Ti)，应尽可能地减少Als含量。根据软磁结构钢成分体系，最佳Als含量控制在0.040％～0.060％之间。
Pcm≤0.20％，优选Pcm≤0.18％，其中Pcm＝wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5wt％B。
本发明还有一个关 创新点铜，众所周知，软磁结构钢用作磁悬浮轨道梁侧面导向板，因此要求其具有极其优良的耐大气腐蚀性能，Cu是非常有效的耐候元素，在软磁结构钢中加入一定量的Cu能很大地改善其耐大气腐蚀性；但是加入Cu后会带来以下问题首先，Cu易在焊接熔合线附近形成龟裂状的晶界裂纹，造成构件返修甚至报废，不仅影响工程进度和造价，更重要的是焊接熔合线附近龟裂状的晶界裂纹影响工程结构的安全性；其次，当钢中有较高的Cu含量时(～0.35％)，易在板坯浇铸和板坯加热、钢板轧制过程中造成表面龟裂状的晶界裂纹即所谓铜脆，影响钢板生产制造过程的进行，严重时造成板坯或钢板报废，不仅提高了钢板制造成本，更重要的是影响钢板制造周期和交货进度，进而影响工程建设进度；再次，当钢中有较高的Cu含量时，降低钢板的磁通密度、提高矫顽力而降低钢板的电磁性能；再有，Cu含量较高，在加热时产生氧化皮质密，难以去除，高压水除难度加大，而除不尽甚至会造成钢板表面缺陷。
因此本发明钢不添加Cu元素。
软磁结构钢的显微组织类型(母材钢板)均匀细小的等轴铁素体晶粒。用作高速磁悬浮列车轨道梁上的软磁结构钢板，既要求具有优良的力学性能，尤其是低温冲击韧性，又要求具有良好的电磁性能。因此，软磁结构钢板的显微组织不同于通常的焊接结构钢板，也不同于普通的无取向电工钢板。对于通常的焊接结构钢板，为了改善其母材和焊接热影响区的低温冲击韧性，形成极细小的铁素体晶粒(＜10μm)或细小的低碳贝氏体组织是有利的；而对于普通的无取向电工钢板，为了改善其电磁性能，形成均匀粗大的等轴铁素体(＞100μm)是有利的。对于软磁结构钢板，如果其显微组织为极细小的铁素体晶粒(＜10μm)或细小的低碳贝氏体组织，虽然能够改善其力学性能，尤其是低温冲击韧性，但是电磁性能严重恶化，尤其低磁场下的磁通密度大大降低，因为铁素体晶粒尺寸过小(＜10μm)，晶界面积增加，晶界钉扎磁畴壁运动的作用加强，对于细小的低碳贝氏体组织，除了不规则晶界钉扎磁畴壁运动外，更重要的是铁素体板条中大量的晶体缺陷，如位错、亚晶界等也严重阻碍磁畴壁运动，严重损害软磁结构钢的电磁性能；如果软磁结构钢板晶粒尺寸过于粗大(＞30μm)，虽然能够改善软磁结构钢板的电磁性能、尤其低磁场下的磁通密度，但是其低温冲击韧性、尤其焊接热影响区的低温冲击韧性急剧恶化。因此，软磁结构钢板的显微组织应为均匀细小的等轴铁素体晶粒，铁素体晶粒尺寸在10μm～30μm之间。
根据本发明具有极其优良低温冲击韧性(-30℃以下)的软磁结构钢板组织是均匀细小的(10μm～30μm)等轴铁素体晶粒。
本发明的铸造工艺推荐采用连铸工艺，连铸工艺重点控制浇铸温度和钢液固速度，浇铸温度≤1560℃，最好在1525℃～1550℃之间，低温浇铸法比较好。钢液从液相线到固相线固速度是本发明关工艺过程之一，必须严格控制，在铸坯不发生裂纹的条件下，固速度越快越好。
采用超低温板坯加热，板坯加热温度控制在1000℃～1150℃之间，最好在1050℃～1100℃之间，确保原始板坯奥氏体晶粒度均匀并且细小。
在完全再结晶温度范围内，大轧制道次压下率进行快速连续轧制，确保变形金属发生完全再结晶，为此轧制道次压下率≥12％，最好≥15％，热轧总压下率≥70％，最好≥80％；控制终轧温度在Ar3+30℃点以上，其中Ar3(℃)＝910-310[％C]-80[％Mn]-20[％Cu]-15[％Cr]-55[％Ni]-80[％Mo]-0.35(t-8)，t为板厚(mm)。
从轧制结束到开始加速冷却之间的传搁时间应尽可能控制得短，力争控制在30秒以内，最好控制在15秒以内，并且特别重要的是加速冷却开始时，钢板温度必须在Ar3点以上，以≥10℃/s，最好≥15℃/s冷却速度冷却至550℃以下，最好在450℃～550℃之间，随后钢板堆垛缓冷或缓冷坑缓冷至室温；或者进行轧后直接淬火(DQ-Direct Quenching)至淬火停止温度(QST-Quenching Stop Temperature)，QST也控制在550℃以下，最好在450℃～550℃之间，随后钢板堆垛缓冷或缓冷坑缓冷至200℃以下后，自然空冷至室温；钢板的缓冷工艺为在350℃以上缓冷时间不得低于24小时；采用堆垛缓冷或缓冷坑缓冷的目的是消除应加速冷却在钢板内部形成的内应力、提高电磁性能及钢板脱H。
本发明的有益效果本发明通过设计出全新的成分体系，充分发挥成分设计本身的潜能，实现软磁结构钢板的高强度、高韧性、良好的焊接性及优良的电磁特性的有机统一，更重要的是彻底消除软磁结构钢板生产制造、焊接加工过程中可能出现的龟裂状晶界裂纹，提高钢板现场焊接工艺性和工艺适应性，且进一步提高钢板的电磁性能。即采用超低C、1.45％～1.65％Si含量、中低Mn含量、Ni和Cr合金化、加入0.008％～0.016％的Ti、控制N含量低于0.0055％，并采用Ca或稀土元素REM处理等技术手段，优化再结晶控轧和加速冷却工艺RCR+ACC或RCR+IDQ(Interrupted Direct Quenching)及后续缓冷工艺，使成品软磁结构钢板的晶粒尺寸在10～30μm，获得优异的机械性能、电磁性能和焊接性，尤其改善了钢板制造及焊接加工过程中的龟裂状晶界裂纹即所谓铜脆，进一步提高了钢板的电磁性能；同时，此软磁结构钢板还具有优良的低温冲击韧性，确保软磁结构钢板在严寒地区(-30℃以下)使用的安全性，简化了生产工艺、降低了生产成本，进一步拓展了软磁结构钢的成分设计体系，保持了宝钢在软磁结构钢板制造技术的国际领先地位。
图1为本发明钢实施例3的显微组织示意图。
具体实施例方式
实施例本发明软磁结构钢板制造过程如下实验室真空感应炉冶炼，钢液成分达到目标成分后，立即开始浇铸，钢水的浇铸温度为1525℃～1550℃。板坯在加热炉中均热时间＝板厚(mm)×(0.5～1.0)min/mm，均热温度为1050℃～1100℃，热轧采用9道次轧制工艺，道次压下率在13％～18％之间，累计压下率70％～90％，终轧温度为800℃～850℃，终轧结束与开始加速冷却之间的传搁时间为15s～30s，开始加速冷却时钢锭的表面温度在800℃以上，加速冷却速度为10℃/s～20℃/s，停冷温度为500℃～550℃，随后缓慢冷却至200℃以下(缓慢冷却速度≤1℃/min)，然后自然至室温。
其他实施例参见表1～表3。
表1
表2
◆焊接热模拟参数单循环，模拟峰值温度1350℃、t8/5＝50秒。
表3在含有盐含量6.0mg/m2d(毫克/米2×天)的气氛中的腐蚀失重速率
磁悬浮快速列车系统是一种快速、安全、高效、环保型的交通工具，目前国际上最快的磁悬浮列车时速已达到560公里/小时以上。随着美国9.11恐怖事件发生和最近世界各地一系列的空难事件，航空业受到前所未有的打击，磁悬浮快速列车系统作为快速、安全、高效、环保型的交通工具越来越受到人们的青睐，国内外将会掀起建设磁悬浮快速列车系统的高潮；而作为磁悬浮快速列车系统轨道梁关键部件-侧面导向软磁结构钢板，尤其在沿海地区使用的高性能软磁结构钢板(我国和世界各国沿海区域多为发达地区，建设磁悬浮列车可能性最大)，必将具有广阔的市场前景。
随着我国国民经济和社会发展，发展磁悬浮快速列车系统已摆到日事议程，同时发展磁悬浮列车系统可以提升我国整体机械制造、自动控制等技术水平，带动相关产业发展。国家重点工程浦东国际机场磁悬浮示范线已全面建成，它的建成必将带动我国磁悬浮列车运输系统及相关产业的飞速发展而孕育着无限商机。磁悬浮侧面导向软磁结构钢板是磁悬浮导轨上的关键部件，它在磁悬浮轨道中不仅能够吸收承载力、导向力和驱动力，同时还具有高的磁通密度、高的电阻率、良好的抗老化性、抗磁时效性及好的焊接性，因而成为高效、节能、环保型的高附加值产品。由于磁悬浮列车系统具有高度垄断性(国际上仅有两家日本和德国，而只有德国磁悬浮快速列车系统具有实用性)，因此磁悬浮侧面导向软磁结构钢板生产技术也具有高度垄断性和机密性。软磁结构钢板对于我国还属于一种新的钢种，除宝钢以外，国内其它钢铁企业从未研究和生产过。由于它的用量很大(～300吨/公里)和高额的价格必将成为许多大型钢铁企业争相研究开发对象。
权利要求
1.焊接工艺性优良的软磁结构钢板，其成分重量百分比为C0.030％～0.060％Si1.45％～1.65％Mn0.40％～0.80％P≤0.015％S≤0.004％Als0.040％～0.060％Cr0.40％～0.60％Ti0.008％～0.016％N≤0.0055％Ni0.70～1.00％Ca0.0010％～0.0060％或REM0.010％～0.040％其余为铁和不可避免的夹杂；且，Pcm≤0.20％，Pcm＝wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5wt％B。
2.如权利要求1所述的焊接工艺性优良的软磁结构钢板，其特征是，C0.040％～0.050％Si1.50％～1.60％Mn0.50％～0.70％P≤0.013％S≤0.003％Als0.040％～0.060％Cr0.45％～0.55％Ti0.010％～0.014％N≤0.0045％Ni0.80～0.90％Ca0.0020％～0.0050％或REM0.02％～0.03％其余为铁和不可避免的夹杂；且，Pcm≤0.18％。
3.如权利要求1或2所述的焊接工艺性优良的软磁结构钢板，其特征是，其组织为10μm～30μm的等轴铁素体晶粒。
4.如权利要求1或2的焊接工艺性优良的软磁结构钢板制造方法，其包括如下步骤a)铸造，低温浇铸，浇铸温度≤1560℃；b)板坯加热，采用超低温加热，板坯加热温度控制在1000℃～1150℃之间；c)轧制，在完全再结晶温度范围内，大轧制道次压下率进行连续轧制，确保变形金属发生完全再结晶，轧制道次压下率≥12％，轧总压下率≥70％，控制终轧温度在780～880℃点；d)从轧制结束到开始加速冷却之间的传搁时间应尽可能控制得短，力争控制在30秒以内，并且加速冷却开始时，钢板温度必须在Ar3点以上，以≥10℃/s冷却速度冷却至550℃以下；e)随后钢板堆垛缓冷或缓冷坑缓冷至室温；或者进行轧后直接淬火至淬火停止温度，QST也控制在550℃以下，最好在450℃～550℃之间，随后钢板堆垛缓冷或缓冷坑缓冷至200℃以下后，自然空冷至室温；钢板的缓冷工艺为在350℃以上缓冷时间不得低于24小时。
5.如权利要求4所述的焊接工艺性优良的软磁结构钢板制造方法，其特征是，步骤a)铸造工艺采用连铸工艺。
6.如权利要求4所述的焊接工艺性优良的软磁结构钢板制造方法，其特征是，步骤a)浇铸温度在1525℃～1550℃。
7.如权利要求4所述的焊接工艺性优良的软磁结构钢板制造方法，其特征是，步骤b)板坯加热加热温度控制在1050℃～1100℃之间。
8.如权利要求4所述的焊接工艺性优良的软磁结构钢板制造方法，其特征是，步骤c)连续轧制，轧制道次压下率≥15％，热轧总压下率≥80％。
9.如权利要求4所述的焊接工艺性优良的软磁结构钢板制造方法，其特征是，步骤d)从轧制结束到开始加速冷却之间的传搁时间控制在15秒以内；并且加速冷却开始时，钢板温度必须在Ar3点以上，以≥15℃/s冷却速度冷却至450℃～550℃之间。
10.如权利要求4所述的焊接工艺性优良的软磁结构钢板制造方法，其特征是，步骤e)进行轧后直接淬火至淬火停止温度，QST也控制在450℃～550℃之间。
全文摘要
焊接工艺性优良的软磁结构钢板，采用超低C、1.45％～1.65％Si含量、中低Mn含量、Ni和Cr合金化、加入0.008％～0.016％的Ti、控制N含量低于0.0055％，并采用Ca或稀土元素REM处理等技术手段，优化再结晶控轧和加速冷却工艺及后续缓冷工艺，使成品软磁结构钢板的晶粒尺寸在10～30μm，获得优异的机械性能、电磁性能和焊接性，尤其改善了钢板制造及焊接加工过程中的龟裂状晶界裂纹即所谓铜脆，进一步提高了钢板的电磁性能；同时，此软磁结构钢板还具有优良的低温冲击韧性，确保软磁结构钢板在严寒地区(－30℃以下)使用的安全性，简化了生产工艺、降低了生产成本，进一步拓展了软磁结构钢的成分设计体系。
文档编号C22C38/50GK101045979SQ20061002512
公开日2007年10月3日 申请日期2006年3月27日 优先权日2006年3月27日
发明者刘自成 申请人:宝山钢铁股份有限公司