一种可高热输入焊接钒氮钛高强度钢板及制备方法
【技术领域】
[0001] 本发明属于焊接结构用低合金高强度钢板技术领域，特别是提供了一种可高热输 入焊接钒-氮-钛高强度钢板及其制备方法。
【背景技术】
[0002] 为了提高焊接结构件的焊接效率并降低构件成本，高热输入焊接方法（热输入 多50kJ/cm)，如单面埋弧焊，气电立焊及电渣焊等焊接方法在焊接作业中被逐渐采用。与 中、低热输入焊接相比，高热输入焊接条件下，在焊接融合线附近所达到的峰值温度升高 (可达到1350-1400°C)，导致焊接热影响区的奥氏体晶粒明显粗化；在焊后冷却过程中，由 于冷速较慢，在粗大的奥氏体晶粒条件下，易形成一些脆性组织，如粗大的晶界铁素体，魏 氏铁素体，粗大贝氏体和Μ-A相等，导致焊接热影响区低温韧性明显降低。
[0003] 利用TiN技术控制焊接热影响区奥氏体晶粒长大是改善钢焊接性能的重要手段。 TiN粒子热稳定性高，在焊接热循坏过程中起到阻止奥氏体晶粒长大的作用。TiN颗粒尺寸 越小、数量越多，阻止奥氏体晶粒长大的效果越明显。中国专利申请"一种适应高热输入焊 接的船体结构钢及其冶炼方法（申请号200910187626. 7)"主要是利用TiN技术改善大热 输入条件下焊接热影响区韧性。然而，焊接过程中所达到的峰值温度随着焊接热输入的提 高而升高，高热输入条件下，TiN粒子会溶解或发生粗化，因此TiN粒子阻止高温奥氏体晶 粒长大的作用减弱。
[0004] 为了克服上述缺陷，利用高温下具有更高稳定性的氧化物粒子，如!1工&、1%、&等 的氧化物阻止高温奥氏体晶粒长大，并利用细小氧化物促进晶内针状铁素体形成，从而达 到改善焊接热影响区的组织和韧性的目的。相关专利有：新日本制铁株式会社申请的专利 "大热输入焊接热影响区韧性优化的厚钢板"(特开2005-298900)，中国发明专利申请"一种 大线能量焊接热影响区韧性优良的钢板及其制造方法（申请号为201010291514. 9) "、"一 种大线能量焊接高强度海洋用钢板及其制造方法（申请号为200710052135. 2) "、"一种大 线能量焊接高强度船板钢及其制造方法（申请号为200710052132. 9) "和"一种大线能量焊 接低合金高强度船板钢及其制造方法（申请号为200710052133. 3)，等。Ti、Ca、Mg、Ce等 的氧化物形成温度高于钢水凝固温度，当其在液态析出时，析出氧化物粒子生长不受限制， 形成的大颗粒夹杂物不能起到抑制晶粒长大作用，反而会使母材和热影响区韧性下降。这 种氧化物冶金的方法因为在工业生产中很难稳定控制，应用上受到限制。
[0005]与本发明成分相近的专利有：中国专利"一种微合金化易焊接增氮钢"（【申请号】 200910082415. 7)，该专利钢的主要成分含有钒、钛及氮，在此基础上要求含有一定量的Mo， 主要解决中、低热输入条件下（20~60kJ/cm)增氮微合金钢焊接性能不足的问题。日本 新日铁公司申请的专利"焊接热影响区韧性优良的大热输入焊接用钢"（特开平5-186848) 和"大热输入焊接热影响区韧性优化的厚钢板"（特开2007-327099)，除含有钒、钛及氮元 素外，前者要求添加改善强度韧性的合金元素，后者要求低的氮含量（〇. 001~〇. 006% )， 而且这两个专利均没有对钒、钛、氮三者之间的配比进行规定。当钢中钛、钒与氮比值
[(Ti+V)/N]偏高，钒、钛固溶含量增加，会增加焊接热影响区硬脆组织形成倾向，该比值偏 低，焊接热影响区中自由氮增加，显著损害热影响区韧性。
[0006] 目前高强度级结构钢大多采用铌微合金化钢，有中国发明专利"一种适合大线能 量焊接的低合金高强度钢板及制备方法"（【申请号】200610047899. 8)。铌微合金化钢在精乳 阶段通常要求在未再结晶区进行乳制，乳制温度低，变形抗力增加，对乳机能力要求较高， 同时也影响生产效率。
【发明内容】
[0007] 本发明目的在于提供一种可高热输入焊接钒-氮-钛高强度钢板及其制备方法， 成分简单、生产工艺易于控制、适合高效生产。通过钒-氮-钛复合微合金化以及控制三者 的比例，配合以控乳控冷工艺，钢板在高热输入焊接热循环过程中，焊接热影响区相变前， 能够形成一定密度的（Ti，V) (N，C)粒子，这些粒子有促进晶界及晶内铁素体形核的作用， 使得焊接热影响区获得以铁素体为主的组织，保证焊接热影响区韧性优良。
[0008] 本发明钒-氮-钛高强度钢板的化学成分（wt%):碳：0.06~0.12%;锰：1.0~ 1. 5% ;硅：0· 1 ~0· 3% ;硫：彡 0· 010% ;磷：彡 0· 015% ;钒：0· 05 ~0· 10% ;氮：0· 0060 ~ 0. 020%，钛：0. 008~0. 025%;其余为铁和不可避免的杂质。本发明钢板的钒、钛与氮含量 重量分数符合：5. 5彡（V+Ti)/N彡12. 5。本发明钢成分选择依据如下：
[0009] (1)碳：碳是保证钢板强度的基本元素，同时也是降低钢板韧性和焊接性能的主 要元素。随碳含量增加，焊接热影响区中的硬脆组织含量增加，焊接热影响区韧性恶化，尤 其是在高热输入条件下。从同时兼顾钢板强度水平及焊接性能角度考虑，本发明钢种碳含 量控制在0.06 %~0. 12%。
[0010] (2)锰：锰固溶于奥氏体中时，可以降低γ-α临界转变温度，从而可以细化钢 基体组织，提高钢的强韧性。锰含量控制在1.0%以上以保证钢的强度。锰含量超过1.5% 时，钢板易产生明显的中心偏析，在高热输入焊接条件下，这些部位容易产生淬硬组织，降 低焊接热影响区韧性。因此，锰含量控制在1. 〇%~1. 5%为宜。
[0011] (3)硅：硅主要作为炼钢时的脱氧剂加入，当硅含量低于0. 1 %时，钢水易氧化。硅 也具有强化铁素体的作用。高热输入焊接条件下，硅会促进焊接热影响区Μ-A相的形成，从 而损害焊接性能。本发明钢种硅含量控制在〇. 1~〇. 3%。
[0012] (4)硫和磷：硫和磷是钢中杂质元素，严重损害母材和焊接热影响区的韧性。因 此，硫、磷含量应当分别控制在彡0.01 %以下和彡0.015%以下。
[0013] (5)钛：钛易与氮结合形成TiN。TiN粒子热稳定性高，可以阻止焊接热影响区奥 氏体晶粒的长大。在焊接冷却过程中，TiN粒子优先形成，随后析出的V(N，C)在TiN上在 形核，促进晶界及晶内铁素体形成。钛含量低于〇. 008%，TiN粒子数量有限，不足以发挥上 述作用；但钛含量高于0. 025%，钛易于在钢液中析出，形成的粗大TiN粒子，TiN数量减少， 减弱了其作为V(N，C)形核基体的作用。因此钛的含量控制在0.008%~0.025%。
[0014] (6)钒：一方面是钢中能够产生显著沉淀强化效果的微合金元素，另一方面通过 控制乳制工艺，促进VN粒子在奥氏体中析出，这些粒子可以成为晶界及晶内铁素体的形核 基体。在高热输入条件下，VN析出促进焊接热影响区铁素体转变，同时以（Ti，V) (N，C)粒 子为核心形成的晶内铁素体起到分割原奥氏体晶粒的作用，细化相变后的焊接热影响区组 织。当钒含量低于0.05%时，钒析出动力不足，导致钒析出不够，上述作用不明显；钒含量 高于0. 10%时，相变前焊接热影响区中的固溶钒量明显增加，会导致相变后焊接热影响区 贝氏体型组织增加。因此钒含量控制在0. 05%~0. 10%。
[0015] (7)氮：氮是本发明钢中的关键微合金化元素。氮增加，一方面增加TiN粒子的高 温稳定性，另一方面，使TiN粒子密度增加，分布更加均匀弥散，尺寸更加细小。氮也增加钒 在奥氏体及铁素体中的析出驱动力，使钒的析出粒子更加细小和弥散；氮显著增强钒的析 出强化作用，每增加0. 001 %N，析出强化作用约提高6MPa。在高热输入焊接热循环过中， 未溶TiN粒子抑制焊接热影响区奥氏体晶粒长大；在焊接冷却过程中，富钛的氮化物首先 形成，氮增加促进钒在奥氏体中的析出，形成V(N，C)粒子，它们常以TiN粒子为基底形核， 析出驱动力足够时，也可单独形核。这些粒子是焊接热影响区晶界以及晶内铁素体的有效 形核核心，促进晶界或晶内多边形或针状铁素体体积分数增加，改善焊