专利名称：一种提高厚钢板大线能量焊接性能的方法
技术领域：
本发明属于钢铁冶金和钢铁材料领域，特别涉及一种提高厚钢板大线能量焊接性能的方法。
背景技术：
对于造船、建筑、压力容器、石油天然气管线及海洋平台等领域，提高厚钢板的大线能量焊接性能，可以提高焊接效率、缩短制造工时，降低制造成本，因此改善厚钢板的焊接热影响区韧性已成为越来越迫切的要求。经大线能量焊接后，钢材的组织结构遭到破坏，奥氏体晶粒明显长大，形成粗晶热影响区，降低了焊接热影响区的韧性。在粗晶热影响区导致脆化的组织是冷却过程中形成的粗大的晶界铁素体、侧板条铁素体和上贝氏体，以及在晶界铁素体近傍形成的珠光体、在侧板条铁素体的板条间形成的碳化物岛状M-A组元等。随着旧奥氏体晶粒粒径的增加，晶界铁素体和侧板条铁素体等尺寸也相应增大，焊接热影响区的夏比冲击功将显著降低。日本专利JP5116890(金沢正午、中島明、岡本健太郎、金谷研大入熱溶接用高張力鋼材製品製造方法，JP5116890，1976.5.28。)中揭示了在钢材的成分设计中，添加一定量的Ti、N，利用TiN粒子可以抑制焊接热影响区韧性的劣化，焊接线能量可以提高到 50kJ/cm。但是当船板钢所要求的焊接线能量达到400kJ/cm，建筑用钢的焊接线能量达到 800-1000kJ/cm的条件下，在焊接过程中，焊接热影响区的温度将高达1400°C，TiN粒子将部分发生固溶或者长大，其抑制焊接热影响区晶粒长大的作用将部分消失，这时其阻止焊接热影响区韧性劣化的效果将降低。日本专利JP517300 (小池允、本間弘之、松田昭一、今軍倍正名、平居正纯、山口福吉，溶接継手熱影響部靭性O teat鋼材Q製造法，JP517300,1993. 3. 8)中揭示了利用钛的氧化物提高钢材大线能量焊接性能的方法。钛的氧化物在高温下稳定，不易发生固溶。 同时钛的氧化物可以作为铁素体的形核核心发挥作用，细化铁素体晶粒，并且形成相互间具有大倾角晶粒的针状铁素体组织，有利于改善焊接热影响区的韧性。但是在焊接线能量大于200kJ/cm的大线能量焊接过程中，单靠钛的氧化物仍然不足以改善焊接热影响区的韧性。日本专利JP3378433(児島明彦、渡辺義之、千々岩力雄溶接熱影響部靭性^優 Λ t鋼板Θ製造方法，JP3378433，1996.4. 12。)介绍了利用钢中的MgO微粒改善厚钢板焊接热影响区韧性的方法，指出随着钢中Mg含量的提高，MgO粒子的数量大幅度增加，在焊接过程中高达1400°C加热时，奥氏体晶粒的长大受到明显的抑制，焊接热影响区的韧性得到大幅度地改善。日本专利JP3476999(児島明彦、渡辺義之溶接熱影響部靭性◎優Λ亡鋼板，JP3476999，1996. 5.21)将钢材中的MgO夹杂分成纳米级夹杂(50_500nm)和微米级夹杂(0. 5-5 μ m)两类，这两类夹杂的数量随着钢中Mg含量的增高而显著增加，可以显著降低奥氏体晶粒的粒径，并减小焊接热影响区脆性组织晶界铁素体和侧板条铁素体的尺寸，从而改善厚钢板的大线能量焊接性能。
本发明的目的是提供一种改善厚钢板大线能量焊接性能的方法。通过对脱氧剂的种类、添加顺序、添加时的氧位、添加量和添加方法的控制，以形成大量弥散分布的TiN纳米析出物。这些TiN纳米析出物，可以抑制焊接热影响区奥氏体晶粒的长大，提高厚钢板的大线能量焊接性能。
发明内容
本发明的目的是提供一种提高厚钢板大线能量焊接性能的方法，通过在钢材的冶炼脱氧过程中，控制形成微细弥散分布的MgO夹杂，促进在凝固和相变过程中诱发形成大量的纳米TiN析出物，由此抑制焊接热影响区奥氏体晶粒的长大，提高厚板的大线能量焊接性能。在本发明中，通过大量的实验研究和分析检测发现，Mg脱氧钢可以大幅度地促进纳米TiN粒子在凝固过程和相变过程中大量弥散析出。这是因为Mg脱氧所形成的MgO夹杂物具有尺寸小，微细弥散分布的特点。这样在凝固和相变过程中，这些微细弥散分布的 MgO粒子可以作为TiN析出的形核核心发挥作用，促使纳米TiN粒子的大量析出。另一方面，由于Mg与0的亲和力大大强于Al和0的亲和力，Mg脱氧钢可以显著地降低钢中0活度，有效地抑制Ti2O3的形成，促进纳米TiN粒子的析出。因此，在Mg脱氧钢中，促进了纳米 TiN粒子的大量析出，提高了纳米TiN粒子抑制焊接热影响区晶粒长大的效果，进而提高了焊接热影响区的韧性。为达到上述目的，本发明的技术方案是，一种提高厚钢板大线能量焊接性能的方法，其包括如下步骤1)冶炼、浇铸成锭，钢板的化学成分重量百分比是C :0. 05 0. 09%，Si :0. 10 0. 30%, Mn 1. 3 1. 7%，Ti :0. 005 0. 02%, P 彡 0. 015%, S^O. 01%, N^O. 006%, Ca ^ 0. 004%,余量!^e和不可避免杂质；其中，钢液脱氧过程中加入脱氧剂，脱氧剂种类和添加顺序是Mn、 Si — Al — Ti — (Ca和/或Mg)，钢中Al含量重量百分比为小于或等于0. 006% ；浇铸过程中控制Mg脱氧时的初始氧位，在浇铸锭模中添加!^e2O3粉使钢液中的氧含量重量百分比为0. 001 0. 008% ；以在锭模底部添加NiMg合金的形式加入Mg脱氧剂，钢中Mg含量重量百分比为 0. 0005 0. 007% ；钢中小于500nmTiN析出物的体积密度大于9. 0父107个/1111113，平均粒径小于80歷， 小于IOOnm析出物所占的比例大于75% ；2)轧制及冷却将铸锭加热到1050 1250°C，初轧温度高于950°C，累计压下率大于30% ；精轧温度小于950°C，累计压下率大于30% ；然后以1 30°C /s的速率水冷至350 550°C。进一步，钢板的化学成分还含有Cu < 0. 3%、Ni < 0. 4%、或Nb < 0. 03%中的一种或一种以上元素，以重量百分比计。在本发明技术方案中，C，0. 05 0. 09%，其下限是为了保证母材和焊缝附近的强度，但是随着C含量的增加，母材和焊接热影响区的韧性和焊接性能降低，C的上限为0. 09%。
Si，是炼钢预脱氧过程中所需要的元素，Si含量过高超过0. 3%时，会降低母材的韧性，Si的含量为0. 10 0. 30% ；Mn，可以提高母材的强度，同时MnS的析出有利于晶内铁素体的生成，Mn的下限值为1.3%。但是过高的Mn将导致板坯的中心偏析，同时降低焊接热影响区的韧性，所以Mn 的含量为1.3 1.7%，Ti，通过形成Ti2O3粒子，可以促进晶内铁素体的生成。同时Ti与N结合生成TiN 粒子可以钉扎奥氏体晶粒的长大。所以作为有益元素，Ti含量的下限为0. 005%。但是Ti含量过高时，将促使TiC的生成，降低母材和焊接热影响区的韧性，所以Ti的上限为0. 02% ；P，含量过高，也将导致中心偏析，降低焊接热影响区的韧性，P的上限为0. 015%。S含量过高，将导致板坯的中心偏析，降低母材和焊接热影响区的韧性，其上限为 0. 01%。N，含量超过0. 006%，将导致N的固溶，降低母材和焊接热影响区的韧性。Ca，含量超过0. 004%时，容易生成粗大的氧化物和硫化物的夹杂。Cu，可以提高母材的强度和韧性，但是Cu含量过高，将导致热态脆性，Cu的上限为 0. 3%。Ni，可以提高母材的强度和韧性，但是由于其价格昂贵，鉴于成本的限制，其上限为 0. 4%。Nb，可以细化钢材的组织，提高强度和韧性，但是含量过高将降低焊接热影响区的韧性，其上限是0. 03%。为了在钢材中大量形成弥散分布的纳米析出物，首先在钢液的脱氧过程中应确定合适的脱氧剂、以及添加顺序和方法。本发明采用MruSi — Al — Ti — (Ca+Mg)的添加顺序进行脱氧。首先使用Si、Mn 进行脱氧，可以降低钢液中的自由氧含量。由于Si、Mn脱氧形成的氧化物熔点低，同时易于相互结合形成更低熔点的复合夹杂物聚集长大，这样的夹杂物容易上浮去除，有利于提高钢液的洁净度。然后进一步使用Al对氧位进行调节后，再进行Ti脱氧。部分自由氧与 Ti结合，形成Ti的氧化物，残留在钢液中。经Si、Mn、Al脱氧之后，自由氧含量已经大大降低，所以，部分Ti将溶解于钢液中。为了改善钢材中硫化物的形态以提高钢材的横向冲击性能，随后往钢液中添加Ca脱氧剂。最后在出钢过程中，采取在锭模底部均勻铺垫MMg合金的方式添加Mg脱氧剂。因为NiMg合金大大降低了 Mg的活度，降低了 Mg的蒸发和氧化损失。通过NiMg的合金化，还增加了 Mg添加剂的密度，降低了其上浮速度，延长了 Mg在钢液中的溶化时间。此外通过浇铸过程中钢液冲击流的搅拌作用，使Mg在钢液中的溶解和成分均勻化同时完成。这样就可以显著地提高Mg脱氧的效果。Ca和Mg的添加顺序可以交换，也可以两者同时添加。钢中的Mg含量以0.0005-0. 007%为宜。当Mg含量小于0. 0005%时，生成的微细夹杂物的数量将显著减少，同时微细夹杂物中的Mg含量显著降低，将不能满足在夹杂物表面诱导析出TiN的要求。如果Mg含量大于0. 007%,Mg的作用已经饱和，同时增加了 Mg的蒸发损失和氧化损失。Mg添加时初始氧位的控制，使钢液中的氧含量为0.001%-0.008%。在浇铸锭模底部均勻铺垫NiMg合金的同时，添加微量的!^e2O3粉，以促进含MgO微细夹杂物的大量形成。当钢液中的氧含量大于0.008%时，将生成部分粒径大于5μπι的夹杂物，这些较大的夹杂物在冲击试验过程中将作为裂纹的起点，降低钢材的冲击韧性。当钢液中的氧含量小于0. 001 %时，将导致微细MgO夹杂的数量不足，不能很好地发挥钉扎作用或者促进晶内铁素体生长的作用。所以本发明Mg添加时初始氧位的控制是使钢液中的氧含量为 0. 001% -0. 008%。钢中的Al含量宜控制在小于0.006%。Al含量大于0.006%时，容易生成镁铝尖晶石夹杂，不利于微细弥散分布夹杂物的生成。本发明确定了纳米析出物合适的体积密度、平均粒径、小于IOOnm析出物所占比例。钢中微细析出物的分析，首先使用定电量非水电解体系，采用2% TEA非水电解液将实验电解溶化，然后用0. 05 μ m Nuclepore滤膜过滤，将微细析出物和大夹杂分离过滤于两张滤膜。对于微细析出物选用10000倍或以上的视场进行观察，并采用扫描或探针能谱进行分析。通过对每一个析出物进行分析，可以确定每一个析出物的尺寸和化学组成。最后采用图像分析的方法，通过计算确定析出物的体积密度和粒径分布。本发明确定钢板中小于500nmTiN析出物的体积密度大于9. OX IO7个/mm3，析出物的平均粒径小于80nm，小于IOOnm析出物所占比例大于75%。这样的纳米析出物可以满足抑制焊接热影响区奥氏体晶粒长大，改善厚板大线能量焊接性能的要求。本发明在轧制和冷却工艺中，轧制前的加热温度小于1050°C时，Nb的碳氮化物不能完全固溶。当加热温度大于 1250°C时，将导致奥氏体晶粒的长大。初轧温度高于950°C，累计压下率大于30%，是因为在此温度以上，发生再结晶， 可以细化奥氏体晶粒。当累计压下率小于30%时，加热过程中所形成粗大的奥氏体晶粒还会残存，降低了母材的韧性。精轧温度小于950°C，累计压下率为30-60%，是因为在这样的温度下，奥氏体不发生再结晶，轧制过程中所形成的位错，可以作为铁素体形核的核心起作用。当累计压下率小于30%时，所形成的位错较少，不足以诱发针状铁素体的形核。精轧之后以1 30°C /s的速率水冷至终冷温度350 550°C是因为，当冷却速度小于l°c /S时，母材强度不能满足要求。当冷却速度大于30°C /s时，将降低母材的韧性。 当终冷温度大于550°C时，母材的强度不能满足要求。当终冷温度小于350°C时，将降低母材的韧性。本发明的有益效果本发明通过在冶炼和浇注过程中，采取合适的脱氧剂添加顺序，控制脱氧剂的添加量，并通过利用添加!^e2O3粉的形式，精确控制Mg脱氧时的初始氧位，通过控制形成微细弥散分布的MgO夹杂，促进在凝固和相变过程中诱导形成大量的纳米TiN析出物。这些纳米 TiN析出物抑制了焊接热影响区奥氏体晶粒的长大，改善了厚钢板的大线能量焊接性能。
具体实施例方式下面结合实施例对本发明做进一步说明。在本实施例中，冶炼工序是在50kg真空感应炉中进行的。炉衬采用镁砂添加 1.2%的硼酸干混后烧结而成，采用高铝耐材锭模进行浇铸。在感应炉中加入40kg纯铁，同时添加CaO。采用单纯添加CaO的方式造渣，保证了渣中较低的氧位。抽真空的同时升温， 炉料熔清后，真空度可达301^。往感应炉内充填Ar气至0. 05MI^后，调整钢液中的合金成分。并且按照Si、Mn、Al、Ti、Ca的顺序添加相应元素的合金进行脱氧。取样并在线分析合金成分，在保证合金成分的同时，最后在浇铸锭模底部添加NiMg合金和!^e2O3粉，NiMg合金含Mg 5 50%，余量为Ni，粒度为1 30mm。然后将钢锭加热到1250°C，初轧温度为1000 1150°C，累计压下率为50% ；精轧温度为700 850°C，累计压下率为67% ；精轧之后以1 30°C /s的速率水冷至350 550 "C。焊接热模拟试验利用Gleeble3800热模拟试验机进行，峰值温度为1400°C，停留时间为3s。t8/5时间为383s，对应于50mm规格的厚钢板，焊接线能量为400kJ/cm。 对比例中的其他工艺条件相同，但是Al含量较高，不添加Mg合金与F^O3粉。表1列出了实施例和对比例的化学成分对比。实施例中控制Al含量小于0. 006 %， Mg含量为0. 0005-0. 007%, Fe2O3粉添加量是使钢液中的氧含量为0. 001% -0. 008%。对比例中的Al含量为0. 026% ^P 0. 0 %，不添加Mg合金与Fii2O3粉。表2列出了实施例和对比例中纳米析出物的对比。采用探针能谱进行分析表明，不论是实施例还是对比例，纳米析出物的主要成分都是TiN。通过实施例和对比例中纳米析出物的对比可以发现，实施例中小于500nm析出物的体积密度明显增加，均大于9. 0 X IO7个/mm3 ；平均粒径明显降低，均小于80nm ；小于 IOOnm析出物所占的比例明显增加，均大于75%。对比例中的析出物小于500nm析出物的体积密度均小于9. 0 X IO7个/mm3，平均粒径均大于80nm，小于IOOnm析出物所占的比例均小于75%。这表明在对比例中，由于Al含量过高，又不添加Mg合金与!^e2O3粉，导致析出物尺寸较大，析出物的体积密度较小。表3列出了实施例和对比例中母材的拉伸性能和冲击韧性，以及焊接热影响区的冲击韧性的对比。母材的屈服强度、抗拉强度和断面收缩率为两个测试数据的平均值，母材-40°C夏比冲击功和焊接热影响区-20°C夏比冲击功是三个测试数据的平均值。从表中数据可以看出，实施例和对比例的母材力学性能没有明显的差异。在焊接线能量为400kJ/cm的条件下，对于焊接热影响区_20°C夏比冲击功进行了测试，实施例1 5的值分别是85、131、119、142、179，对比例1-2的值是27J、36J。实施例焊接热影响区的冲击韧性大幅度改善，可以满足400kJ/cm大线能量焊接性能的要求。本发明提供了在冶炼和浇注过程中通过控制脱氧时的氧位、脱氧剂的种类和添加方法，控制形成微细弥散分布的MgO夹杂，促进在凝固和相变过程中诱导形成大量的纳米 TiN析出物，提高厚钢板的大线能量焊接性能的方法。该技术可用于船板、建筑等厚钢板的制造过程中，用于改善厚钢板的大线能量焊接性能。
权利要求
1.一种提高厚钢板大线能量焊接性能的方法，其包括如下步骤1)冶炼、浇铸成锭，钢板的化学成分重量百分比是C:0. 05 0.09%，Si 0. 10 0. 30%，Mn :1. 3 1. 7%，Ti :0. 005 0. 02%，P 彡 0. 015%，S 彡 0. 01%，N 彡 0. 006%, Ca ^ 0. 004%,余量!^e和不可避免杂质；其中，钢液脱氧过程中加入脱氧剂，脱氧剂种类和添加顺序是MruSi — Al — Ti — (Ca 和/或Mg)，钢中Al含量重量百分比为小于或等于0. 006% ；浇铸过程中控制Mg脱氧时的初始氧位，在浇铸锭模中添加!^e2O3粉使钢液中的氧含量重量百分比为0. 001 0. 008% ；以在锭模底部添加NiMg合金的形式加入Mg脱氧剂，钢中Mg含量重量百分比为 0. 0005 0. 007% ；钢中小于500nmTiN析出物的体积密度大于9. 0 X IO7个/mm3，平均粒径小于80nm，小于 IOOnm析出物所占的比例大于75% ；2)轧制及冷却将铸锭加热到1050 1250°C，初轧温度高于950°C，累计压下率大于30% ；精轧温度小于950°C，累计压下率大于30% ；然后以1 30°C /s的速率水冷至350 550°C。
2.如权利要求1所述的提高厚钢板大线能量焊接性能的方法，其特征是，钢板的化学成分还含有Cu < 0. 3%、Ni < 0. 4%、或Nb < 0. 03%中的一种或一种以上元素，以重量百分比计。
全文摘要
一种提高厚钢板大线能量焊接性能的方法，包括如下步骤1)冶炼、浇铸成锭，钢板成分重量百分比C 0.05～0.09％，Si 0.10～0.30％，Mn1.3～1.7％，Ti 0.005～0.02％，P≤0.015％，S≤0.01％，N≤0.006％，Ca≤0.004％，余Fe；钢液脱氧过程中加入脱氧剂Mn、Si→Al→Ti→(Ca和/或Mg)；浇铸过程中控制钢液中Mg脱氧时的初始氧位，添加Fe2O3粉使钢液中的氧含量重量百分比为0.001～0.008％；钢中小于500nmTiN析出物的体积密度大于9.0×107个/mm3，平均粒径小于80nm，小于100nm析出物所占的比例大于75％；2)轧制和冷却。本发明形成的大量弥散分布的纳米TiN析出物，可以抑制焊接热影响区奥氏体晶粒长大，大幅度提高厚板的大线能量焊接性能。
文档编号C21D8/02GK102373371SQ20101026396
公开日2012年3月14日 申请日期2010年8月25日 优先权日2010年8月25日
发明者张毅, 杨健, 沈建国, 王国栋, 王睿之, 祝凯 申请人:宝山钢铁股份有限公司