一种耐大热输入焊接的非调质高强度钢板及其制造方法

摘要

本发明公开了一种耐大热输入焊接的非调质高强度钢板及其制造方法，属于低合金钢领域，采用的技术方案是：一种耐大热输入焊接的非调质高强度钢板，所述钢板的化学成分主要包括Fe、C、Si、Mn、Ni、Nb、V、Ti、Ca、N、O及不可避免的杂质，元素质量百分含量满足9.92≤11.9‑5.3C‑0.91Mn‑0.54Ni+0.46Si‑0.73Nb+1.76V≤10.68且5.4≤C/Nb+Ti/N≤6.9。有益效果：本发明钢板成分科学配比合理，工艺易于控制，生产钢板性能稳定，综合力学性能优异，大热输入时焊接热影响区低温韧性优异，成倍提高了焊接效率；耗能较低，经济性好，成本低，适合工业生产，应用范围广。

说明书

技术领域

本发明属于低合金钢领域，具体涉及一种耐大热输入焊接的非调质高强度钢板及其制造方法。

背景技术

随着现代工业水平的不断提高，桥梁、建筑、船舶、容器等钢结构日益向大型化、安全性、耐久性、经济性兼顾的方向发展。在钢结构制造技术中，高效经济的大热输入焊接技术的重要性尤为突出。该技术主要通过多丝埋弧焊、气电立焊、电渣焊、窄间隙埋弧焊等焊接方法实现，其中多丝埋弧焊和气电立焊的应用最为普遍。气电立焊是综合普通熔化极气体保护焊和电渣焊两种方法的优点而发展起来的一种熔化极气体保护电弧焊新方法。其优点是生产率高、成本低，其能量密度比电渣焊高且更加集中，通常用于较厚的低碳钢和中碳钢厚度 12~80mm钢板的焊接。但是，普通桥梁、建筑、船舶、管线、容器用钢板在焊接热输入超过50kJ/cm时，焊接热影响区韧性通常急剧下降，不能满足大热输入高效焊接的制造要求。

针对大热输入焊接粗晶热影响区低温冲击韧性下降问题，中外学者研究了很多对策。一是TiN技术，通过抑制原奥氏体晶粒粗化而达到细化晶粒的效果，如申请号为200610047899.8的专利公开的“一种可大热输入焊接焊接的低合金高强度钢板机器制造方法” 申请号为200510047672.9的专利公开的“一种适合大线能量焊接的Nb-Ti微合金钢及其冶炼方法” 、申请号为201210048705.1的专利公开的“大热输入焊接热影响区低温韧性优异的钢板及其生产方法”。但是，在焊接过程中，熔合线附近温度往往会超过1400℃，高于TiN的热力学稳定熔点，使其发生溶解，失去抑制原奥晶粒粗化的作用效果。二是添加具有更高溶解温度的Ti氧化物的技术，Ti的氧化物在熔合线附近超过1400℃的区域也不会溶解，以稳定质点存在于钢中，在随后的冷却过程中，TiN、MnS等析出相依附于其表面析出，为针状铁素体提供异质形核核心，如申请号为201110003621.1的专利公开的“一种超大热输入焊接用结构钢及其制造方法”，然而，Ti的氧化物在钢中难于弥散分布，往往形成尺寸在5μm以上的粗大Ti氧化物，在进行低温冲击的时候可成为裂纹源，降低焊接热影响区低温冲击韧性。三是复合添加Mg、REM等形成纳米高温氧化物技术，通过控制Ca、O、S的含量，改善钢中氧化物类型，防止氧化物粗化，并使氧化物在钢中弥散分布为针状铁素体转变提供异质形核核心，如申请号为201580054877.1的专利公开的“大线能量焊接用钢板”、 申请号为201210284441.X 的专利公开的“一种可大热输入焊接的低温钢板的生产方法”、 申请号为201510974660.4的专利公开的“一种大线能量焊接热影响区韧性优异的后钢板及其制造方法”等。四是复合添加V-Ti-N的组织细化技术，通过控制V、Ti、N之间的配比使第二相粒子主要为钛、钒的氮化物，诱导针状铁素体形核，从而解决大热输入焊接粗晶热影响区低温冲击韧性下降问题，如申请号为201510830395.2的专利公开的“可大线能量焊接的海洋平台用钢板及制备方法”、申请号为201610587965.4的专利公开的“一种可大线能量焊接的基地船用钢板及其制备方法”。目前，采用氧化物冶金技术，难于实现工业规模生产，存在液相反应难以控制、炼钢成本高等弊端；采用增氮技术，生产的钢板N含量偏高，一般为60~140ppm，往往提高时效脆化倾向，研究工艺简单、成本低、力学性能优异的制造方法是本领域急需解决的技术问题。

发明内容

为解决目前钢板大热输入焊接后韧性差的技术问题，本发提供一种耐大热输入焊接的非调质高强度钢板及其制造方法，采用科学配比不同合金元素含量，控制C、Nb、Ti、N等含量，通过冶炼、热机械轧制及冷却回火的加工工艺制造钢板的技术方案，实现了所制造钢板力学性能优异，且在50~200kJ/cm的大热输入焊接条件下，仍具有良好的低温韧性，能广泛用于容器、桥梁、海洋平台等工业领域，且生产工艺简单，成本低。

本发明采用的技术方案是：一种耐大热输入焊接的非调质高强度钢板，所述钢板的化学成分主要包括Fe、C、Si、Mn、Ni、Nb、V、Ti、Ca、N、O及不可避免的杂质，元素质量百分含量满足9.92≤11.9-5.3C-0.91Mn-0.54Ni+0.46Si-0.73Nb+1.76V≤10.68且5.4≤C/Nb+Ti/N≤6.9。

优选的，所述钢板中包括以下质量百分比的化学成分C：0.06~0.13，Si：0.20~0.40，Mn：1.20~1.60，P：≤ 0.015，S：≤ 0.005，Ni：0.15~0.40，Nb：0.010~0.050，V：0.020~0.050，Ti：0.005~0.020，B：≤ 0.0020，Ca：0.0012~0.0050，N：0.0020~0.0050，O：0.0015~0.0040，Mo：0~0.25，Cu：0~0.25%，Al：0~0.05%，其余为铁和不可避免的杂质。

优选的，所述不可避免的杂质中各类夹杂物≤0.5级。

本发明还提供一种耐大热输入焊接的非调质高强度钢板的制造方法，关键在于，所述方法包括以下步骤：

（1）准备钢坯料，控制钢坯料的化学成分主要包括Fe、C、Si、Mn、Ni、Nb、V、Ti、Ca、N、O及不可避免的杂质，元素质量百分含量满足9.92≤11.9-5.3C-0.91Mn-0.54Ni+0.46Si-0.73Nb+1.76V≤10.68且5.4≤C/Nb+Ti/N≤6.9；

（2）冶炼：钢坯料装炉，真空熔炼钢水，并浇注成型材；

（3）热机械轧制：型材以≥1100℃、≥2.5h保温处理，然后轧制成薄板；

（4）冷却及回火处理：控制薄板冷却至250~600℃，再进行500~680℃回火处理10-100min，得耐大热输入焊接的非调质高强度钢板。

优选的，所述步骤（1）中刚坯料的化学成分控制质量百分比为C：0.06~0.13，Si：0.20~0.40，Mn：1.20~1.60，P：≤ 0.015，S：≤ 0.005，Ni：0.15~0.40，Nb：0.010~0.050，V：0.020~0.050，Ti：0.005~0.020，B：≤ 0.0020，Ca：0.0012~0.0050，N：0.0020~0.0050，O：0.0015~0.0040，Mo：0~0.25，Cu：0~0.25%，Al：0~0.05%，其余为铁和不可避免的杂质。

优选的，所述步骤（2）中熔炼钢水过程中控制S：≤ 0.005% ，N：≤ 0.0060%，H：≤0.0002%。

优选的，所述步骤（3）中保温处理的条件为型材以8~12℃/s的速度升温至1200℃1250℃，保温3h以上。

优选的，所述步骤（3）中热机械轧制过程为先粗轧后精轧，粗轧阶段控制终轧温度≥1000℃，且末两道次的道次压下率≥10%；精轧阶段控制开轧温度930~960℃，终轧温度790~870℃，且后三道累积压下率≥30%。

优选的，所述步骤（4）中冷却的开冷温度为760~810℃；降温速率为5℃/s~25℃/s。

优选的，所述步骤（4）中回火处理的时间为板厚+（10~40）min。

上述技术方案中提供一种耐大热输入焊接的非调质高强度钢板及其制造方法，钢板的化学成分主要包括Fe、C、Si、Mn、Ni、Nb、V、Ti、Ca、N、O及不可避免的杂质，元素质量百分含量满足9.92≤11.9-5.3C-0.91Mn-0.54Ni+0.46Si-0.73Nb+1.76V≤10.68且5.4≤C/Nb+Ti/N≤6.9。通过适量添加各种合金元素，有利于降低奥氏体向铁素体转变温度（Ar₃）；控制C、Nb、Ti、N的含量，使粗晶热影响区在焊接过程中产生更多的第二相粒子，并且将第二相粒子的作用最大化，细化晶粒并形成为针状铁素体异质形核的核心，两者结合从而更有效达到调控粗晶热影响区的组织类型并细化晶粒的效果。各种元素间相互制约影响，协调作用，使得钢板力学性能优异，大热输入焊接时韧性强。耐大热输入焊接的非调质高强度钢板的制造方法，包括以下步骤：按上述成分要求准备钢坯料；而后冶炼浇注；再进行热机械轧制，采用大压下量轧制成薄板，先粗轧保证奥氏体充分再结晶，再精轧使原始奥氏体充分压扁，并累积足量的形变位错，在诱导Nb等合金元素析出的同时为后一步铁素体相变提供大量的形核质点；热机械轧制之后的冷却，借助不同的冷速以及终冷返红温度，控制铁素体相变过程，产生力学性能优异的组织；最后通过回火处理调整组织及力学性能，得到得耐大热输入焊接的非调质高强度钢板。

本发明的有益效果：（1）本发明提供的耐大热输入焊接的非调质高强度钢板采用低C-微Ti-适量Nb、V、N等成分体系设计，成分科学配比合理，工艺易于控制，所制造的钢板性能稳定，在保证力学性能的同时，用于大热输入时，粗晶热影响区低温冲击韧性高，钢板在50～200kJ/cm的热输入条件下，焊接热影响区冲击功在-20℃条件下均大于等于100J，成倍提高了焊接效率；（2）钢坯料来源广泛、易得，工艺简洁、耗能较低，经济性好，成本低，适合工业大批量生产；（3）产品实用性强，可广泛用于容器、海洋平台、桥梁等各种钢结构领域，解决了现有容器钢大线能量焊接性能差，桥梁钢、海洋平台等结构钢的高成本问题。

附图说明

图1为本发明实施例3钢板在模拟焊接热输入为150kJ/cm时，粗晶热影响区金相组织；

图2为本发明比较钢1钢板在模拟焊接热输入为150kJ/cm时，粗晶热影响区金相组织；

图中，AF表示针状铁素体；GBF表示晶界铁素体；GB表示粒状贝氏体；FSP表示侧板条铁素体。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明所提供的一种耐大热输入焊接的非调质高强度钢板及其制造方法做进一步描述，但不以任何形式限制本发明的保护范围，所属领域技术人员根据技术方案所进行的改善修改或者类似替换，均应包含在本发明的保护范围之内。

本发明提供一种耐大热输入焊接的非调质高强度钢板，所述钢板的化学成分主要包括Fe、C、Si、Mn、Ni、Nb、V、Ti、Ca、N、O及不可避免的杂质，元素质量百分含量满足9.92≤11.9-5.3C-0.91Mn-0.54Ni+0.46Si-0.73Nb+1.76V≤10.68且5.4≤C/Nb+Ti/N≤6.9。示例性化学成分组成参见表1实施例1-4所示。

表1耐大热输入焊接的非调质高强度钢板化学成分组成示例（质量百分比）

注：MR*=11.9-5.3C-0.91Mn-0.54Ni+0.46Si-0.73Nb+1.76V

R*= C/Nb+Ti/N

本钢板为低C-微Ti-适量Nb、V、N等成分体系，其中各成分具体作用、含量范围选择及组分间相互影响制约情况如下：

C：C是钢的基本元素，提高钢板强度的重要元素，含量过高时会使大热输入焊接的热影响区中产生大量马氏体-奥氏体（M-A）组元，并且C含量增加，焊接裂纹敏感性会增加，损害粗晶热影响区韧性；

Si：Si可以提高钢板的强度，但Si含量增加时，热影响区脆性相M-A含量增加，损害焊接接头的韧性，因此限定Si的上限是0.40%；

Mn：Mn是提高钢板强度的主要元素，适量的Mn可代替C元素来提高钢板及焊接接头的强度，但Mn含量升高时会提高焊接裂纹敏感性，因此限定Mn的含量是1.2~1.6%；

P：P是钢中的有害元素，是作为杂质混入的不可避免元素，P含量超过0.015%时会降低钢塑性及韧性等力学性能指标，因此在炼钢过程中P含量的控制要做到尽可能低；

S：S是作为杂质混入的不可避免元素，适当的S可以生成高熔点的S化物，促进焊接热影响区针状铁素体形核与长大，但是S含量过高会生成粗大的夹杂物，降低钢板力学性能，并且夹杂物在轧制过程结束后会成条状，存在于钢板中间，若尺寸大于50μm则会成为裂纹起点，故S含量应该低于0.005%；

Ni：Ni能显著增加基体和焊接热影响区韧性，钢中少量的Ni增益效果不佳，过量的Ni会严重增加钢的成本，因此Ni的合适范围是0.15~0.30%；

Mo：Mo是提高强度、回火稳定性的重要元素，适量的Mo还可以改善焊接接头韧性，若Mo的含量超过0.3%会严重增加成本并且对HAZ的韧性有不利影响，因此限定Mo的上限为0.25%；

Nb：Nb是低合金钢采用热机械轧制工艺（英文名称为Thermo Mechanical ControlProcess简写为TMCP工艺）生产时最主要的微合金化元素。在热机械轧制中粗轧阶段温度较高，固溶Nb主要以溶质拖曳作用限制再结晶奥氏体晶粒的长大；在热机械轧制中精轧阶段温度较低，析出的Nb(C,N)通过抑制奥氏体再结晶，提高晶体缺陷密度，从而显著增加铁素体形核率；在冷却阶段，剩余固溶Nb通过降低奥氏体向铁素体转变温度而增加铁素体形核率，同时析出纳米级NbC粒子。本钢板中C含量降低，上述Nb的行为可形成显著的细晶、析出和位错强化效果以弥补因降碳所造成的强度损失，并通过晶粒细化提高钢的低温韧性。

V：V的析出可以提高钢板强度，并且在冷却过程中，V的碳氮化物V(CN)会在TiN上析出，为晶内针状铁素体形核提供异质形核核心，但如果V的含量过高会损害钢的低温韧性，故V含量为0.2~0.4%；

Ti：Ti在钢中可以与N结合形成细小弥散的TiN粒子，高温稳定性好，在焊接热循环过程中钉扎奥氏体晶界，阻碍奥氏体晶粒的长大，改善HAZ组织并细化晶粒，提高韧性。然而，增加Ti含量不仅会增加钢的成本，并且当Ti含量增加到一定程度时，会形成粗大的Ti化物，降低韧性，因此限定Ti的上限为0.020%；

B：B在晶界的偏聚可以提高钢板淬透性，抑制晶界铁素体长大，且析出的BN粒子可以作为针状铁素体的形核核心，提高粗晶区冲击韧性，但若B含量超过0.0030%钢板的HAZ韧性会显著恶化，因此限定B的上限为0.0020%；

Ca：Ca是强脱氧元素，也是氧化物或S化物的生成元素，适量Ca的添加，会使夹杂物细小化，但加入过多的Ca反而会形成粗大的夹杂物，降低粗晶热影响区低温韧性。

N：N是形成TiN的必要元素，若含量超过0.0050%，过量的N固溶在钢中，会降低HAZ的韧性，因此，限定N含量0.0020~0.0050%。

Al：Al是冶炼过程中的重要脱氧元素，适量的Al有利于Ti化物的形成，若Al含量大于0.05%，将会使HAZ韧性恶化。

Cu：Cu提高强度而不降低韧性，并且能增加钢板的耐蚀性能，适量添加时有益于HAZ的韧性，而当Cu含量过高时，会使焊接时容易产生热裂纹，降低HAZ韧性，所以Cu含量≤0.05%。

因此，为保证钢板的综合性能优异，各化学成分的质量百分比为C：0.06~0.13，Si：0.20~0.40，Mn：1.20~1.60，P：≤ 0.015，S：≤ 0.005，Ni：0.15~0.40，Nb：0.010~0.050，V：0.020~0.050，Ti：0.005~0.020，B：≤ 0.0020，Ca：0.0012~0.0050，N：0.0020~0.0050，O：0.0015~0.0040，Mo：0~0.25，Cu：0~0.25%，Al：0~0.05%，其余为铁和不可避免的杂质。

耐大热输入焊接的非调质高强度钢板制造方法实施例

本实施例在75kg的真空炉中按照实施例1-4及对比例1和2的组成炼制6炉试验钢并按下述步骤制成非调质高强度钢板，制造方法的步骤如下：

（1）准备钢坯料，分别按照表1中所示组成准备各炉中钢坯料；

（2）冶炼：钢坯料装炉，抽真空至1帕斯卡，加热钢水至熔化，高温高真空精炼钢水10分钟，充保护气氩气，加合金，调整温度，分别浇注成型材，本方法中型材为块锭。

（3）热机械轧制：对所得块锭分别进行热机械轧制，首先以8~12℃/s的速度升温至1200℃-1250℃，保温3h以上；然后依次进行粗轧、精轧，采用大压下量进行轧制，粗轧阶段控制终轧温度参见表2所示，粗轧末两道次保证每道次压下率≥10%，保证粗轧阶段奥氏体充分再结晶；精轧阶段控制开轧温度930~960℃，终轧温度790~870℃，后三道累积压下率分别参见表2所示，精轧后制成厚度均为30mm的薄板，精轧阶段的温度和压下率的控制使得原始奥氏体充分压扁，并累积足量的形变位错，在诱导Nb等合金元素析出的同时为后一步铁素体相变提供大量的形核质点；

（4）首先控制薄板进行冷却，开冷温度、降温速度及终冷温度见表2；

然后进行回火处理：回火处理的时间、温度条件见表2所示，得耐大热输入焊接的非调质高强度钢板。

表2 耐大热输入焊接的非调质高强度钢板轧制工艺

对上述方法制得的钢板分别测试力学性能，结果如表3所示，屈服强度均在500MPa以上，延伸率（A）在20%以上，为抗拉强度均在620MPa以上，-20℃冲击功均在250J以上。

表3 可大热输入焊接的非调质高强度钢板力学性能

进一步将精轧后厚度30mm的钢板薄板制作10.5*10.5*80mm的Gleeble热模拟试验样，以100℃/s的升温速度加热到1350℃，停留1~3s后，在分别以95s、152s、249s、378s的t_8/5冷却时间，模拟大热输入焊接50、100、150、200kJ/cm的热输入。随后将热模拟试验样加工成10*10*55mm的标准冲击试样，在500kJ的冲击试验机上进行-20℃冲击性能检验。其中实施例3钢板在模拟焊接热输入为150kJ/cm时，粗晶热影响区金相组织图见附图1，比较例1钢板在模拟焊接热输入为150kJ/cm时，粗晶热影响区组织图见附图2，可以看出，本发明的耐大热输入焊接的非调质高强度钢板的粗晶热影响区主要为晶界铁素体（GBF）+针状铁素体（AF）+粒状贝氏体（GB）的混合组织，其中针状铁素体所占比例达到80%，具有良好的低温韧性；对于比较钢1，其化学成分比例与本发明中限定的化学成分含量比例不同，得到的组织为粗大的粒状贝氏体（GB）+板条贝氏体（LB）+侧板条铁素体（FSP），低温韧性差，说明本发明所述钢的粗晶热影响区具有相对更优的低温韧性。

低温冲击韧性实验结果见表4所示。

表4 耐大热输入焊接的非调质高强度钢板模拟不同热输入粗晶热影响区低温冲击韧性

上述结果表明：本发明各实施例模拟不同热输入条件下-20℃冲击功均＞100J，低温韧性良好；比较钢1及比较钢2的低温韧性很差。

可见，在本发明组成范围及制备工艺条件下，所得钢板的力学性能优异，大热输入焊接的韧性远远高于普通钢材。

耐大热输入焊接的非调质高强度钢板工业化大规模制造实施例

本发明在实验室小规模制样的的基础上，还进行了工业化大规模生产试制，制备方法如下述步骤：

（1）准备钢坯料：按照表5中所示组成准备钢坯料；

表5耐大热输入焊接的非调质高强度钢板工业试制钢板化学成分组成示例（质量百分比）

注：MR*=11.9-5.3C-0.91Mn-0.54Ni+0.46Si-0.73Nb+1.76V

R*= C/Nb+Ti/N

（2）冶炼：将钢坯料装入加热炉，熔炼钢水，采用LF精炼和RH精炼，LF精炼采用白渣操作，按照产品目标化学成分调整钢水化学成分，期间严格控制S：≤ 0.005%；RH精炼过程中高真空度需长时间一直保持，以充分脱除气体元素，控制N：≤ 0.0060%，H≤0.0002%。冶炼结束后浇注成型材，本方法中型材为厚度为260mm的连铸坯，再按表6所示工艺参数进行热机械轧制，轧制后薄板厚度为30mm，然后按照表6参数进行冷却处理及回火处理，得耐大热输入焊接的非调质高强度钢板，以下简称试制钢板。

表6试制钢板轧制工艺

进一步对所得耐大热输入焊接的非调质高强度钢板的力学性能进行测试，结果显示屈服强度526 MPa，抗拉强度640MPa，延伸率为25%，-20℃冲击功平均值270J（三个平行样测试结果分别是278/269和263）

模拟不同热输入粗晶热影响区低温冲击韧性结果见表7。

表7试制钢板模拟不同热输入粗晶热影响区低温冲击韧性

综合发现，本发明的耐大热输入焊接的非调质高强度钢板，如上述实验钢板及其他实验及工业生产的20~150mm多种厚度的钢板，在大热输入（50~200kJ/cm）焊接时，均低温韧性优异，焊接热影响区冲击功在-20℃条件下均大于等于100J，且其综合力学性能优异。非常适用于气电立焊，多丝埋弧焊等大热输入焊接，成倍甚至成十倍的提高了焊接效率。另一方面，本钢板钢坯料来源广泛、易得，工艺简洁、耗能较低，经济性好，成本低，适合工业大批量生产；产品实用性强，可广泛用于容器、海洋平台、桥梁等各种钢结构领域，解决了现有容器钢大线能量焊接性能差，桥梁钢、海洋平台等结构钢的高成本问题。