大线能量低焊接裂纹敏感性系列钢及其生产方法

摘要

本发明涉及一种60kg及70kg级大线能量低焊接裂纹敏感性系列高强钢及其生产方法，属低合金钢制造领域。本发明钢采用低碳、Ti－Nb－B复合加入及Ni－V－Cu－Mo－Zr－RE中的两种或两种以上复合加入，分别控制Pcm≤0.21％和Pcm≤0.23％。采用调质热处理得到高强韧性回火索氏体组织，利用Ti、Nb和O、N形成高熔点第二相质点及复合析出相抑制焊接粗晶区的长大。本发明钢经轧制及调质热处理，具有极优的综合性能、冷热加工性、抗50～150kJ/cm大线能量焊接性能。采用手弧焊、埋弧焊、气保焊、电渣焊或气电焊焊接，能有效地减低焊接施工强度，大幅度地提高焊接效率，本发明钢适用于石化、化工、冶金、城建、能源、交通、机械、水电及船舶等行业。

说明书

【技术领域】

本发明涉及一种60kg及70kg级大线能量低焊接裂纹敏感性系列高强钢，属低合金钢制造领域。

【背景技术】

在本发明以前，有如日本川崎申请的专利(JP08232043)“通过热轧、空气加速冷却形成铁素体、珠光体和(或)贝氏体组织的用于造船、桥梁、压力容器等的大线能量焊接钢”、日本新日铁申请的专利(JP04346636)“含C、Mn、P、S、Al、B、N、Ni和(或)Cu的HAZ具有韧性的高锰超高强钢”、(JP2704810、JP06049586)“通过Al完全脱氧形成MnS化合物粒子制造大线能量焊接高强钢的方法”。上述三者不足之处在于钢板虽然都具备大线能量焊接性能，但均不具备低焊接裂纹敏感性。又如日本NKK申请的专利(JP10008193)“含C、Si、Mn、Cu、Ni、Nb、Al、Ti、Cr、B用于制造钢结构如桥梁、库房及建筑物的超高强度钢”。其不足之处在于，钢中添加了高达0.30～0.80％的Cr，增加了生产成本，且高Cr会导致回火裂纹，降低钢的韧性。此外，由于钢中B含量甚少，不利于钢板淬透，因而钢板强度水平不高，其抗拉强度下限值仅为570MPa，达不到60kg及70kg级水平。

再如NKK申请的专利(JP08209238)“通过加热含Si、Mn、Mo、Ni、V、Al、Ti、B获得优异焊接裂纹敏感性的高强钢的制造方法”，该专利中钢板虽然同时具备低裂纹敏感性和抗大线能量焊接性能，但对钢中Nb、V含量以公式625Nb+250V+210Ceq＝40+t(t为钢板厚度mm)来加以限定，与本发明钢的成分设计思路不同，且该专利没有示出钢板具体强度级别。

【发明内容】

本发明的目的是提供一种大线能量低焊接裂纹敏感性系列钢及其生产方法，钢板强度分别达60kg及70kg级，钢板同时具备大线能量焊接性和低焊接裂纹敏感性两种优异性能。提供的生产方法简单，适合大生产操作。

本发明为了达到上述目的，设计了一种大线能量低焊接裂纹敏感性系列钢，其特征在于钢的化学成分(按重量％)含有C：0.02～0.13、Si：0.10～0.60、Mn：0.60～1.80、P：≤0.020、S：≤0.010、Al：≤0.01、Ti：0.005～0.025、N：0.0020～0.0060、B：0.0005～0.0020，Nb：0.008～0.040及Ni≤0.55、V≤0.10、Cu≤0.65、Mo≤0.50、Zr≤0.040、RE≤0.020中的两种或两种以上，余量为Fe及不可避免的夹杂。

本发明一种大线能量低焊接裂纹敏感性系列钢，钢板的强度分别为60kg级及70kg级两种，其特征在于：

60kg级钢的化学成分还必须满足：

(1)4.0C+Mn≤2.0

(2)0.0020≥N-Ti/3.4-B/0.77≥0

(3)Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B≤0.21

70kg级钢的化学成分须满足：

(1)4.0C+Mn≤2.1

(2)B-0.435×(N-Ti/3.4)≤0.0005

(3)Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B≤0.23。

本发明中C、Si、Mn、P、S、Al、Ti、N、B、Ni、Nb、V、Cu、Mo、RE限定量的理由详述如下：

本发明的C含量选择在0.02～0.13％，C是钢中不可缺少的提高钢材强度的元素之一，随着碳含量的增加，钢中Fe₃C增加，淬硬性也增加，钢的抗拉强度和屈服极限会提高而延伸率缺口冲击韧性下降。碳含量每增加0.1％抗拉强度大约提高90MPa，屈服极限大约提高40-50MPa。在焊接C含量较高的钢材时，在焊接热影响区还会出现淬硬现象，这将加剧焊接时产生冷裂的倾向。C是影响Pcm的主要因素，要控制钢Pcm值应分别不大于0.21％及0.23％，使其具有低的焊接裂纹敏感性，钢中C含量应不大于0.11％，在此范围内，既提高钢的强度又适合生产操作，提高其在大生产中的适用性和可行性。

本发明的Si含量选择在0.10％～0.60％，Si主要以同溶强化形式提高钢的强度，但不可含量过高，以免降低钢的韧性。

本发明的Mn含量选择在0.60％～1.80％，当C含量在较低范围时，钢中的固溶强化就显得尤为重要，Mn是提高钢的抗拉强度和屈服极限的元素，它并不恶化钢的变形能力，含1％的Mn约可提高抗拉强度100MPa。一般说来，Mn含量在2.0％以下对焊缝金属的韧性是有利的，因此，在低碳高强度钢中，普遍提高Mn的含量，最高可达2.0％。

本发明的P≤0.020％、S≤0.010％，这是由于钢中的P、S含量必须控制在较低的范围，只有冶炼纯净钢，才能保证本发明钢的性能。

本发明的Al含量选择在≤0.010％，Al是钢中的主要脱氧元素，在纯γ铁中的最大溶解度大约0.6％，它溶入奥氏体后仅微弱地增大淬透性。所以认为Al对焊接氢致裂纹基本没有影响，当钢中加入的Al在0.050％以下时，对焊接氢致裂纹不会产生不利影响，当Al含量过高时，容易引起钢中夹杂增多，不利于钢的韧性。

本发明的Ti含量选择在0.005％～0.025％，Ti是一种强烈的碳化物和氮化物形成元素，它能明显地提高钢的室温强度和高温强度，由于Ti能起细化晶粒的作用，故也能提高钢的韧性。适量的Ti能提高焊缝金属的韧性，但过量的Ti又会使之降低。在低合金高强钢中从提高焊缝金属的韧性考虑，加入量不超过0.02％的Ti较为合适。利用Ti形成的第二相质点TiN、Ti(CN)等阻止大线能量焊接过程中热影响区中粗晶区的晶粒长大，使晶粒细化，提高钢的低温韧性。

本发明的N含量选择在0.0020％～0.0060％，N本身对钢的强韧性不利，N在适量范围内通过与其他元素(如Ti、Nb、Al、V等)形成的第二相质点在钢中起到重要的有利作用，但其含量不可过高。

本发明的B含量选择在0.0005％～0.0020％，B是强烈提高淬透性的元素，B的加入，可有效的抑制先共析铁素体的形核及生成，由于B在奥氏体晶界上的非平衡偏析，强烈抑制γ-α相变，促使奥氏体在淬火时形成细小低碳的马氏体，从而提高钢的屈服强度和抗拉强度，此外，B与N的交互作用，能明显提高试验钢的低温韧性。但钢中B含量过高会使消除应力处理(SR处理)后“B相”呈网状析出，产生SR裂纹。B易形成碳化物和氮化物，并易集聚在原奥氏体晶界，促使附近地区位错密度增高，可以作为氢在局部地区的陷阱，因而促使此处发生晶界开裂。

Nb的作用与Ti相似，但比Ti强烈得多。Nb也是一种细化晶粒的元素，含极微量的Nb(0.03％)就能显著细化钢材晶粒并提高钢的常温抗拉强度，但Nb也易与Fe、C等元素形成低熔点共晶物，从而增加焊缝金属产生热裂纹的倾向，因而其含量控制在0.040％以下。

本发明中还含有Ni、Nb、V、Cu、Mo、Zr、RE中的两种或两种以上。

Ni具有一定的强化作用，加入1％的Ni可提高钢材强度约20MPa。Ni还能显著地改善钢材的韧性，特别是低温韧性。钢中加入Ni，无论是基材，还是模拟焊接热影响区都明显地提高了低温韧性。但含量过高时，造成钢板氧化铁皮难以脱落，故上限控制在0.55％。

V是一种相当强烈的碳化物形成元素。它通过细化晶粒与碳化物的形成可提高钢材的常温和高温强度，当V与Cr、Mo同时存在时，则会在回火过程中形成复杂的碳化物而降低焊接接头的塑韧性。特别强调的是Cr、Mo、V钢厚壁容器的焊接接头在焊后进行消应力处理时对裂纹的敏感性较高，因此无论为保证塑韧性亦或消应力避免裂纹产生都必须严格控制V量(限制在0.10％以下)。

Cu在钢中主要起沉淀强化作用，此外还有利于获得良好的低温韧性，增加钢的抗疲劳裂纹扩展能力。含量过高时，钢板焊接热影响区韧性降低，且在钢板轧制过程中产生网裂，故其上限控制在0.65％。

Mo元素能提高钢材强度特别是高温强度较之Mn、Cr更高，同时它也是增强钢材抗氢能力的的主要元素之一。加入0.5％的Mo能使钢的高温蠕变强度提高75％，少量的Mo(0.2％左右)还能提高焊缝金属的韧性，但是加入Mo也会提高钢的淬硬性，从而提高钢材对焊接冷裂纹的敏感性，所以Mo的上限控制在0.50％。

Zr含量在0.005％时，RE添加量在约250g/t时，均有助于改善钢板抗大线能量焊接性能。

本发明属低合金钢制造领域，低合金钢系Fe基钢，本发明除含有上述化学成分外，余量为Fe及不可避免的夹杂。

本发明60kg及70kg级大线能量低焊接裂纹敏感性系列高强钢的生产方法，采用铁水脱硫技术，转炉顶底吹炼，真空深处理及成分微调，按通常超纯净钢工艺进行轧制、热处理，其特征在于：钢的化学成分(按重量％)为C：0.02～0.13、Si：0.10～0.60、Mn：0.60～1.80、P：≤0.020、S：≤0.010、Al：≤0.01、Ti：0.005～0.025、N：0.0020～0.0060、B：0.0005～0.0020，Nb：0.008～0.040及Ni≤0.55、V≤0.10、Cu≤0.65、Mo≤0.50、Zr≤0.040、RE≤0.020中的两种或两种以上，余量为Fe及不可避免的夹杂，钢的开轧温度≥1180℃，控轧末三道累计压下率≥40％，终轧温度≤870℃；采用调质热处理工艺生产，淬火温度为910～960℃，保温时间为：30～40分钟+板厚(mm)×1分钟/mm；回火温度600～660℃，保温时间为40～55分钟+板厚(mm)×1分钟/mm。

本发明的钢具有如下优点：

1.该钢具备低焊接裂纹敏感性，焊接性能优异，可简化焊接工艺，降低了成本，适应大生产要求。

2.该钢可承受大线能量焊接，从而大幅度提高了产品的焊接效率和施工进度。

3.在大线能量(50-100kJ/cm)焊接条件下，HAZ具有优良的强韧性，从而保证了产品的安全可靠性。

【具体实施方式】

实施例1：按照本发明钢成分要求，在真空感应电炉冶炼了本发明的钢，将钢锭加热到1280℃出炉轧制，开轧温度分别为1180℃、1200℃、1220℃，最后三道次累计压下率40％～45％，终轧温度分别为830、850、870℃。轧制钢板厚度分别16、20、24mm。60kg级钢淬火温度分别为910、930、950℃，保温时间分别为50、54、58分钟；回火温度分别为600、630、660℃，回火保温时间分别为60、64、68分钟；70kg级钢淬火温度和回火温度同上，但淬火保温时间分别为52、56、60分钟，回火保温时间分别为66、70、74分钟，随后对各种钢板进行了力学性能试验，测试了-40℃钢板冲击韧性和60kJ/cm大线能量焊接后-40℃HAZ的冲击韧性，并与相应的比较钢做了对比，数据见表1和表2。

本发明钢和对比钢焊接热模拟试验前-40℃的冲击韧性与对比钢处于同一水平，但经60kJ/cm大线能量焊接后，本发明钢-40℃的HAZ冲击韧性远远高于对比钢。

从表1和表2可见，本发明的钢在成分设计上采用Ti-Nb-B的复合氮氧化物获得抗大线能量(≥50kJ/cm)焊接性能，通过降低碳，采用特殊微合金化，同时提高钢的纯净度，从而确保该钢具有优良的低温韧性。本发明钢在各冶金企业均可实施，可大大提高大型钢结构的焊接效率，降低制造成本。表1本发明钢(60kg级)与对比钢的化学成分和HAZ冲击韧性对比：

发明钢1比较钢发明钢2比较钢发明钢3 比较钢成  分    C 0.07 0.08 0.06 0.07  0.08  0.08    Si 0.25 0.24 0.26 0.23  0.24  0.26    Mn 1.45 1.46 1.47 1.48  1.43  1.50    P 0.015 0.015 0.016 0.017  0.018  0.016    S 0.005 0.006 0.005 0.006  0.006  0.005    Ti 0.012 -- 0.010 --  0.013  --    B 0.0008 0.0007 0.0009 0.0007  0.0007  0.0005    Al 0.004 0.020 0.003 0.032  0.005  0.034    O 0.0028 0.0026 0.0032 0.0030  0.0036  0.0028    N 0.0049 0.0040 0.0048 0.0041  0.0048  0.0040    Ni 0.20 0.21 0.21 0.23  0.19  0.22    Nb 0.015 -- 0.010 --  0.011  --    V 0.04 0.04 0.05 0.06  0.04  0.05    Cu 0.15 0.14 0.17 0.15  0.16  0.15    Mo 0.10 0.13 0.11 0.12  0.12  0.14    Zr 0.008 -- 0.007 --  0.008  --    RE 200(g/t) -- 200(g/t) --  200(g/t)  --钢板强度(MPa) 640 650 630 635  650  655钢板韧性(J) 98 85 97 87  89  87 HAZ韧性(J) 65 10 63 9  62  7表2本发明钢(70kg级)与对比钢的化学成分和HAZ冲击韧性对比： 发明钢1 比较钢 发明钢2 比较钢发明钢3 比较钢成分    C  0.08  0.09  0.09  0.10  0.09  0.11    Si  0.28  0.30  0.30  0.31  0.31  0.29    Mn  1.48  1.49  1.49  1.52  1.50  1.47    P  0.015  0.016  0.015  0.015  0.016  0.0016    S  0.005  0.005  0.005  0.006  0.005  0.005    Ti  0.013  --  0.011  --  0.012  --    B  0.0007  0.0010  0.0008  0.0009  0.0007  0.0009    Al  0.006  0.023  0.004  0.025  0.005  0.035    O  0.0026  0.0025  0.0032  0.0028  0.0036  0.0026    N  0.0043  0.0038  0.0046  0.0041  0.0045  0.0037    Ni  0.23  0.26  0.25  0.27  0.26  0.28    Nb  0.019  --  0.017  --  0.018  --    V  0.05  0.06  0.06  0.07  0.05  0.07    Cu  0.17  0.16  0.17  0.14  0.18  0.20    Mo  0.12  0.14  0.10  0.15  0.13  0.14    Zr  0.006  --  0.008  --  0.007  --    RE  200(g/t)  --  200(g/t)  --  200(g/t)  --  钢板强度  (MPa)  720  735  730  740  730  760  钢板韧性  (J)  87  85  84  86  91  83  HAZ韧性  (J)  54  9  54  8  60  10

注：表1、表2中的RE(g/t)，表示每吨钢中加入RE量200克；钢板韧性为-40℃时钢板的冲击韧性，HAZ韧性为60kJ/cm大线能量焊接后-40℃时HAZ的冲击韧性。

本发明钢可广泛用于石化、化工、冶金、城建、能源、交通、机械、水电及船舶等行业，具有极广阔的应用前景。