一种可承受150kJ/cm大热输入焊接的屈服强度不小于370MPa的E级钢板

一种可承受150kj/cm大热输入焊接的屈服强度不小于370mpa的e级钢板
技术领域
1.本发明属于大热输入焊接用钢技术领域，具体涉及一种可承受150kj/cm大热输入焊接的屈服强度不小于370mpa的e级钢板。


背景技术：

2.在低温储藏罐、桥梁、造船、建筑等机械制造领域，随着焊接技术的发展，在追求高性能焊接结构的同时，也在追求施工的高效率。常规的焊接热输入在50kj/cm以下，增大线能量可提高焊接效率，缩短工程制造周期。特别对于宽厚钢板，传统的方法是多道次焊接成型，并且通常需要焊前处理或层间繁琐的配合辅助工作，这种方法不仅焊接效率低下，工程周期长，且焊缝冶金质量一般得不到保证。相较于传统的多层多道焊，大线能量焊接方法可以一道次成型，生产效率成数倍甚至数十倍的提高，从而大幅降低制造成本。因此，在各工程领域，大型厚板焊接结构的制造均趋向于使用大线能量的焊接方法。
3.但是，在单道次大热输入焊接条件下，在经受的焊接热循环温度提高，焊缝组织晶粒增大，容易造成组织不均匀和力学性能变差。因此，防止焊接过程热影响区性能的恶化是开发大线能量焊接用钢的关键。控制大热输入焊接粗晶热影响区性能的主要手段是控制焊接过程中奥氏体晶粒的长大以及粗晶热影响区的组织。然而目前我国大线能量焊接用钢的生产仍存在困难，急需研发出适于可承受150kj/cm大热输入焊接的钢板，以满足建筑、桥梁、船舶等领域的迫切需求。
4.专利文献cn109321851、cn109321846通过在钢的冶炼过程中控制氧的含量，配合其他微量合金元素形成细小弥散的ti-x-o复合夹杂物，不仅能够抑制大热输入焊接过程中奥氏体晶粒的长大，同时还能为针状铁素体提供形核质点。氧化物冶金技术在实际应用的过程中，存在控氧困难，工艺窗口窄的问题，而且需要精确控制冶炼过程中的氧势并采用喂线的方法，这会造成冶炼时间延长，从而造成夹杂物尺寸粗大对钢板低温韧性造成不利的影响。
5.专利文献cn103343284、cn102154587、cn106086650、jp5116890中揭示了在钢材的成分设计中，添加定量的ti、n，通过tin粒子可以钉扎奥氏体晶界，细化晶粒，提高低温韧性。但是，在焊接过程中，焊接热影响区的温度超过1400℃，tin将会发生固溶，其抑制奥氏体晶粒尺寸长大的能力将部分消失，而且母材组织因固溶ti及固溶n而变脆，导致其改善焊接热影响区韧性劣化的效果显著降低。
6.公开号为cn109321851、cn102605248、cn102373371等发明专利提出采用氧化物冶金技术，在钢中添加mg、ca、zr等合金元素并且在炼钢过程中严格控制氧的含量，可以在钢中形成大量细小弥散的复合夹杂物，该类粒子不仅能够抑制大热输入焊接过程中奥氏体晶粒的长大，同时还能促进晶内针状铁素体的形核，改善haz晶内组织。但是，氧化物冶金技术存在控氧困难，夹杂物细化程度不够等问题，粗大的夹杂物反而恶化了冲击韧性，进而导致钢厂无法稳定供货且生产成本高。
0.12。
21.si：si是一种脱氧元素，也是一种固溶强化元素，其氧化物可作为针状铁素体的形核剂。当mn和si同时存在时，它们的含量逐渐增加会使连续冷却的相变温度降低并细化组织，从而影响金属的组织性能。然而，如果si的含量过高，将会影响金属的韧性，增加脆性，导致焊接性能下降。因此，在本技术方案中，需要控制si的含量，以达到最佳效果。综合考虑，本发明si控制在0.10-0.35。
22.mn：mn是提高焊缝金属强度和韧性的关键元素之一。添加mn可提高过冷奥氏体的稳定性，使其相变温度降低，共析反应在较低的碳浓度下进行，从而降低马氏体的形成温度。添加适量的mn可以增加针状铁素体数量，使热影响区性能得到提升。然而，当mn的含量过高时，热影响区强度会过高，硬度增大。当mn含量超过1.6%时，在焊缝中会出现大量m/a相，导致焊缝金属韧性下降。因此，需要合理控制mn的含量，并与ni等元素进行合理配比，以达到最佳的性能。综合考虑，本发明mn控制在1.45-1.58%。
23.s和p：对金属韧性具有危害作用，含量过高容易使热影响区产生裂纹，应尽量降低其含量，尤其是p元素。要求s元素的含量不超过0.005%，p元素的含量不超过0.015%。
24.ni：ni元素是保障低温冲击韧性的关键成分之一。它能够抑制大尺寸粒状贝氏体的形成，而超过1.0%的含量可能会导致低温裂纹的产生。mn和ni的共同作用可以改变凝固动力，降低奥氏体转变温度，从而使cct曲线右移，有利于针状铁素体的形成。但是，如果mn含量过高，增加ni含量反而可能增加m-a组元的含量。此外，ni为贵金属元素，加入过多会提高成本，综合考虑，本发明控制ni元素为≤0.09。
25.cu：适量的cu可以促进针状铁素体形核，但是过高的cu含量，会在轧制过程中产生热裂纹，对焊接性能也不利。综合考虑，本发明控制cu含量≤0.07。
26.mo：mo固溶于奥氏体或以碳化物的形式存在，推迟先共析铁素体转变，细化焊缝金属组织，并同时扩大针状铁素体和贝氏体的形成温度区间，可显著提高热影响区强度和低温冲击韧性，mo是一种昂贵的合金元素，需控制合金成本，综合考虑，本发明控制mo含量≤0.05。
27.nb：nb元素是一种常用的微合金强化元素，nb元素在热影响区中主要起着强化、细化晶粒、防止晶间腐蚀和抑制晶界回火脆性等作用，从而提高合金的性能和焊接质量。但是，过多的nb添加量会导致低温韧性的下降。综合考虑，本发明nb含量控制在0.01-0.09%。
28.v：v具有强烈的沉淀强化效果，对提高强度的贡献大。当v含量低于0. 005%，沉淀强化不能突出发挥；当v含量高于0.07%，钢板的淬硬性增强，钢板和热影响区的韧性均下降。综合考虑，本发明v控制在0.01-0.09之间。
29.ti：随着ti的加入会形成的弥散分布的氧化物，有效地阻止奥氏体晶粒长大。ti和mn之间存在很强的交互作用，当mn含量较高时，微量的ti即可促进针状铁素体数量的急剧增加。同时ti与si、mn、al g等的复合氧化物夹杂有利于针状铁素体的形核和长大，改善大热输入下近缝热影响区的低温韧性，在大热输入焊接中，ti的烧损较严重，应加大ti的添加量；当ti量超过 0.025%时，钢中固溶ti量过多，剩余ti以固溶的形式存在于晶内，增加m-a组元，降低了热影响区的性能。综合考虑，本发明ti控制在0.005-0.030。
30.b：b是本发明的特征元素，是使得在母材和大线能量焊接haz这两者中，固溶b和bn同时存在，同时体现偏聚与形核作用，在奥氏体中析出的bn作为相变核发挥作用，通过haz
的组织微细化、硬度降低、ma降低来提高韧性。因此，必须含有0.0002%以上的b。另一方面，如果含有的b量超过0.002%，则会产生粗大的b析出物，haz韧性劣化，因此以0.002%为上限。综合考虑，本发明将b的量控制在0.0005-0.0035。
31.al：al作为主要脱氧剂，主要在炼钢过程中起到脱氧作用，过量的al可能过度缩小奥氏体区，延迟甚至阻碍相变，促进大量块状铁素体形成，因此就韧性而言，al的含量应该尽可能低，综合考虑，本发明控制al含量在0.005-0.025。
32.ce：ce元素的添加可以细化晶粒，可以有效降低氧化物、氮化物、硫化物等夹杂含量，改变夹杂物形态。同时稀土元素可以提高焊接熔池流动性，进一步降低气体和夹杂含量，改善冶金质量。但ce添加过量则会使成本过高，综合考虑，本发明控制ce元素在0.003-0.01。
33.n：n是本发明另一重要元素。n有两种存在方式，一种是固溶，对母材性能不利，另一种是形成弥散分布的细颗粒n化物，对焊接热影响区韧性有改善作用。n量高造成固溶n增多，母材韧性和时效性能不好，连铸坯容易产生裂纹。本发明0.0005-0.0040。
34.o：o是炼钢过程中不可避免的杂质元素，对钢板的性能不会造成明显不利影响，含量控制在0.0005-0.0030以内即可。
35.本发明e级钢板焊接后熔合线附近的热影响区，当复合析出粒子的钉扎力与奥氏体晶粒长大激活能相平衡时，就可以有效地控制奥氏体晶粒的长大。所述钢板中有效作用的(nb，ti，v)(c，n)复合析出粒子，其粒子尺寸为20~80nm，数量密度应大于等于3.41
×
105个/mm3且小于等于4.85
×
105个/mm3；可异质形核的粒子尺寸为0.5~1.5μm的(ti，v，b)(c，n)复合析出粒子的数量密度应大于等于5.13
×
104个/mm3且小于等于本发明通过合金元素来控制钢中的第二相粒子形态。同时，当钢板化学成分0.55 ≤ 12.03ti+6.86nb+1.46v+0.04b+0.24c+0.12n ≤ 0.85时，以上两种粒子可以满足相应的比例，在大热输入焊接的过程中实现细化晶粒和组织的同时产生大量的异质形核的针状铁素体，从而促进焊接近缝热影响区的强韧性能匹配。
36.本发明的有益效果是：1）通过精细的元素控制和调节，能够实现钢板材料的理想性能，使其在各种应力和应变条件下表现出卓越的性能和可靠性。这种钢板不仅具有出色的机械性能，而且能够在焊接过程中保持稳定的性能，确保焊接接头的可靠性和持久性；本发明除了添加必要的合金元素以保证钢板的强韧性能匹配以外，还需要保证形成第二相析出粒子的nb、ti、v、b以及c和n元素按cr*=12.03ti+6.86nb+1.46v+0.04b+0.24c+0.12n，并且保证0.5≤cr*≤0.85来控制钢中第二相粒子的大小和形态，本发明中存在两种不同大小的析出粒子：钉扎奥氏体晶界的纳米级析出粒子和促进针状铁素体析出的亚微米级析出粒子；通过第二相粒子来达到细化晶粒以及促进针状铁素体异质形核作用；2）本发明的控轧控冷工艺对微合金钢也有重要意义，微合金化与控轧控冷技术相辅相成，采用合适控轧控冷工艺，可以获得不同组成比的针状铁素体复相组织，已达到强韧性匹配作用。本发明严格控制优化粗轧精轧道次及下压量，通过控制终轧温度、开冷温度、停冷温度以及冷速是母材形成具有强韧性能匹配的复相组织。同时也能保证母材中析出了定量分布的第二相粒子，进一步的提高钢板的焊接性能，保证合理的强度，提高韧性。
附图说明
37.图1 为本发明钢实施例1在焊接热输入150kj/cm的焊接热影响区显微组织；图2为本发明钢对比例1在焊接热输入150kj/cm的焊接热影响区显微组织。
具体实施方式
[0038] 一种可承受150kj/cm大热输入焊接的屈服强度不小于370mpa的e级钢板，所述e级钢板成分按质量百分比包括：c 0.04-0.12，si 0.10-0.35，mn 1.45-1.58，p≤ 0.015，s≤ 0.005，ni≤ 0.09，cu≤ 0.07，mo≤ 0.05，nb 0.01-0.09，v0.01-0.09，ti 0.005-0.030，b 0.0005-0.0035，al 0.005-0.025，ce 0.003-0.010，n 0.0005-0.0040，o0.0005-0.0030，其余为fe和不可避免的杂质；上述成分中ti、nb、v、b、c和n，满足0.55 ≤ 12.03ti+6.86nb+1.46v+0.04b+0.24c+0.12n ≤ 0.85。
[0039]
实施例1～8和对比例1和2的化学成分、元素关系式、两类析出粒子所占比例如表1所示。
[0040]
表1钢锭的化学成分所述e级钢板焊接后熔合线附近的热影响区内可以抑制奥氏体晶粒长大的尺寸为20-80nm的粒子中 ，(nb,ti,v)(c,n)复合析出粒子的数量占70-80%、数量密度为3.41
×
10
5-4.85
×
105个/mm3。
[0041]
所述e级钢板焊接后熔合线附近的热影响区内异质形核的尺寸为0.5-1.5μm的粒子中 ，(ti,v,b)(c,n)的复合析出粒子的数量占70-80%、数量密度为5.13
×
10
4-6.72
×
104个/mm3。
[0042]
所述e级钢板的屈服强度380-420mpa,抗拉强度470-540mpa，屈强比≤0.83，-45℃
纵向冲击功均值≥260j。
[0043]
所述e级钢板焊接后熔合线附近的热影响区组织由针状铁素体、珠光体构成，在150kj/cm大热输入后近缝热影响区冲击功均值≥120j。
[0044]
所述大热输入焊接采用多丝埋弧焊方法。
[0045]
本发明的具体制备方法：（1）钢坯的准备：以实验室方式熔炼表1中所列举的各种不同化学成分，使用真空炉进行加热熔化，高温高真空精炼钢水15分钟，然后充入保护气体氩气并加入合金，调整温度，浇注成钢锭。
[0046]
（2）热机械轧制：将钢锭以8-12℃/s的速度加热到完全奥氏体化温度1150~1250℃，保温3小时以上，然后依次进行粗轧、精轧，具体工艺参数为：控制加热温度在1050-1300℃之间，控制粗轧过程轧制温度在1000-1050℃，控制精轧过程轧制温度在750-950℃之间。所述粗轧过程为3-5道次大压下量轧制，粗轧总压下率不低于60%。所述精轧过程为5-7道次小压下量轧制。所述e级钢板的控冷工艺参数为：开冷温度控制在730-810℃，冷却速度控制在10-25℃/s,返红温度控制在500-540℃。
[0047]
表2实施例和对比例的力学性能本发明实施例1的近缝热影响区组织由针状铁素体、珠光体构成，且分布均匀一致，如图1。因此，在150kj/cm的高热输入条件下，仍能保持良好的低温冲击韧性。本发明的对比例1的近缝热影响区组织由先共析铁素体、粒状贝氏体和少量的针状铁素体构成，部分还含有珠光体。由于对比例1的成分范围内所调控的组织粗大且分布不均一，使其阻止裂纹萌生以及抵抗裂纹扩展的能力下降，导致低温冲击韧性降低，如图2。
[0048]
对比例1与对比例2虽然成分与实施例1-8成分相似，但由于控制手段不同导致对比例1与对比例2的两种类型的粒子所占比例均小于实施例1-8控制的粒子比例，不能同时最大限度的发挥两种类型粒子的作用，因此虽然对比例1与对比例2同样具有良好的力学性能，但是对比例1与对比例2经过150kj/cm大热输入含结构近缝热影响区的40℃低温韧性显著降低。
[0049]
最后应当说明的是：以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非对其限制；尽管参照较佳实施例对本发明进行了详细的说明，所属领域的普通技术人员应当理解：依然可以对本发明的具体实施方式进行修改或者对部分技术特征进行等同替换；而不脱离本发明技术方案的精神，其均应涵盖在本发明请求保护的技术方案范围当中。

技术特征：
1.一种可承受150kj/cm大热输入焊接的屈服强度不小于370mpa的e级钢板，其特征在于，所述e级钢板成分按质量百分比包括：c 0.04-0.12，si 0.10-0.35，mn 1.45-1.58，p≤ 0.015，s≤ 0.005，ni≤ 0.09，cu≤ 0.07，mo≤ 0.05，nb 0.01-0.09，v 0.01-0.09，ti 0.005-0.030，b 0.0005-0.0035，al 0.005-0.025，ce 0.003-0.010，n 0.0005-0.0040，o 0.0005-0.0030，其余为fe和不可避免的杂质；上述成分中ti、nb、v、b、c和n，满足0.55 ≤ 12.03ti+6.86nb+1.46v+0.04b+0.24c+0.12n ≤ 0.85。2.根据权利要求1所述的e级钢板，其特征在于：所述e级钢板焊接后熔合线附近的热影响区内可以抑制奥氏体晶粒长大的尺寸为20-80nm的粒子中， (nb,ti,v)(c,n)复合析出粒子的数量占70-80%、数量密度为3.41
×
10
5-4.85
×
105个/mm3。3.根据权利要求1所述的e级钢板，其特征在于：所述e级钢板焊接后熔合线附近的热影响区内异质形核的尺寸为0.5-1.5μm的粒子中， (ti,v,b)(c,n)的复合析出粒子的数量占70-80%、数量密度为5.13
×
10
4-6.72
×
104个/mm3。4.根据权利要求1所述的e级钢板，其特征在于：所述e级钢板的屈服强度380-420mpa,抗拉强度470-540mpa，屈强比≤0.83，-45℃纵向冲击功均值≥260j。5.根据权利要求1所述的e级钢板，其特征在于：所述e级钢板焊接后熔合线附近的热影响区组织由针状铁素体、珠光体构成，在150kj/cm大热输入后近缝热影响区冲击功均值≥120j。6.根据权利要求1所述的e级钢板，其特征在于：所述大热输入焊接采用多丝埋弧焊方法。7.根据权利要求1-6中任意一项所述的e级钢板，其特征在于，所述e级钢板采用控轧、控冷工艺进行生产，具体工艺参数为：控制加热温度在1050-1300℃之间，控制粗轧过程轧制温度在1000-1050℃，控制精轧过程轧制温度在750-950℃之间。8.根据权利要求8所述的e级钢板，其特征在于：所述粗轧过程为3-5道次大压下量轧制，粗轧总压下率不低于60%。9.根据权利要求8所述的e级钢板，其特征在于：所述精轧过程为5-7道次小压下量轧制。10.根据权利要求8所述的e级钢板，其特征在于，所述e级钢板的控冷工艺参数为：开冷温度控制在730-810℃，冷却速度控制在10-25℃/s,返红温度控制在500-540℃。

技术总结
一种可承受150kJ/cm大热输入焊接的屈服强度不小于370MPa的E级钢板，属于大热输入焊接用钢技术领域，所述E级钢板成分按质量百分比包括：C 0.04-0.12，Si 0.10-0.35，Mn 1.45-1.58，P≤0.015，S≤0.005，Ni≤0.09，Cu≤0.07，Mo≤0.05，Nb 0.01-0.09，V 0.01-0.09，Ti 0.005-0.030，B 0.0005-0.0035，Al 0.005-0.025，Ce 0.003-0.010，N 0.0005-0.0040，O 0.0005-0.0030，其余为Fe和不可避免的杂质；上述成分中Ti、Nb、V、B、C和N，满足0.55≤12.03Ti+6.86Nb+1.46V+0.04B+0.24C+0.12N≤0.85。通过控制合金元素在钢中的存在形态，E级钢板在150kJ/cm大热输入的条件下、屈服强度不小于370MPa。370MPa。370MPa。


技术研发人员：王青峰 张仲德 刘日平 赵丽洋 王秋鸣 杨啸雨 胡兵 何江里 王仕标 魏旭
受保护的技术使用者：燕山大学
技术研发日：2023.06.05
技术公布日：2023/8/6