專利名稱：一種可以采用高熱輸入焊接的硼氮復(fù)合微合金鋼及制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于微合金鋼技術(shù)領(lǐng)域，特別是提供了一種可以采用高熱輸入焊接的硼氮 復(fù)合微合金鋼及制造方法。
背景技術(shù)：
增氮鋼一般是指氮含量在0. 01wt%以上的低碳釩氮微合金鋼。在這類鋼中增氮， 結(jié)合第三代TMCP技術(shù)，可以優(yōu)化V-N粒子在奧氏體和鐵素體中的析出，顯著細(xì)化鐵素體晶 粒，提高沉淀強(qiáng)化增量，從而同時(shí)提高鋼的強(qiáng)度和韌性。另外，在保持一定強(qiáng)度水平的前提 下，在增氮的同時(shí)還可以適當(dāng)降低鋼中的碳含量，使鋼在焊前不預(yù)熱或經(jīng)較低的溫度預(yù)熱 即可避免焊接近縫區(qū)產(chǎn)生冷裂紋。目前，釩氮微合金技術(shù)在可焊接高強(qiáng)度鋼筋、型材、板材、 熱軋帶鋼等產(chǎn)品中已得到了廣泛應(yīng)用。但是，試驗(yàn)研究表明，當(dāng)上述增氮鋼以彡45kj/cm的熱輸入(對(duì)應(yīng)的t8/5彡30s) 進(jìn)行焊接時(shí)，由于在鋼的近縫區(qū)(對(duì)應(yīng)的峰值溫度在1350°C附近)，V-N粒子促進(jìn)大量粗大 晶界鐵素體轉(zhuǎn)變，且后續(xù)轉(zhuǎn)變形成的M-A島硬度較高、尺寸較大、彌散度較低。由它們構(gòu)成 的多相組織在承受沖擊載荷時(shí)，傾向于使微裂紋直接以微解理方式在軟硬相界面處形核， 且微裂紋很容易在粗大鐵素體晶粒中擴(kuò)展，最終形成以準(zhǔn)解理或解理為主要特征的斷口形 貌，本質(zhì)上屬于脆性斷裂，-40°C沖擊功一般均低于27J。如何抑制增氮鋼在高熱輸入焊接條件下近縫區(qū)的脆化傾向，這是目前釩氮微合金 化技術(shù)面臨的重要問題。一種可能的途徑是突破該類鋼傳統(tǒng)的微合金化思路，在增氮鋼中 加入微量的硼，通過合理控制硼含量與氮含量的范圍和配比，在鋼中形成有利的硼和氮的 分布。其中，使一部分硼以固溶的形式存在，在焊后連續(xù)冷卻時(shí)，固溶硼非平衡偏聚在近縫 區(qū)奧氏體晶界，以抑制粗大晶界鐵素體的形成；部分硼與部分氮結(jié)合，形成氮化硼粒子，另 一部分氮與釩結(jié)合，形成VN粒子，兩種粒子均促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的形成，限止粒狀貝氏體的 粗化。即通過硼氮復(fù)合微合金化技術(shù)，以控制近縫區(qū)的連續(xù)冷卻組織轉(zhuǎn)變，獲得細(xì)化的晶內(nèi) 鐵素體和粒狀貝氏體，抑制M-A島硬相的脆化傾向，最終使這種硼氮復(fù)合微合金增氮鋼在 以較高的熱輸入焊接時(shí)，也能在近縫區(qū)獲得良好的沖擊韌性。目前，從國(guó)內(nèi)外公開的文獻(xiàn)和專利中，也可見在鋼中同時(shí)含有一定量硼和氮的 實(shí)例。 如 R. J. Glodowski 在 “N Strain aging in ferritic steels，，(Wire J. Int.， 28(2005) 1 70) 一文和袁輝等人在“低碳含硼鋼的開發(fā)歷史及發(fā)展現(xiàn)狀”(首鋼科技，2005，21-23) 一文中介紹，電爐鋼中的氮含量較高，一般最高含量可接近0.01wt%，若電爐 生產(chǎn)線材中的氮以自由氮的形式存在，則會(huì)產(chǎn)生應(yīng)變時(shí)效脆化，降低拉拔加工性能。如在鋼 中加入適量硼，使硼與氮結(jié)合，以固定鋼中的自由氮，則可以提高線材的加工性能。但這與 本申請(qǐng)涉及的微合金化方法和所要達(dá)到的目的均有不同。 又如法國(guó)克魯梭公司在中國(guó)申請(qǐng)的專利“可焊接的結(jié)構(gòu)鋼組件及其制造方法”(申 請(qǐng)?zhí)?00380103645. 8)，提出將鋼中的硼和氮分別控制在5 IOOppm和< 250ppm范圍內(nèi)，且對(duì)硼含量和氮含量(PPm)的限定還符合B彡1/3XN+0.5。但是，該專利技術(shù)的目的是為 了提高鋼的淬透性以獲得馬氏體-貝氏體組織，因此要求盡可能高的硼與氮的配比。又如美國(guó)?？松梨谏嫌窝芯抗驹谥袊?guó)申請(qǐng)的專利“具有優(yōu)異低溫韌性的超高 強(qiáng)度三相鋼”(申請(qǐng)?zhí)?9814735. 4)，提出將鋼中的硼和氮分別控制在4 20ppm和< 20 50ppm。該專利技術(shù)涉及的鋼如要經(jīng)過焊接，其不足之處是N含量偏低，形成的VN和BN粒 子的數(shù)量偏少，不能顯著促進(jìn)近縫區(qū)晶內(nèi)鐵素體的形成而限止貝氏體鐵素體的長(zhǎng)大。又如日本專利“特開昭62-190016”提出采用TiN和BN使近縫區(qū)鐵素體細(xì)化的方 法。該專利技術(shù)的不足之處是硼與氮的配比偏低，當(dāng)采用高熱輸入焊接時(shí)，在近縫區(qū)奧氏體 晶界處產(chǎn)生足夠的固溶硼偏聚，仍不能有效抑制粗大晶界鐵素體的形成，還是會(huì)引起粗晶 脆化現(xiàn)象。又如日本專利“特開昭59-159968”提出利用晶界固溶硼防止網(wǎng)狀粗大晶界鐵素體 而改善近縫區(qū)韌性的方法。該方法的不足之處是硼與氮的配比偏高，當(dāng)以較高的熱輸入進(jìn) 行焊接時(shí)，還是會(huì)促進(jìn)粗大粒狀貝氏體的形成而不能抑制M-A島引起的局部脆化現(xiàn)象。又如中國(guó)專利“一種強(qiáng)韌鋼熱軋板卷生產(chǎn)方法”(申請(qǐng)?zhí)?00710035787. 5)提出將 鋼中的硼和氮分別控制在0. 0015 0. 0060%和0. 010 0. 018%。但該鋼如要經(jīng)過焊接， 其不足之處是沒有對(duì)硼含量與氮含量的配比提出限定要求，還是有可能使二者之間的配比 偏高或者偏低，從而使高熱輸入焊接近縫區(qū)形成粗大的晶界鐵素體或粗大的粒狀貝氏體、 或粗大晶界鐵素體與粗大粒狀貝氏體共存的組織，導(dǎo)致沖擊韌性顯著不足。綜上所述，現(xiàn)有相關(guān)專利和文獻(xiàn)所涉及的技術(shù)，要么鋼中的氮含量偏低、不屬于增 氮鋼，要么硼與氮的配比失當(dāng)，要么沒有對(duì)硼與氮的配比加以限定，與本申請(qǐng)?zhí)岢龅耐ㄟ^合 理控制硼含量與氮含量的范圍和配比、以改善增氮鋼高熱輸入焊接近縫區(qū)沖擊韌性的方法 相比，均有不同。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于提供一種可以采用高熱輸入焊接的硼氮復(fù)合微合金鋼及制造 方法，解決了要么鋼中的氮含量偏低、不屬于增氮鋼，要么硼與氮的配比失當(dāng)，要么沒有對(duì) 硼與氮的配比加以限定等問題。本發(fā)明的高熱輸入焊接的硼氮復(fù)合微合金鋼的化學(xué)成分為(wt%) :C:0.04 0. 09，Mn 1. 00 1. 80，Si 0. 10 0. 50，S 彡 0. 010，P 彡 0. 015，Mo 0. 10 0. 30，V 0. 03 0. 10, Ti 0. 005 0. 030,N 0. 010 0. 025,B 0. 0005 0. 0025, Al 彡 0. 015，余
量為Fe及不可避免的雜質(zhì)。對(duì)其中硼含量(wt% )和氮含量(wt% )的關(guān)系加以限定，使它們之間的配比同時(shí) 符合 0. 010 彡 2N-15B 彡 0. 018 與 Ti+V+ΙΟΒ 彡 4. 525N-0. 002 的要求。本發(fā)明的制造方法，按照電爐或轉(zhuǎn)爐冶煉、爐外精煉、連鑄、軋制和回火處理的工 藝路線來完成制造過程。在工藝中控制如下技術(shù)參數(shù)鋼的冶煉和連鑄方法在轉(zhuǎn)爐出鋼過程中向鋼包內(nèi)加復(fù)合脫氧劑并底吹氬氣進(jìn)行 預(yù)脫氧；在CAS工位，由浸漬罩內(nèi)向鋼包中先加入鋁進(jìn)行深脫氧，且控制鋼水中酸溶鋁含量 為< 0. 015%，再加入釩氮合金，使水中的釩含量和氮含量接近目標(biāo)值，并同時(shí)吹氬處理，以 提高脫氧效果和成分均勻性；在LF工位，先造白渣，進(jìn)行深脫硫和目標(biāo)成分調(diào)整，后依次喂入鈣線、鈦線和硼線，并同時(shí)吹氬處理，使成分均勻，經(jīng)取樣分析確認(rèn)鋼水中各元素成分達(dá) 到目標(biāo)值要求后出鋼，再送連鑄臺(tái)；連鑄過程采取全程保護(hù)澆注。鋼的軋制鋼坯在均熱爐內(nèi)的加熱溫度為1150 1200°C，加熱時(shí)間為4 8小時(shí)； 開軋溫度為1100 1150°C，終軋溫度為850 900°C，總的壓下率為70% 90% ；經(jīng)終軋后 的鋼板，在ACC段的開冷溫度為770 820°C、冷卻速度為10 30°C /s、返熱溫度為480 5500C ；鋼板出ACC后停留30S后進(jìn)行熱矯，如果板形較好可直接進(jìn)行熱矯。另外，對(duì)軋態(tài)鋼板進(jìn)行一道回火處理，工藝要點(diǎn)包括回火溫度為550 600°C，回 火時(shí)間為 Imin/mmX 板厚(mm)+30min。由于鋼的化學(xué)成分是影響焊接近縫區(qū)顯微組織和沖擊韌性的關(guān)鍵因素，本發(fā)明為 了抑制增氮鋼高熱輸入焊接近縫區(qū)的粗晶脆化和M-A島引起的局部脆化，對(duì)所述鋼的化學(xué) 成分，特別是對(duì)其中微合金化元素的化學(xué)成分，進(jìn)行了特別的限定，主要原因在于1、碳是影響鋼的焊接性能的主要元素，當(dāng)碳含量高于0. 09%時(shí)，易在焊接近縫區(qū) 形成高碳M-A島，硬度較高且數(shù)量較多，引起局部脆化，降低沖擊韌性。但是，當(dāng)碳含量低于 0. 04%時(shí)，難于使鋼達(dá)到所需要的強(qiáng)度。因此，碳含量宜控制在0. 04 0. 09%的范圍內(nèi)。2、錳在焊接近縫區(qū)中推遲奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變，對(duì)細(xì)化組織、提高沖擊韌性有 利。當(dāng)錳的含量低于1.00%時(shí)，上述作用不顯著，且使所述鋼的強(qiáng)度偏低。當(dāng)錳的含量高于 1.80%時(shí)，鋼板內(nèi)部易形成明顯的帶狀偏析，焊接時(shí)即使經(jīng)高溫加熱也不消失，從而在近縫 區(qū)局部產(chǎn)生淬硬組織，降低沖擊韌性。因此，錳含量應(yīng)控制在1.00 1.80%的范圍內(nèi)。3、硅促進(jìn)近縫區(qū)中M-A島的形成，使脆化傾向增加，因此，硅的含量不宜高于 0. 50% ；但由于硅是煉鋼時(shí)最有效的脫氧元素之一，當(dāng)硅含量低于0. 10%時(shí)，鋼水易被氧 化。因此，硅含量應(yīng)控制在0. 10 0.50%的范圍內(nèi)。4、硫和磷嚴(yán)重?fù)p害鋼和焊接近縫區(qū)的韌性。因此，硫、磷含量應(yīng)分別控制在 彡0. 010%和彡0. 015%以下。5、鉬在高熱輸入焊接近縫區(qū)抑制粗大晶界鐵素體的形成，對(duì)提高低溫韌性有利。 當(dāng)鉬含量低于0. 10%時(shí)，上述效果并不顯著；但是，當(dāng)鉬含量高于0. 30%時(shí)，近縫區(qū)中粒狀 貝氏體發(fā)達(dá)且數(shù)量偏多，反而使低溫韌性降低。因此，鉬含量應(yīng)控制在0. 10 0. 30%。6、釩在所述鋼中與氮結(jié)合形成VN粒子，VN粒子在奧氏體中的析出，可提高鐵素體 形核率，細(xì)化組織；VN粒子在鐵素體中的析出，具有顯著的沉淀強(qiáng)化作用。當(dāng)釩的含量低于 0. 03%時(shí)，釩的上述作用不顯著。但是，隨著釩含量的增加，焊接近縫區(qū)中M-A島脆性相的 數(shù)量增多，降低沖擊韌性，其含量不宜超過0. 10%。因此，釩含量應(yīng)控制在0.03 0. 10%。7、微量鈦與氮結(jié)合形成TiN，可以有效抑制焊接近縫區(qū)原奧氏體晶粒的粗化，提高 低溫韌性，其含量不宜低于0. 005%。但過多的鈦，一方面，易在鋼水凝固過程中形成粗大的 夾雜物，降低鋼和焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性，另一方面，在鋼中“奪走”過多的氮，弱化釩的 沉淀強(qiáng)化效果，其含量不宜超過0. 030%。因此，合適的鈦含量應(yīng)控制在0. 005 0. 030%。8、鋁是煉鋼過程中一種重要的脫氧元素，即使在鋼水中加入微量的鋁，也可以有 效減少鋼中的夾雜物含量，并細(xì)化晶粒。但過多的招，同樣會(huì)在鋼中“奪走”過多的氮，既不 利于發(fā)揮TiN的作用，也削弱化釩的沉淀強(qiáng)化效果，因此，鋁含量應(yīng)控制在0. 015%以下。9、氮在所述鋼中是一種關(guān)鍵的微合金化元素，要同時(shí)有效利用VN和TiN的作用， 需要鋼中有足夠多的N與V和Ti配合，其含量不宜低于0. 010%。但是，過高的增氮水平，除對(duì)連鑄操作和鑄坯質(zhì)量有負(fù)面影響以外，還在鋼中形成游離氮，增加鋼和焊接熱影響區(qū) 的時(shí)效脆性，宜將其含量控制在0. 025%以下，并采用Ti、V、B等微合化元素加以固定。另 外，隨增氮水平提高，在以> 45kj/cm的高熱輸入焊接時(shí)，近縫區(qū)中粗大晶界鐵素體數(shù)量趨 于增加，也需要限制過高的氮含量。因此，除了需要將氮含量控制在0. 010 0. 025%以外， 還需要鋼中Ti、V、B禾口 N的含量(wt% )符合Ti+V+ΙΟΒ彡4. 525N-0. 002。10、硼在所述鋼中也是一種關(guān)鍵的微合金化元素，微量硼在鋼中以固溶硼的形式 在奧氏體晶界處偏聚，可推遲奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變，抑制粗大晶界鐵素體的形成，促進(jìn)貝氏 體轉(zhuǎn)變。硼在所述鋼高熱輸入焊接近縫區(qū)也有類似作用。但過低的硼不利于發(fā)揮上述作 用，因此，其含量不宜低于0. 0005%。但過高的硼含量，會(huì)在> 45kj/cm的高熱輸入焊接 近縫區(qū)促進(jìn)粗大粒狀貝氏體的形成，使M-A島引起的局部脆化傾向增加，其含量不宜超過 0.0025%。因此，合適的硼含量應(yīng)控制在0.0005 0.0025%。另一方面，硼的加入量還必 須與增氮水平相適應(yīng)，即必須控制合理的硼含量與氮含量的配比，才能揚(yáng)長(zhǎng)避短，使硼發(fā)揮 上述有利作用。原因在于在高熱輸入焊接近縫區(qū)，當(dāng)硼與氮的配比偏低時(shí)，硼對(duì)粗大晶界 鐵素體形成的抑制作用偏弱，而氮對(duì)粗大晶界鐵素體形成的促進(jìn)作用偏強(qiáng)，還是會(huì)引起粗 晶脆化現(xiàn)象；當(dāng)硼與氮的配比偏高時(shí)，硼對(duì)粗大粒狀貝氏體形成的促進(jìn)作用偏強(qiáng)，而氮通過 VN粒子誘導(dǎo)晶內(nèi)鐵素體而限制貝氏體鐵素體長(zhǎng)大的作用偏弱，還是會(huì)產(chǎn)生數(shù)量較多的粗大 粒狀貝氏體，而不能抑制M-A島引起的局部脆化現(xiàn)象。因此，除了應(yīng)將所述可高熱輸入焊接 的增氮鋼中的硼含量與氮含量控制在上述范圍以外，還必須將其中硼含量與氮含量的配比 控制在0. 010 ^ 2N-15B彡0. 018的范圍內(nèi)。本發(fā)明具有如下優(yōu)點(diǎn)1、本發(fā)明所述的可高熱輸入焊接的硼氮復(fù)合微合金鋼，在熱輸入為45 SOKj/ cm、對(duì)應(yīng)的t8/5為30 IOOs的條件下經(jīng)過焊接后，近縫區(qū)的顯微組織主要由晶內(nèi)鐵素體、 粒狀貝氏體和晶界鐵素體M-A島構(gòu)成，其中晶內(nèi)鐵素體的百分含量>30%;近縫區(qū)的-40°C 卻貝沖擊功>47 J。2、本發(fā)明所述的可高熱輸入焊接的硼氮復(fù)合微合金鋼，顯微組織含有準(zhǔn)多邊形鐵 素體和貝氏體，其中貝氏體的體積分?jǐn)?shù)彡40% ；屈服強(qiáng)度彡550MPa、抗拉強(qiáng)度彡670MPa、延 伸率彡18%、-40°C卻貝沖擊功彡IOOJ03、本發(fā)明所述的可高熱輸入焊接的硼氮復(fù)合微合金鋼的制造方法，生產(chǎn)工藝簡(jiǎn) 便，特別適用于要求采用高熱輸入焊接的中厚鋼板的生產(chǎn)。


圖1為本發(fā)明所述的可高熱輸入焊接的硼氮復(fù)合微合金鋼的金相組織是由準(zhǔn)多 邊形鐵素體和貝氏體構(gòu)成的混合組織。圖2為本發(fā)明所述的可高熱輸入焊接的硼氮復(fù)合微合金鋼在焊接熱輸入為30Kj/ cm(對(duì)應(yīng)的t8/5為15s)時(shí)，近縫區(qū)形成由晶內(nèi)鐵素體(針狀或塊狀)、晶界鐵素體和粒狀貝 氏體構(gòu)成的混合組織。圖3為當(dāng)所述的可高熱輸入焊接的硼氮復(fù)合微合金鋼在焊接熱輸入由30Kj/cm增 加到45Kj/cm(對(duì)應(yīng)的t8/5為30s)時(shí)，近縫區(qū)組織形態(tài)幾乎不變，晶內(nèi)鐵素體仍占多數(shù)，晶 界鐵素體和粒狀貝氏體的數(shù)量略有增多。
圖4為本發(fā)明所述的可高熱輸入焊接的硼氮復(fù)合微合金鋼在焊接熱輸入由45Kj/ cm進(jìn)一步增加到60Kj/cm(對(duì)應(yīng)的t8/5為60s)時(shí)，近縫區(qū)中組織構(gòu)成不變，晶界鐵素體和粒 狀貝氏體的數(shù)量增多、尺寸增大，但晶內(nèi)鐵素體仍占有相當(dāng)大的比例。圖5為比較鋼1(單獨(dú)增氮、未加硼)在焊接熱輸入為60Kj/cm時(shí)，近縫區(qū)形成由 大量粗大晶界鐵素體、少量粒狀貝氏體和晶內(nèi)鐵素體構(gòu)成的混合組織。圖6為比較鋼2 (單獨(dú)加硼、未增氮)在焊接熱輸入為60Kj/cm時(shí)，近縫區(qū)形成由 大量粗大粒狀貝氏體和少量晶內(nèi)鐵素體構(gòu)成的混合組織。圖7為本發(fā)明所述可高熱輸入焊接的增氮鋼(圖7a)、比較鋼1 (圖7b，單獨(dú)增氮、 未加硼)和比較鋼2(圖7c，單獨(dú)加硼、未增氮)在焊接熱輸入為60Kj/cm時(shí)，近縫區(qū)采用著 色腐蝕顯示的M-A島形貌，說明本發(fā)明在鋼中復(fù)合添加硼和氮，與單獨(dú)加硼相比，可以使高 熱輸入焊接近縫區(qū)M-A島的數(shù)量減少、密度降低；與單獨(dú)增氮相比，可以使高熱輸入焊接近 縫區(qū)M-A島的數(shù)量減少、尺寸減小、分布更加均勻。圖8為本發(fā)明所述可高熱輸入焊接的硼氮復(fù)合微合金鋼和比較鋼近縫區(qū)-40°C卻 貝沖擊功隨熱輸入的變化趨勢(shì)，說明本發(fā)明鋼的焊接近縫區(qū)具有相對(duì)更優(yōu)的低溫韌性，即 使在焊接熱輸入增加到80Kj/cm時(shí)，近縫區(qū)-40°C沖擊功仍高于47J，而比較鋼在焊接熱輸 入彡45Kj/cm時(shí)，近縫區(qū)_40°C沖擊功低于47J。
具體實(shí)施例方式以下結(jié)合具體實(shí)施例對(duì)本發(fā)明涉及的一種可高熱輸入焊接的硼氮復(fù)合微合金鋼 及制造方法作進(jìn)一步的詳細(xì)描述。按本發(fā)明所述一種可高熱輸入焊接的硼氮復(fù)合微合金鋼及制造方法，試制了 3種 不同硼含量和氮含量的試驗(yàn)鋼，作為實(shí)施例。試驗(yàn)鋼采用150噸轉(zhuǎn)爐冶煉。冶煉和連鑄試 制時(shí)遵循以下工藝要點(diǎn)1、在轉(zhuǎn)爐出鋼過程中向鋼包內(nèi)加復(fù)合脫氧劑并底吹氬氣進(jìn)行預(yù)脫氧；2、在CAS工位，由浸漬罩內(nèi)向鋼包中先加入鋁進(jìn)行深脫氧，且控制鋼水中酸溶鋁 含量為< 0.015%，再加入釩氮合金，使水中的釩含量和氮含量接近目標(biāo)值，并同時(shí)吹氬處 理，以提高脫氧效果和成分均勻性；3、在LF工位，先造白渣，進(jìn)行深脫硫和目標(biāo)成分調(diào)整，后依次喂入鈣線、鈦線和硼 線，并同時(shí)吹氬處理，使成分均勻，經(jīng)取樣分析確認(rèn)鋼水中各元素成分達(dá)到目標(biāo)值要求后出 鋼，再送連鑄臺(tái)；4、連鑄過程采取全程保護(hù)澆注。連鑄坯的厚度規(guī)格為220mm，在3. 5米軋機(jī)上進(jìn)一步將每一種試驗(yàn)鋼坯軋制成 20mm和30mm兩種厚度規(guī)格的板材。軋制時(shí)遵循以下工藝要點(diǎn)1、鋼坯加熱溫度為1180士20°C，加熱時(shí)間為5小時(shí)；2、開軋溫度為1100 1150°C，終軋溫度為850 900°C，三種不同厚度規(guī)格試驗(yàn) 鋼板總的壓下率分別為90%、86%和82%;3、經(jīng)終軋后的鋼板，在ACC段的開冷溫度為770 820°C、冷卻速度為15°C /s、返 熱溫度為480 550°C ；4、鋼板出ACC后停留30S后進(jìn)行熱矯。
軋后對(duì)鋼板進(jìn)行一道回火處理，回火溫度為560士 10°C，三種不同厚度規(guī)格鋼板回 火時(shí)間分別為50,60和70min。3種試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分見表1。另選用兩種商業(yè)熱軋板作為比較，其化學(xué)成分也列 于表1。表1 鋼的化學(xué)成分(wt % )
權(quán)利要求
一種可以采用高熱輸入焊接的硼氮復(fù)合微合金鋼，其特征在于，化學(xué)成分重量百分?jǐn)?shù)為C0.04～0.09，Mn1.00～1.80，Si0.10～0.50，S≤0.010，P≤0.015，Mo0.10～0.30，V0.03～0.10，Ti0.005～0.030，N0.010～0.025，B0.0005～0.0025，Al≤0.015，余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的硼氮復(fù)合微合金鋼，其特征是硼含量和氮含量之間的配比 同時(shí)符合 0. 010 彡 2N-15B 彡 0. 018 與 Ti+V+ΙΟΒ 彡 4. 525N-0. 002 的要求。
3.—種權(quán)利要求1或2所述的硼氮復(fù)合微合金鋼的制造方法，其特征在于，在工藝中控 制如下技術(shù)參數(shù)鋼的冶煉和連鑄方法在轉(zhuǎn)爐出鋼過程中向鋼包內(nèi)加復(fù)合脫氧劑并底吹氬氣進(jìn)行預(yù) 脫氧；在CAS工位，由浸漬罩內(nèi)向鋼包中先加入鋁進(jìn)行深脫氧，且控制鋼水中酸溶鋁含量為 < 0. 015%，再加入釩氮合金，使水中的釩含量和氮含量接近目標(biāo)值，并同時(shí)吹氬處理，以提 高脫氧效果和成分均勻性；在LF工位，先造白渣，進(jìn)行深脫硫和目標(biāo)成分調(diào)整，后依次喂入 鈣線、鈦線和硼線，并同時(shí)吹氬處理，使成分均勻，經(jīng)取樣分析確認(rèn)鋼水中各元素成分達(dá)到 目標(biāo)值要求后出鋼，再送連鑄臺(tái)；連鑄過程采取全程保護(hù)澆注；鋼的軋制鋼坯在均熱爐內(nèi)的加熱溫度為1150 1200°C，加熱時(shí)間為4 8小時(shí)；開 軋溫度為1100 1150°C，終軋溫度為850 900°C，總的壓下率為70% 90% ；經(jīng)終軋后 的鋼板，在ACC段的開冷溫度為770 820°C、冷卻速度為10 30°C /s、返熱溫度為480 5500C ；鋼板出ACC后停留30S后進(jìn)行熱矯；對(duì)軋態(tài)鋼板進(jìn)行一道回火處理，回火溫度為550 600°C，回火時(shí)間為Imin/mmX板厚 (mm)+30mino
全文摘要
一種可以采用高熱輸入焊接的硼氮復(fù)合微合金鋼及制造方法，屬于微合金鋼技術(shù)領(lǐng)域。鋼的化學(xué)成分為C0.04～0.09，Mn1.00～1.80，Si0.10～0.50，S≤0.010，P≤0.015，Mo0.10～0.30，V0.03～0.10，Ti0.005～0.030，N0.010～0.025，B0.0005～0.0025，Al≤0.015，余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)，鋼中硼含量和氮含量之間的配比同時(shí)符合0.010≤2N-15B≤0.018與Ti+V+10B≥4.525N-0.002，采用電爐或轉(zhuǎn)爐冶煉、爐外精煉、連鑄、軋制和回火處理的工藝路線來組織生產(chǎn)。優(yōu)點(diǎn)在于，鋼屈服強(qiáng)度≥550MPa、抗拉強(qiáng)度≥670MPa、延伸率≥18％、-40℃卻貝沖擊功≥200J；在焊接熱輸入為45～80kj/cm時(shí)，近縫區(qū)-40℃卻貝沖擊功≥47J；并且工藝簡(jiǎn)便。
文檔編號(hào)C22C38/14GK101967604SQ20101053693
公開日2011年2月9日 申請(qǐng)日期2010年11月5日 優(yōu)先權(quán)日2010年11月5日
發(fā)明者劉利剛, 楊才福, 柴鋒, 潘濤, 王玉輝, 王青峰, 蘇航, 薛東妹 申請(qǐng)人:鋼鐵研究總院