可大热输入焊接的690MPa级钢板及其生产方法与流程

可大热输入焊接的690mpa级钢板及其生产方法
技术领域
1.本发明属于钢铁技术领域，涉及一种可大热输入焊接的690mpa级钢板，以及可大热输入焊接的690mpa级钢板的生产方法。


背景技术：

2.近年来，以氧化物冶金为基础的大热输入焊接技术得到了快速发展，在船舶、海工、建筑、容器、桥梁、能源等领域展现出广阔的应用前景。通过电渣焊、气电立焊、多丝埋弧焊等方法进行大热输入焊接，可大幅度提高焊接效率、降低全流程制造成本、提高结构安全性。
3.高强度是钢铁研发和应用的永恒主题，最近十年，690mpa级高强钢在海工、船舶、桥梁等领域逐渐开始应用。然而，高强钢本身合金含量高、焊接难度大，在大热输入焊接条件下，焊缝附近温度可超过1400℃，使奥氏体晶粒显著长大，在随后的冷却过程中形成晶界铁素体、m/a岛、魏氏组织等，导致焊接后的钢材低温韧性降低。


技术实现要素：

4.为了解决现有问题，本发明的目的在于提供一种可大热输入焊接的690mpa级钢板，以及可大热输入焊接的690mpa级钢板的生产方法，其具有高强度，同时还可以在热输入焊接条件下保证优异的低温韧性。
5.为实现上述目的，一实施方式提供了一种可大热输入焊接的690mpa级钢板，其化学成分以质量百分比计包括：c:0.04～0.07％，si:0.15～0.20％，mn:1.35～1.5％，cr:0.45～0.55％，ni:1.1～1.3％，mo:0.3～0.4％，cu:0.9～1.0％，nb:0.04～0.06％，v:0.01～0.04％，ti:0.02～0.05％，mg:0.0005～0.0020％，b:0.0005～0.0020％，o:0.0015～0.0035％，且20≤ti/mg≤50，其余为fe和不可避免的杂质，部分杂质为p≤0.008％、s≤0.005％、al≤0.004％、n≤0.005％。
6.进一步地，所述钢板中直径为0.2～5μm的d类球状夹杂物的面密度≥10000个/mm2。
7.进一步地，所述钢板的晶界m/a岛含量≤1％。
8.进一步地，所述d类球状夹杂物为由mg、ti、al组成的(mg,al,ti)
x
o复合氧化物粒子，x值为0.8～1.5。
9.进一步地，所述钢板在50～200kj/cm的热输入焊接条件下，焊接热影响区-60℃冲击功a
kv2
平均值≥160j、单值≥140j。
10.进一步地，所述钢板的厚度15～50mm，屈服强度≥700mpa。
11.为实现上述目的，一实施方式还提供了一种可大热输入焊接的690mpa级钢板的生产方法，其包括步骤：
12.按照铁水预脱硫、转炉冶炼、lf精炼、rh真空精炼、喂合金线和连铸的顺序制备出如权利要求1的所述钢板的化学成分的连铸坯；
13.将所得连铸坯进行加热后，进行两阶段轧制而制成钢板；其中，第一阶段轧制的开始温度1050
±
50℃、结束温度≥960℃；第二阶段轧制的开始温度840℃
±
20℃、结束温度780℃
±
20℃；
14.钢板在720℃以上进行矫直，之后直接进行水冷冷却，钢板出水温度≤300℃；
15.钢板出水后在加热炉中进行回火热处理，加热炉温度为450～550℃，在炉时间为(2.5t 10～30)min，其中t为钢板厚度。
16.进一步地，所得连铸坯中直径为0.2～5μm的d类球状夹杂物的面密度≥10000个/mm2；在回火热处理之后，所得钢板的晶界m/a岛含量≤1％。
17.优选地，在步骤“按照铁水预脱硫、转炉冶炼、lf精炼、rh真空精炼、喂合金线和连铸的顺序制备出满足上述钢板的化学成分的连铸坯”中，转炉冶炼过程加入fesi/simn
→
ni/femo/cu合金，lf精炼过程加入fecr
→
nb/v
→
feti合金，rh真空精炼过程加入feti
→
feb，rh精炼结束后的喂合金线过程中加入nimg合金线。
18.优选地，在水冷冷却时，水冷辊道的长度为24m、速度为0.6～2.0m/s。
19.进一步地，所述钢板在50～200kj/cm的热输入焊接条件下，焊接热影响区-60℃冲击功a
kv2
单值≥145j；钢板的厚度15～50mm，屈服强度为740～820mpa。
20.与现有技术相比，一实施方式的有益效果包括：
21.(1)通过强脱氧剂mg的控制，形成了高熔点(即热稳定性很好)的高密度氧化物粒子，可以约束比如大热输入焊接的高温条件下奥氏体晶粒长大、减少相变过程的脆性组织、促进晶粒内部形成细小组织，从而降低大热输入量对热影响区组织的粗化，解决焊接脆化问题；
22.(2)通过加入cr、mo、b等元素提高钢板淬透性，使得钢板晶界m/a岛含量≤1％，提高了钢板的强度和低温韧性；同时，结合cr、mo、b、ni、cu等元素的综合控制，在保证钢板的强度提升的情况下，避免了常规认知中关于这些元素会导致低温韧性降低的不利影响；
23.(3)通过cu的含量控制，结合经高温矫直之后高温入水冷却、低温出水，提升钢板强度，更重要的是该冷却方式结合后续回火热处理，可以促进钢板中cu元素以细小、弥散的形态存在，从而在增加cu含量提升强度的同时，减小传统认为的cu含量增大所带来的低温韧性降低的不良影响，进而保证钢板的强度和大热输入焊接条件下的低温韧性均得以改善。
附图说明
24.图1是本发明实施例1的钢板的金相组织图；
25.图2是本发明实施例2的钢板的金相组织图。
具体实施方式
26.下面结合具体的实施方式来对本发明的技术方案做进一步的介绍，但要求保护的范围不仅局限于所作的描述。
27.本发明一实施方式提供了一种690mpa级钢板，其化学成分以质量百分比计包括：c:0.04～0.07％，si:0.15～0.20％，mn:1.35～1.5％，cr:0.45～0.55％，ni:1.1～1.3％，mo:0.3～0.4％，cu:0.9～1.0％，nb:0.04～0.06％，v:0.01～0.04％，ti:0.02～0.05％，
mg:0.0005～0.0020％，b:0.0005～0.0020％，o:0.0015～0.0035％，且20≤ti/mg≤50，其余为fe和不可避免的杂质，部分杂质为p≤0.008％、s≤0.005％、al≤0.004％、n≤0.005％。
28.以下对所述钢板中的各个化学元素进行详细介绍。
29.c：钢中最廉价的强化元素，具有很好的固溶强化作用，但c含量增加会极大损害钢板的焊接性能和低温韧性，在本实施方式中，c以质量百分比计控制在0.04～0.07％。
30.si：铁素体强化元素，但si元素含量过高易在钢板表面形成铁橄榄石，不易除鳞，降低钢板表面质量；此外，在大热输入焊接条件下，si元素会促进大尺寸m/a岛的形成而严重损害钢板的低温韧性，在本实施方式中，si以质量百分比计控制在0.15～0.20％。
31.mn：可有效提高钢板强度，但mn含量过高时，mn在钢水凝固过程中易发生偏析，不仅降低了钢板的低温韧性，还易导致钢板焊接接头出现裂纹，在本实施方式中，mn以质量百分比计控制在1.35～1.5％。
32.cr：可提高钢板的淬透性能，对提高钢板强度有利，但是对钢板的低温韧性不利，在本实施方式中，cr以质量百分比计控制在0.45～0.55％。
33.ni：为奥氏体稳定化元素，降低奥氏体向铁素体转变的相变温度，细化钢板组织，可有效提高钢板和焊接接头的低温韧性，在本实施方式中，ni以质量百分比计控制在1.1～1.3％。
34.mo：可有效提高钢板的淬透性，对提高厚规格钢板强度有利，但是对钢板的低温韧性不利，在本实施方式中，mo以质量百分比计控制在0.3～0.4％。
35.cu：具有析出强化的作用，但是含量过高会恶化大热输入焊接的低温韧性，在本实施方式中，cu以质量百分比计控制在0.9～1.0％。
36.nb：具有细晶强化和析出强化的作用，对提高钢板强度有利，但当nb含量过高时，大热输入焊接条件下焊接接头易产生较大尺寸的nbti的碳氮析出物，降低低温韧性，在本实施方式中，nb以质量百分比计控制在0.04～0.06％。
37.v：具有细晶强化和析出强化的作用，可提高钢板强度，此外v的碳氮化合物对铁素体晶内形核有利，但v含量过高会攒聚成较大尺寸的析出物，降低低温韧性，在本实施方式中，v以质量百分比计控制在0.01～0.04％。
38.ti：也具有细晶强化和析出强化的效果，但当ti元素含量过高，因n优先与ti结合，因此会减少钢中bn的含量，b以bn的形态存在时会提高钢板的低温韧性，在本实施方式中，ti以质量百分比计控制在0.02～0.05％。
39.mg：为氧化物形成元素，可在钢水中形成细小、弥散的氧化物粒子，在钢板加热过程中抑制奥氏体晶粒长大，从而提高钢板的大热输入焊接条件下的低温韧性，在本实施方式中，mg以质量百分比计控制在0.0005～0.0020％。
40.b：为淬透性元素，可有效提高钢板强度；此外，在大热输入焊接过程中，钢中存在的bn粒子易促进铁素体在奥氏体晶内形核，细化焊接接头组织，提高焊接性能，在本实施方式中，b以质量百分比计控制在0.0005～0.0020％。
41.o：可与mg元素形成细小的氧化物粒子，抑制奥氏体晶粒长大，提高钢板焊接性能，但o含量过高会引起大尺寸夹杂物含量的增加，影响钢板质量，在本实施方式中，o以质量百分比计控制在0.0015～0.0035％。
42.al：会干扰强脱氧剂mg与钢水的反应，影响氧化物粒子的含量，在本实施方式中，不采用al脱氧，也即不在炼钢过程中添加al合金，al在钢板中以杂质元素存在而控制在≤0.004％。
43.s、p、n：有害元素，在本实施方式中，s元素含量≤0.005％、p元素含量≤0.008％、n元素含量≤0.005％。
44.如此，本实施方式的钢板，具有690mpa以上高屈服强度，例如钢板的厚度为15～50mm、屈服强度≥700mpa；同时在大热输入焊接条件下还具有优异的低温韧性，具体地，在50～200kj/cm的热输入焊接条件下，焊接热影响区-60℃冲击功a
kv2
平均值≥160j、单值≥140j。
45.具体而言，本实施方式的钢板，在化学成分设计上：
46.(1)通过强脱氧剂mg的控制，形成了高熔点(即热稳定性很好)的高密度氧化物粒子，具体地，直径为0.2～5μm的d类球形夹杂物的面密度≥10000个/mm2，所述的直径为0.2～5μm的d类球形夹杂物具体为由mg、ti、al组成的(mg,al,ti)
x
o复合氧化物粒子，x值为0.8～1.5，可以约束比如大热输入焊接的高温条件下奥氏体晶粒长大、减少相变过程的脆性组织、促进晶粒内部形成细小组织，从而降低大热输入量对热影响区组织的粗化，解决焊接脆化问题；
47.(2)通过加入cr、mo、b等元素提高钢板淬透性，使得钢板晶界m/a岛含量≤1％，提高了钢板的强度和低温韧性；同时，结合cr、mo、b、ni、cu等元素的综合控制，在保证钢板的强度提升的情况下，避免了常规认知中关于这些元素会导致低温韧性降低的不利影响，例如，通过ni的含量控制，弥补了韧性不利元素对最终钢板低温韧性的劣化，又例如，通过cu的含量控制，将钢板中cu以细小、弥散形态存在，从而降低cu对低温韧性的不良影响程度，使得最终钢板的强度和大热输入焊接条件下的低温韧性得到综合改善；
48.(3)通过对ti、b、v元素的精细控制，使得钢中形成了足量的n化物(例如v的碳氮化物、b的氮化物)析出，在大热输入焊接条件下，促进铁素体晶内形核，抑制热影响区的晶界铁素体的形成，提高钢板在大热输入焊接条件下的低温韧性。
49.进一步地，本技术一实施方式还提供了上述690mpa级钢板的一种优选地生产方法，当然，上述钢板的生产方法不限于此。此处实施方式所提供的生产方法可以在前述化学成分设计的基础上进一步优化所述钢板的性能。
50.具体地，所述生产方法包括步骤：
51.按照铁水预脱硫、转炉冶炼、lf精炼、rh真空精炼、喂合金线和连铸的顺序制备出满足上述钢板的化学成分的连铸坯，也即，所得连铸坯的化学成分与前述的钢板的化学成分相同；其中，连铸坯的厚度优选为320mm，但不限于此；
52.将所得连铸坯进行加热后，进行两阶段轧制而制成钢板；其中，第一阶段轧制的开始温度1050
±
50℃、结束温度≥960℃；第二阶段轧制的开始温度840℃
±
20℃、结束温度780℃
±
20℃；
53.钢板在720℃以上进行矫直，之后直接进行水冷冷却，钢板出水温度≤300℃；
54.钢板出水后在加热炉中进行回火热处理，加热炉温度为450～550℃，在炉时间为(2.5t 10～30)min，其中t为钢板厚度，例如钢板厚度为20mm，则在炉时间为(2.5*20 10～30)min，即60～80min。
55.如此，本实施方式在前述化学成分的设计基础上，在生产方法上：
56.(1)通过第一阶段轧制中的温度控制，使得该第一阶段为完全再结晶区轧制，轧制后钢板中储存更多的畸变能，避免再结晶后的奥氏体组织进一步长大，同时，通过第二阶段轧制的温度控制，保留了更多的变形组织和位错，为相变提供了更多的形核点，细化组织，提高钢板强度和低温韧性；
57.(2)再一方面，经高温矫直之后高温入水冷却、低温出水，如此可以使得钢板的组织为贝氏体 马氏体组织，其中马氏体组织比例≥60％且贝氏体为板条状贝氏体组织为主，以提升钢板强度，更重要的是该冷却方式结合后续回火热处理，可以促进钢板中cu元素以细小、弥散的形态存在，从而在增加cu含量提升强度的同时，减小传统认为的cu含量增大所带来的低温韧性降低的不良影响，进而保证钢板的强度和大热输入焊接条件下的低温韧性均得以改善。
58.其中，与前文的钢板组织相对应的，本实施方式的生产方法中，所得连铸坯中直径为0.2～5μm的d类球状夹杂物的面密度≥10000个/mm2；在回火热处理之后，所得钢板的晶界m/a岛含量≤1％。
59.且基于所述化学成分基础上，采用所述生产方法所得钢板具有更加优异的强度和低温韧性，具体地，所得钢板在50～200kj/cm的热输入焊接条件下，焊接热影响区-60℃冲击功a
kv2
单值≥145j；钢板的厚度15～50mm，屈服强度为740～820mpa。
60.进一步地，在优选实施方式中，在步骤“按照铁水预脱硫、转炉冶炼、lf精炼、rh真空精炼、喂合金线和连铸的顺序制备出满足上述钢板的化学成分的连铸坯”中，转炉冶炼过程加入fesi/simn
→
ni/femo/cu合金，lf精炼过程加入fecr
→
nb/v
→
feti合金，rh真空精炼过程加入feti
→
feb，rh精炼结束后的喂合金线过程中加入nimg合金线。如此，通过各个合金的加入时机的控制，尤其是通过在rh真空精炼之后、以喂合金线的方式添加mg，可以进一步保证在钢水和连铸坯中形成高密度的高熔点氧化物粒子，以增多连铸坯中直径为0.2～5μm的d类球状夹杂物的面密度，进而保证最终钢板在大热输入焊接条件下的低温韧性。
61.优选地，在水冷冷却时，水冷辊道的长度为24m、速度为0.6～2.0m/s，以进一步优化冷却速率，改善钢板的强度和低温韧性。
62.下面提供本发明的2个优选地实施例，来对本发明的技术方案进一步说明。当然，这2个实施例仅为本实施方式所含众多变化实施例中的优选实施情况，而非全部。
63.实施例1
64.该实施例提供了一种钢板，其化学成分以质量百分比计包括：c:0.05％，si:0.15％，mn:1.5％，cr:0.50％，ni:1.1％，mo:0.3％，cu:0.9％，nb:0.04％，v:0.02％，ti:0.03％，mg:0.0010％，b:0.0010％，o:0.0025％，其余为fe和不可避免的杂质，部分杂质为p:0.007％、s:0.003％、al:0.003％、n:0.003％。
65.该钢板的生产过程如下：
66.(1)按照铁水预脱硫、转炉冶炼、lf精炼、rh真空精炼、喂合金线和连铸的顺序制备出厚度320mm的连铸坯；
67.期间，加入合金的种类和顺序是转炉冶炼过程加入fesi/simn
→
ni/femo/cu合金，lf精炼过程加入fecr
→
nb/v
→
feti合金，rh真空精炼过程加入feti
→
feb，rh精炼结束后的喂合金线过程中加入nimg合金线；
68.经取样检测，该连铸坯的化学成分如前所述，连铸坯中直径为0.2～5μm的d类球状夹杂物的面密度为12000个/mm2，该d类球状夹杂物具体为由mg、ti、al组成的(mg,al,ti)
x
o复合氧化物粒子，x值为0.9～1.2；
69.(2)将所得连铸坯进行加热，加热温度为1200℃；之后，进行两阶段轧制而制成厚度为15mm的钢板；
70.其中，第一阶段轧制的开始温度1050℃、结束温度960℃；第二阶段轧制的开始温度840℃、结束温度800℃；
71.(3)第二阶段轧制完成后，钢板以750℃进行矫直，之后直接进行水冷冷却，水冷辊道的长度为24m、速度为2.0m/s，钢板出水温度250℃；
72.(4)钢板出水后在加热炉中进行回火热处理，加热炉温度为500℃，在炉时间为50min；
73.对本实施例的钢板进行组织和性能检测，得到：钢板的组织为83％马氏体 17％板条贝氏体，屈服强度为820mpa，在60kj/cm的热输入焊接条件下，焊接热影响区-60℃冲击功a
kv2
为221j、189j、199j，晶界m/a岛含量为0.5％。
74.实施例2
75.该实施例提供了一种钢板，其化学成分以质量百分比计包括：c:0.06％，si:0.15％，mn:1.45％，cr:0.50％，ni:1.2％，mo:0.3％，cu:0.9％，nb:0.05％，v:0.03％，ti:0.04％，mg:0.0020％，b:0.0015％，o:0.0030％，其余为fe和不可避免的杂质，部分杂质为p:0.006％、s:0.003％、al:0.003％、n:0.003％。
76.该钢板的生产过程如下：
77.(1)按照铁水预脱硫、转炉冶炼、lf精炼、rh真空精炼、喂合金线和连铸的顺序制备出厚度320mm的连铸坯；
78.期间，加入合金的种类和顺序是转炉冶炼过程加入fesi/simn
→
ni/femo/cu合金，lf精炼过程加入fecr
→
nb/v
→
feti合金，rh真空精炼过程加入feti
→
feb，rh精炼结束后的喂合金线过程中加入nimg合金线；
79.经取样检测，该连铸坯的化学成分如前所述，连铸坯中直径为0.2～5μm的d类球状夹杂物的面密度为20000个/mm2，该d类球状夹杂物具体为由mg、ti、al组成的(mg,al,ti)
x
o复合氧化物粒子，x值为0.8～1.3；
80.(2)将所得连铸坯进行加热，加热温度为1200℃；之后，进行两阶段轧制而制成厚度为50mm的钢板；
81.其中，第一阶段轧制的开始温度1050℃、结束温度970℃；第二阶段轧制的开始温度820℃、结束温度780℃；
82.(3)第二阶段轧制完成后，钢板以740℃进行矫直，之后直接进行水冷冷却，水冷辊道的长度为24m、速度为0.6m/s，钢板出水温度250℃；
83.(4)钢板出水后在加热炉中进行回火热处理，加热炉温度为500℃，在炉时间为150min；
84.对本实施例的钢板进行组织和性能检测，得到：钢板的组织为68％马氏体 29％板条贝氏体 3％粒状贝氏体，屈服强度为740mpa，在200kj/cm的热输入焊接条件下，焊接热影响区-60℃冲击功a
kv2
为160j、175j、145j，晶界m/a岛含量为0.8％。
85.上文所列出的详细说明仅仅是针对本发明的可行性实施方式的具体说明，它们并非用以限制本发明的保护范围，凡未脱离本发明技艺精神所作的等效实施方式或变更均应包含在本发明的保护范围之内。