一种可以采用高热输入焊接的硼氮复合微合金钢及制造方 法 技术领域 本发明属于微合金钢技术领域， 特别是提供了一种可以采用高热输入焊接的硼氮 复合微合金钢及制造方法。
背景技术 增氮钢一般是指氮含量在 0.01wt％以上的低碳钒氮微合金钢。在这类钢中增氮， 结合第三代 TMCP 技术， 可以优化 V-N 粒子在奥氏体和铁素体中的析出， 显著细化铁素体晶 粒， 提高沉淀强化增量， 从而同时提高钢的强度和韧性。另外， 在保持一定强度水平的前提 下， 在增氮的同时还可以适当降低钢中的碳含量， 使钢在焊前不预热或经较低的温度预热 即可避免焊接近缝区产生冷裂纹。 目前， 钒氮微合金技术在可焊接高强度钢筋、 型材、 板材、 热轧带钢等产品中已得到了广泛应用。
但是， 试验研究表明， 当上述增氮钢以≥ 45kj/cm 的热输入 ( 对应的 t8/5 ≥ 30s) 进行焊接时， 由于在钢的近缝区 ( 对应的峰值温度在 1350℃附近 )， V-N 粒子促进大量粗大 晶界铁素体转变， 且后续转变形成的 M-A 岛硬度较高、 尺寸较大、 弥散度较低。由它们构成 的多相组织在承受冲击载荷时， 倾向于使微裂纹直接以微解理方式在软硬相界面处形核， 且微裂纹很容易在粗大铁素体晶粒中扩展， 最终形成以准解理或解理为主要特征的断口形 貌， 本质上属于脆性断裂， -40℃冲击功一般均低于 27J。
如何抑制增氮钢在高热输入焊接条件下近缝区的脆化倾向， 这是目前钒氮微合金 化技术面临的重要问题。一种可能的途径是突破该类钢传统的微合金化思路， 在增氮钢中 加入微量的硼， 通过合理控制硼含量与氮含量的范围和配比， 在钢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， 在焊后连续冷却时， 固溶硼非平衡偏聚在近缝 区奥氏体晶界， 以抑制粗大晶界铁素体的形成 ； 部分硼与部分氮结合， 形成氮化硼粒子， 另 一部分氮与钒结合， 形成 VN 粒子， 两种粒子均促进晶内铁素体的形成， 限止粒状贝氏体的 粗化。 即通过硼氮复合微合金化技术， 以控制近缝区的连续冷却组织转变， 获得细化的晶内 铁素体和粒状贝氏体， 抑制 M-A 岛硬相的脆化倾向， 最终使这种硼氮复合微合金增氮钢在 以较高的热输入焊接时， 也能在近缝区获得良好的冲击韧性。
目前， 从国内外公开的文献和专利中， 也可见在钢中同时含有一定量硼和氮的 实 例。 如 R.J.Glodowski 在 “N Strain aging in ferritic steels” (Wire J.Int.， 28(2005)1 ： 70) 一文和袁辉等人在 “低碳含硼钢的开发历史及发展现状” ( 首钢科技， 2005， (6) ： 21-23) 一文中介绍， 电炉钢中的氮含量较高， 一般最高含量可接近 0.01wt％， 若电炉 生产线材中的氮以自由氮的形式存在， 则会产生应变时效脆化， 降低拉拔加工性能。 如在钢 中加入适量硼， 使硼与氮结合， 以固定钢中的自由氮， 则可以提高线材的加工性能。但这与 本申请涉及的微合金化方法和所要达到的目的均有不同。
又如法国克鲁梭公司在中国申请的专利 “可焊接的结构钢组件及其制造方法” (申 请号 200380103645.8)， 提出将钢中的硼和氮分别控制在 5 ～ 100ppm 和≤ 250ppm 范围内，
且对硼含量和氮含量 (ppm) 的限定还符合 B ≥ 1/3×N+0.5。但是， 该专利技术的目的是为 了提高钢的淬透性以获得马氏体 - 贝氏体组织， 因此要求尽可能高的硼与氮的配比。
又如美国埃克森美孚上游研究公司在中国申请的专利 “具有优异低温韧性的超高 强度三相钢” ( 申请号 99814735.4)， 提出将钢中的硼和氮分别控制在 4 ～ 20ppm 和≤ 20 ～ 50ppm。该专利技术涉及的钢如要经过焊接， 其不足之处是 N 含量偏低， 形成的 VN 和 BN 粒 子的数量偏少， 不能显著促进近缝区晶内铁素体的形成而限止贝氏体铁素体的长大。
又如日本专利 “特开昭 62-190016” 提出采用 TiN 和 BN 使近缝区铁素体细化的方 法。 该专利技术的不足之处是硼与氮的配比偏低， 当采用高热输入焊接时， 在近缝区奥氏体 晶界处产生足够的固溶硼偏聚， 仍不能有效抑制粗大晶界铁素体的形成， 还是会引起粗晶 脆化现象。
又如日本专利 “特开昭 59-159968” 提出利用晶界固溶硼防止网状粗大晶界铁素体 而改善近缝区韧性的方法。该方法的不足之处是硼与氮的配比偏高， 当以较高的热输入进 行焊接时， 还是会促进粗大粒状贝氏体的形成而不能抑制 M-A 岛引起的局部脆化现象。
又如中国专利 “一种强韧钢热轧板卷生产方法” ( 申请号 200710035787.5) 提出将 钢中的硼和氮分别控制在 0.0015 ～ 0.0060％和 0.010 ～ 0.018％。但该钢如要经过焊接， 其不足之处是没有对硼含量与氮含量的配比提出限定要求， 还是有可能使二者之间的配比 偏高或者偏低， 从而使高热输入焊接近缝区形成粗大的晶界铁素体或粗大的粒状贝氏体、 或粗大晶界铁素体与粗大粒状贝氏体共存的组织， 导致冲击韧性显著不足。 综上所述， 现有相关专利和文献所涉及的技术， 要么钢中的氮含量偏低、 不属于增 氮钢， 要么硼与氮的配比失当， 要么没有对硼与氮的配比加以限定， 与本申请提出的通过合 理控制硼含量与氮含量的范围和配比、 以改善增氮钢高热输入焊接近缝区冲击韧性的方法 相比， 均有不同。
发明内容 本发明的目的在于提供一种可以采用高热输入焊接的硼氮复合微合金钢及制造 方法， 解决了要么钢中的氮含量偏低、 不属于增氮钢， 要么硼与氮的配比失当， 要么没有对 硼与氮的配比加以限定等问题。
本发明的高热输入焊接的硼氮复合微合金钢的化学成分为 (wt ％ ) ： C： 0.04 ～ 0.09， Mn ： 1.00 ～ 1.80， Si ： 0.10 ～ 0.50， S： ≤ 0.010， P： ≤ 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 ： ≤ 0.015， 余 量为 Fe 及不可避免的杂质。
对其中硼含量 (wt％ ) 和氮含量 (wt％ ) 的关系加以限定， 使它们之间的配比同时 符合 0.010 ≤ 2N-15B ≤ 0.018 与 Ti+V+10B ≥ 4.525N-0.002 的要求。
本发明的制造方法， 按照电炉或转炉冶炼、 炉外精炼、 连铸、 轧制和回火处理的工 艺路线来完成制造过程。在工艺中控制如下技术参数 ：
钢的冶炼和连铸方法 ： 在转炉出钢过程中向钢包内加复合脱氧剂并底吹氩气进行 预脱氧 ； 在 CAS 工位， 由浸渍罩内向钢包中先加入铝进行深脱氧， 且控制钢水中酸溶铝含量 为≤ 0.015％， 再加入钒氮合金， 使水中的钒含量和氮含量接近目标值， 并同时吹氩处理， 以 提高脱氧效果和成分均匀性 ； 在 LF 工位， 先造白渣， 进行深脱硫和目标成分调整， 后依次喂
入钙线、 钛线和硼线， 并同时吹氩处理， 使成分均匀， 经取样分析确认钢水中各元素成分达 到目标值要求后出钢， 再送连铸台 ； 连铸过程采取全程保护浇注。
钢的轧制 ： 钢坯在均热炉内的加热温度为 1150 ～ 1200℃， 加热时间为 4 ～ 8 小时 ； 开轧温度为 1100 ～ 1150℃， 终轧温度为 850 ～ 900℃， 总的压下率为 70％～ 90％； 经终轧后 的钢板， 在 ACC 段的开冷温度为 770 ～ 820℃、 冷却速度为 10 ～ 30℃ /s、 返热温度为 480 ～ 550℃ ； 钢板出 ACC 后停留 30S 后进行热矫， 如果板形较好可直接进行热矫。
另外， 对轧态钢板进行一道回火处理， 工艺要点包括 ： 回火温度为 550 ～ 600℃， 回 火时间为 1min/mm× 板厚 (mm)+30min。
由于钢的化学成分是影响焊接近缝区显微组织和冲击韧性的关键因素， 本发明为 了抑制增氮钢高热输入焊接近缝区的粗晶脆化和 M-A 岛引起的局部脆化， 对所述钢的化学 成分， 特别是对其中微合金化元素的化学成分， 进行了特别的限定， 主要原因在于 ：
1、 碳是影响钢的焊接性能的主要元素， 当碳含量高于 0.09％时， 易在焊接近缝区 形成高碳 M-A 岛， 硬度较高且数量较多， 引起局部脆化， 降低冲击韧性。但是， 当碳含量低于 0.04％时， 难于使钢达到所需要的强度。因此， 碳含量宜控制在 0.04 ～ 0.09％的范围内。
2、 锰在焊接近缝区中推迟奥氏体向铁素体的转变， 对细化组织、 提高冲击韧性有 利。 当锰的含量低于 1.00％时， 上述作用不显著， 且使所述钢的强度偏低。 当锰的含量高于 1.80％时， 钢板内部易形成明显的带状偏析， 焊接时即使经高温加热也不消失， 从而在近缝 区局部产生淬硬组织， 降低冲击韧性。因此， 锰含量应控制在 1.00 ～ 1.80％的范围内。
3、 硅促进近缝区中 M-A 岛的形成， 使脆化倾向增加， 因此， 硅的含量不宜高于 0.50％ ； 但由于硅是炼钢时最有效的脱氧元素之一， 当硅含量低于 0.10％时， 钢水易被氧 化。因此， 硅含量应控制在 0.10 ～ 0.50％的范围内。
4、 硫和磷严重损害钢和焊接近缝区的韧性。因此， 硫、 磷含量应分别控制在 ≤ 0.010％和≤ 0.015％以下。
5、 钼在高热输入焊接近缝区抑制粗大晶界铁素体的形成， 对提高低温韧性有利。 当钼含量低于 0.10％时， 上述效果并不显著 ； 但是， 当钼含量高于 0.30％时， 近缝区中粒状 贝氏体发达且数量偏多， 反而使低温韧性降低。因此， 钼含量应控制在 0.10 ～ 0.30％。
6、 钒在所述钢中与氮结合形成 VN 粒子， VN 粒子在奥氏体中的析出， 可提高铁素体 形核率， 细化组织 ； VN 粒子在铁素体中的析出， 具有显著的沉淀强化作用。当钒的含量低于 0.03％时， 钒的上述作用不显著。但是， 随着钒含量的增加， 焊接近缝区中 M-A 岛脆性相的 数量增多， 降低冲击韧性， 其含量不宜超过 0.10％。因此， 钒含量应控制在 0.03 ～ 0.10％。
7、 微量钛与氮结合形成 TiN， 可以有效抑制焊接近缝区原奥氏体晶粒的粗化， 提高 低温韧性， 其含量不宜低于 0.005％。 但过多的钛， 一方面， 易在钢水凝固过程中形成粗大的 夹杂物， 降低钢和焊接热影响区的冲击韧性， 另一方面， 在钢中 “夺走” 过多的氮， 弱化钒的 沉淀强化效果， 其含量不宜超过 0.030％。因此， 合适的钛含量应控制在 0.005 ～ 0.030％。
8、 铝是炼钢过程中一种重要的脱氧元素， 即使在钢水中加入微量的铝， 也可以有 效减少钢中的夹杂物含量， 并细化晶粒。但过多的铝， 同样会在钢中 “夺走” 过多的氮， 既不 利于发挥 TiN 的作用， 也削弱化钒的沉淀强化效果， 因此， 铝含量应控制在 0.015％以下。
9、 氮在所述钢中是一种关键的微合金化元素， 要同时有效利用 VN 和 TiN 的作用， 需要钢中有足够多的 N 与 V 和 Ti 配合， 其含量不宜低于 0.010％。但是， 过高的增氮水平，除对连铸操作和铸坯质量有负面影响以外， 还在钢中形成游离氮， 增加钢和焊接热影响区 的时效脆性， 宜将其含量控制在 0.025％以下， 并采用 Ti、 V、 B 等微合化元素加以固定。另 外， 随增氮水平提高， 在以≥ 45kj/cm 的高热输入焊接时， 近缝区中粗大晶界铁素体数量趋 于增加， 也需要限制过高的氮含量。 因此， 除了需要将氮含量控制在 0.010 ～ 0.025％以外， 还需要钢中 Ti、 V、 B 和 N 的含量 (wt％ ) 符合 Ti+V+10B ≥ 4.525N-0.002。
10、 硼在所述钢中也是一种关键的微合金化元素， 微量硼在钢中以固溶硼的形式 在奥氏体晶界处偏聚， 可推迟奥氏体向铁素体转变， 抑制粗大晶界铁素体的形成， 促进贝氏 体转变。硼在所述钢高热输入焊接近缝区也有类似作用。但过低的硼不利于发挥上述作 用， 因此， 其含量不宜低于 0.0005 ％。但过高的硼含量， 会在≥ 45kj/cm 的高热输入焊接 近缝区促进粗大粒状贝氏体的形成， 使 M-A 岛引起的局部脆化倾向增加， 其含量不宜超过 0.0025％。因此， 合适的硼含量应控制在 0.0005 ～ 0.0025％。另一方面， 硼的加入量还必 须与增氮水平相适应， 即必须控制合理的硼含量与氮含量的配比， 才能扬长避短， 使硼发挥 上述有利作用。原因在于 ： 在高热输入焊接近缝区， 当硼与氮的配比偏低时， 硼对粗大晶界 铁素体形成的抑制作用偏弱， 而氮对粗大晶界铁素体形成的促进作用偏强， 还是会引起粗 晶脆化现象 ； 当硼与氮的配比偏高时， 硼对粗大粒状贝氏体形成的促进作用偏强， 而氮通过 VN 粒子诱导晶内铁素体而限制贝氏体铁素体长大的作用偏弱， 还是会产生数量较多的粗大 粒状贝氏体， 而不能抑制 M-A 岛引起的局部脆化现象。因此， 除了应将所述可高热输入焊接 的增氮钢中的硼含量与氮含量控制在上述范围以外， 还必须将其中硼含量与氮含量的配比 控制在 0.010 ≤ 2N-15B ≤ 0.018 的范围内。 本发明具有如下优点 ：
1、 本发明所述的可高热输入焊接的硼氮复合微合金钢， 在热输入为 45 ～ 80Kj/ cm、 对应的 t8/5 为 30 ～ 100s 的条件下经过焊接后， 近缝区的显微组织主要由晶内铁素体、 粒状贝氏体和晶界铁素体 M-A 岛构成， 其中晶内铁素体的百分含量≥ 30％； 近缝区的 -40℃ 却贝冲击功≥ 47J。
2、 本发明所述的可高热输入焊接的硼氮复合微合金钢， 显微组织含有准多边形铁 素体和贝氏体， 其中贝氏体的体积分数≥ 40％ ； 屈服强度≥ 550MPa、 抗拉强度≥ 670MPa、 延 伸率≥ 18％、 -40℃却贝冲击功≥ 100J。
3、 本发明所述的可高热输入焊接的硼氮复合微合金钢的制造方法， 生产工艺简 便， 特别适用于要求采用高热输入焊接的中厚钢板的生产。
附图说明
图 1 为本发明所述的可高热输入焊接的硼氮复合微合金钢的金相组织是由准多 边形铁素体和贝氏体构成的混合组织。
图 2 为本发明所述的可高热输入焊接的硼氮复合微合金钢在焊接热输入为 30Kj/ cm( 对应的 t8/5 为 15s) 时， 近缝区形成由晶内铁素体 ( 针状或块状 )、 晶界铁素体和粒状贝 氏体构成的混合组织。
图 3 为当所述的可高热输入焊接的硼氮复合微合金钢在焊接热输入由 30Kj/cm 增 加到 45Kj/cm( 对应的 t8/5 为 30s) 时， 近缝区组织形态几乎不变， 晶内铁素体仍占多数， 晶 界铁素体和粒状贝氏体的数量略有增多。图 4 为本发明所述的可高热输入焊接的硼氮复合微合金钢在焊接热输入由 45Kj/ cm 进一步增加到 60Kj/cm( 对应的 t8/5 为 60s) 时， 近缝区中组织构成不变， 晶界铁素体和粒 状贝氏体的数量增多、 尺寸增大， 但晶内铁素体仍占有相当大的比例。
图 5 为比较钢 1( 单独增氮、 未加硼 ) 在焊接热输入为 60Kj/cm 时， 近缝区形成由 大量粗大晶界铁素体、 少量粒状贝氏体和晶内铁素体构成的混合组织。
图 6 为比较钢 2( 单独加硼、 未增氮 ) 在焊接热输入为 60Kj/cm 时， 近缝区形成由 大量粗大粒状贝氏体和少量晶内铁素体构成的混合组织。
图 7 为本发明所述可高热输入焊接的增氮钢 ( 图 7a)、 比较钢 1( 图 7b， 单独增氮、 未加硼 ) 和比较钢 2( 图 7c， 单独加硼、 未增氮 ) 在焊接热输入为 60Kj/cm 时， 近缝区采用着 色腐蚀显示的 M-A 岛形貌， 说明本发明在钢中复合添加硼和氮， 与单独加硼相比， 可以使高 热输入焊接近缝区 M-A 岛的数量减少、 密度降低 ； 与单独增氮相比， 可以使高热输入焊接近 缝区 M-A 岛的数量减少、 尺寸减小、 分布更加均匀。
图 8 为本发明所述可高热输入焊接的硼氮复合微合金钢和比较钢近缝区 -40℃却 贝冲击功随热输入的变化趋势， 说明本发明钢的焊接近缝区具有相对更优的低温韧性， 即 使在焊接热输入增加到 80Kj/cm 时， 近缝区 -40℃冲击功仍高于 47J， 而比较钢在焊接热输 入≥ 45Kj/cm 时， 近缝区 -40℃冲击功低于 47J。 具体实施方式 以下结合具体实施例对本发明涉及的一种可高热输入焊接的硼氮复合微合金钢 及制造方法作进一步的详细描述。
按本发明所述一种可高热输入焊接的硼氮复合微合金钢及制造方法， 试制了 3 种 不同硼含量和氮含量的试验钢， 作为实施例。试验钢采用 150 吨转炉冶炼。冶炼和连铸试 制时遵循以下工艺要点 ：
1、 在转炉出钢过程中向钢包内加复合脱氧剂并底吹氩气进行预脱氧 ；
2、 在 CAS 工位， 由浸渍罩内向钢包中先加入铝进行深脱氧， 且控制钢水中酸溶铝 含量为≤ 0.015％， 再加入钒氮合金， 使水中的钒含量和氮含量接近目标值， 并同时吹氩处 理， 以提高脱氧效果和成分均匀性 ；
3、 在 LF 工位， 先造白渣， 进行深脱硫和目标成分调整， 后依次喂入钙线、 钛线和硼 线， 并同时吹氩处理， 使成分均匀， 经取样分析确认钢水中各元素成分达到目标值要求后出 钢， 再送连铸台 ；
4、 连铸过程采取全程保护浇注。
连铸坯的厚度规格为 220mm， 在 3.5 米轧机上进一步将每一种试验钢坯轧制成 20mm 和 30mm 两种厚度规格的板材。轧制时遵循以下工艺要点 ：
1、 钢坯加热温度为 1180±20℃， 加热时间为 5 小时 ；
2、 开轧温度为 1100 ～ 1150℃， 终轧温度为 850 ～ 900℃， 三种不同厚度规格试验 钢板总的压下率分别为 90％、 86％和 82％ ；
3、 经终轧后的钢板， 在 ACC 段的开冷温度为 770 ～ 820℃、 冷却速度为 15℃ /s、 返 热温度为 480 ～ 550℃ ；
4、 钢板出 ACC 后停留 30S 后进行热矫。
轧后对钢板进行一道回火处理， 回火温度为 560±10℃， 三种不同厚度规格钢板回 火时间分别为 50、 60 和 70min。
3 种试验钢的化学成分见表 1。另选用两种商业热轧板作为比较， 其化学成分也列 于表 1。
表1： 钢的化学成分 (wt％ )
从表 1 可以看出， 按照本发明制备的三种试验钢， 化学成分均符合本发明所述要 求。其中硼含量的水平分别为高、 中、 低， 且硼含量与氮含量的配比也即符合本发明所述限 定要求。比较钢 1 为不添加硼、 但其它化学成分与实施例 3 相当的低碳钒氮微合金高强度 钢。比较钢 2 为不增氮的普通低碳贝氏体钢。
对 各 实 施 例 试 验 钢 板 和 比 较 钢 取 样， 按 照 GB/T 13239-2006 标 准， 采 用 MTS NEW810 型拉伸试验机， 以 3mm/min 恒定的夹头移动速率进行拉伸， 测试纵向拉伸性能， 取样 部位为板厚的 1/2 处， 试验结果取 2 个试样的平均值。按照 GB/T 229-2007 标准， 采用 NCS 系列 500J 仪器化摆锤式冲击试验机， 测试 -40℃却贝冲击功， 取样部位为板厚的 1/2 处， 试 验结果取 3 个试样的平均值。钢板力学性能测试结果见表 2。
表2： 钢的力学性能
可以看出， 按照本发明制备的试验钢， 屈服强度达到 Q550 ～ Q620 级， ， -40℃却贝 冲击功均在 200J 以上。与比较钢的力学性能相当。
将 试 验 钢 和 比 较 钢 进 一 步 加 工 成 尺 寸 为 10×10×80(mm) 的 试 件， 先采用 Gleeble3500 试验机模拟焊接近缝区组织， 相应的热循环参数包括 ： 焊前不预热， 最高加热 温度 1350℃， 焊接热输入 (Kj/cm) 分别为 20、 25、 30、 45、 60、 80， 对应的 t8/5 分别为 6s、 10s、 15s、 30s、 60s、 100s， 中止冷却温度 100 ℃。然后按照 GB/T 229-2007 标准， 采用 NCS 系列 500J 仪器化摆锤式冲击试验机， 测试模拟近缝区℃却贝冲击功， 结果见表 3。
表3： 焊接近缝区的低温缺口韧性
从表 3 可以看出， 五种钢焊接近缝区 -40℃冲击功随热输入的提高， 总体上均呈现 下降趋势。 但是， 按照本发明制备的三种试验钢， 焊接近缝区在相同热输入的条件下， -40℃ 冲击功均高于比较钢的对应值， 且当热输入≥ 45Kj/cm， 发明钢与比较钢焊接近缝区低温 韧性的差别更显著。其中， 实施例 3 与比较钢 1 相比， 由于前者含有微量 B， 在较高热输入 ( ≥ 45Kj/cm) 的焊接条件下， 近缝区中粗大晶界铁素体的形成受抑制， 因此低温冲击功是 后者的 2 ～ 3 倍。实施例 2 与比较钢 2 相比， 由于后者没有增氮， 硼含量与氮含量的配比偏 高， 在较高热输入 ( ≥ 45Kj/cm) 的焊接条件下， 近缝区中粒状贝氏体严重粗化， 因此低温韧 性远低于前者。