[发明专利]一种微合金化易焊接增氮钢

说明书

技术领域

本发明属于钢铁材料微合金化技术领域，特别是提供了一种微合金化易焊接增氮钢，具有良好焊接性能。

背景技术

氮是含钒钢中一种十分经济有效的微合金化元素。一方面，增氮可以促进VN在奥氏体中的析出，提高铁素体的形核率，细化铁素体晶粒；另一方面，增氮可以促进VN和V(C，N)在铁素体中的析出，提高沉淀强化增量。即增氮通过优化钒的析出，可以同时提高钢的强度和韧性。据分析，在接近V/N理想配比(3.65∶1)的条件下，钒钢中每增加0.001wt％的氮，屈服强度可提高5～6MPa。一般来说，增氮钢是指氮含量在0.01wt％以上的微合金钢。目前，钒氮微合金化技术在可焊接高强度钢筋、型材、板材、热轧带钢等产品已得到了广泛应用。但是，在一些特殊的焊接结构中，因相关技术规范严格限制结构钢中的氮含量，如API要求管线钢中的氮含量低于100ppm，使VN微合金钢的运用受到了限制。限制钢中氮含量的主要原因之一据称是增氮导致了钢的焊接脆化问题。为此，近几十年就此问题已进行过大量研究，但迄今为止，仍然缺乏完全一致的认识。一般认为，钒氮钢在焊接时，近缝区中VN和V(C，N)粒子发生溶解，钢中原来被固定的氮被释放、产生游离氮，是造成焊接热影响区缺口脆性的主要原因。

实际上，造成现有各钒氮结构钢焊接脆化的原因有多种。如传统的15MnVN钢，它是在16Mn钢的基础上通过加入少量的钒(0.1～0.2％)和同时增氮(0.01～0.02％)来达到细化晶粒和沉淀强化的目的，经正火后屈服强度可达到490MPa级，-40℃却贝冲击功达到60J左右，常用于压力容器和桥梁等焊接构件的制造。但是，该钢的焊接性能并不好，主要原因是钢中的碳含量(0.15～0.20％)偏高。因此，为防止焊接冷裂纹，需要焊前预热(150～200℃)。另外，在较宽的焊接线能量范围(10～45kJ/cm)内，焊接粗晶热影响区均易形成粗大的粒状贝氏体或与马氏体的混合组织，脆化倾向较显著，-20℃却贝冲击功往往难于稳定达到实际构件所要求的27J。

为改善钒氮钢的焊接性能，降低碳含量是必要的技术途径。以Nucor公司为代表，结合薄板坯连铸连轧技术开发的屈服强度为350-550MPa级的系列CSP高强度带钢，均采用了低碳(0.04～0.07％)和VN微合金化技术，根据不同强度的要求，V、N的含量分别控制在0.045～0.13％和0.012～0.022％。在550MPa级的高强度钢中，在V-N微合金化的基础上，还添加了微量的Nb(0.015～0.025％)，以进一步细化铁素体晶粒，提高钢的强度。这类钢因碳含量较低，焊接热影响区淬硬和冷裂倾向都有所降低，不需要焊前预热。但是，当焊接线能量超过30kJ/cm时，近缝区VN、V(C，N)和Nb(C，N)粒子几乎完全溶解，不能有效抑制奥氏体晶粒的粗化，低温韧性偏低。

抑制焊接热影响区奥氏体晶粒粗化的途径之一是采用TiN技术，即在低碳VN微合金钢中加入微量的Ti(0.01～0.03％)，在钢中形成热力学稳定温度(约1350℃)高于VN粒子(约1200℃)的TiN，通过TiN粒子钉扎奥氏体晶界，抑制焊接热影响区奥氏体的长大。结合钒氮微合金化技术和TiN技术，已开发了低碳Ti-V-N微合金化高强度钢。由于这类钢的氮含量水平超过Ti/N的理想配比(3.42∶1)，TiN粒子热稳定性高，钉扎奥氏体晶界的作用更为显著，在焊接线能量低于40kJ/cm时，一般均可在焊接热影响区获得良好的低温韧性。但是，当焊接线能量超过40kJ/cm时，这类钢焊接热影响区的低温缺口韧性恶化，原因是在该区域形成了粗大的晶界铁素体，而且，随着增氮水平的提高，晶界铁素体有数量增多和粗化的趋势。

如何进一步抑制增氮钢的焊接脆化倾向，这是目前微合金化技术领域面临的重要问题。Mitchell等曾报道(The effect of vanadium on the parent plate and weldmentproperties of accelerated cooled API 5LX100steels，35^th Conf.of Mech.Working and SteelProcessing，Pittsburgh，1993：403～412)，在低碳0.08V-0.1Ti-0.010N钢中加入0.25％的Mo，可以减轻焊接热影响区的脆化倾向。这就是说，在原有增氮钢的基础上发展低碳Mo-Ti-V-N微合金钢，可能是解决上述问题的一个有效途径。但是，在发展这类新型的易焊接增氮钢时，需要从改善焊接性能的角度在微合金化方法上解决如下两个问题：