本发明专利技术公开了一种能够减少大线能量焊接热影响区Ｍ－Ａ组元含量、提高焊接区性能，屈服强度在３５５ＭＰａ～４６０ＭＰａ，适于大线能量焊接的低合金焊接结构钢。其特征在于：用质量百分数表示，含有Ｃ：０．０４％～０．１２％、Ｓｉ：０．１０％～０．４０％、Ｍｎ：１．１０％～１．８０％、Ｐ：≤０．０２０％、Ｓ：≤０．００８％、Ｎｂ：０．０１０％～０．０６０％、Ｔｉ：０．００８％～０．０２５％、Ｎ：０．００３０％～０．０８０％，Ａｌ：０．０１０％～０．０５０％，Ｖ：０．００５％～０．０７％，并且满足Ｎｂ＋Ｖ≤０．０９％，２．５≤Ｔｉ／Ｎ≤３．５，余量为Ｆｅ及不可避免的杂质。进一步含有Ｃｒ：０．０８％～０．４０％、Ｎｉ：０．１５％～０．４０％、Ｃｕ：０．１０％～０．８０％，Ｍｏ：０．０５％～０．３０％中的一种或多种。
【技术实现步骤摘要】
本专利技术涉及一种低合金钢制造领域的焊接结构钢，尤其是一种适应大线能量焊 接，在焊接热影响区具有低M-A含量的焊接结构钢板。
技术介绍
近年在船舶、海洋工程、油气储罐、高层建筑、桥梁等焊接结构的建造中，为提高焊 接效率的要求越来越高。各种多丝埋弧焊、气电立焊、电渣焊等高大线能量的焊接方法得到 广泛采用。但传统的低合金钢板进行大线能量焊接时，由于焊接热循环的作用，在热输入超 过50kJ/cm情况下，焊接热影响区性能会发生严重恶化。由于焊接粗晶区的温度接近母材 的熔化温度，大线能量焊接使高温区停留时间延长了十几倍至几十倍，致使奥氏体晶粒发 生异常长大。另外，大线能量焊接时，粗晶区易于产生上贝氏体组织。粗大的上贝氏体组织 中分布着大量的条状M-A组元，为裂纹扩展提供了通道，造成热影响区的塑性和低温韧性 的急剧下降。因此按传统方法生产的钢板不适应大线能量焊接。在本专利技术前，已经有一些大线能量用钢的公开报道。新日铁株式会社申请的专利 “大线能量焊接的焊接热影响区的低温韧性优异的厚高强度钢板”加入0.8%以上的Ni，利 用M提高热影响区韧性，降低脆性转变温度。但M的加入会带来成本的大幅度提高。日本川崎制铁株式会社申请的专利“热量输入500kJ/cm以上的大热量输入焊接 用钢及其制造方法”(申请号96105716. 8)和武汉钢铁公司申报的专利“高热输入焊接非调 质高韧性低温钢及其制造方法”(申请号01U8316. 5)的共同特点是加入B，利用BN和Ca 或Re的氧化物抑制热影响区晶粒长大，提高热影响区性能。但是B的加入经常产生副作用， B很容易在晶界偏聚，造成母材韧性的严重下降。目前尚无良好的控制B的措施。曰本神钢公司申i青的专禾lJ“High tensile strength steel product forhigh heat input welding, having excellent toughness in heat-affectedzone (EP 1052303A2,申请号11019810. 2)通过优化钢中夹杂物成分，利用Ti的氧化物的高温稳定性 阻止奥氏体晶粒长大，改善热影响区韧性。但是，Ti的氧化物形成温度高于钢水的凝固温 度，析出的氧化物粒子生长不受阻碍，大颗粒夹杂不仅起不到抑制晶粒长大的作用，还会破 坏母材和热影响区的韧性。因此，这种方法在生产中很难起到良好效果。韩国浦项公司申请的专利“用于焊接结构的具有TiN+ZrN析出相的钢板及其制造 方法和使用该钢板的焊接结构”(申请号01804513. 8)通过提高N的含量来获得较多的TiN 以阻止焊接热影响区的晶粒长大，由于N提高后对钢的连铸性能影响很坏，铸坯裂纹很难 避免。为解决高N钢不能连铸的问题，专利技术人采用在加热过程中渗N工序，致使生产工艺复 杂，生产效率低下。上述技术的目的主要是控制热影响区的晶粒长大，同时促进铁素体组织的形成。 但应用上述技术均不能控制热影响区中的M-A组元含量。而M-A组元是一种脆性项，经常 成为裂纹的生长场所。如含量达到4%以上会对韧性产生极为不利的作用。不能控制热影响区中M-A组元含量，韧性低下是现有技术的主要不足。
技术实现思路
为了克服上述缺陷，本专利技术所要解决的技术问题在于提供一种能够减少大线能量 焊接热影响区M-A组元含量、提高焊接区性能，屈服强度在355MPa 460MPa，适于大线能量 焊接的低合金焊接结构钢。本专利技术的具体技术方案如下本专利技术人发现，通过对化学成分的合理设计，可有效解决上述问题。本专利技术包括(1) 一种大线能量焊接热影响区低M-A含量的钢板，其特征在于，用质量百分数表 示，含有 C 0. 04% 0. 12%,Si 0. 10% 0. 40%,Mn :1. 10% 1. 80%、P ≤ 0. 020%,S ≤ 0. 008%, Nb 0. 010% 0. 060%, Ti :0. 008% 0. 025%, N :0. 0030% 0. 080%, Al 0. 010% 0. 050%, V 0. 005 0. 07%，并且满足 Nb+V ≤ 0. 09%, 2. 5 ≤ Ti/N ≤ 3. 5，余量 为1 及不可避免的杂质。(2) 一种大线能量焊接热影响区低M-A含量的钢板，其特征在于，用质量百分数 表示，进一步含有 Cr 0. 08 % 0. 40 %、Ni :0. 15 % 0. 40 %、Cu :0. 10 % 0. 80 %，Mo 0. 05 0. 30%中的一种或多种。(3) 一种大线能量焊接热影响区低M-A含量的钢板，其特征在于，用质量百分数表 示，应保证碳当量Ceq = C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14 ≤ 0. 43 %。(4) 一种大线能量焊接热影响区低M-A含量的钢板，其特征在于，用面积百分数表 示，热影响区中M-A组元含量< 2.0%。以下对本专利技术进行详细说明对于屈服强度在350 460MPa的结构钢板，为了获得足够的强度，往往需要加入 C、Si、Mn等合金元素。除C、Si、Mn固溶强化外，还经常加入一定量的Nb、V、Ti微合金元素， 利用Nb、V、Ti的细晶强化和沉淀强化进一步提高强度，同时保持母材足够的韧性。Nb含量 提高，还可以有效提高再结晶温度，改善生产效率。为这一目的，Nb、V含量往往达到0.05% 以上。但在大线能量焊接条件下，C、Si、Mn在热影响区都是促使M-A组元形成的元素。尤 其是C可以与Nb、V、Ti形成NbC、VC、TiC,不仅促进使M-A组元形成，而且使M-A组元成长 条状，对韧性极为不利。本专利技术人的研究表明，当，低温韧性会降到很低程度。如热影响区 中的M-A含量在2%以下，热影响区韧性可以得到保证。因此，严格控制M-A组元是改善热 影响区韧性的关键。减少M-A组元，需要严格控制合金元素的添加。尤其是对C、Nb、V、Ti应严格控制。 本专利技术人研究表面，当钢中Ti/N比值在2. 5 3. 5之间，Ti被N结合成TiN，对M-A组元形 成没有不利影响。而Nb+V ^ 0. 09%则可保证不形成长条状M-A。为了保证足够的强度，在冶炼过程中可以加入对M-A组元形成影响较低的Cr、Ni、 Cu、Mo等强化元素。各元素加入的具体含量和理由如下C是决定钢材强度的主要元素，也是对热影响区M-A组元影响最大的元素。当C 低于0. 04%时，难以得到所需要的强度；当C高于0. 12%时，焊接热影响区中出现的淬硬 组织，M-A组元明显增多，使韧性恶化，而且高C时容易产生焊接裂纹。本专利技术C控制在0. 04% 0. 12%。Si是脱氧元素，同时也是一种强化元素。Si低于0. 10%时，脱氧效果差，钢板表面 易起麻点和红绣；但当Si大于0. 30%时，促进组织粗化，M-A组元增加，而且焊接冷、热裂纹 敏感性均增加。本专利技术Si控制在0. 10% 0.40%。Mn的原子半径与！^相近，容易形成置换固溶体，是应用最多的保证钢板强度的元 素。当Mn含量低于1. 10%时，强度降低，而且硫化物的有害作用增强；Mn对形成M-A的作 用较弱，可以适当多加。但当Mn含量高于1.80%时，M-A组元含量提高，热影响区韧性变 坏本文档来自技高网...
【技术保护点】
１．一种大线能量焊接热影响区低Ｍ－Ａ含量的钢板，其特征在于：用质量百分数表示，含有Ｃ：０．０４％～０．１２％、Ｓｉ：０．１０％～０．４０％、Ｍｎ：１．１０％～１．８０％、Ｐ：≤０．０２０％、Ｓ：≤０．００８％、Ｎｂ：０．０１０％～０．０６０％、Ｔｉ：０．００８％～０．０２５％、Ｎ：０．００３０％～０．０８０％，Ａｌ：０．０ １０％～０．０５０％，Ｖ：０．００５％～０．０７％，并且满足Ｎｂ＋Ｖ≤０．０９％，２．５≤Ｔｉ／Ｎ≤３．５，余量为Ｆｅ及不可避免的杂质。
【技术特征摘要】
1.一种大线能量焊接热影响区低M-A含量的钢板，其特征在于用质量百分数表示， 含有 C 0. 04% 0. 12%、Si :0. 10% 0. 40%、Mn :1. 10% 1. 80%、P 彡 0. 020%、S 彡 0. 008%, Nb 0. 010% 0. 060%, Ti :0. 008% 0. 025%, N :0. 0030% 0. 080%, Al 0. 0 10% 0. 050%, V 0. 005% 0. 07%，并且满足 Nb+V 彡 0. 09%, 2. 5 彡 Ti/N 彡 3. 5， 余量为Fe及不可避免的杂质。2.根据权利...
【专利技术属性】
技术研发人员：付魁军，郝森，马玉璞，李云，王佳骥，吕冬，及玉梅，刘芳芳，韩鹏，
申请(专利权)人：鞍钢股份有限公司，
类型：发明
国别省市：21[中国|辽宁]
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