專(zhuān)利名稱(chēng)：一種提高厚鋼板大線能量焊接性能的方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于鋼鐵冶金和鋼鐵材料領(lǐng)域，具體涉及一種提高厚鋼板大線能量焊接性能的方法。
背景技術(shù)：
對(duì)于造船、建筑等領(lǐng)域，提高厚鋼板的大線能量焊接性能，可以提高焊接效率、縮短制造工時(shí)，降低制造成本。對(duì)于壓力容器、石油天然氣管線及海洋平臺(tái)等領(lǐng)域，改善厚鋼板的焊接熱影響區(qū)韌性也已成為越來(lái)越迫切的要求。經(jīng)大線能量焊接后，鋼材的組織結(jié)構(gòu)遭到破壞，奧氏體晶粒明顯長(zhǎng)大，形成粗晶熱影響區(qū)，降低了焊接熱影響區(qū)的韌性。在粗晶熱影響區(qū)導(dǎo)致脆化的組織是冷卻過(guò)程中形成的粗大的晶界鐵素體、側(cè)板條鐵素體和上貝氏體，以及在晶界鐵素體近傍形成的珠光體、在側(cè)板條鐵素體的板條間形成的碳化物島狀M-A組元等。隨著舊奧氏體晶粒粒徑的增加，晶界鐵素體和側(cè)板條鐵素體等尺寸也相應(yīng)增大，焊接熱影響區(qū)的夏比沖擊功將顯著降低。日本專(zhuān)利JP5116890(金沢正午、中島明、岡本健太郎、金谷研大入熱溶接用高張力鋼材製品製造方法，JP5116890，1976.5.28。)中揭示了在鋼材的成分設(shè)計(jì)中，添加一定量的Ti、N，利用TiN粒子可以抑制焊接熱影響區(qū)韌性的劣化，焊接線能量可以提高到 50kJ/cm。但是當(dāng)船板鋼所要求的焊接線能量達(dá)到400kJ/cm，建筑用鋼的焊接線能量達(dá)到 800-1000kJ/cm的條件下，在焊接過(guò)程中，焊接熱影響區(qū)的溫度將高達(dá)1400°C，TiN粒子將部分發(fā)生固溶或者長(zhǎng)大，其抑制焊接熱影響區(qū)晶粒長(zhǎng)大的作用將大部分消失，這時(shí)將不能阻止焊接熱影響區(qū)韌性的劣化。日本專(zhuān)利JP517300 (小池允、本間弘之、松田昭一、今軍倍正名、平居正純、山口福吉，JP517300，1993.3.8)中揭示了利用鈦的氧化物提高鋼材大線能量焊接性能的方法。鈦的氧化物在高溫下穩(wěn)定，不易發(fā)生固溶。同時(shí)鈦的氧化物可以作為鐵素體的形核核心發(fā)揮作用，細(xì)化鐵素體晶粒，并且形成相互間具有大傾角晶粒的針狀鐵素體組織，有利于改善焊接熱影響區(qū)的韌性。但是在焊接線能量大于200kJ/cm的大線能量焊接過(guò)程中，單靠鈦的氧化物仍然不足以改善焊接熱影響區(qū)的韌性。日本專(zhuān)利JP3378433(児島明彥、渡辺義之、千々巖力雄溶接熱影響部靭性^優(yōu) Λ t鋼板Θ製造方法，JP3378433，1996.4. 12。)介紹了利用鋼中的MgO微粒改善厚鋼板焊接熱影響區(qū)韌性的方法，指出隨著鋼中Mg含量的提高，MgO粒子的數(shù)量大幅度增加，在焊接過(guò)程中高達(dá)1400°C加熱時(shí)，奧氏體晶粒的長(zhǎng)大受到明顯的抑制，焊接熱影響區(qū)的韌性得到大幅度地改善。日本專(zhuān)利JP3476999(児島明彥、渡辺義之溶接熱影響部靭性◎優(yōu)Λ亡鋼板，JP3476999，1996. 5.21)將鋼材中的MgO夾雜分成納米級(jí)夾雜(50_500nm)和微米級(jí)夾雜(0. 5-5 μ m)兩類(lèi)，這兩類(lèi)夾雜的數(shù)量隨著鋼中Mg含量的增高而顯著增加，可以顯著降低奧氏體晶粒的粒徑，并減小焊接熱影響區(qū)脆性組織晶界鐵素體和側(cè)板條鐵素體的尺寸，從而改善厚鋼板的大線能量焊接性能。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是提供一種提高厚鋼板大線能量焊接性能的方法，通過(guò)在鋼材的冶煉脫氧過(guò)程中，形成微細(xì)彌散分布和一定成分的夾雜物，來(lái)抑制焊接熱影響區(qū)奧氏體晶粒的長(zhǎng)大并促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的形成，提高厚板的大線能量焊接性能。為達(dá)到上述目的，本發(fā)明的技術(shù)方案是，一種提高厚鋼板大線能量焊接性能的方法，其包括如下步驟1)冶煉、澆鑄成錠，鋼板的化學(xué)成分重量百分比是C :0. 05 0. 09%,Si :0. 10 0. 30%，Mn :1. 3 1. 7%，Ti :0. 005 0. 02%，P 彡 0. 015%，S 彡 0. 01%，N 彡 0. 006%, Ca 彡 0. 004% ；其中，鋼液脫氧過(guò)程中加入脫氧劑，脫氧劑種類(lèi)和添加順序是Mn、 Si — Al — Ti — Ca，厚鋼板Al含量重量百分比為小于0. 006% ；鋼液澆注過(guò)程中，以在錠模底部添加NiMg合金的形式加入Mg-脫氧劑，厚鋼板Mg 含量重量百分比為0. 0005 0. 007% ；通過(guò)在澆鑄錠模中添加!^e2O3粉來(lái)精確控制Mg脫氧時(shí)的初始氧位，F(xiàn)e2O3粉的添加量是使鋼液中的氧含量重量百分比為0. 001 0. 008% ；厚鋼板中0.5 IOym大小的夾雜物中Mg的平均重量百分比含量大于或等于 7 %，小于3 μ m的夾雜物所占比例大于或等于80 %，夾雜物面密度大于或等于300個(gè)/mm2 ；2)軋制和冷卻將鑄錠加熱到1050 1250°C，初軋溫度高于950°C，累計(jì)壓下率大于30% ；精軋溫度小于950°C，累計(jì)壓下率大于30% ；隨后，以1 30°C /s的速率水冷至350 550°C。進(jìn)一步，鋼板的化學(xué)成分還含有Cu彡0. 3 %、Ni彡0. 4 %、Cr彡0. 2 %、 Nb ^ 0. 03%、和02%中的一個(gè)或一個(gè)以上，以重量百分比計(jì)在本發(fā)明技術(shù)方案中，C的下限是為了保證母材和焊縫附近的強(qiáng)度，但是隨著C含量的增加，母材和焊接熱影響區(qū)的韌性和焊接性能降低，C的上限為0. 09%。Si，是煉鋼預(yù)脫氧過(guò)程中所需要的元素，它的下限值是0. 1 %。但是Si含量過(guò)高超過(guò)0.3%時(shí)，會(huì)降低母材的韌性。Mn，可以提高母材的強(qiáng)度，同時(shí)MnS的析出有利于晶內(nèi)鐵素體的生成，Mn的下限值為1.3%。但是過(guò)高的Mn將導(dǎo)致板坯的中心偏析，同時(shí)降低焊接熱影響區(qū)的韌性，所以Mn 的上限為1.7%。Ti，通過(guò)形成Ti2O3粒子，可以促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的生成。同時(shí)Ti與N結(jié)合生成TiN 粒子可以釘扎奧氏體晶粒的長(zhǎng)大。所以作為有益元素，Ti含量的下限為0. 005%。但是Ti含量過(guò)高時(shí)，將促使TiC的生成，降低母材和焊接熱影響區(qū)的韌性。所以Ti的上限為0. 02%.P，含量過(guò)高，也將導(dǎo)致中心偏析，降低焊接熱影響區(qū)的韌性，P的上限為0. 015%。S含量過(guò)高，將導(dǎo)致板坯的中心偏析，降低母材和焊接熱影響區(qū)的韌性，其上限為 0. 01%。N，含量超過(guò)0. 006%，將導(dǎo)致N的固溶，降低母材和焊接熱影響區(qū)的韌性。Ca，含量超過(guò)0. 004%時(shí)，容易生成粗大的氧化物和硫化物的夾雜。Cu，可以提高母材的強(qiáng)度和韌性，但是Cu含量過(guò)高，將導(dǎo)致熱態(tài)脆性，Cu的上限為0. 3%。Ni，可以提高母材的強(qiáng)度和韌性，但是由于其價(jià)格昂貴，鑒于成本的限制，其上限為 0. 4%。Cr，可以提高母材的強(qiáng)度，但是含量過(guò)高將降低韌性，其上限為0. 2%。Nb，可以細(xì)化鋼材的組織，提高強(qiáng)度和韌性，但是含量過(guò)高將降低焊接熱影響區(qū)的韌性，其上限是0. 03%。V，可以提高母材的強(qiáng)度，但是含量過(guò)高，將降低母材的韌性，其上限是0.02%。為了在鋼材中形成微細(xì)彌散分布的夾雜物，首先在鋼液的脫氧過(guò)程中應(yīng)確定合適的脫氧劑、以及添加順序和方法。本發(fā)明采用Mn、Si — Al — Ti — Ca — Mg的添加順序進(jìn)行脫氧。首先使用Si、Mn進(jìn)行脫氧，可以降低鋼液中的自由氧含量。由于Si、Mn脫氧形成的氧化物熔點(diǎn)低，同時(shí)易于相互結(jié)合形成更低熔點(diǎn)的復(fù)合夾雜物聚集長(zhǎng)大，這樣的夾雜物容易上浮去除，有利于提高鋼液的潔凈度。然后進(jìn)一步使用Al對(duì)氧位進(jìn)行調(diào)節(jié)后，再進(jìn)行 Ti脫氧。部分自由氧與Ti結(jié)合，形成Ti的氧化物，殘留在鋼液中。由于Ti的氧化物具有促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體形成的作用，這有利于改善焊接熱影響區(qū)的韌性。為了改善鋼材中硫化物的形態(tài)以提高鋼材的橫向沖擊性能，隨后往鋼液中添加Ca脫氧劑。最后在出鋼過(guò)程中，采取在錠模底部均勻鋪墊MMg合金的方式添加Mg脫氧劑。因?yàn)镹iMg合金大大降低了 Mg的活度，降低了 Mg的蒸發(fā)和氧化損失。通過(guò)NiMg的合金化，還增加了 Mg添加劑的密度，降低了其上浮速度，延長(zhǎng)了 Mg在鋼液中的溶化時(shí)間。此外通過(guò)澆鑄過(guò)程中鋼液沖擊流的攪拌作用，使Mg在鋼液中的溶解和成分均勻化同時(shí)完成。這樣就可以顯著地提高M(jìn)g脫氧的效果。鋼中的Mg含量以0.0005-0. 007%為宜。當(dāng)Mg含量小于0. 0005%時(shí)，生成的微細(xì)夾雜物的數(shù)量將顯著減少，同時(shí)微細(xì)夾雜物中的Mg含量顯著降低，將不能滿(mǎn)足在夾雜物表面析出MnS、TiN的要求。如果Mg含量大于0. 007%,Mg的作用已經(jīng)飽和，同時(shí)增加了 Mg的蒸發(fā)損失和氧化損失。通過(guò)對(duì)于焊接熱影響區(qū)韌性的影響因素進(jìn)行系統(tǒng)的分析發(fā)現(xiàn)，在嚴(yán)格控制初始氧位進(jìn)行Mg脫氧的條件下，可以促進(jìn)鋼材中微細(xì)彌散分布夾雜物的大量生成，起到在焊接過(guò)程中抑制奧氏體晶粒長(zhǎng)大的作用。同時(shí)形成的微細(xì)夾雜物中心的成分主要含MgO或 MgCHTi2O3，在其外表面為析出的MnS，有利于改善焊接熱影響區(qū)的韌性。本發(fā)明提供了精確地控制Mg添加時(shí)初始氧位的方法。在澆鑄錠模底部均勻鋪墊 NiMg合金的同時(shí)，添加微量的!^e2O3粉，以促進(jìn)含MgO微細(xì)夾雜物的大量形成。當(dāng)添加!^e2O3 粉使鋼液中的氧含量大于0. 008%時(shí)，將生成部分粒徑大于5μ m的夾雜物，這些較大的夾雜物在沖擊試驗(yàn)過(guò)程中將作為裂紋的起點(diǎn)，降低鋼材的沖擊韌性。當(dāng)添加!^e2O3粉使鋼液中的氧含量小于0. 001%時(shí)，將導(dǎo)致微細(xì)MgO夾雜的數(shù)量不足，不能很好地發(fā)揮釘扎作用或者促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體生長(zhǎng)的作用。所以本發(fā)明最佳的狗203粉添加量是使鋼液中的氧含量為 0. 001% -0. 008%。鋼中的Al含量宜控制在小于0.006%。Al含量大于0.006%時(shí)，容易生成鎂鋁尖晶石夾雜，不利于微細(xì)彌散分布夾雜物的生成。本發(fā)明確定了夾雜物合適的成分、尺寸和面密度。夾雜物的成分利用SEM-EDS進(jìn)行測(cè)量，每個(gè)樣品夾雜物的成份是對(duì)于10個(gè)任意選取夾雜物的分析結(jié)果的平均值。對(duì)于樣品進(jìn)行研磨和鏡面拋光之后，利用SEM在1500倍的倍率下對(duì)于50個(gè)連續(xù)選取視場(chǎng)進(jìn)行觀察，所觀察的視場(chǎng)面積大于0. 27mm2。夾雜物的尺寸分布和面密度是所觀察的夾雜物尺寸、 數(shù)量和視場(chǎng)面積的計(jì)算結(jié)果。本發(fā)明確定的厚鋼板中0. 5-10 μ m夾雜物成分中Mg的平均重量百分比含量應(yīng)大于或等于7 %，小于3 μ m的夾雜物所占比例大于或等于80 %，數(shù)量比， 其面密度應(yīng)大于或等于300個(gè)/mm2。這樣的夾雜物可以滿(mǎn)足抑制焊接熱影響區(qū)奧氏體晶粒長(zhǎng)大，促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體成長(zhǎng)，改善厚板大線能量焊接性能的要求。本發(fā)明軋制和冷卻工藝中，軋制前的加熱溫度小于1050°C時(shí)，Nb的碳氮化物不能完全固溶。當(dāng)加熱溫度大于1250°C時(shí)，TiN粒子將長(zhǎng)大粗化，不能很好地在焊接過(guò)程中起到釘扎奧氏體晶粒長(zhǎng)大的作用。初軋溫度高于950°C，累計(jì)壓下率大于30%，是因?yàn)樵诖藴囟纫陨希l(fā)生再結(jié)晶， 可以細(xì)化奧氏體晶粒。當(dāng)累計(jì)壓下率小于30%時(shí)，加熱過(guò)程中所形成粗大的奧氏體晶粒還會(huì)殘存，降低了母材的韌性。精軋溫度小于950°C，累計(jì)壓下率為30-60%，是因?yàn)樵谶@樣的溫度下，奧氏體不發(fā)生再結(jié)晶，軋制過(guò)程中所形成的位錯(cuò)，可以作為鐵素體形核的核心起作用。當(dāng)累計(jì)壓下率小于30%時(shí)，所形成的位錯(cuò)較少，不足以誘發(fā)針狀鐵素體的形核。精軋之后以1 30°C /s的速率水冷至終冷溫度350 550°C是因?yàn)椋?dāng)冷卻速度小于l°c /S時(shí)，母材強(qiáng)度不能滿(mǎn)足要求。當(dāng)冷卻速度大于30°C /s時(shí)，將降低母材的韌性。 當(dāng)終冷溫度大于550°C時(shí)，母材的強(qiáng)度也不能滿(mǎn)足要求。當(dāng)終冷溫度小于350°C時(shí)，也將降低母材的韌性。本發(fā)明的有益效果本發(fā)明通過(guò)在其冶煉過(guò)程中，采取合適的脫氧劑添加順序，控制脫氧劑的添加量， 并通過(guò)利用添加!^e2O3粉的形式，精確控制Mg脫氧時(shí)的初始氧位，促使鋼材中形成細(xì)小彌散分布和一定成分的夾雜物。這些夾雜物抑制了焊接熱影響區(qū)奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，促進(jìn)了晶內(nèi)鐵素體的成長(zhǎng)，改善了厚鋼板的大線能量焊接性能。
具體實(shí)施例方式下面結(jié)合實(shí)施例對(duì)本發(fā)明做進(jìn)一步說(shuō)明。在本實(shí)施例中，冶煉工序是在50kg真空感應(yīng)爐中進(jìn)行的。爐襯采用鎂砂添加 1.2%的硼酸干混后燒結(jié)而成，采用高鋁耐材錠模進(jìn)行澆鑄。在感應(yīng)爐中加入40kg純鐵，同時(shí)添加CaO。采用單純添加CaO的方式造渣，保證了渣中較低的氧位。抽真空的同時(shí)升溫， 爐料熔清后，真空度可達(dá)301^。往感應(yīng)爐內(nèi)充填A(yù)r氣至0. 05MPa后，調(diào)整鋼液中的合金成分。并且按照Si、Mn、Al、Ti、Ca的順序添加相應(yīng)元素的合金進(jìn)行脫氧。取樣并在線分析合金成分，在保證合金成分的同時(shí)，最后在澆鑄錠模底部添加NiMg合金和!^e2O3粉，NiMg合金含Mg 5 50%，余量為Ni，粒度為1 30mm。然后將鋼錠加熱到1250°C，初軋溫度為1000 1150°C，累計(jì)壓下率為50% ；精軋溫度為700 850°C，累計(jì)壓下率為67% ；精軋之后以1 30°C /s的速率水冷至350 550 "C。焊接熱模擬試驗(yàn)利用Gleeble3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行，峰值溫度為1400°C，停留時(shí)間為3s。t8/5時(shí)間為383s，對(duì)應(yīng)于50mm規(guī)格的厚鋼板，焊接線能量為400kJ/cm。 對(duì)比例中的其他工藝條件相同，但是Al含量較高，不添加Mg合金與!^e2O3粉，夾雜
物中不含Mg，小于3 μ m的夾雜物所占比例小于80%，其面密度小于300個(gè)/mm2。 表1列出了實(shí)施例和對(duì)比例的化學(xué)成分對(duì)比。實(shí)施例中控制Al含量小于0. 006 %，
Mg含量為0. 0005-0. 007%, Fe2O3粉添加量是使鋼液中的氧含量為0. 001% -0. 008%。對(duì)
比例中的Al含量為0. 0洸％，不添加Mg合金與!^e2O3粉。表2列出了實(shí)施例和對(duì)比例的任意10個(gè)0. 5-10 μ m夾雜物的平均成分、小于3 μ m 的夾雜物所占比例和夾雜物的面密度。實(shí)施例中的夾雜主要是含MgO或MgO-Ti2O3復(fù)合夾雜，通過(guò)SEM-EDS的線掃描和面分析發(fā)現(xiàn)，在MgO或MgO-Ti2O3復(fù)合夾雜為核心的夾雜物表面，析出了 MnS夾雜，夾雜物的平均成分中Mg含量大于或等于7 %。小于3 μ m的夾雜物所占比例大于或等于80 %，其面密度大于或等于300個(gè)/mm2。對(duì)比例中的夾雜物不含Mg，小于3μπι的夾雜物所占比例為77. 5%，其面密度為 178個(gè)/mm2。這表明在對(duì)比例中，由于Al含量過(guò)高，又不添加Mg合金與!^e2O3粉，導(dǎo)致夾雜物尺寸較大，夾雜物的面密度較小。表3列出了實(shí)施例和對(duì)比例中母材的拉伸性能和沖擊韌性，以及焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性。母材的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和斷面收縮率為兩個(gè)測(cè)試數(shù)據(jù)的平均值，母材-40°C 夏比沖擊功和焊接熱影響區(qū)-20°C夏比沖擊功是三個(gè)測(cè)試數(shù)據(jù)的平均值。從表中數(shù)據(jù)可以看出，實(shí)施例和對(duì)比例的母材力學(xué)性能沒(méi)有明顯的差異。在焊接線能量為400kJ/cm的條件下，對(duì)于焊接熱影響區(qū)_20°C夏比沖擊功進(jìn)行了測(cè)試，實(shí)施例1 5的值分別是85J、131J、 119J、142J、179J，對(duì)比例的值是27J。實(shí)施例焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性大幅度改善，可以滿(mǎn)足400kJ/cm大線能量焊接性能的要求。本發(fā)明提供了在冶煉過(guò)程中通過(guò)控制脫氧時(shí)的氧位、脫氧劑的種類(lèi)和添加方法， 形成大量微細(xì)彌散分布和一定成分的夾雜物，提高厚鋼板的大線能量焊接性能的方法。該技術(shù)可用于船板、建筑等厚鋼板的制造過(guò)程中，用于改善厚鋼板的大線能量焊接性能。
權(quán)利要求
1.一種提高厚鋼板大線能量焊接性能的方法，其包括如下步驟1)冶煉、澆鑄成錠，鋼板的化學(xué)成分重量百分比是C:0. 05 0.09%，Si 0. 10 0. 30%，Mn :1. 3 1. 7%，Ti :0. 005 0. 02%，P 彡 0. 015%，S 彡 0. 01%，N 彡 0. 006%, Ca 彡 0. 004% ；其中，鋼液脫氧過(guò)程中加入脫氧劑，脫氧劑種類(lèi)和添加順序是MruSi — Al — Ti — Ca, 厚鋼板Al含量重量百分比為小于或等于0. 006% ；鋼液澆注過(guò)程中，以在錠模底部添加NiMg合金的形式加入Mg脫氧劑，厚鋼板Mg含量重量百分比為0. 0005 0. 007% ；通過(guò)在澆鑄錠模中添加!^e2O3粉來(lái)精確控制Mg脫氧時(shí)的初始氧位，F(xiàn)e2O3粉的添加量是使鋼液中的氧含量重量百分比為0. 001 0. 008% ；厚鋼板中0. 5 10 μ m大小的夾雜物中Mg的平均重量百分比含量大于或等于7%，小于3 μ m的夾雜物所占比例大于或等于80 %，夾雜物面密度大于或等于300個(gè)/mm2 ；2)軋制及冷卻將鑄錠加熱到1050 1250°C，初軋溫度高于950°C，累計(jì)壓下率大于30% ；精軋溫度小于950°C，累計(jì)壓下率大于30% ；然后以1 30°C /s的速率水冷至350 550°C。
2.如權(quán)利要求1所述的提高厚鋼板大線能量焊接性能的方法，其特征是，鋼板的化學(xué)成分還含有Cu彡0. 3%, Ni彡0. 4%, Cr彡0. 2%, Nb彡0. 03%、和V彡0. 02%中的一個(gè)或一個(gè)以上，以重量百分比計(jì)。
全文摘要
一種提高厚鋼板大線能量焊接性能的方法，其包括如下步驟1)冶煉、澆鑄成錠；鋼液脫氧過(guò)程中加入脫氧劑，脫氧劑種類(lèi)和添加順序是Mn、Si→Al→Ti→Ca；鋼液澆注過(guò)程中加入Mg脫氧劑；通過(guò)在澆鑄錠模中添加Fe2O3粉來(lái)精確控制Mg脫氧時(shí)的初始氧位；2)軋制和冷卻。本發(fā)明通過(guò)在鋼液脫氧過(guò)程中加入脫氧劑，在澆鑄錠模中添加Fe2O3粉對(duì)Mg脫氧時(shí)的氧位進(jìn)行精確的控制，所形成的微細(xì)彌散分布且含Mg的夾雜物，可以抑制焊接熱影響區(qū)奧氏體晶粒長(zhǎng)大，促進(jìn)其晶內(nèi)鐵素體生長(zhǎng)，大幅度提高厚板的大線能量焊接性能。
文檔編號(hào)C22C38/14GK102191429SQ20101012250
公開(kāi)日2011年9月21日 申請(qǐng)日期2010年3月11日 優(yōu)先權(quán)日2010年3月11日
發(fā)明者楊健, 沈建國(guó), 王睿之, 祝凱 申請(qǐng)人:寶山鋼鐵股份有限公司