一种可大线能量焊接的极地船用钢板及其制备方法

摘要

本发明涉及一种可大线能量焊接的极地船用钢板，该钢板的化学成分按质量百分比计为C0.03～0.07%，Si0.15～0.30%，Mn1.10～1.50%，P≤0.0070%，S≤0.0030%，Ti0.008～0.020%，N0.0030～0.0060%，Cu0.10～0.30%，Ni0.10～0.40%，Nb0.010～0.040%，Al0.020～0.050%，余量为Fe，钢板基体组织为铁素体+珠光体，其中珠光体弥散分布于铁素体晶粒之间，铁素体晶粒尺寸为4～8um。钢材具有优异的‑60℃、‑80℃低温冲击韧性、抗低温应变时效性能，经最大线能量200KJ/cm高效焊接后，焊接性能优异。

说明书

技术领域

本发明属于钢铁冶金领域，具体涉及一种极地船用钢板，低温冲击韧性、应变时效性能优异，且可大线能量焊接。

背景技术

建造用于极地的船舶，因为应用在寒冷海域，要求其结构材料不仅具有高的强度、良好的塑性而且还要求在极低温度下(-60°C、-80°C) 具有高的冲击韧性。通常，要求极地船用钢具备屈服强度≥355MPa、抗拉强度≥490MPa的高强度，-60℃、-80℃低温冲击韧性优异。此外，因海洋环境复杂多变，极地船舶常要承受台风(飓风)、波浪、潮汐、海流、冰凌等的强烈作用，因而，要求极地船用钢还具有良好的极低温应变时效性能。

另外，船舶海工市场形势严峻，船舶海工企业为了降低成本，不断进行技术提升，通过提高大线能量焊接技术来提高焊接效率，缩短工期，提高经济效益。为了满足船舶海工行业以及其它基础设施行业如锅炉压力容器、桥梁、建筑等的大线能量焊接用钢的共性要求，钢铁企业也相应地配套开发大线能量焊接用钢。

目前，主要通过两种技术途径来获得大线能量焊接用钢，一种是采用氧化物冶金技术方法，中国专利申请 CN104411849A、CN105102650A、CN101918607A等，将钢板的焊接热输入量提高至400-600KJ/cm。但氧化物冶金技术冶炼难度大，冶炼过程中合金添加方式、钢液温度、氧势的波动等因素造成冶炼工艺窗口窄、难于控制，极容易形成大尺寸夹杂物，影响钢坯品质，难以实现大批量稳定生产。另一种是通过Ti加入技术来提高钢板抗大线能量焊接，中国专利申请 CN103114241A，通过高N含量，低Ti/N 比例的成分设计，以及Ni和Cu的复合添加，得到了大量弥散分布的TiN的粒子，从而将钢板的大线能量提高至600KJ/ cm。

现有技术中的可大线能量焊接的钢还没有涉及极地低温韧性和极低温应变时效性能。

综上所述，现有技术还不能完全满足极地船需要的既要有良好的极低温度下(-60°C、-80°C)良好的冲击韧性、极低温应变时效性能、可大线能量焊接的综合要求。开发极地低温韧性、抗低温应变时效性能优异的可大线能量焊接钢是本领域技术人员探索的方向。

发明内容

本发明目的是提供一种可大线能量焊接的极地船用钢及其制备方法，该钢板在常规力学性能满足≥355MPa、抗拉强度≥490MPa的基础上，具有优异的-60℃、-80℃低温冲击韧性、抗低温应变时效性能，经最大线能量200KJ/cm高效焊接后，焊接性能优异。

本发明解决上述问题所采用的技术方案为：一种可大线能量焊接的极地船用钢板，该钢板的化学成分按质量百分比计为C：0.03～0.07%，Si：0.15～0.30%，Mn：1.10～1.50%，P：≤0.0070%，S：≤0.0030%，Ti：0.008～0.020%，N：0.0030～0.0060%，Cu：0.10～0.30%，Ni：0.10～0.40%，Nb：0.010～0.040%，Al：0.020～0.050%，余量为Fe 及不可避免的杂质元素，钢板基体组织为铁素体+珠光体，其中珠光体弥散分布于铁素体晶粒之间，铁素体晶粒尺寸为4～8um。

优选地，钢板的化学成分按质量百分比计为C：0.05%，Si：0.20%，Mn：1.20%，P：≤0.005%，S：≤0.002%，Ti：0.015%，N：0.0050%，Cu：0.18%，Nb：0.038%，Al：0.035%， Ni：0.29%，余量为Fe 及不可避免的杂质元素。

本发明中钢成分的限定理由阐述如下：

C：降低钢板中的碳含量可以提高钢的极低温冲击性能、低温应变时效性能的，改善钢板的焊接冷裂纹敏感性，当加入碳含量低于0.07%，在线能量焊接时（≥100KJ/cm），可有效降低热影响区的M-A组元的生成，达到改善焊接热影响区（HAZ）的极低温冲击韧性的目的。但是碳含量过低，钢的淬透性减弱，不利于中厚板生产钢的强度提高。因此，碳含量控制为0.03～0.07%。

Si：主要用于脱氧，虽要依据不同的冶炼方式来确定其加入量，但要获得良好的钢板性能，以及满足船级社规范要求必须在0.15%以上，但Si过多会严重损害钢板的大线能量焊接性能，增加HAZ区的MA组元，影响热影响区的冲击韧性，若超过0.30%以上又会造成心部偏析以及破坏焊接性能，所以规定其上限为0.30%。

Mn：在所述钢中具有推迟奥氏体向铁素体转变的作用，对细化铁素体，提高强度和韧性有利。当锰的含量较低，上述作用不显著，钢板强度和韧性偏低等。过高则又会引起连铸坯偏析、韧性差和可焊性降低等，故本发明中考虑到合金的综合加入，规定锰含量加入量介于1.10～1.50%的范围内。

P：虽能提高耐蚀性，但会降低低温韧性和妨碍可焊性，对结构钢是不适当的，本发明规定其控制在0.0070%以下。

S：形成MnS夹杂物，也会导致中心偏析，对耐蚀性也有不良影响，本发明规定在其控制在0.0030%以下。

Ti：通过形成Ti₂O₃粒子，可以促进晶内铁素体的生成，同时也用来固定钢中的氮元素，在适当条件下，钛、氮形成氮化钛，阻止钢坯在加热、轧制、特别是焊接达1350℃的高温过程中奥氏体晶粒粗化，改善母材和焊接热影响区的极低温韧性，提高焊接性能。钛低于0.008%时，效果差，超过0.020%时，过剩的钛会与其它元素复合析出，使钢的韧性恶化。

N：是本发明中的重要元素，不同于以往以有害元素来控制，而是要保证钢板中氮含量一定，当钢中的Ti、N原子之比为1：1时，此时相于Ti、N重量之比为3.42，TiN粒子最为细小且分布弥散，对高温奥氏体晶粒的细化作用最强，不仅可获得优良的韧性，根据Ti的加入量以及钢中氧含量、以及其它固氮元素，本发明中N含量控制为0.0030～0.0060%。

Cu：是提高钢淬透性的元素。此外，可有效减小δ相区，有利于钢材冶炼，减小连铸过程中的热收缩。在焊接过程中，也减小TiN在δ相区固溶，增加TiN高温钉轧效果，减小奥氏体晶粒粗化。Cu含量小于0.10%时，效果不明显。但是含量过高，容易引起Cu偏聚，形成钢板表面质量差，同时兼顾船级社规范要求以及经济性，本发明Cu含量控制在0.10～0.30%。

Ni：与Cu一样是提高钢淬透性及减小δ相区的元素，也是有效提高钢的低温韧性的最常用元素。此外，与钢中Cu、P复合作用，将有助于提高钢的耐腐蚀性，但是加入量过高，将会显著提高钢的成本。故在本明中，规定镍含量介于0.10～0.40%。

Nb：Nb起到溶质拖曳作用和Nb(C,N)对奥氏体晶界的钉扎作用，均抑制形变奥氏体的再结晶，扩大奥氏体非再结晶区间，减少特厚板生产待温时间。并在冷却或回火时形成析出物，从而使强度和韧性均得到提高，还可以提高钢的耐蚀性能。添加量小于0.010%时效果不明显，大于0.040%时韧性降低，导致连铸坯产生表面裂纹，成本增加。因此，本发明规定铌含量应介于0.010～0.040%的范围内。

Al：是钢的优良脱氧剂，是有效的细化晶粒元素，提高钢的强度和韧性。添加量大于0.050%时容易形成大形复合型氧化物夹杂物，且易在结晶器水口结瘤。因此，本发明规定铌含量应介于0.020～0.050%的范围内。

本发明另提供上述可大线能量焊接的极地船用钢板的制备方法，具体工艺如下，

冶炼连铸：采用铁水预处理，KR深脱硫，硫含量低于0.0020%，转炉冶炼，转炉终点C≤0.02%，出钢过程进行15～20min底吹氩气、氮气，进行LF、RH精炼，合金加入顺序为Al、Si、Mn、Ni、Nb、Cu、Ti、Ca，最后进行喂Ti线与Ca线是为了提高Ti、Ca收得率，防止Ti在过高温度形成析出，避免大型钛氧化物夹杂的形成，板坯连铸。

轧制工艺：连铸坯与成品厚度的压缩比≥4，采用控轧控冷工艺，连铸坯再加热温度1150～1200℃，加热时间1.0～1.5min/mm，采用粗轧和精轧两阶段控制轧制，粗轧单道次压下率为12～20%，粗轧终轧温度1000～1080℃，粗轧后所得中间坯的厚度为2.0～3.5倍于成品厚度；精轧开轧温度为830～900℃，总轧制道次为12～16道次，轧后采用加速冷却，终冷温度620～720℃，冷却速率3～8℃/s，随后空冷。

本发明在满足船级社规范中船用钢板和低温韧性钢≥355MPa、抗拉强度≥490MPa钢级的成分范围的基础上，通过较低的碳含量，Mn-Ni-Cu-Nb的添加这些有益于钢板强韧性元素，并通过连铸坯的压缩比的控制，在TMCP轧制过程中，增加道次压下量，控制道次总数量，获得了一种由铁素体珠光体基体组织，其中珠光体弥散分布于铁素体晶粒之间，铁素体晶粒细小、均匀，平均晶粒尺寸为4-8μm。

通过微合金Ti的添加，形成Ti₂O₃粒子和TiN粒子来促进晶内铁素体的生成以及阻止奥氏体晶粒粗化，改善母材和焊接热影响区的极低温韧性。同时辅助添加Cu、Ni等合金元素减小δ相区，避免TiN在δ相区的溶解。在冶炼过程中按照Al、Si、Mn、Nb、Cu、Ti、Ca进行添加，充分发挥大线能量焊接有益元素的作用。

本发明获得的特厚板在满足船级社规范中船用钢板和低温韧性钢≥355MPa、抗拉强度≥490MPa钢级的性能要求外，还具有优异的极低温冲击韧性、抗低温应变时效性能、以及抗大线能量焊接性等。具体性能为：屈服强度横向拉伸性能介于370～420MPa，抗拉强度介于530～560 MPa，屈强比介于0.85～0.90 ，相对高的屈强比保证了细晶粒，具备良好的低温韧性，抗脆断能力，延伸率≥25%。-60℃、-80℃纵向冲击韧性值≥200 J，应变时效后，-60℃、-80℃冲击韧性值没有明显降低，具有优异的抗低温时效性能。经线能量达200KJ/cm焊接后，焊接焊缝处、热影响区性能没有恶化，-60℃冲击性能仍满足船级社规范要求，焊接接头强度介于540-600MPa，拉伸试验后，试样断母材。完全满足极地船用钢高强度、优异的极低温冲击韧性、耐应变时效性、抗大线能量焊接等综合性能要求。具有生产工艺稳定，易于批量化生产。

与现有技术相比，本发明的优点在于：

1、采用传统Ti加入技术配合低C，Mn-Ni-Cu-Nb等钢铁中的常用元素作为合金添加剂，提高抗大线能量焊接，提高钢板的极低温韧性，同时避免了氧化物冶金所涉及的Mg、B、Ca、甚至稀土等难以控制的活泼元素的添加，减降了冶炼难度，提高了产品的稳定性，易于批量化冶炼连铸控制。

2、本发明钢中的Ni含量仅介于0.10～0.40%，其韧性可与船用镍系低温钢如1.5Ni的性能媲美。因此同等性能条件下，本发明钢成本以及焊接性能优势显著。

3、采用TMCP生产方式利用低碳含量控制，添加淬透性元素Ni、Mn、Cu等保证特厚钢板适当的淬透性，保证强度及极地船极低温韧性要求，同时，加入Nb、Ti等等微合金元素，有效的保证组织的细化，还提高钢板抗大线能量的焊接性。

4、本发明通过合理的合金及微合金加入顺序，增加微合金元素如Ti、Nb的收得率，结合N含量的控制，增加第二相粒子的析出几率，阻碍奥低体在高温条件下迅速长大，同时也有效的防止Ti在冶炼中过早高温析出，防止大型夹杂物的析出。

5、本发明TMCP工艺窗口大，其中冷却温度可达620-700℃，操作窗口大，适合薄厚规格钢板工艺通用。本发明可以推广应用至其它如极寒地区的近海设施、用于存储液化气体的低温设备的钢铁材料制备上。

附图说明

图1为本发明实施例1中钢板典型组织。

具体实施方式

以下结合实施例对本发明作进一步详细描述。

各实施例所对应的可大线能量焊接低温韧性钢的化学成分见表1，表中数据为各元素的质量百分比含量，剩余为Fe及不可避免的杂质元素。

表1

钢板的生产工艺如下：

冶炼连铸工艺：采用铁水预处理，KR深脱硫，硫含量低于0.0020%，转炉冶炼，炉外精炼，板坯连铸等工序，其中转炉终点C≤0.02%，出钢过程进行15～20min底吹氩气，氮气，进行LF、RH精炼，合金加入顺序为Al、Si、Mn、Ni、Nb、Cu、Ti、Ca，最后进行喂Ti线与Ca线是为了提高Ti、Ca收得率，防止Ti在过高温度形成析出，避免大型钛氧化物夹杂的形成。

轧制工艺：连铸坯与成品厚度的压缩比≥4，采用控轧控冷TMCP工艺，连铸坯再加热温度1150℃～1200℃，加热时间为1.0～1.5min/mn， 采用粗轧和精轧两阶段控制轧制，粗轧单道次压下率为12～20%，粗轧终轧温度1000～1080℃，粗轧后所得中间坯的厚度为2.0～3.5倍于成品厚度；精轧开轧温度为830～900℃，轧后采用加速冷却，钢板终冷温度620～720℃，冷却速率3～8℃/s，随后空冷；各实施例的具体轧制工艺如表2所示，冷却工艺如表3所示。

表2

表3

按照上述各实施例的冶炼、轧制、水冷工艺制得的钢板，其力学性能见表4。从实施例拉伸性能来看，钢板屈服强度横向拉伸性能介于370～420MPa，抗拉强度介于520～560 MPa，屈强比介于0.85～0.90 ，延伸率优良≥25%。-60℃、-80℃极低温纵向冲击韧性值≥200 J。

表4

将实施例进行5%塑性变形，250℃时效1小时，-60℃、-80℃时效冲击韧性值没有明显降低，具有优异的抗低温时效性能，具体见表5。

表5

将实施例在200±5KJ/cm的线能量下进行可焊性试验，焊接前不预热，焊接后不进行热处理，焊接坡口为单边V型，其焊接接头热影响区-60℃的冲击功不低于70J。其焊接接头拉伸冲击性能如表6所示。

表6

除上述实施例外，本发明还包括有其他实施方式，凡采用等同变换或者等效替换方式形成的技术方案，均应落入本发明权利要求的保护范围之内。