CN105296855A - 可大线能量焊接的海洋平台用钢板及制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种可大线能量焊接的海洋平台用钢板及制备方法，其中钢板以质量百分数计，含有：C：0.06～0.20％、Mn：0.5～2.0％、Si：0.10～0.50％、S：≤0.010％、P：≤0.020％、V：0.05～0.15％、N：0.007～0.020％、Ti：0.007～0.020％、Al:0.005～0.040％，Mg:0.0010～0.0020％，余量为Fe和不可避免的杂质；Ti、V和N满足：0.07V+0.29Ti≤N≤0.15V+0.29Ti，富钒的(V,Ti)(C,N)和V(C,N)析出粒子个数不少于80％，焊接热影响区组织中多边形铁素体含量高于50％。该钢板不仅能够满足海洋平台用钢高强度、高韧性的需求，同时也适用大线能量焊接要求，提高海洋平台的生产效率，缩短海洋平台建造周期。

Description

可大线能量焊接的海洋平台用钢板及制备方法

技术领域

本发明涉及微合金钢技术领域，尤其涉及一种可大线能量焊接的海洋平台用钢板及制备方法。

背景技术

海洋平台是海洋资源开发工程中的标志性设备，是超大的焊接结构，海洋平台用钢作为工程用钢在保证海洋设施安全方面起着最为重要的作用。海洋平台应用在波浪、海潮等复杂的海洋工程环境中，支撑重量超过数百吨的钻井设备，由于这些因素决定了海洋平台用钢具有高强度、高韧性、抗疲劳、良好的焊接性、冷加工性、耐海水腐蚀特性。这些对于保证人员生命安全，提高海洋平台用钢的使用寿命以及开发海洋资源具有重要的作用。

出于海洋平台用钢的使用环境和安全性的考虑，现有的315～355MPa级高强度海洋平台用钢主要选用正火态交货。正火态交货的海洋平台用钢的碳含量及碳当量显著高于TMCP(热机械控制工艺)交货态，因此导致其焊接性下降，采用大线能量焊接时使热影响区韧性降低，通常采用小线能量(热输入≤50kJ/cm)的焊接方法(例如手工电弧焊)进行焊接。虽然手工电弧焊工艺及焊后效果能达到海洋平台用钢的焊接要求，但其具有重污染、能耗大和低效率等缺点，而且会延长海洋平台的建造周期。

埋弧焊、气电立焊等大线能量焊接方法是采用机械化的焊接方法，能大幅提高生产效率，当其应用到海洋平台建设时，能够缩短平台的建设周期。随着大厚度海洋平台用钢使用量增加，采用大线能量焊接成为海洋平台建设的发展趋势。因此，急需提高现有正火态315～355MPa级高强度海洋平台用钢的焊接性。

目前，主要通过第二相粒子阻碍奥氏体晶粒长大以及促进晶内铁素体和多边形铁素体形核技术来提高钢大线能量焊接条件下热影响区的韧性，从而提高其焊接性，现有方法有很多但存在一些问题：

1)添加V、Ti、N微合金来提高钢焊接性能，第二相粒子主要为钛、钒的氮化物，但是目前公开的技术中均没有对V、Ti、N三者之间的配比进行控制，也没有提到通过一定的技术对钢中钛、钒的氮化物的析出粒子数量进行控制。

2)复合添加B和V，适量增加N，利用BN作为铁素体形核核心，增加铁素体含量，从而提高钢材的焊接性能，但是B经常偏聚于晶界，造成母材性能下降。

3)添加V、Ti、N微合金以外，复合添加B、Ca和Mg元素，除了B能够造成母材性能下降外，Ca和Mg的氧化物在液态析出时，析出氧化物粒子生长不受限制，形成的大颗粒夹杂物不仅起不到抑制焊接热影响区晶粒长大的作用，反而会使母材和热影响区韧性下降。因此，这种方法在工业生产中很难控制。

上述现有可提高钢焊接性的方法均存在局限性，不能直接应用在高强度海洋平台用钢上。

发明内容

鉴于上述的分析，本发明旨在提供一种可大线能量焊接的海洋平台用钢板及制备方法，用以解决现有正火态交货的海洋平台用钢板焊接性能差、不可采用大线能连焊接而现有提高钢焊接性能方法又有局限性从而导致海洋平台生产效率低、建造周期长的问题。

本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：

本发明可大线能量焊接的海洋平台用钢板，其包括有：以质量百分数计，C：0.06～0.20％、Mn：0.5～2.0％、Si：0.10～0.50％、S：≤0.010％、P：≤0.020％、V：0.05～0.15％、N：0.007～0.020％、Ti：0.007～0.020％、Al:0.005～0.040％，Mg:0.0010～0.0020％，余量为Fe和不可避免的杂质，其中Ti、V和N质量百分数满足如下关系式：

0.07V+0.29Ti≤N≤0.15V+0.29Ti；

钢板中富钒的(V,Ti)(C,N)和V(C,N)析出粒子个数不少于80％；

钢板焊接热影响区组织中多边形铁素体含量高于50％。

对本发明中使用的可大线能量焊接的海洋平台用钢板的成分组成的限定理由进行说明，以下仅用％表示组成中的质量百分比。

碳：碳是保证正火态交货钢板强度的基本元素，同时也是降低钢焊接性能的主要元素。碳含量低于0.06％，正火态钢板的强度难于保证；钢中随碳含量增加，焊接热影响区的硬脆组织含量增加，焊接热影响区韧性恶化，尤其是在大线能量焊接条件下，从保证焊接性能角度来讲，碳含量应控制在较低水平。因此本发明钢种碳的含量控制在0.06～0.20％。

锰：锰固溶于奥氏体中时，可以降低临界转变温度，从而可以细化钢基体组织，提高钢的强韧性，锰含量应控制在0.5％以上以保证钢的强度。锰含量超过2.0％时，钢板易产生明显的中心偏析，易使大线能量焊接热影响区产生淬硬组织，降低焊接热影响区韧性。因此，锰含量控制在0.5-2.0％为佳。

硅：硅主要作为炼钢时的脱氧剂加入，当硅含量低于0.1％时，钢水易氧化。Si也具有强化铁素体的作用，但是Si对焊接性能通常是不利的，为保证焊接热影响区韧性，Si含量应控制在较低水平。因此硅含量控制在0.1～0.5％。

硫和磷：硫和磷是钢中杂质元素，严重损害母材和焊接热影响区的韧性。因此，硫、磷含量应当分别控制在0.01％以下和0.02％以下。

钒：钒是钢中沉淀强化效果显著的微合金元素，而且通过控制轧制工艺，促进V与N在奥氏体中析出，可以促进晶内铁素体形成。在大线能量焊接条件下，VN析出促进焊接热影响区铁素体转变，同时晶内铁素体起到分割原奥氏体晶粒的作用，细化焊接热影响区组织。当钒含量低于0.05％时，上述作用不明显；钒含量大于0.15％时，固溶钒量增加导致焊接热影响区贝氏体型组织增加。因此钒的含量应该控制在0.05％～0.15％。

氮：氮是所述钢中关键的微合金化元素。N在钢中与Ti形成TiN，抑制焊接热影响区奥氏体晶粒长大，与Ti、V形成TiN、VN粒子可以作为焊接热影响区铁素体的形核核心，促进晶界多边形铁素体和晶内铁素体形成，TiN、VN粒子还可以作为随后富钒的(V,Ti)(C,N)和V(C,N)析出粒子的形核中心，改善焊接热影响区韧性，其含量不应低于0.007％。另一方面，大线能量焊接条件下，当奥氏体中固溶氮较多时，会增加淬硬组织形成倾向和焊接热影响区的时效脆性。因此氮含量应该控制在0.007％～0.020％。当钢中V、Ti与N比值[(Ti+V)/N]偏高，不能使Ti、V的氮化物充分析出，影响焊接热影响区晶粒尺寸；反之，焊接热影响区中固溶氮增加会使其韧性下降，从而影响钢的焊接性能，因此只有当V、Ti、N三者之间的配比控制在合适的范围内，才能得到尽可能多的形成钛、钒的氮化物的析出物粒子，从而有效提高钢的焊接性能，因此，钢中Ti、V、N质量分数应符合关系式：0.07V+0.29Ti≤N≤0.15V+0.29Ti。

钛：钛与氮结合形成TiN，可以阻止焊接热影响区奥氏体晶粒的长大；在焊接冷却过程中，先形成TiN还可以成为随后析出的V(C,N)的形核核心，促进晶内铁素体形成。钛含量低于0.007％，不容易发挥上述作用；但过多的钛会“夺走”氮，降低VN析出驱动力。因此Ti的含量控制在0.007～0.020％。

铝：铝是炼钢过程中的一种重要脱氧元素，可以有效减少钢中的夹杂物数量。但是过多的铝会“夺走”钢中的氮，减弱氮与钛和钒形成粒子的有益作用。因此，铝应该控制在0.005％～0.04％。

镁：镁是本发明中的关键合金元素之一，镁元素与氧结合生成MgO粒子，从而可以有效控制钢中的氧含量在设定的范围，有利于后续V的添加。当钢中Mg含量高于0.002％时，生成的MgO粒子过于粗大，不但不能改善钢的热影响区的韧性，反而作为裂纹形核位置，降低钢的韧性；当钢中的Mg含量低于0.001％时，生成的MgO数量较少，不足以抑制奥氏体晶粒的长大。因此，Mg合适的范围为0.001％～0.002％，一方面可以将钢中氧含量控制在0.002％之下，有利于后续钒氮合金添加形成富钒(V,Ti)(C,N)、V(C,N)粒子；另一方面，通过在钢液中形成大量的细小MgO颗粒，有利于促进富钒(V,Ti)(C,N)、V(C,N)粒子的析出，显著提高了钢板中第二相粒子的数量，降低了第二相粒子的尺寸，提高了析出强化的作用效果。

对本发明钢板中富钒的(V,Ti)(C,N)和V(C,N)析出粒子个数不少于80％的限定理由，具体说明如下：

本发明钢中形成较多的富钒(V,Ti)(C,N)和V(C,N)第二相粒子，第二相粒子在钢中具有三个作用：提高钢的强度、促进基体铁素体形核以提高的韧性、促进焊接热影响区中铁素体形核以提高大线能量焊接接头的韧性。当富钒的(V,Ti)(C,N)和V(C,N)析出粒子个数小于80％时，钢中的强化和韧化作用将大幅度降低。

对本发明钢板焊接热影响区组织中多边形铁素体不低于50％的限定理由，具体说明如下：

通过控制焊接热影响区组织中多边形铁素体不低于50％，可以显著抑制组织中韧性较差的板条贝氏体、粒状贝氏体、侧板条铁素体和珠光体组织的形成，促进晶界铁素体、多边形铁素体和晶内铁素体形成，显著提高钢及大线能量焊接接头的低温韧性。

本发明可大线能量焊接的海洋平台用钢板的制造方法，包括如下步骤：

1)冶炼：在转炉中采用硅铁、锰铁进行预脱氧，钢包炉外精炼时进行合金化，依次喂入钙线、钛线；连铸前在中间包通过喂入方式加入高纯铁皮包裹的高纯度金属Mg丝或Mg-Ni合金丝，并保证钢液中的Mg含量为0.0010～0.0020％，控制氧含量在小于0.002％后添加钒氮合金；

2)连铸：连铸过程采用全程保护浇注，钢水的过热度控制在10～50℃之间，调整二冷水强度使矫直温度控制在900～950℃；

3)铸坯加热：坯料加热温度不高于1150℃，铸坯的加热时间控制为1.5～2min/mm×板坯厚度(mm)；

4)轧制：包括粗轧和精轧，粗轧阶段开轧温度为1100～1150℃，终轧阶段温度为1000～1050℃，总压下率不低于30％；最后精轧阶段开轧温度为900～950℃，终轧温度≥870℃，总压下率不低于40％，轧后以5～15℃/s的速度冷却到600℃，随后空冷至室温。

具体说明如下：

冶炼时控制钢液中合适的氧含量从而保证钒氮微合金化效果的关键因素，因此工艺控制的核心是添加微合金元素Mg元素，通过形成MgO粒子，将氧固定在MgO粒子中，控制氧含量小于0.0020％。随后再添加钒氮合金，此时添加钒氮合金有利于钢中最大限度的形成富钒的(V,Ti)(C,N)和V(C,N)粒子。

由于钢中第二相粒子主要为富钒的(V,Ti)(C,N)和V(C,N)粒子，加热温度控制在1150℃以下即可，加热温度太高时奥氏体晶粒尺寸长大迅速，钢的低温韧性显著降低。加热时间长于1.5～2min/mm×板坯厚度(mm)时，钢坯中易形成较多的横向裂纹。

轧制过程中分两阶段轧制，粗轧阶段控制开轧温度1100-1150℃范围，主要是通过再结晶有效细化原始奥氏体晶粒尺寸，终轧阶段控制轧制温度1000-1050℃范围主要是避免由于部分再结晶降低钢的低温韧性，总压下率不低于30％有利于良好的再结晶效果。精轧阶段开轧温度900-950℃范围有利于在钢中获得较多的位错，以利于促进后续富钒第二相粒子的析出。终轧温度大于870℃以及总压下率不低于40％有利于形成较细小的铁素体组织。

本发明的优点和有益效果如下：

1、本发明所述的可大线能量焊接的海洋平台用钢板，能够适应大线能量焊接要求，同时满足海洋平台355MPa级以上高强度以及E级以上低温韧性的要求。

2、本发明所述的可大线能量焊接的海洋平台用钢板，可以适用于大规格厚度钢板制造要求，厚度规格满足30～100mm。

3、本发明所述的可大线能量焊接的海洋平台用钢板的制备方法，可使钢板在TMCP状态下满足海洋平台对高强度、高韧性和高焊接性能的要求，操作工艺简便。

附图说明

附图仅用于示出具体发明例的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。

图1为对比例1在焊接线能量50kJ/cm时焊接热影响区的组织；

图2为对比例1在焊接线能量150kJ/cm时焊接热影响区的组织；

图3为对比例3在焊接线能量50kJ/cm时焊接热影响区的组织；

图4为对比例3在焊接线能量150kJ/cm时焊接热影响区的组织；

图5为发明例1在焊接线能量50kJ/cm时焊接热影响区的组织；

图6为发明例1在焊接线能量150kJ/cm时焊接热影响区的组织；

图7为发明例3在焊接线能量50kJ/cm时焊接热影响区的组织；

图8为发明例3在焊接线能量150kJ/cm时焊接热影响区的组织；

图9为本发明和对比钢在焊接线能量50～150kJ/cm时，焊接热影响区-40℃冲击功随焊接线能量的变化趋势。

具体实施方式

下面结合附图来具体描述本发明的优选发明例，其中，附图构成本申请一部分，并与本发明的发明例一起用于阐释本发明的原理。

实施例1

表1为发明例和对比例中海洋平台用钢板的主要化学成分，其中发明例为3种，对比例为3种，对比例和发明例制备工艺如下：

对比例：

1)冶炼：采用130吨的转炉冶炼，采用硅铁、锰铁预脱氧，添加钒氮合金,使钒含量接近目标值；在钢包炉外精炼时，依次喂入钙线、钛线、铌铁，确认钢水中各成分达到目标值后送连铸台；

2)连铸：连铸过程采用全程保护浇注，钢水的过热度控制在25℃，调整二冷水强度使矫直温度控制在910℃，铸坯厚度为260mm；

3)板坯加热：将铸坯加热到1150℃，加热时间为1.5min/mm×260mm＝390min，则加热速度1150℃/390min＝3℃/分钟；

4)轧制：粗轧阶段开轧温度为1120℃，终轧阶段温度为1000℃，总压下率36％；最后精轧阶段开轧温度为920℃，终轧温度870℃，总压下率40％，轧后以10℃/s冷却到600℃，随后空冷至室温，最终轧制成厚为100mm的钢板。

发明例：

1)冶炼：采用130吨的转炉冶炼，采用硅铁、锰铁预脱氧；在钢包炉外精炼时，依次喂入钙线、钛线，进行合金化，确认钢水中各成分达到目标值后送连铸台；连铸前在中间包喂入高纯铁皮包裹高纯度金属Mg丝，并控制钢液中的Mg含量在0.0010～0.0020％之间，当氧含量小于0.002％时添加钒氮合金，使钒含量、氮含量接近目标值：V：0.05～0.15％、N：0.007～0.020％；

2)连铸：连铸过程采用全程保护浇注，钢水的过热度控制在30℃，调整二冷水强度使矫直温度控制在920℃，铸坯厚260mm；

3)板坯加热：将铸坯加热到1150℃，加热时间为1.5min/mm×260mm＝390min，则加热速度1150℃/390min＝3℃/分钟；

4)轧制：粗轧阶段开轧温度为1100℃，终轧阶段温度为1050℃，总压下率36％；最后精轧阶段开轧温度为920℃，终轧温度870℃，总压下率40％，轧后以10℃/s冷却到600℃，随后空冷。最终轧制成厚为100mm的钢板。

采用碳膜复型的技术观察、统计钢板中富钒的(V,Ti)(C,N)和V(C,N)析出粒子个数。表2为发明例和对比例钢板中富钒的(V,Ti)(C,N)和V(C,N)析出粒子个数。

从表1和表2中可以看出，按照本发明制备的3种实验钢，化学成分均符合本发明所述的范围，其中V、N、Ti配比和钢板中富钒的(V,Ti)(C,N)和V(C,N)析出粒子个数也符合本发明的要求。对比例1化学成分不符合本发明的要求，并添加了一定量的Nb元素，对比例2和对比例3钢板中V、N、Ti配比和析出粒子的数量不符合本发明的要求。

表1：钢的主要化学成分(wt％)

类型	C	Mn	Si	S	P	Ti	N	Al	Mg	V	Nb
												发明例1	0.077	1.26	0.20	0.006	0.007	0.015	0.0091	0.014	0.0015	0.061	-
发明例2	0.110	1.22	0.18	0.002	0.006	0.011	0.0110	0.02	0.0012	0.11	-
												发明例3	0.074	1.15	0.12	0.005	0.006	0.008	0.0140	0.02	0.0020	0.10	-
对比例1	0.076	1.19	0.22	0.007	0.007	0.016	0.0036	0.004	-	-	0.015
												对比例2	0.073	1.14	0.11	0.005	0.005	0.008	0.0180	0.002	-	0.084	-
对比例3	0.077	1.20	0.20	0.006	0.007	0.016	0.0032	0.020	-	0.059	-

表2钢板中富钒的(V,Ti)(C,N)和V(C,N)析出粒子个数，％

类型	发明例1	发明例2	发明例3	对比例1	对比例2	对比例3
							粒子数量	85	80	90	—	70	30

实施例2

对发明例钢板和对比例钢板进行取样，按照GB/T13239-2006标准，采用MTSNEW810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，取样位置为钢板1/2处，试验结果取两个试样的平均值。

按照GB/T229-2007标准，采用NCS系列500J仪器化摆锤式冲击试验机，测试-40℃时夏比V型缺口冲击功，取样位置为1/2处，试样规格为10×10×55mm，试样结果为3个试样的平均值。钢板力学性能见表3.

表3发明例与对比例力学性能

可见，发明例钢板的屈服强度达到355MPa以上，和对比例基本相当，达到海洋平台用钢板的强度要求。发明例钢板的-40℃夏比V型缺口冲击功均在200J以上，均显著高于对比例，说明发明例钢板不仅具有高强度，同时具有高韧性。

实施例3

将上述钢板分别开展50KJ/cm、75KJ/cm、100KJ/cm、125KJ/cm、150KJ/cm的埋弧焊焊接试验。图1-8分别为对比例1、对比例3、发明例1和发明例3在50KJ/cm和150KJ/cm的埋弧焊焊接试验下，焊接热影响区的组织图，由图可以看出，对比例1和对比例3组织含有大量的板条贝氏体、粒状贝氏体、侧板条铁素体、晶界铁素体和少量的多边形铁素体，而发明例1和发明例3则含有大量的多边形铁素体、少量的粒状贝氏体和少量的珠光体，其中粒状贝氏体、侧板条铁素体和珠光体韧性较差，会降低焊接热影响区的低温韧性，而多边形铁素体组织细小、晶界铁素体和晶内铁素体对焊接热影响区的低温韧性有重要作用。然后采用Image-Plus软件测量焊接热输入100kJ/cm时焊接热影响区组织中多边形铁素体含量，结果如表5所示。

根据GB/T229-1994标准，采用NCS系列500J仪器化摆锤式冲击试验机，试样规格为10×10×55mm，测试了焊接热影响区-40℃时夏比V型缺口冲击功，其结果如表4所示。

表4焊接热影响区的低温韧性

表5焊接热输入100kJ/cm时焊接热影响区组织中多边形铁素体的数量，％

类型	发明例1	发明例2	发明例3	对比例1	对比例2	对比例3
							多边形铁素体	57	60	54	5	10	12

从表5中可以看出，发明例焊接热影响区组织中多边形铁素体含量均高于50％以上，对比例中铁素体含量在5-12％范围，含量较低。根据表4和图4，发明例试样钢在相同的焊接线能量条件下，-40℃的夏比V型缺口冲击功均显著高于对比钢，尤其是焊接线能量≥100kJ/cm后，发明例与对比例钢的焊接热影响区的低温韧性的差异更加显著，说明发明例焊接性能高于对比例，尤其使用大线能量焊接时，发明例焊接区低温韧性高于对比例，发明例能够满足大线能量焊接要求。

综上所述，本发明发明例提供了一种可大线能量焊接的海洋平台用钢板及制造方法，该钢板不仅能够满足海洋平台用钢高强度、高韧性的需求，同时也适用大线能量焊接要求，提高海洋平台的生产效率，缩短海洋平台建造周期。

以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (2)

1.一种可大线能量焊接的海洋平台用钢板，其特征在于，所述钢板含有：以质量百分数计，C：0.06～0.20％、Mn：0.5～2.0％、Si：0.10～0.50％、S：≤0.010％、P：≤0.020％、V：0.05～0.15％、N：0.007～0.020％、Ti：0.007～0.020％、Al:0.005～0.040％，Mg:0.0010～0.0020％，余量为Fe和不可避免的杂质，其中Ti、V和N质量百分数满足如下关系式：

0.07V+0.29Ti≤N≤0.15V+0.29Ti；

所述钢板中富钒的(V,Ti)(C,N)和V(C,N)析出粒子个数不少于80％；

所述钢板焊接热影响区组织中多边形铁素体含量高于50％。

2.一种如权利要求1所述可大线能量焊接的海洋平台用钢板的制造方法，其特征在于，包括如下步骤：

1)冶炼：在转炉中采用硅铁、锰铁进行预脱氧，钢包炉外精炼时进行合金化，依次喂入钙线、钛线；连铸前在中间包通过喂入方式加入高纯铁皮包裹的高纯度金属Mg丝或Mg-Ni合金丝，并保证钢液中的Mg含量为0.0010～0.0020％，控制氧含量在小于0.002％后添加钒氮合金；

2)连铸：连铸过程采用全程保护浇注，钢水的过热度控制在10～50℃之间，调整二冷水强度使矫直温度控制在900～950℃；

3)铸坯加热：坯料加热温度不高于1150℃，铸坯的加热时间控制为1.5～2min/mm×板坯厚度(mm)；

4)轧制：包括粗轧和精轧，粗轧阶段开轧温度为1100～1150℃，终轧阶段温度为1000～1050℃，总压下率不低于30％；最后精轧阶段开轧温度为900～950℃，终轧温度≥870℃，总压下率不低于40％，轧后以5～15℃/s的速度冷却到600℃，随后空冷至室温。