CN104004962A

CN104004962A - 一种焊接高热输入的海洋工程用正火钢板及其制造方法

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Publication number: CN104004962A
Application number: CN201410193864.XA
Authority: CN
Inventors: 邓伟; 吴年春; 张朋彦; 崔强; 朱伏先; 王国栋
Original assignee: Nanjing Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Nanjing Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2014-05-08
Filing date: 2014-05-08
Publication date: 2014-08-27
Anticipated expiration: 2034-05-08
Also published as: CN104004962B

Abstract

本发明公开一种焊接高热输入的海洋工程用正火钢及其制造方法，属于焊接用高强度钢板技术领域。该钢板碳含量为0.12～0.18wt%，碳当量0.42~0.45%，下屈服强度≥355MPa。其制备方法是在冶炼过程中精确控制合金添加顺序，依次添加Si、Mn、Al，Ti、Ni、Cu、V、Nb等，所得的连铸坯采用TMCP工艺轧制成≤80mm厚度钢板，再采用910±30℃正火处理后交货。本发明钢板适用于海洋平台用大热输入焊接正火态中厚板，钢板经200~300kJ/cm热输入焊接后，焊接粗晶区-40℃冲击功平均值大于50J，能够有效保证焊接热影响区的强度和韧性。

Description

一种焊接高热输入的海洋工程用正火钢板及其制造方法

技术领域

本发明属于焊接用高强度结构钢板技术领域，特别涉及一种大热输入焊接用海洋工程用正火钢及其制造方法。

背景技术

为提高施工效率、降低成本，在大型结构物的焊接施工中相继采用了大热输入焊接技术。国内外相继开发出多种大热输入焊接用钢板。

采用TiN机制来抑制CGHAZ晶粒粗化的方法可以提高焊接热影响区的韧性，如专利申请号为200610047899.8的“一种可大热输入焊接的低合金高强度钢板及其制造方法”；专利申请号为200510047672.9的“一种适合大线能量焊接的Nb-Ti微合金钢及其冶炼方法”，其机理是因为Ti与N结合成TiN，能够阻止奥氏体晶粒的长大和增加铁素体形核，合理控制钢中Ti/N在2.4～3.2之间，会有效提高钢板和焊接热影响区的性能，其焊接热输入能够达到150kJ/cm；如日本特公昭55-026164号公报、特开昭61-253344、特开平03-264614、特开平04-143246及专利第2950076都公开了采用Ti的氮化物或复合化物及析出物来促进铁素体的形核，提高CGHAZ韧性。但是，Ti在金属中形成的TiN或Ti(CN)在焊接过程中，当熔合线附近的温度超过1400℃时，则超过了TiN本身的熔点，TiN在此温度下几乎全部溶解而失去了作用。所以，利用TiN机理来提高焊接热影响区韧性，只能在远离熔合线温度低于1300℃的区域或焊接热输入较低的情况下才会起到明显作用。

而靠近熔合线温度超过1400℃区域，众多文献公布了采用更高熔点的Ti的氧化物作为晶内针状铁素体形核质点，从而提高焊接热影响区韧性的方法。如特开昭61-79745、特开昭62-103344、特开昭61-117245，公布了含有Ti氧化物的钢板能够有效提高焊接热影响区韧性，其原理是Ti氧化物的熔点高于钢的熔点，在焊接熔合线部位不会溶解，成为稳定的质点，在焊接后的冷却过程中，TiN、MnS等依附于其上析出，成为微细铁素体的形核质点，抑制对韧性有害的粗大铁素体形成，防止脆化。但是，这种Ti氧化物在钢中微细分散很困难，容易在金属中粗大化或成为凝聚体，若不能控制形成微细弥散的Ti的氧化物，则会形成5μm以上的粗大Ti氧化物，成为结构物破坏时的裂纹源、降低韧性。

上述专利中的大热输入用钢有共同的特征：(1)所述的钢板均为TMCP态供货，厚钢板的表面和心部性能与正火态钢板相比差异较大，不适合应用于海洋平台的建造；(2)上述专利例举的钢板碳含量较低，Ceq值小于0.42，焊接热输入小于200kJ/cm。

发明内容

针对现有技术存在的问题，本发明提供一种正火态钢板及其制造方法，钢板不仅碳含量高，而且具有大量细小弥散分布的夹杂物，含Ti氧化物、氮化物的复合夹杂物数量均比传统钢高出数倍，5μm以上的复合夹杂物数量低于传统钢的数量，从而有效提高钢板强度和焊接热影响区韧性，以适用于焊接热输入大于200kJ/cm的海洋工程。

本发明的焊接热高输入的海洋工程用正火钢板为正火态，下屈服强度≥355MPa，钢板含有如下重量百分比的化学成分：C：0.12～0.18wt％、Si：0.10～0.30wt％、Mn：1.2～1.6wt％、P：≤0.010wt％、S：≤0.005％wt％、Als：0.015～0.03wt％、Nb：0.005～0.05wt％、V：0.005～0.05wt％、Ti：0.005～0.03wt％、Ni：0.01～1.0wt％、Cu：0.01～1.0wt％，其余为Fe及不可避免的杂质，碳当量0.42～0.45％；钢板中，尺寸为0.2～5μm的含Ti氧化物的复合夹杂物数量为100～3000个/mm²；尺寸为10～300nm的含Ti氮化物的复合夹杂物数量大于3×10⁶个/mm²；尺寸大于50μm的MnS复合夹杂物数量小于2个/cm²，尺寸大于5μm的复合夹杂物数量小于2个/mm²。

钢板经200～300kJ/cm大热输入焊接后，焊接粗晶区-40℃冲击功平均值大于50J，其焊接热输入后的组织特征为：先共析铁素体和针状铁素体。其中原奥氏体晶界处的先共析铁素体为多边形块状，平均晶粒尺寸小于50μm，所占面积分数小于40％；原奥氏体晶粒内部为微细针状铁素体，所占面积分数大于60％。

上述钢板的制备方法包括钢水冶炼、连铸、热轧、冷却、正火等工序，其关键控制工序为冶炼和正火。按所述钢板的目标化学成分进行钢水冶炼，出钢约1/3时往钢包中先加入硅锰进行合金化。LF精炼白渣操作，精炼总时间确保≥50分钟，并在冶炼过程中精确控制合金添加顺序，依次添加Al，Ti、Ni、Cu、V、Nb等，调整钢水成分至目标成分；将冶炼的钢水浇铸成连铸坯，连铸坯加热至1130～1250℃，在炉时间8～12min/cm；采用TMCP工艺将连铸坯轧制成≤80mm厚度钢板，一阶段终轧温度>1000℃，二阶段开轧温度≤890℃，终轧温度800～850℃；正火温度为910±30℃，正火时间为1.2～2.0mm/min。

本发明钢的基本成分范围限定理由说明：

C：是确保正火钢板强度所需的重要元素。C含量低于0.12％时，将难以保证厚钢板正火后的下屈服强度≥355MPa；若C含量高于0.18％时，会在大热输入焊接热影响区中形成大量M-A岛组织，焊接裂纹敏感性增加，降低HAZ韧性，且超出国家标准及船级社规范的限定范围。

Si：是确保钢板强度及冶炼脱氧的元素。Si含量过低，则脱氧效果不能有效发挥，若过高则钢板的焊接热影响区脆化，故Si上限为0.3％。

Mn：可确保钢板强度并有利于韧性，Mn含量低于1.2％则不能保证钢板的高强度和良好韧性；含量高于2.0％时，大热输入焊接时HAZ韧性劣化。

P：是作为杂质混入的元素，会使钢板延伸率及韧性显著劣化，国内各钢厂现有技术水平多能够控制在0.012％以下，在冶炼成本能够承受的范围内应尽可能降低。

S：是作为杂质混入的元素，钢中适量地含有S，则会以MnS形态依附在复合氧化物或氮化物周围，促进焊接热影响区针状铁素体的形核与长大。S含量过高则会生成粗大MnS系夹杂物，降低钢板厚度方向性能。且MnS系夹杂物在轧制后，会在钢板心部伸长成条状，若尺寸大于50μm，则焊接过程中会明显与铁基体剥离而成为裂纹的起点，显著增加焊接裂纹敏感性。国内各钢厂现有技术水平多能够控制在0.005％以下，故S含量低于0.005％。

Al：是冶炼过程重要的脱氧元素，适量的Al有利于Ti化物的形成，Al与N结合还能够提高钢板强度。国家标准及船级社规范都要求Als≥0.015％，若Als大于0.03％，将使韧性劣化。

Ti：是本发明的重要元素，适量的Ti含量及添加方法能够获得大量小尺寸的Ti氧化物及氮化物，大热输入焊接时改善HAZ组织并细化晶粒，提高韧性。若低于0.005％则效果不明显，若超过0.03％则固溶的Ti增加，并会形成粗大的Ti化物，显著降低韧性。

Cu：提高强度而不降低韧性，并增加钢板耐蚀性能。适量添加有益于HAZ韧性，Cu低于0.01％则不能获得高强度，若高于1.0％则焊接时易产生热裂纹，降低HAZ韧性。

Ni：能够保证钢板强度及低温韧性，适量添加能够提高HAZ韧性。过低的Ni则不能获得高强度，若过多则增加成本。故Ni含量适宜范围为0.01～1.0％。

与传统生产工艺相比，本发明方法在钢中能够形成大量细小弥散分布的夹杂物，尺寸为0.2～5μm的含Ti氧化物的复合夹杂物数量和尺寸为10～300nm的含Ti氮化物的复合夹杂物数量均比传统钢高出数倍，有利于钉扎奥氏体晶粒并细化晶内组织，提高CGHAZ韧性。钢中大尺寸复合夹杂物数量低于传统钢中的数量，有益于减少焊后微裂纹源，钢板具有高的常温综合力学性能和良好的低温韧性。

通过控制生产工艺条件，生成的大量细小弥散分布的含Ti氧化物、氮化物的复合夹杂物，钢板在大热输入焊接时，靠近熔合线的1400℃高温部位，形成大量的晶内针状铁素体，同时在温度低于1400℃的远离熔合线部位组织中，钉扎原奥氏体晶粒并细化晶内组织。二者共同作用的综合效果使焊接热影响区的韧性大幅度提高。

本发明钢板适用于海洋平台用大热输入焊接正火态中厚板，在焊接热输入≤300kJ/cm的范围内，能够有效保证焊接热影响区的强度和韧性。

附图说明

图1为实施例3钢板的正火态金相组织。

图2为实施例3钢板经207kJ/cm气电立焊焊接后的HAZ金相组织。

具体实施方式

下面将通过不同实施例和比较例的对比来描述本发明。这些实例仅是用于解释的目的，本发明并不局限于这些实施例中，可以在前述化学成分与制造方法范围内加以调整实施。

实施例1

按表1实施例1所示的目标化学成分冶炼钢水，在冶炼过程中精确控制合金添加顺序，依次添加Si、Mn、Al，Ti、Ni、Cu、V、Nb，达到目标化学成分后进行连铸，所得的连铸坯铸坯厚度150mm；采用如表2实施例1所示的生产工艺，轧制成20mm厚度钢板，再采用900℃×10min正火处理。

实施例2

按表1实施例2所示的目标化学成分冶炼钢水，在冶炼过程中精确控制合金添加顺序，依次添加Si、Mn、Al，Ti、Ni、Cu、V、Nb，达到目标化学成分后进行连铸，所得的连铸坯铸坯厚度180mm；采用如表2实施例2所示的生产工艺，轧制成30mm厚度钢板，再采用910℃×15min正火处理。

实施例3

按表1实施例3所示的目标化学成分冶炼钢水，在冶炼过程中精确控制合金添加顺序，依次添加Si、Mn、Al，Ti、Ni、Cu、V、Nb，达到目标化学成分后进行连铸，所得的连铸坯铸坯厚度220mm；采用如表2实施例3所示的生产工艺，轧制成40mm厚度钢板，再采用890℃×30min正火处理。

实施例4

按表1实施例4所示的目标化学成分冶炼钢水，在冶炼过程中精确控制合金添加顺序，依次添加Si、Mn、Al，Ti、Ni、Cu、V、Nb，达到目标化学成分后进行连铸，所得的连铸坯铸坯厚度260mm；采用如表2实施例4所示的生产工艺，轧制成60mm厚度钢板，再采用880℃×50min正火处理。

实施例5

按表1实施例5所示的目标化学成分冶炼钢水，在冶炼过程中精确控制合金添加顺序，依次添加Si、Mn、Al，Ti、Ni、Cu、V、Nb，达到目标化学成分后进行连铸，所得的连铸坯铸坯厚度260mm；采用如表2实施例5所示的生产工艺，轧制成80mm厚度钢板，再采用930℃×60min正火处理。

比较例1

按表1比较例1所示的目标化学成分冶炼钢水，采用表2比较例1所示的生产工艺制造。

比较例2

按表1比较例2所示的目标化学成分冶炼钢水，采用表2比较例2所示的生

产工艺制造。比较例3

按表1比较例3所示的目标化学成分冶炼钢水，采用表2比较例3所示的生

产工艺制造。

比较例4

按表1比较例4所示的目标化学成分冶炼钢水，采用表2比较例4所示的生产工艺制造。

比较例5

按表1比较例5所示的目标化学成分冶炼钢水，采用表2比较例5所示的生产工艺制造。

表3为实施例与比较例的夹杂物统计及大热输入焊接性能对比。

可以看出，本实施例1～5具有化学成分简单、工艺操作过程良好，对大线能量焊接性能有利的≤5μm含Ti氧化物复合夹杂和含Ti的氮化物复合夹杂物数量比比较例高5～40倍，对大线能量焊接性能不利的＞5μm的复合夹杂物数量小于比较例的1/10，故实施例钢板抗大热输入焊接性能优良，焊接热影响区-40℃冲击功大于50J，且焊前不需要预热、焊后不需要进行热处理。在有效保证海洋平台结构件安全性的同时，能够大幅度提高施工效率、节约施工成本。

图1中实施例3钢板正火态金相组织为铁素体+珠光体；图2中的金相组织中奥氏体晶粒内部形成大量纵横交错的针状铁素体，故钢板经大热输入焊接后仍然具有良好的低温冲击韧性。

表1 本发明实施例1～5与比较例1～5化学成分

表2 本发明实施例1～5与比较例1～5生产工艺

表3 实施例与比较例的夹杂物统计及大热输入焊接性能结果

Claims

1.一种焊接高热输入的海洋工程用正火钢板，其特征在于钢板为正火态，下屈服强度≥355MPa，钢板含有如下重量百分比的化学成分：C：0.12～0.18wt%、Si：0.10～0.30wt%、Mn：1.2～1.6 wt%、P：≤0.010 wt%、S：≤0.005% wt%、Als：0.015~0.03 wt%、Nb：0.005~0.05 wt%、V：0.005~0.05 wt%、Ti：0.005～0.03 wt%、 Ni：0.01～1.0 wt%、Cu：0.01～1.0wt%，其余为Fe及不可避免的杂质，碳当量0.42~0.45%；钢板中，尺寸为0.2～5μm的含Ti氧化物的复合夹杂物数量为100～3000个/mm²；尺寸为10～300nm的含Ti氮化物的复合夹杂物数量大于3×10⁶个/mm²；尺寸大于50μm的MnS复合夹杂物数量小于2个/mm²，尺寸大于5μm的复合夹杂物数量小于2个/mm²。

2.如权利要求1所述的焊接高热输入的海洋工程用正火钢板，其特征在于经200~300kJ/cm大热输入焊接后，焊接粗晶区-40℃冲击功平均值大于50J。

3.如权利要求1所述的焊接高热输入的海洋工程用正火钢板，其特征在于经200~300kJ/cm大热输入焊接后，钢板组织特征为：原奥氏体晶界处为先共析铁素体，平均晶粒尺寸小于50μm，所占面积分数小于40%；原奥氏体晶粒内部为微细针状铁素体，所占面积分数大于60%。

4.如权利要求1所述的焊接高热输入的海洋工程用正火钢板的制造方法，其特征在于：包括以下工序，

钢水冶炼：按所述钢板的目标化学成分进行钢水冶炼，并在冶炼过程中精确控制合金添加顺序，依次添加Si、Mn、Al，Ti、Ni、Cu、V、Nb，调整钢水成分至目标成分；

连铸：将冶炼的钢水浇铸成连铸坯，连铸坯加热至1130~1250℃，在炉时间8~12min/cm；

热轧：采用TMCP工艺将连铸胚轧制成≤80mm厚度钢板，一阶段终轧温度>1000℃，二阶段开轧温度≤890℃，终轧温度800~850℃；

正火：正火温度为910±30℃，正火时间为1.2~2.0mm/min。

5.如权利要求4所述的焊接高热输入的海洋工程用正火钢板的制造方法，其特征在于钢水冶炼时，出钢约1/3时往钢包中加入硅、锰进行合金化。

6.如权利要求4所述的焊接高热输入的海洋工程用正火钢板的制造方法，其特征在于LF精炼总时间≥50分钟。