CN107904504B - 一种正火态交货的可大线能量焊接用eh36特厚板及制备方法 - Google Patents

一种正火态交货的可大线能量焊接用eh36特厚板及制备方法 Download PDF

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Abstract

一种正火交货的可大线能量焊接用EH36特厚钢板，所述钢板中，Als含量为0.08％‑0.05％，Nb含量≥0.025％，N含量为80‑100ppm，V含量为0.06‑0.10％，所述各含量以质量百分含量计；所述钢板中V，Ti和N的含量满足：V/N≥6.0，Ti/N≥1.5，同时本发明还提供种所述钢板的制备方法。本发明生产的正火特厚板能够同时满足80‑100mm规格EH36的性能指标要求，同时还能适应100‑200kJ/cm可大线能量焊接要求。本发明中钢板的制备工艺简单、综合力学性能优良，可广泛的应用于船舶、海洋工程装备制造、海上风电等领域。

Description

一种正火态交货的可大线能量焊接用EH36特厚板及制备方法
技术领域
本发明涉及特厚钢板领域，尤其是一种正火态交货的可大线能量焊接用EH36钢板及其制备方法。
背景技术
与陆地环境相比，船舶、海洋工程装备及海上风力发电设备经常面临高温、高湿、高盐、极寒、浮冰磨蚀与撞击、浪涌等复杂服役环境，此外还可能遭受台风、冰、地震等灾害性环境力的作用，因此要求海洋工程用钢具有良好的综合力学性能和服役性能。因此，船舶与海洋工程装备设计单位通常选用大厚度规格正火钢板。并且为了保证船舶及装备的建造周期，建造单位对提高大厚度规格钢板的焊接效率提出了迫切的需求。
正火是将材料加热到Ac3以上30-50℃，保温一段时间后空冷，可获得细小均匀的奥氏体晶粒。随着对钢板性能要求的提高，尤其是对厚规格钢板，正火后空冷得到的钢板性能并不能满足实际需要，通常正火后伸长率和冲击韧性等有所提高，但强度相应下降较大，造成强度不达标。目前为解决这一问题，一种思路是利用淬火机cooling模式进行控制冷却。通过关闭淬火机部分水冷段，并精确设置其它水冷段的水流量、及钢板上下表面水比，辊道运行速度等参数，使淬火机水冷强度适宜，以实现钢板正火后的加速冷却，达到控制钢板内部组织的转变提高强度的目的，例如秦皇岛首秦金属材料公司申请的专利“提高正火钢板强度的淬火机加速冷却工艺”。另一思路为气雾冷却和层流冷却结合或者气雾冷却和喷射冷却结合。例如，武钢申请的专利“提高正火钢板综合力学性能的方法及其冷却系统”通过合理延长加热区时间和缩短保温区时间，并配合雾化冷却提高组织转变的过冷度。但是，由于采用水冷将造成钢板表面产生贝氏体组织，恶化表层组织的低温韧性，同时造成表层和钢板出现强度差，材料截面性能均匀性变差。
由于正火态交货的平台钢的碳含量及碳当量显著高于TMCP交货态，其焊接性尤其是大线能量焊接性显著降低，通常只能采用50kJ/cm以下的线能量焊接，焊接效率显著降低。例如，江阴兴澄特钢的专利“一种正火态交货的180-200mm厚EH36钢板及其制造方法”，其成为特点为0.11％-0.18％的C，0.01％-0.05％的Nb、0.03％-0.08％的V，采用0.05％-0.07％的Al代替Ti元素，但是其不能适应大线能量焊接的要求，这是由于AlN、Nb(C,N)等粒子在大线能量焊接过程中发生溶解，不能起到钉扎奥氏体晶粒长大的作用。又如，南钢股份有限公司申请的专利“一种焊接高热输入的海洋工程用正火钢板及其制造方法”，其碳含量为0.12～0.18％，碳当量为0.42-0.45％不能满足标准EN10225对碳当量的要求。此外，南钢采用氧化物冶金的方法使焊接热影响区中含有大量的Ti的氧化物和Ti的氮化物，该专利的不足之处还在于Ti的氧化物和氮化物在液态析出时，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。以上专利所采用的方法均存在各自的缺陷。
发明内容
鉴于以上分析，针对现有方案中的不足，本发明旨在提供一种正火态交货的可大线能量焊接用EH36特厚板及其制备方法，提出通过优化计算包括Nb、V、N等合金元素的含量，提高正火后的晶粒细化和析出强化想过，大幅度降低碳含量及碳当量，利用提高钢中酸溶铝的含量降低M-A含量和块状M-A的尺寸，利用(Ti,V)(C,N)复合析出粒子促进晶内针状铁素体形成，大大改善了钢的大线能量焊接下的低温韧性。
本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：
一种正火交货的可大线能量焊接用EH36特厚钢板，所述钢板中，Als含量为0.08％-0.05％，Nb含量≥0.025％，N含量为80-100ppm，V含量为0.06-0.10％，所述各含量以质量百分含量计；所述钢板中V，Ti和N的含量满足：V/N≥6.0，Ti/N≥1.5。
本发明通过Nb含量的调整细化正火过程中的奥氏体晶粒尺寸，提高细晶强化作用效果，同时在焊接过程中，利用固溶Nb抑制焊接热影响区中晶界铁素体的形成。使钢中含有80-100ppm的N含量，能够促进高温形成的(Ti,V)(C,N)粒子抑制焊接过程中奥氏体晶粒的粗化。提高钢中酸溶铝含量为0.05-0.08％，能够降低M-A含量和块状M-A的尺寸。
进一步地，所述钢板中焊接热影响区中的(Ti,V)(C,N)复合析出粒子尺寸为0.2-2.0μm。
利用(Ti,V,Nb)(C,N)复合析出粒子能够促进晶内针状铁素体形成。
进一步地，所述钢板焊接热影响区组织特征为针状铁素体和板条贝氏体，M-A组元含量≤3.0％，平均晶粒尺寸为9-15μm。
本发明还提供一种所述正火交货的可大线能量焊接用EH36特厚钢板的制备方法，连铸坯重新加热后开始轧制，经过第一阶段轧制→第二阶段轧制→第三阶段轧制工艺后，进行正火处理，然后空冷；所述连铸坯以质量百分比计含有：C：0.012％-0.14％、Mn：1.3％-2.0％、Si：0.1％-0.4％、Ti：0.01％-0.018％、Nb≥0.025％；V：0.06％-0.1％、N：0.008％-0.010％、Al：0.05％-0.08％，余量：铁及不可避免的杂质。
进一步地，所述连铸坯加热至1150℃～1180℃后开始轧制。
本发明控制连铸坯的加热温度在1150℃～1180℃的主要原因是：当再加热温度≤1150℃时，钢中的(Nb,V)(C,N)析出粒子未发生溶解，在后续轧制过程中不能以弥散细小的析出粒子形式再析出；当再加热温度＞1180℃时，钢中的析出粒子发生大量的溶解，连铸坯的奥氏体晶粒尺寸发生迅速长大，因此连铸坯的再加热温度的上限为1180℃。此外，如果加热温度低于1150℃时，钢板的变形抗力较大，不能进行完全的动态再结晶过程，奥氏体晶粒不能细化；同时连铸坯轧制阶段时间较短不利于精确的控制轧制工艺、钢板的除磷和矫直工艺等。可见，连铸坯的再加热温度应控制在1150℃-1180℃。
进一步地，第一阶段轧制展宽变形温度范围为1050℃～1000℃。
本发明控制连铸坯轧制阶段，展宽变形温度范围为1050℃～1000℃。主要原因是：将连铸坯展宽到相应的宽度，有助于改善钢板的各项异性。
进一步地，第二阶段轧制温度为950℃～900℃，累积变形量≥30％，轧制变形速度＜2m/s。
本发明控制第二阶段轧制温度范围为950℃～900℃，累积变形量≥30％，轧制变形速度＜2m/s。主要原因如下：由于钢板采用Nb、V复合微合金化，为了钢板在奥氏体区发生充分的再结晶，而又不能形成混晶组织，因此控制第二阶段变形温度设计900℃-950℃。
进一步地，第三阶段轧制变形温度为850℃～800℃，道次间隔时间≤10s，累积变形量≥30％。
本发明控制连铸坯在第三阶段轧制时变形温度为800-850℃，主要原因如下：第三阶段轧制控制在低温奥氏体区能够获得压扁的奥氏体晶粒，此时奥氏体的形变储能增加，具有大量的变形带和亚晶结构，为后续促进铁素体晶粒的细化提供位置和能量。
进一步地，正火处理温度为870℃～950℃，保温时间为2.25min/mm。
钢板经过正火+空冷工艺能够获得钢板厚度方向不存在明显的组织差异，钢板的组织特征为铁素体和珠光体，平均晶粒尺寸约为9-15μm。
进一步地，获得的钢板的组织特征为铁素体和珠光体，钢板厚度规格为80-100mm，屈服强度≥355MPa；在100-200kJ/cm的热输入下，所述钢板热影响区的-40℃冲击功≥50J，CTOD-10℃≥0.2。
本发明有益效果如下：
本发明提供提供了一种正火态交货的可大线能量焊接用EH36特厚板的制备方法，通过Nb含量的调整细化正火过程中的奥氏体晶粒尺寸，提高细晶强化作用效果，同时在焊接过程中，利用固溶Nb抑制焊接热影响区中晶界铁素体的形成。通过控制钢中N的含量，促进高温形成的(Ti,V)(C,N)粒子抑制焊接过程中奥氏体晶粒的粗化，进而利用(Ti,V,Nb)(C,N)复合析出粒子促进晶内针状铁素体形成。提高钢中酸溶铝含量，降低M-A含量和块状M-A的尺寸。本发明中钢板的制备工艺简单、综合力学性能优良，可广泛的应用于船舶、海洋工程装备制造、海上风电等领域。本发明生产的正火特厚板能够同时满足80-100mm规格EH36的性能指标要求，同时还能适应100-200kJ/cm可大线能量焊接要求。
本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在所写的说明书、权利要求书、以及附图中所特别指出的结构来实现和获得。
附图说明
附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制。
图1为本发明平衡态下析出粒子溶解析出情况。
图2为对比例2平衡态下析出粒子溶解析出情况。
图3为本发明所属钢板150kJ/cm焊接粗晶热影响区组织形貌。
图4为对比例2焊接150kJ/cm焊接粗晶热影响区组织形貌。
图5为本发明所属钢板焊接冷却过程中(Ti,V)(C,N)复合析出粒子促进晶内铁素体形核形貌及能谱。
具体实施方式
下面结合附图对本发明作进一步说明，其中，附图构成本申请一部分，并与本发明的实施例一起用于阐释本发明的原理。
图5中PF(I)为晶内多边形铁素体，AF为针状铁素体。
一种正火态交货的可大线能量焊接用EH36特厚板及其制备方法，包括以下步骤：连铸坯厚度为300mm，连铸坯再加热温度范围1150℃～1180℃。轧制阶段，展宽变形温度范围为1050℃～1000℃。第二阶段轧制温度范围为950℃～900℃，累积变形量≥30％，轧制变形速度＜2m/s；第三阶段轧制变形温度850℃～800℃，道次间隔时间≤10s，累积变形量≥30％。热轧钢板进行正火处理，温度范围为870～950℃，保温时间为2.25min/mm，空冷。
钢板经过正火+空冷工艺能够获得钢板厚度方向不存在明显的组织差异，所述钢板的组织特征为铁素体和珠光体，平均晶粒尺寸约为9-15μm。通过以上的工艺生产的钢板的组织特征为铁素体和珠光体，本工艺生产的厚度规格80-100mm正火态特厚钢板屈服强度≥355MPa，母材-40℃冲击功≥200J。
本发明所述的高强度钢板实施例1-3和对比例钢板1-5的组成成分列于表1，这些实施例与对比例钢板采用130吨的转炉冶炼，钢板中Als的范围为0.08％-0.05％，Nb含量≥0.025％，N含量范围为80-100ppm，V/N≥6.0，Ti/N≥1.5。经连铸及轧制工艺流程，制备成板厚为80mm-100mm的钢板，其具体的连铸坯再加热温度、轧制工艺参数列于表2。
表1钢的化学成分Wt.％
C Mn Si Ti N Al V Nb
实施例1 0.12 1.5 0.2 0.015 0.0080 0.060 0.06 0.025
实施例2 0.13 1.5 0.3 0.012 0.0100 0.087 0.08 0.03
实施例3 0.14 1.5 0.3 0.010 0.0094 0065 0.06 0.04
对比例1 0.16 1.5 0.2 0.010 0.0092 0.050 0.092 -
对比例2 0.13 1.3 0.2 0.012 0.0100 0.045 0.08 0.015
对比例3 0.14 1.3 0.2 0.013 0.0130 0.050 0.09 0.025
表2钢板制备工艺
从表1-2可以看出，实施例钢板的化学成分和制备工艺满足要求，对比例1-3生产的钢板化学成分满足要求和制备工艺均不满足要求。
对实施例钢板和对比例钢板进行取样，按照GB/T 13239-2006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/T 229-2007标准，采用NCS系列500J仪器化摆锤式冲击试验机，测试-40℃时V型缺口冲击功，取样位置为1/4处，试样结果为3个试样的平均值。钢板力学性能见表3。
表3：钢板力学性能
可见，按照本发明制备的试验钢，钢板的屈服强度达到355MPa以上，而对比例材料的屈服强度未达到指标要求。正火后实施例和对比例钢板-40℃的V型夏比冲击功均在200J以上，满足GB712-2011的指标要求。
将上述钢板分别开展100kJ/cm、150kJ/cm、200kJ/cm的埋弧焊焊接试验。然后根据GB/T229-1994标准，采用NCS系列500J仪器化摆锤式冲击试验机，测试了焊接接头-40℃时V型缺口冲击功，其结果如表4所示。
从表4中可以看出，实施例钢板的焊接热影响区的-40℃冲击功均高于50J。
表4：焊接热影响区冲击功
从表5的数据中可以看出，实施例1～3的CTOD-10℃均≥0.2，对比例1～3不符合专利要求。
表5：焊接接头CGHAZ在-10℃的CTOD
从表6的数据中可以看出，实施例1～3的M-A组元含量组元含量均小于3.0％，对比例1～3的M-A含量焊接热影响区的M-A含量不符合专利要求。
表6：焊接热影响区M-A组元含量％
实施例1 实施例2 实施例3 对比例1 对比例2 对比例3
含量 2.3 2.2 2.9 4.0 3.2 4.2
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 (10)

1.一种正火交货的可大线能量焊接用EH36特厚钢板，其特征在于，所述钢板的化学成分以质量百分比计为，C：0.012％-0.14％、Mn：1.3％-2.0％、Si：0.1％-0.4％、Ti：0.01％-0.018％、Nb≥0.025％；V：0.06％-0.1％、N：0.008％-0.010％、Al：0.05％-0.08％，余量：铁及不可避免的杂质；所述钢板中V，Ti和N的含量满足：V/N≥6.0，Ti/N≥1.5；
所述钢板采用以下热处理工艺：连铸坯重新加热后开始轧制，经过第一阶段轧制→第二阶段轧制→第三阶段轧制工艺后，进行正火处理，然后空冷；
所述连铸坯加热至1150℃～1180℃后开始轧制；第一阶段轧制展宽变形温度范围为1050℃～1000℃；第二阶段轧制温度为950℃～900℃，累积变形量≥30％，轧制变形速度＜2m/s；第三阶段轧制变形温度为850℃～800℃，道次间隔时间≤10s，累积变形量≥30％；正火处理温度为870℃～950℃，保温时间为2.25min/mm。
2.根据权利要求1所述正火交货的可大线能量焊接用EH36特厚钢板，其特征在于，所述钢板中焊接热影响区中的(Ti,V)(C,N)复合析出粒子尺寸为0.2-2.0μm。
3.根据权利要求1所述正火交货的可大线能量焊接用EH36特厚钢板，其特征在于，所述钢板焊接热影响区组织特征为针状铁素体和板条贝氏体，M-A组元含量≤3.0％，平均晶粒尺寸为9-15μm。
4.一种权利要求1-3中任一项所述正火交货的可大线能量焊接用EH36特厚钢板的制备方法，其特征在于，连铸坯重新加热后开始轧制，经过第一阶段轧制→第二阶段轧制→第三阶段轧制工艺后，进行正火处理，然后空冷；所述连铸坯以质量百分比计含有：C：0.012％-0.14％、Mn：1.3％-2.0％、Si：0.1％-0.4％、Ti：0.01％-0.018％、Nb≥0.025％；V：0.06％-0.1％、N：0.008％-0.010％、Al：0.05％-0.08％，余量：铁及不可避免的杂质。
5.根据权利要求4所述制备方法，其特征在于，所述连铸坯加热至1150℃～1180℃后开始轧制。
6.根据权利要求4所述制备方法，其特征在于，第一阶段轧制展宽变形温度范围为1050℃～1000℃。
7.根据权利要求4所述制备方法，其特征在于，第二阶段轧制温度为950℃～900℃，累积变形量≥30％，轧制变形速度＜2m/s。
8.根据权利要求4所述制备方法，其特征在于，第三阶段轧制变形温度为850℃～800℃，道次间隔时间≤10s，累积变形量≥30％。
9.根据权利要求4-8中任一项所述制备方法，其特征在于，正火处理温度为870℃～950℃，保温时间为2.25min/mm。
10.根据权利要求4-8中任一项所述制备方法，其特征在于，获得的钢板的组织特征为铁素体和珠光体，钢板厚度规格为80-100mm，屈服强度≥355MPa；在100-200kJ/cm的热输入下，所述钢板热影响区的-40℃冲击功≥50J，CTOD-10℃≥0.2。
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