CN111088417B - 一种控Ceq和Pcm大线能量焊接正火型EH36特厚板及其制造方法 - Google Patents

一种控Ceq和Pcm大线能量焊接正火型EH36特厚板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种控Ceq和Pcm大线能量焊接正火型EH36特厚板及其制造方法，属于海洋工程用钢技术领域。正火型EH36特厚板的成分以质量百分比计为：C：0.14％～0.15％、Si：0.10％～0.25％、Mn：1.2％～1.5％、S≤0.005％、P≤0.005％、Als：0.015％～0.03％、Ti：0.008％～0.015％、B：0.0005％～0.001％、N：0.011％～0.014％、V：0.05％～0.08％，其余为Fe及不可避免的杂质。制造方法包括如下步骤：冶炼钢水；对钢水进行精炼、连铸，得到连铸坯；将连铸坯采用两阶段轧制工艺轧制成钢板；对轧制后的钢板正火，空冷至室温。上述正火型EH36特厚板可用于海洋工程装备。

Description

一种控Ceq和Pcm大线能量焊接正火型EH36特厚板及其制造 方法
技术领域
本发明属于海洋工程用钢技术领域，尤其涉及一种控Ceq和Pcm大线能量焊接正火型EH36特厚板及其制造方法。
背景技术
海洋工程装备是一种典型的大型焊接工程结构，长期服役于低温、海浪等恶劣环境，要求其具有高强韧、大厚度、抗层状撕裂等特性，为了保证其安全性通常采用正火态钢板。并且，随着海洋工程装备的大型化，其所用钢板的厚度规格不断增加，为了能够有效提高焊接效率、降低建造周期，要求钢板能够采用大线能量焊接的方法进行焊接，且焊接接头满足使用要求；因此，海洋工程装备设计单位通常选用大厚度规格正火钢板。
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。由于目前该类材料的碳当量、冷裂纹敏感系数有严格的限制，导致钢铁企业采用正火保温处理+弱冷处理，例如，将经过正火保温的钢板采用淬火机进行弱冷；将正火保温后的钢板采用气雾冷和层流冷却结合的方式冷却至400～700℃。但是采用以上工艺，一方面将导致钢板表层和心部组织性能存在差异，且存在较大的内应力；另一方面，由于冷却不均匀，钢板易形成贝氏体或马氏体组织，造成力学性能波动。
随着海洋工程装备制备企业对提升焊接效率的需求日益增长，急需开发一种可大线能量焊接正火型特厚板，然而国内相关工作较少且材料的焊接性能稳定性差。例如，目前通过利用氧化物冶金的思路，在钢中形成尺寸为0.2～5μm的含Ti氧化物的复合夹杂物数量为100～3000个/mm2，利用Ti氧化物促进形成体积分数大于60％的针状铁素体组织。但是，该种工艺其生产钢板表层组织和心部存在明显的差异，均匀性差。
发明内容
鉴于以上分析，针对现有技术中的不足，本发明旨在提供一种控Ceq和Pcm大线能量焊接正火型EH36特厚板及其制造方法，至少能解决以下技术问题之一：(1)现有的厚钢板心部和表面均匀性较差、强韧性较低；(2)经大线能量焊接后低温韧性较差。
本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：
本发明提供了一种控Ceq和Pcm大线能量焊接正火型EH36特厚板，正火型EH36特厚板的成分以质量百分比计为：C：0.14％～0.15％、Si：0.10％～0.25％、Mn：1.2％～1.5％、S≤0.005％、P≤0.005％、Als：0.015％～0.03％、Ti：0.008％～0.015％、B：0.0005％～0.001％、N：0.011％～0.014％、V：0.05％～0.08％，其余为Fe及不可避免的杂质。
进一步，碳当量Ceq≤0.41。
进一步，正火型EH36特厚板在100～200kJ/cm大线能量焊接条件下焊接后的焊接热影响区的组织为晶界多边形铁素体、针状铁素体、珠光体和马氏体-奥氏体组元。
本发明还提供了一种控Ceq和Pcm大线能量焊接正火型EH36特厚板的制造方法，制造方法包括如下步骤：
步骤S1：冶炼钢水；
步骤S2：对钢水进行精炼、连铸，得到连铸坯；
步骤S3：将连铸坯采用两阶段轧制工艺轧制成钢板；
步骤S4：对轧制后的钢板进行正火处理，然后空冷至室温。
进一步，步骤S1中，冶炼过程中先加入Si、Mn、Al、Ni、B和V后再加入海绵钛。
进一步，步骤S1中，采用底吹氮的方式增氮。
进一步，步骤S3包括如下步骤：
S31、将连铸坯加热至T1，保温；
S32、进行第一阶段轧制，第一阶段轧制的粗轧开轧温度为T2，经3道次粗轧，第一阶段轧制的粗轧终轧温度不低于950℃；
S33、进行第二阶段轧制，第二阶段轧制的粗轧开轧温度为T3，经2道次精轧，第二阶段轧制的精轧终轧温度为870±20℃；
其中，T1>T2>T3。
进一步，T1为1155℃～1175℃。
进一步，S33中，第二阶段轧制后的钢板的厚度为75～80mm。
进一步，步骤S4中，正火温度为850～930℃。
与现有技术相比，本发明有益效果如下：
1)本发明提供的控Ceq和Pcm大线能量焊接正火型EH36特厚板，采用高碳、V-N-Ti微合金化技术，同时采用B微合金化技术，合理配比C、V、N、Ti、B、Als等元素，优化合金元素含量，控制碳当量Ceq≤0.41，冷裂纹敏感系数Pcm≤0.23，析出的TiN、钒氮化合物等粒子，抑制连铸坯在加热过程中的奥氏体晶粒长大过程，在焊接热循环过程中钉扎奥氏体晶粒尺寸，从而提高细晶强化作用效果，提高钢板的强度；在焊接热影响区析出BN促进晶内针状铁素体形成，控制多边形铁素体组织的晶粒尺寸小于或等于7μm，降低多边形铁素体组织、M-A(马氏体-奥氏体)等组织的面积百分比，提高了钢板的低温韧性。
2)本发明提供的控Ceq和Pcm大线能量焊接正火型EH36特厚板的制造方法，通过优化合金元素含量，可以提高钢板的淬透性，同时通过采取两阶段轧制+正火工艺，正火后空冷冷却，钢板冷却均匀，板型良好，大幅度提高了钢板的屈服强度、抗拉强度和低温冲击韧性；钢板的抗拉强度不小于495MPa，钢板的表面和心部的抗拉强度差不大于22MPa；钢板的屈服强度不小于370MPa，钢板的表面和心部的屈服强度差不大于20MPa；钢板在-40℃时的V型缺口冲击功不小于114J；钢板均匀性好，满足厚规格可大线能量焊接特厚板(特厚板指的是厚度60mm以上的钢板)的需求，解决了目前生产线生产厚规格可大线能量焊接钢板性能不稳定的难题；且经大线能量焊接后，焊接热影响区-40℃低温韧性优异。本发明中EH36特厚板的制造工艺简单、综合力学性能优良，可广泛的应用海洋工程装备制备等领域。本发明生产的正火型EH36特厚板能够同时满足70～100mm规格钢板的性能指标要求，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以及附图中所特别指出的结构来实现和获得。
附图说明
图1本发明实施例1的正火型EH36特厚板正火后的金相组织；
图2本发明实施例1的正火型EH36特厚板的焊接后焊接热影响区的金相组织；
图3本发明实施例1的正火型EH36特厚板焊接冷却过程中BN析出粒子促进晶内针状铁素体形核形貌。
具体实施方式
以下结合具体实施例和对比例对一种控Ceq和Pcm大线能量焊接正火型EH36特厚板及其制造方法作进一步的详细描述，这些实施例只用于比较和解释的目的，本发明不限定于这些实施例中。
本发明钢板锻坯的成分设计，基于以下原理：
碳：C是保证正火型钢板强度的必不可少的元素，并且显著的影响材料的焊接性；当C含量低于0.14％，正火钢板的强度不满足使用要求；当C含量超过0.15％时，大线能量焊接钢板焊接热影响区的M-A含量将显著增加，降低焊接热影响区的韧性。因此，C含量控制在0.14％～0.15％。
锰：Mn固溶于钢中提高钢的强度，Mn含量控制在1.2％以上以保证钢的强度。Mn含量过高，将显著增加焊接热影响区中的M-A含量，降低焊接热影响区的韧性。因此，Mn含量控制在1.2％～1.5％。
硅：Si通常作为炼钢时的脱氧剂使用，当硅含量低于0.1％时，钢水易氧化。Si也是固溶强化元素，但是多量的Si对焊接性能通常是不利的，为保证焊接热影响区韧性，Si含量控制在小于0.3％。因此，Si含量控制在0.1％～0.3％。
硫和磷：S和P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、磷含量分别控制在0.001％以下和0.005％以下。
氮：N是控碳当量及冷裂纹敏感系数可大线能量焊接正火型EH36特厚板中关键的微合金化元素，一定含量的N能够与Ti形成TiN，抑制焊接热影响区奥氏体晶粒长大，并与B等形成BN促进晶内针状铁素体形成，较低的N含量不能起到上述作用；如果钢中的N含量较高，焊接热影响区中的固溶氮含量增加，降低热影响区韧性。因此N含量控制在0.011％～0.014％。
钛：Ti与N结合形成TiN，一方面抑制连铸坯在加热过程中的奥氏体晶粒长大过程，在焊接热循环过程中钉扎奥氏体晶粒尺寸，从而提高钢板和焊接热影响区的韧性。Ti含量低于0.008％，不容易发挥上述作用；过量的Ti致使TiN析出时间降低、温度升高，对奥氏体晶粒的钉扎作用降低。因此，Ti的含量控制在0.008％～0.015％。
酸溶铝：Als是炼钢过程中的一种重要脱氧元素，Als含量小于0.015％时，难以将钢水中的氧含量控制在30ppm以下；当Als含量较高时，将降低钢中的N含量，降低TiN粒子对原始奥氏体晶粒的钉扎作用。因此，Als含量控制在0.015％～0.03％。
钒：V和C、N等元素有极强的亲和力，在钢中主要以碳化物和氮化物的形式存在，可以通过析出强化来提高强度在奥氏体中析出的钒氮化合物能够抑制奥氏体晶粒长大。在铁素体区析出的钒氮化合物可以增加晶内铁素体的形核核心，两方面共同促进晶粒细化，显著地改善低碳低合金钢的焊接性能。同时在大线能量焊接时，钒的碳氮化物依附于TiN粒子发生析出，并成为晶内铁素体的形核核心；当V含量＜0.05％，无法发挥晶粒细化的效果；当V含量高于0.08％时，钒元素过量，固溶钒将促进贝氏体组织的形成。因此，V含量控制在0.05％～0.08％。
硼：B能减少焊接热影响区中固溶氮含量，提高焊接热影响区的低温韧性，B与N结合形成BN，作为晶内铁素体的形核核心；当B含量低于0.0005％时，不能发挥晶内铁素体的形核核心的作用；当B含量大于0.0010％时，BN将在焊接热影响区奥氏体晶界析出，形成网状碳化物。因此，B含量控制在0.0005％～0.0010％。
一种控Ceq和Pcm大线能量焊接正火型EH36特厚板及其制造方法，正火型EH36特厚板的成分以质量百分比计为：C：0.14％～0.15％、Si：0.10％～0.25％、Mn：1.2％～1.5％、S≤0.005％、P≤0.005％、Als：0.015％～0.03％、Ti：0.008％～0.015％、B：0.0005％～0.001％、N：0.011％～0.014％、V：0.05％～0.08％，其余为Fe及不可避免的杂质；碳当量Ceq≤0.41(例如0.37～0.40)，冷裂纹敏感系数Pcm≤0.23(例如0.23)。
具体的，碳当量Ceq的计算方法为：
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15；Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B
一种控Ceq和Pcm大线能量焊接正火型EH36特厚板的制造方法，包括以下步骤：
步骤S1：冶炼钢水；
步骤S2：对钢水进行精炼、连铸，得到连铸坯；
步骤S3：将连铸坯采用两阶段轧制工艺轧制成钢板；
步骤S4：对轧制后的钢板进行正火处理，然后空冷至室温。
具体的，步骤S1中，采用转炉或电炉冶炼钢水，冶炼过程中先加入Si、Mn、Al、Ni、B、V等元素后再加入高纯海绵钛，这样的加入顺序能够保证Ti在高温停留的时间短，形成细小分散的TiN粒子，控制奥氏体晶粒尺寸较为细小；
具体的，步骤S1中，采用底吹氮的方式增氮，底吹氮的时间为30～40min。
具体的，步骤S3包括如下步骤：
S31、将连铸坯加热至T1，保温t1时间；
S32、进行第一阶段轧制，第一阶段轧制的粗轧开轧温度为T2(1050～1080℃)，经3道次粗轧，累积变形量40％～50％，第一阶段轧制的粗轧终轧温度不低于950℃；
S33、进行第二阶段轧制，第二阶段轧制的粗轧开轧温度为T3(900～950℃)，经2道次精轧，累积变形量30％～40％，第二阶段轧制的精轧终轧温度为870±20℃。
上述S31中，考虑到当加热温度T1较低时，钢中的TiN、钒氮化合物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，且再加热温度较低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；当再加热温度过高时，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，因此控制再加热温度T1控制为1155℃～1175℃。
上述S31中，t1为25～30min。
具体的，上述S31中，连铸坯的厚度为300mm。
具体的，上述S33中，第二阶段轧制后的钢板的厚度为70～100mm(例如，75～80mm)。
具体的，步骤S4中，正火温度为850～930℃，保温时间为2.5min/mm，随后空冷到室温。
本发明中的正火型EH36特厚板经过两阶段轧制+正火+空冷工艺能够获得钢板厚度方向不存在明显差异的组织，经过两阶段轧制+正火+空冷工艺的钢板的组织特征为铁素体和珠光体，平均晶粒尺寸为9～15μm；钢板的均匀性好，钢板的抗拉强度不小于495MPa，例如495～520MPa；钢板的表面和心部的抗拉强度差不大于22MPa，例如16～22MPa；钢板的屈服强度不小于370MPa，例如370～400MPa；钢板的表面和心部的屈服强度差不大于20MPa，例如13～29MPa；钢板在-40℃时的V型缺口冲击功不小于114J。
本发明实施例1-3与对比例1-2的钢板的化学成分见下表1。实施例1-3与对比例1-2均采用转炉冶炼，经过冶炼、精炼、连铸及两阶段轧制，制备成板厚为80mm的钢板后进行正火，空冷至室温；实施例1-3与对比例1-2的工艺等参数如表2所示。
表1实施例1-3和对比例1-2的钢板的化学成分Wt.％
钢种 C Mn Si Ti Nb Als V B N Ceq Pcm
实施例1 0.14 1.5 0.2 0.01 ～ 0.02 0.05 0.0005 0.0100 0.40 0.23
实施例2 0.14 1.5 0.2 0.008 ～ 0.03 0.07 0.0008 0.0120 0.40 0.23
实施例3 0.15 1.2 0.2 0.01 ～ 0.02 0.08 0.001 0.0140 0.37 0.23
对比例1 0.12 1.5 0.2 0.015 0.04 0.05 0.06 0 0.008 0.38 0.21
对比例2 0.07 1.5 0.2 0.01 ～ 0.02 0.08 0.0008 0.008 0.34 0.16
表2实施例1-3和对比例1-2的钢板制备工艺
Figure BDA0002358725730000091
对实施例1-3的钢板和对比例1-2的钢板进行取样，取样位置为：表面、宽度1/4处、宽度1/2处，检测钢板的抗拉强度、屈服强度以及-40℃时V型缺口冲击功。
实施例1-3和对比例1-2的钢板的力学性能结果见表3，由表3可以看出，上述实施例中，室温下，钢板的抗拉强为495～520MPa；钢板的表面和心部的抗拉强度差为16～22MPa；钢板的屈服强度为375～398MPa；钢板的表面和心部的屈服强度差为13～20MPa；钢板在-40℃时的V型缺口冲击功为114～176.7J，钢板的表面和心部的-40℃时的V型缺口冲击功差为9.3～18.4J；对比例1-2的钢板表面、四分之一位置和心部位置屈服和抗拉强度均不满足指标要求(指标要求：屈服强度≥355MPa、抗拉强度490～630MPa)，对比例1-2的钢板表面和心部的抗拉强度差为25～27MPa；表面和心部的屈服强度差为25～35MPa；表面和心部的-40℃时的V型缺口冲击功差为19～25.7J。可见，本申请实施例的钢板的屈服强度、抗拉强度和低温冲击韧性均较好，且表面和心部的性能差异较小，均匀性好。
表3实施例1-3和对比例1-2的钢板力学性能
Figure BDA0002358725730000101
对比例1-2和实施例1-3的母材金相组织中铁素体晶粒平均尺寸见表4，实施例1-3的铁素体晶粒的平均尺寸为6.5～7.0μm，小于或等于7μm，明显低于对比例铁素体晶粒平均尺寸14.0～16.0μm。可见，细化铁素体组织可以有效提高母材的强度、韧性和均匀性。实施例1的正火后的金相组织如图1所示，焊接后焊接热影响区的金相组织如图2所示，焊接冷却过程中BN析出粒子促进晶内针状铁素体形核形貌如图3所示。
表4实施例1-3和对比例1-2的钢板正火组织中铁素体晶粒平均尺寸
实施例1 实施例2 实施例3 对比例1 对比例2
铁素体平均尺寸，μm 7.0 6.5 6.8 14.0 16.0
将上述实施例1-3和对比例1-2的钢板采用焊接热模拟的方法开展100kJ/cm、200kJ/cm的焊接热模拟试验。然后根据GB/T 229～2007标准，采用NCS系列500J仪器化摆锤式冲击试验机，测试了焊接接头-40℃时焊接热影响区的V型缺口冲击功。其结果如表5所示，实施例1-3的100kJ/cm的焊接热模拟试验中，焊接热影响区-40℃的V型缺口冲击功为105～110J，是对比例1钢板焊接热影响区V型缺口冲击功(41J)的2.6～2.7倍，实施例1-3的200kJ/cm的焊接热模拟试验中，焊接热影响区-40℃的V型缺口冲击功为138.3～146.3J，是对比例1钢板焊接热影响区V型缺口冲击功(23J)的6～6.4倍。虽然，对比例2焊接热影响区冲击功满足要求，但母材的力学性能不满足要求，依然不能满足海洋工程装备对钢板性能的要求。
表6为实施例1-3和对比例1-2的焊接热影响区组织定量统计结果。
实施例1-3的100kJ/cm的焊接热模拟试验中，以面积百分比计多边形铁素体含量为10％～15％，提高低温冲击功的针状铁素体含量为45.1％～58％，降低低温冲击功的M-A含量为3.2％～3.9％；多边形铁素体的平均尺寸为12.7～14.7μm，与对比例1的贝氏体和针状铁素体为主、不含晶界多边形铁素体的组织明显不同。
实施例1-3的200kJ/cm的焊接热模拟试验中，以面积百分比计多边形铁素体含量为16％～17％，提高低温冲击功的针状铁素体含量为47.6％～63％，降低低温冲击功的M-A含量为1％～2.1％；多边形铁素体的平均尺寸为11.7～15μm，与对比例1的贝氏体和针状铁素体为主、不含晶界多边形铁素体的组织明显不同
表5实施例1-3和对比例1-2的焊接热影响区的低温韧性
Figure BDA0002358725730000121
表6实施例1-3和对比例1-2的焊接热影响区组织定量统计
Figure BDA0002358725730000122
图3为实施例1焊接热影响区中BN促进晶内针状铁素体形核的SEM观察结果，从图3可以看出，焊接热影响区中的BN粒子作为晶内铁素体形核核心，促进铁素体的形成，晶内多边形铁素体和针状铁素体在BN粒子上形核，明显改善了焊接热影响区的组织和低温韧性。
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 (9)

1.一种控Ceq和Pcm大线能量焊接正火型EH36特厚板，其特征在于，所述正火型EH36特厚板的成分以质量百分比计为：C：0.14％～0.15％、Si：0.10％～0.25％、Mn：1.2％～1.5％、S≤0.005％、P≤0.005％、Als：0.015％～0.03％、Ti：0.008％～0.015％、B：0.0005％～0.001％、N：0.011％～0.014％、V：0.05％～0.08％，其余为Fe及不可避免的杂质；碳当量Ceq≤0.41，冷裂纹敏感系数Pcm≤0.23。
2.根据权利要求1所述的正火型EH36特厚板，其特征在于，所述正火型EH36特厚板在100～200kJ/cm大线能量焊接条件下焊接后的焊接热影响区的组织为晶界多边形铁素体、针状铁素体、珠光体和马氏体-奥氏体组元。
3.一种控Ceq和Pcm大线能量焊接正火型EH36特厚板的制造方法，其特征在于，用于制备如权利要求1或2所述的正火型EH36特厚板，所述制造方法包括如下步骤：
步骤S1：冶炼钢水；
步骤S2：对钢水进行精炼、连铸，得到连铸坯；
步骤S3：将连铸坯采用两阶段轧制工艺轧制成钢板；
步骤S4：对轧制后的钢板进行正火处理，然后空冷至室温。
4.根据权利要求3所述的制造方法，其特征在于，所述步骤S1中，冶炼过程中先加入Si、Mn、Al、Ni、B和V后再加入海绵钛。
5.根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，所述步骤S1中，采用底吹氮的方式增氮。
6.根据权利要求3所述的制造方法，其特征在于，所述步骤S3包括如下步骤：
S31、将连铸坯加热至T1，保温；
S32、进行第一阶段轧制，第一阶段轧制的粗轧开轧温度为T2，经3道次粗轧，第一阶段轧制的粗轧终轧温度不低于950℃；
S33、进行第二阶段轧制，第二阶段轧制的粗轧开轧温度为T3，经2道次精轧，第二阶段轧制的精轧终轧温度为870±20℃；
其中，T1>T2>T3。
7.根据权利要求6所述的制造方法，其特征在于，T1为1155℃～1175℃。
8.根据权利要求6所述的制造方法，其特征在于，所述S33中，第二阶段轧制后的钢板的厚度为75～80mm。
9.根据权利要求4至8任一项所述的制造方法，其特征在于，所述步骤S4中，正火温度为850～930℃。
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