CN111440986A - 一种大线能量焊接eh460级船板钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明属钢铁冶金领域，具体涉及一种大线能量焊接EH460级船板钢及其制备方法。钢板所含化学成分按质量百分比为：C：0.045～0.105%，Si：0.14～0.25%，Mn：1.1～1.7%，Nb：0.012～0.034%，V：0.01～0.05%，N：0.002～0.007%，Al：0.0005～0.005%，Ti：0.006～0.021%，Mg：0.001～0.005%，余量为Fe及其他不可避免杂质元素。船板钢钢板制备方法包括依次进行的转炉冶炼、LF精炼、VD精炼、连铸和TMCP轧制等。钢板屈服强度480～550MPa，抗拉强度590～680MPa，断后延伸率≥22%，‑40℃平均夏比冲击功≥230J；在焊接线能量100～300kJ/cm的条件下，钢板焊接热影响区‑40℃平均夏比冲击功≥120J。

Description

一种大线能量焊接EH460级船板钢及其制备方法
技术领域
本发明属钢铁冶金领域，具体涉及一种Ti-Mg复合脱氧的大线能量焊接EH460级船板钢及其制备方法。
背景技术
近年来在船舶工业快速增长的带动下，船舶用钢的需求量在逐年迅速上升。随着造船行业远距离、大运输量的增长，其发展趋势是建造更大尺寸、承载量更高的超大型船，这些超大型运输船所用钢板，要比传统船板钢具有更高的强度。
另外，巨型船舶等大型钢构件通常都是分段建造的，在合拢总装时就需要使用焊接的手段对各部分进行连接，焊接工作时长占到总工作时长的30%～50%。目前，国内厂家通常会采用较低线能量多道次焊接以保证焊接热影响区的力学性能，但是这种焊接方法效率较低，生产成本相应增高。在现在国家经济发展所要求的低成本、高效率和减量化生产的背景下，研究开发出满足大线能量焊接用船板钢是行之有效的解决方法。
可大线能量焊接用钢一般是指线能量大于50kJ/cm的钢板，大线能量焊接时由于高温停留时间长，相变冷却速率慢，钢板焊接热影响区区域的奥氏体晶粒迅速长大，导致焊接热影响区的冲击韧性变差。研究利用钢中生成的细小弥散的高熔点非金属夹杂物作为核心，促进钢板在焊接过程中针状铁素体的形成，并且可以钉扎晶界，从而达到抑制奥氏体晶粒长大的目的，改善钢板冲击韧性。
公开号为CN104498827A的发明专利提出一种355MPa大线能量焊接用钢及其制造方法，在该发明中，焊接线能量由普通钢板的50kJ/cm提高至310kJ/cm，焊接接头低温冲击韧性良好，但是，钢板中所含合金元素含量较少，钢板的屈服强度≤405MPa，不满足船舶工业转型升级阶段对高强度刚才的要求。
公开号为CN10451389A的发明专利提出一种100mm厚抗大线能量焊接E36海洋工程用钢板，在该发明中，钢板经≥50～200kJ/cm热输入焊接后，焊接粗晶区-40℃冲击功平均值＞50J，满足国标要求，但是，在其制备工艺中在转炉冶炼之前设置有铁水预处理工艺进行预脱硫，增加了制造成本。
公开号为CN102839330A的发明专利提出一种800MPa级高强度大线能量焊接用厚板，但是，该钢板使用线能量仅为100kJ/cm，而且添加了Cr、Cu、Mo等贵重合金元素，增加了制造成本。
公开号为CN103031491A的发明专利提出了一种无铬微钼高强大线能量钢板及其制造方法，钢板屈服强度≥580MPa，但是，钢板适用焊接线能量输入仅为50～100kJ/cm，而且V、Cu、Mo元素的加入也增加了制造成本。
公开号为CN102560247A的发明专利提出了一种性能优良的中厚板大线能量钢及其冶炼方法，但专利中并没有钢板的屈服强度和-40℃条件下冲击功数据，而且在-20℃条件下，冲击功值仅为90J，不能满足中厚板在某些存在极端条件，例如海上平台、深海船舶，领域的使用要求。
发明内容
鉴于以上分析，针对现有方案中的不足，本发明要解决的问题是提供一种屈服强度≥460MPa，而且可承受100kJ/cm～300kJ/cm焊接线能量输入的船板钢及其制备方法，钢板焊接热影响区-40℃夏比冲击功≥120J。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
一种大线能量焊接EH460级船板钢，所含化学成分按质量百分比为：，C：0.045～0.105%，Si：0.14～0.25%，Mn：1.1～1.7%，Nb：0.012～0.034%，V：0.01～0.05%，N：0.002～0.007%，Al：0.0005～0.005%，Ti：0.006～0.021%，Mg：0.001～0.005%，余量为Fe及其他不可避免杂质元素。
所述的大线能量焊接EH460级船板钢，钢板的屈服强度480～550MPa，抗拉强度590～680MPa，断后延伸率≥22%，-40℃平均夏比冲击功≥230J。
所述的大线能量焊接EH460级船板钢，钢板中含有大量弥散分布的Ti2O3-MgO-Al2O3-MnS夹杂物，尺寸在0.5～4μm之间。
所述的大线能量焊接EH460级船板钢，在焊接线能量100～300kJ/cm的条件下，钢板焊接热影响区-40℃平均夏比冲击功≥120J。
所述的大线能量焊接EH460级船板钢的制备方法，包括以下工序：
（1）转炉冶炼；
（2）LF精炼、VD精炼和连铸：LF精炼过程中加入石灰、碳粉、锰铁合金、硅铁合金造白渣，钢水氧含量在5～100ppm时喂入钛线，然后喂入镁线，根据权利要求1所述成分进行合金化操作；VD精炼真空保持时间≥10分钟，破空后软吹保持时间≥5分钟；采用板坯连铸机将精炼后钢水浇铸成钢坯；
（3）TMCP轧制：采用两阶段控轧控冷（TMCP）工艺，将钢坯加热至1140～1270℃，粗轧阶段开轧温度为1100～1160℃，终轧温度≥1000℃；精轧阶段开轧温度≤860℃，终轧温度≤820℃；精轧后钢坯采用ACC快速水冷工艺，冷速≥15℃/s，返红温度为400～650℃。
制备方法中步骤（1）所述的转炉采用常规留渣操作，将铁水和废钢加入至转炉内，氧枪采用高-低-低枪位控制，氧枪工作压力0.6～0.9MPa，开吹流量15000～28000Nm3/h，枪位1300～2100mm，转炉终点C≤0.05%。
制备方法中步骤（2）所述的连铸工序中钢坯拉速控制在0.4～0.9m/min，过热度控制在10～50℃。
本发明有益效果如下：
Ti、Mg和Al在冶炼和浇铸过程中形成大量细小弥散分布的高熔点复合氧化物，与凝固过程中析出的MnS形成中Ti2O3-MgO-Al2O3-MnS夹杂物；该类夹杂物尺寸在0.5～4μm之间，在焊接的过程中，可以在焊接热影响区起到钉扎奥氏体晶界和促进针状铁素体形成的作用；针状铁素体能使焊接热影响区晶粒变得更加细小，另外，晶内针状铁素体板条之间为大角度晶界，板条内的微裂纹解理跨越晶内针状铁素体时会发生偏转，裂纹的扩展需要更高的能量，钢板焊接热影响区低温冲击韧性得到明显改善；在焊接线能量100～300kJ/cm的条件下，钢板焊接热影响区-40℃平均夏比冲击功≥120J。
附图说明
图1为实施例3焊接热影响区在光学显微镜下100倍下观察到的组织图；
图2为实施例3焊接热影响区在光学显微镜下200倍下观察到的组织图；
图3为实施例3焊接热影响区在电子显微镜下观察到的组织和析出颗粒的能谱图。
具体实施方式
为了使本发明要解决的技术问题、技术方案和优点更加清晰，下面将结合具体实施例和附图进行详细阐述说明，但本发明的保护范围并不受限于这些实施例。
实施例1～6所对应钢板的化学成分见表1，表中数据为各元素的质量百分比含量，其余为Fe及其他不可避免杂质元素。
表1 本发明实施例1～6钢中主要化学成分（wt%）
Figure DEST_PATH_IMAGE001
钢板生产工艺如下：
（1）转炉冶炼：转炉采用常规留渣操作，将铁水和废钢加入至转炉内，氧枪采用高-低-低枪位控制，氧枪工作压力0.6～0.9MPa，开吹流量15000～28000Nm3/h，枪位1300～2100mm，转炉终点C≤0.05%；实施例1～6转炉冶炼工序参数如表3所示；
表2 本发明实施例1～6转炉冶炼工序参数
Figure 238857DEST_PATH_IMAGE002
（2）LF精炼、VD精炼和连铸：根据表1实施例1～6对应钢板成分，在LF精炼过程中加入石灰、碳粉、锰铁合金、硅铁合金造白渣，钢水氧含量在5～100ppm时喂入钛线，然后喂入镁线，进行合金化操作；VD精炼真空保持时间≥10分钟，破空后软吹保持时间≥5分钟；采用板坯连铸机将精炼后钢水浇铸成钢坯；钢坯拉速控制在0.4～0.9m/min，过热度控制在10～50℃；实施例1～6中LF精炼、VD精炼和连铸工艺参数如表3所示；
表3 本发明实施例1～6 LF精炼、VD精炼和连铸工艺参数
Figure DEST_PATH_IMAGE003
（3）TMCP轧制：采用两阶段控轧控冷（TMCP）工艺，将钢坯加热至1140～1270℃，粗轧阶段开轧温度为1100～1160℃，终轧温度≥1000℃；精轧阶段开轧温度≤860℃，终轧温度≤820℃；精轧后钢坯采用ACC快速水冷工艺，冷速≥15℃/s，返红温度为400～650℃。实施例1～6对应轧制工艺参数如表4所示。
表4 本发明实施例1～6钢板轧制工艺参数
Figure 296943DEST_PATH_IMAGE004
按照上述实施例1～6的转炉冶炼、精炼和连铸、TMCP轧制得到的钢板，母材的拉伸和在-40℃下冲击性能见表5。从表5实施例1～6的拉伸和冲击性能结果来看，钢板的屈服强度480～550MPa，抗拉强度590～680MPa，断后延伸率≥22%，-40℃平均夏比冲击功≥230J。
表5 本发明实施例1～6钢板拉伸与冲击性能
Figure DEST_PATH_IMAGE005
采用Gleeble-3800热模拟试验机进行焊接热模拟实验，模拟线能量输入为100～300kJ/cm，将焊接热模拟后试样在-40℃下进行冲击性能检测。表6为实施例1～6钢板在100～300kJ/cm焊接线能量条件下，焊接热影响区-40℃下的冲击性能，从冲击性能结果来看，在焊接线能量100～300kJ/cm的条件下，钢板焊接热影响区-40℃平均夏比冲击功≥120J。
表6 本发明实施例1～6钢板焊接热影响区在-40℃下的冲击性能
Figure 309636DEST_PATH_IMAGE006
图1为实施例3在焊接线能量200kJ/cm的条件下，钢板焊接热影响区在光学显微镜100倍下观察到的组织图。在图中可以看出，实施例3钢板焊接热影响区中生成大量的针状铁素体组织，针状铁素体能有效分割原奥氏体晶粒成为许多细小独立的区域，从而获得了细小晶粒的针状铁素体和贝氏体的混合组织，该类混合组织的有效晶粒尺寸远小于原奥氏体晶粒尺寸，细小晶粒的产生会明显提高钢板焊接热影响区冲击韧性。
图2为实施例3在焊接线能量200kJ/cm的条件下，钢板焊接热影响区在电子显微镜下观察到组织图；图3为实施例3钢板焊接热影响区析出的颗粒能谱分析图。在图中可以明显看出，焊接热影响区的析出颗粒可以有效诱发针状铁素体形核析出，从能谱结果中可以看出，该类析出物化学组成为Ti2O3-MgO-Al2O3-MnS颗粒。

Claims (7)

1.一种大线能量焊接EH460级船板钢，其特征在于：钢板所含化学成分按质量百分比为：C：0.045～0.105%，Si：0.14～0.25%，Mn：1.1～1.7%，Nb：0.012～0.034%，V：0.01～0.05%，N：0.002～0.007%，Al：0.0005～0.005%，Ti：0.006～0.021%，Mg：0.001～0.005%，余量为Fe及其他不可避免杂质元素。
2.如权利要求1所述的一种大线能量焊接EH460级船板钢，其特征在于：钢板的屈服强度480～550MPa，抗拉强度590～680MPa，断后延伸率≥22%，-40℃平均夏比冲击功≥230J。
3.如权利要求1所述的一种大线能量焊接EH460级船板钢，其特征在于：所述钢板中含有大量弥散分布的Ti2O3-MgO-Al2O3-MnS夹杂物，尺寸在0.5～4μm之间。
4.如权利要求1所述的一种大线能量焊接EH460级船板钢，其特征在于：在焊接线能量100～300kJ/cm的条件下，钢板焊接热影响区-40℃平均夏比冲击功≥120J。
5.如权利要求1所述的一种大线能量焊接EH460级船板钢的制备方法，其特征在于：包括以下工序：
（1）转炉冶炼；
（2）LF精炼、VD精炼和连铸：LF精炼过程中加入石灰、碳粉、锰铁合金、硅铁合金造白渣，钢水氧含量在5～100ppm时喂入钛线，然后喂入镁线，根据权利要求1所述成分进行合金化操作；VD精炼真空保持时间≥10分钟，破空后软吹保持时间≥5分钟；采用板坯连铸机将精炼后钢水浇铸成钢坯；
（3）TMCP轧制，采用两阶段控轧控冷TMCP工艺，将钢坯加热至1140～1270℃，粗轧阶段开轧温度为1100～1160℃，终轧温度≥1000℃；精轧阶段开轧温度≤860℃，终轧温度≤820℃；精轧后钢坯采用ACC快速水冷工艺，冷速≥15℃/s，返红温度为400～650℃。
6.如权利要求5所述的一种大线能量焊接EH460级船板钢的制备方法，其特征在于：步骤（1）所述转炉冶炼采用常规留渣操作，将铁水和废钢加入至转炉内，氧枪采用高-低-低枪位控制，氧枪工作压力0.6～0.9MPa，开吹流量15000～28000Nm3/h，枪位1300～2100mm，转炉终点C≤0.05%。
7.如权利要求5所述的一种大线能量焊接EH460级船板钢的制备方法，其特征在于：步骤（2）所述连铸工序中钢坯拉速控制在0.4～0.9m/min，过热度控制在10～50℃。
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