CN114250416A - 一种56kg级低屈强比超高强海工钢板及其制备方法 - Google Patents

一种56kg级低屈强比超高强海工钢板及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明属于钢铁材料制备领域，涉及一种56kg级低屈强比超高强海工钢板及其制备方法。该发明成分设计包括以下组分：C：0.05‑0.012％，Si：0.20‑0.50％，Mn：1.00‑1.50％，P≤0.015％，S≤0.005％，Nb：0.010‑0.030％，Ti：0.010‑0.030％，Cr：0.20‑0.45％，V：0.010‑0.035％，Cu：0.20‑0.50％，Mo：0.10‑0.25％，Ni：0.50‑0.95％，Als：0.015‑0.045％，N≤0.004％，其余为Fe和不可避免的杂质，碳当量CeV≤0.55，Pcm≤0.25。本发明利用Nb、V、Ti多元微合金化元素，并添加Mo、Ni等细化析出的第二相粒子，提升细晶强化、沉淀强化效果，结合亚温淬火+高温回火工艺，使得钢板ReH≥600Mpa，Rm：730‑800Mpa，屈强比≤0.82，‑60℃横向、纵向冲击功≥200J；同时形成的第二相粒子弥散分布在焊接热影响区，提高焊接接头处强度，可实现150‑220kJ/cm输入，焊后‑60℃冲击功≥100J。

Description

一种56kg级低屈强比超高强海工钢板及其制备方法
技术领域
本发明属于钢铁冶金领域，具体涉及一种56kg级低屈强比超高强海工钢板及其制备方法。
背景技术
海洋工程建设是国家实施海洋强国战略的重要支撑，其工程用海工钢板主要用于海洋油气开采、海洋风力发电、船舶制造以及人工岛礁建设等，长期处于风、浪、流、蚀恶劣环境，对其性能要求极为苛刻，对强度、低温韧性、焊接等性能等提出更高要求。
超高强度、低屈强比及优异低温韧性是船舶及海洋工程用钢的基本要求。早期大型船体结构多采用235MPa级以下的钢板，随着船体结构安全性要求的不断提高，船用钢板的强度逐步提高，由235MPa逐步升级到315MPa以及355MPa，钢的质量等级也从A级提高到E级。日本新日铁采用TMCP生产了厚度为16-70mm，屈服强度为500MPa、抗拉强度为650MPa、-40℃冲击功大于200J的平台用钢，用于帝汶岛海BayuUndan、北海Grane、里海的ACG等，取得良好的应用效果。迪林根开发的用于北极圈库页岛的S450钢在-60℃时冲击功超过300J，满足了此类地区海洋开发的需要，已广泛应用于中国的渤海湾、英国、俄罗斯等15处海洋平台以及北极圈的库页岛Ⅱ海洋平台工程。
可大线能量焊接高强钢也是船舶及海洋工程装备制造企业关注的热点之一。为了能够提高焊接效率、降低建造周期，大线能量焊接的方法如气电立焊、埋弧焊、电渣焊等方法逐渐开始使用。在大线能量焊接条件下，特别是在焊接热输入大于50kJ/cm情况下，随着焊接热输入的增加，焊接热影响区形成晶界铁素体、M-A等脆性组织，焊接热影响区的韧性显著下降，从而形成局部脆化区，从而降低焊接构件的安全性。目前，在海洋工程用钢领域如平台用E36等，均要求采用大线能量焊接以提高施工建造效率。
虽然目前关于海工钢专利较多，但此类制备工艺普遍为-40℃环境设计的42kg级海工钢板，鲜有-60℃低温环境下56kg级海工钢板制备工艺，且缺少低屈强比、大线能量焊接设计。以下简要介绍几个相似的专利：
专利文献CN101289728 A公布了“低屈强比可大线能量焊接高强高韧性钢板及其制造方法”，该专利通过成分设计、连铸工艺优化，结合TMCP工艺开发出500MPa级海工钢，但该方法设计的性能针对-40℃环境。
专利文献CN110791202 A公布了“一种焊接性能良好的低屈强比海工钢板机器制造方法”，该专利通过成分及工艺优化开发出6-80mm厚适用于大线能量焊接海工钢板，且屈强比≤0.80，但该方法制备的海工钢为420MP级，且只适用于-40℃环境。
发明内容
针对现有技术的不足，本申请的目的是提供种一种56kg级低屈强比超高强海工钢板及其制备方法，可实现屈服强度≥600MP、抗拉强度670-830MPa，屈强比≤0.82，-60℃冲击功≥200J；可实现150-220kJ/cm输入，焊后-60℃冲击功≥100J。
为实现上述目的，本发明采用以下技术方案：
本发明提供一种56kg级低屈强比超高强海工钢板，按重量百分比计，包括如下组分：
C：0.05-0.012％，Si：0.20-0.50％，Mn：1.00-1.50％，P≤0.015％，S≤0.005％，Nb：0.010-0.030％，Ti：0.010-0.030％，Cr：0.20-0.45％，V：0.010-0.035％，Cu：0.20-0.50％，Mo：0.10-0.25％，Ni：0.50-0.95％，Als：0.015-0.045％，N≤0.004％其余为Fe和不可避免的杂质，钢板的屈强比≤0.82，碳当量CEV≤0.55，Pcm≤0.25。
所述钢板的成品厚度为10-90mm，可实现屈服强度≥600MP，抗拉强度670-830MPa，屈强比≤0.82，-60℃横向、纵向冲击功≥200J；可实现焊接输入量为150-220kJ/cm时，钢板焊后Rm≥700MPa，焊后-60℃冲击功≥100J。
本发明对钢中化学成分进行了优化设计：
(1)C作为钢中基本的强化元素，可大幅提升钢的强度和硬度，同时也对焊接性能产生影响。若C含量过高，可大幅降低钢板低温韧性，同时也会降低焊接性能，因此应尽量降低钢中C含量。综合钢板所需强韧性因素，本发明设定钢中C含量控制在0.07-0.09％。
(2)Si可提高钢板的屈服和抗拉强度，可以有效的稳定铁素体相，同时Si作为脱氧剂可减少O含量，Si含量过高可导致组织粗化，严重降低细晶强化效果，本发明Si含量为0.25％-0.40％。
(3)Mn元素与Fe原子半径相似，可大量固溶于Fe基体中，可扩大奥氏体相区并提高奥氏体稳定性，若钢中Mn含量超过1.5％时得厚板芯部的低温韧性较差，焊接热影响区性能下降，本发明Mn含量为1.0％-1.5％。
(4)P、S元素对钢板的力学性能和焊接性能有害，应严格限定含量。综合考虑应用条件及生产成本，本发明控制P≤0.015％，S≤0.020％。
(5)Cr能显著提高钢的强度，并大幅提升钢的淬透性，但会降低塑性和韧性，本发明中Cr含量为0.38％-0.45％。
(6)Ni可提高钢中螺旋位错，进而提高钢的低温韧性。适当加入可以明显降低钢的韧脆转变温度，Ni含量为0.70％-0.95％。
(7)Mo元素可以在钢坯中起到提高淬透性的作用，扩大奥氏体相区，促进针状铁素体形成的主要元素，对控制相变组织起重要作用，能有效提高材料强度，提高焊接性能；降低相变温度，降低贝氏体转变的临界冷速，有利于在较宽的冷速范围内促进贝氏体转变，可以有效改善钢板厚度方向上强韧性能的稳定性，本发明中Mo含量为0.18％-0.25％。
(8)Cu的加入可以在钢中马氏体、贝氏体中析出，析出的纳米粒子可提高钢板强度，并提高钢的耐腐蚀性能，本发明中Cu含量为0.42％-0.50％。
(9)Nb、V、Ti元素可以有效提高轧制过程中钢板的再结晶温度，得到细化晶粒的效果，改善钢板的低温韧性，同时Ti与V/N/Nb等元素可以在焊接熔池及热影响区附近析出，形成细小弥散的N化物第二相，可以有效促进晶内铁素体形核长达，有效控制原始奥氏体晶粒长大，进而显著提高钢板焊接热影响区性能。本发明中Nb含量0.020％-0.030％、V含量0.025-0.035％、Ti含量0.010-0.020％。
(10)Al是钢中主要的脱氧元素，当Al含量过低时脱氧效果较差，使得Ti易氧化元素被氧化，若Al加入量过多则形成大大颗粒夹杂物，严重影响钢板机械性能，本发明中Als含量为0.015％-0.045％。
(11)N元素可以与Ti、V等元素配合，形成细小弥散的N化物析出相，可促进晶内铁素体形核。提高钢中氮含量可增加焊接高温时钢中TiN的数量，在焊接过程中可抑制奥氏体晶粒粗化。若钢中N含量过高，易形成较大的TiN粒子，钢材的热塑性、韧性下降。因此，本发明中N含量为≤0.004％。
碳当量:
CEV≤0.55，Pcm≤0.25，其中CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15，Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B
本发明提供一种56kg级低屈强比超高强海工钢板的制备方法，包括钢水转炉冶炼-RH+LF精炼-连铸-铸坯加热、轧制-热处理，具体步骤为：
(1)转炉冶炼
入炉原料必须满足转炉工艺技术要求，采用低硫、低磷铁水，处理后铁水S≤0.005％，严格控制装入量，不加入生铁。终渣碱度控制在3.0-4.0范围内，渣料必须于终点前3分钟加完，全程渣子化好、化透。
采用低磷硅锰、金属锰、硅铁、低碳铬铁、铌铁、钒铁、铜粒、钼铁、镍板(铜粒、钼铁、镍板随废钢加入)进行合金化，合金在放钢1/4时加入，在3/4时加完，合金对准钢流冲击区加入。采用铝锰铁脱氧，铝锰铁加入量为1.8-2.5kg/t钢。
(2)LF精炼操作
全程底吹氩搅拌，前期可根据情况适当调高氩气压力，出站前采用小压力软吹，保证夹杂物上浮，保证精炼软吹氩≥5分钟。精炼采用铝粒、碳化钙、铝渣调渣，喂铝线增铝。终渣碱度≥2.5。精炼时间30-45分钟(含软吹)，软吹时间≥5分钟。
(3)RH精炼操作
RH处理时，确保浸渍管插入深度为300-400mm。确保真空度在133Pa以内，时间10-15分钟，脱气时间≥5分钟。RH处理结束后，喂钙铝线0.8-1.5m/吨，软吹10分钟以上，RH冶炼周期控制在40-60分钟。
(4)连铸操作
连铸时拉速为0.9-1.45m/min，其中，连铸步骤中，对于175断面，所述连铸时拉速为1.25-1.45m/min；对于200断面，所述连铸时拉速为1.2-1.4m/min；对于250断面，所述连铸时拉速为1.2-1.35m/min；对于300mm断面，所述连铸时拉速为0.90-1.10m/min；
在所述连铸步骤中，结晶器采用包晶钢保护渣；中间包采用覆盖剂结合碳化稻壳覆盖，保证中间包液面覆盖良好：大包长水口采用氩封，流量70-100L/min。
(5)铸坯加热制度
装炉方式：采用冷装。入炉板坯加热制度具体要求见表1。
表1板坯加热工艺
Figure BDA0003407060650000041
上述加热工艺中，优选的均热段温度为1190-1220℃，出钢温度为1180-1210℃，加热速率9℃/min/cm。
(6)轧制、控冷制度：精轧开轧温度为845-1025℃，开冷温度为750-800℃，终冷温度为535-625℃；
轧制工艺制度如表2所示，其中粗轧保证至少1个道次压下率≥15％，中间坯厚度控制在±3mm以内，粗轧采用高温大压下率轧制可以改善板坯心部组织，缩短钢坯待温时间。
精轧开轧、终轧温度波动范围控制在8-15℃，单道次压下量≥8％，其中精轧前期通过在临界温度区间对奥氏体进行再结晶轧制，可细化奥氏体组织；精轧后期通过增加变形，增加变形奥氏体的应变累积，增加畸变能，为组织转变提供更多形核位置，获得细小的组织形态，充分发挥细晶强化效果。
轧后采用控制冷却工艺以获得贝氏体+铁素体复合组织。入水温度的高低对晶粒大小影响显著，依据钢板成品厚度，选定开冷温度为750-800℃，终冷温度为535-625℃，冷却速度为4-13℃/s
表2钢板轧制、控冷工艺
Figure BDA0003407060650000051
上述轧制工艺中，优选的轧制工艺为：成品厚度10-15mm，精轧开轧温度、开冷温度、终冷温度分别为1010℃、760℃、610℃；15＜成品厚度≤18mm，精轧开轧温度、开冷温度、终冷温度分别为1000℃、770℃、590℃；18＜成品厚度≤30mm，精轧开轧温度、开冷温度、终冷温度分别为950℃、780℃、590℃；30＜成品厚度≤60mm，精轧开轧温度、开冷温度、终冷温度分别为880℃、790℃、550℃；60＜成品厚度≤90mm，精轧开轧温度、开冷温度、终冷温度分别为860℃、790℃、550℃。
(7)热处理工艺制度：淬火温度为800-900℃，保温8-30min，回火温度为590-630℃，保温22-33min。热处理包括亚温淬火及回火工艺，其中亚温淬火工艺是将钢板加热至Ac1～Ac3温度之间两相区，经充分保温后淬火，使马氏体+铁素体复合组织，提高钢的强度同时将低屈强比；回火工艺是将钢板加热到一定温度并保温，以消除淬火应力，此外低屈强比高强韧海工钢中加入的Nb、V、Ti等微合金元素持续在回火马氏体上析出，大幅提升钢板强韧性。根据成本钢板厚度，确定热处理工艺制度如表3所示。
表3钢板热处理制度
Figure BDA0003407060650000061
上述热处理工艺中，优选的热处理工艺为：成品厚度10-25mm钢板，淬火温度为800-840℃保温8-12min，回火温度为610-630℃并保温22-28min；25＜成品厚度≤50mm钢板，淬火温度为830-870℃保温12-18min，回火温度为590-610℃并保温27-33min；50＜成品厚度≤90mm钢板，淬火温度为860-900℃并保温20-30min，回火温度为590-610℃保温23-27min。
本发明各厚度规格56kg级低屈强比超高强韧海工钢板的力学性能为：ReH≥600Mpa，Rm：730-800Mpa，屈强比≤0.82，-60℃横向、纵向冲击功≥200J，厚度方向断面收缩率≥45％，综合力学性能优异。钢板采用埋弧焊、气电立焊等方式焊接，大线能量焊接输入量为150-220kJ/cm时，钢板焊后Rm≥700MPa，-60℃下焊接热影响区冲击功大于等于100J。
与现有技术相比，本发明的优势在于：
(1)本发明采用Nb、V、Ti多元微合金化元素技术，同时添加Mo、Ni、Cu等细化析出的第二相粒子，提升微合金元素细晶强化、沉淀强化效果，结合控轧控冷工艺、亚温淬火+高温回火工艺，使得56kg级高强韧性海工钢ReH≥600Mpa、Rm：730-800Mpa，屈强比≤0.82，-60℃横向、纵向冲击功≥200J，实现低屈强比、高强韧性控制。
(2)本发明加入一定量V、Ti微合金元素，同时形成的第二相粒子弥散分布在焊接热影响区，提高焊接接头处强度，即，可在焊缝及热影响区形成Ti(C、N)、V(C、N)粒子，促进晶内针状铁素体形核，从而细化晶粒，此外这些析出的纳米粒子可在马氏体上产生显著的沉淀强化作用，从而实现150-220kJ/cm热输入的大线能量焊接，且焊后Rm≥700MPa，-60℃下焊接热影响区冲击功大于等于100J，焊接性能良好。
具体实施方式
为了突出表达本发明的目的、技术方案及优点，下面结合实施例对本发明进一步说明，示例通过本发明的解释方式表述而非限制本发明。本发明技术方案不局限于以下所列举的具体实施方式，还包括各具体实施方式之间的任意组合。
本说明书中公开的任一特征，除非特别叙述，均可被其他等效或具有类似目的的替代特征加以替换。除非特别叙述，每个特征只是一系列等效或者类似特征中的一个例子而已。
实施例1
本发明提供一种56kg级低屈强比超高强海工钢板及其制备方法，具体如下：
本发明实施例1生产流程为：钢水转炉冶炼-RH+LF精炼-连铸-铸坯加热、轧制-热处理。实例1熔炼成分如表4所示，各成分均符合本发明设计范围。
表4实例1熔炼成分
Figure BDA0003407060650000071
实施例1钢坯轧制、控冷工艺如表5所示，各规格钢板轧制、控冷温度、热处理工艺均符合本发明设计范围。
表5实施例1钢坯轧制、控冷工艺
Figure BDA0003407060650000072
表6实施例1热处理工艺
Figure BDA0003407060650000073
实施例1钢板轧后力学性能如表7所示，各规格钢板的ReH≥602MPa，Rm≥730MPa，屈强比≤0.82，-60℃横向、纵向冲击功≥200J。
表7实施例1钢板力学性能
Figure BDA0003407060650000081
实施例1钢板焊接方式及焊接性能如表8所示，150-220kJ/cm热输入环境下，各规格钢板Rm大于等于700MPa，-60℃冲击功≥100J。
表8实施例1钢板焊接方式及焊接性能
Figure BDA0003407060650000082
实施例2
本发明实施例2生产流程为：钢水转炉冶炼-RH+LF精炼-连铸-铸坯加热、轧制-热处理。实施例2熔炼成分如表9所示，各成分均符合本发明设计范围。
表9实施例2熔炼成分
Figure BDA0003407060650000083
实施例2钢坯轧制、控冷工艺、热处理如表10所示，各规格钢板工艺均符合本发明设计范围。
表10实施例2钢坯轧制、控冷工艺
Figure BDA0003407060650000091
表11实施例2热处理工艺
Figure BDA0003407060650000092
实施例2钢板轧后力学性能如表12所示，各规格钢板的ReH≥600MPa，Rm≥730MPa，屈强比≤0.82，-60℃横向、纵向冲击功≥200J。
表12实施例2钢板力学性能
Figure BDA0003407060650000093
实施例2钢板焊接方式及焊接性能如表13所示，150-220kJ/cm热输入环境下，各规格钢板Rm大于等于700MPa，-60℃冲击功≥100J。
表13实施例2钢板焊接方式及焊接性能
Figure BDA0003407060650000094
Figure BDA0003407060650000101
本发明未详细说明的内容均可采用本领域的常规技术知识。
最后所应说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制。尽管参照实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解，对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，都不脱离本发明技术方案的精神和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims (10)

1.一种56kg级低屈强比超高强海工钢板，其特征在于，所述钢板的化学组成按重量百分比计，包括：C：0.05-0.012％，Si：0.20-0.50％，Mn：1.00-1.50％，P≤0.015％，S≤0.005％，Nb：0.010-0.030％，Ti：0.010-0.030％，Cr：0.20-0.45％，V：0.010-0.035％，Cu：0.20-0.50％，Mo：0.10-0.25％，Ni：0.50-0.95％，Als：0.015-0.045％，N≤0.004％，其余为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述56kg级低屈强比超高强海工钢板，其特征在于，所述钢板碳当量CEV≤0.55，Pcm≤0.25。
3.根据权利要求1所述56kg级低屈强比超高强海工钢板，其特征在于，所述钢板的成品厚度为10-90mm，屈服强度≥600MP，抗拉强度670-830MPa，屈强比≤0.82，-60℃横向、纵向冲击功≥200J；焊接输入量为150-220kJ/cm时，钢板焊后Rm≥700MPa，焊后-60℃冲击功≥100J。
4.一种权利要求1-3任一所述56kg级低屈强比超高强海工钢板的制备方法，包括如下步骤：
(1)钢水转炉冶炼、RH+LF精炼和连铸：钢水经转炉冶炼，在LF调渣过程中控制终渣碱度≥2.5；后经RH脱气处理，脱气处理后连铸；
(2)铸坯加热：出钢温度为1170-1220℃；
(3)轧制、控冷：精轧开轧温度为845-1025℃，开冷温度为750-800℃，终冷温度为535-625℃；
(4)热处理：包括亚温淬火+高温回火工艺，淬火温度为800-900℃，保温8-30min，回火温度为590-630℃，保温22-33min。
5.根据权利要求书4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤1)中，转炉冶炼处理后铁水S≤0.005％，终渣碱度控制在3.0-4.0。
6.根据权利要求书4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤1)中，LF精炼时间30-45分钟，软吹时间≥5分钟；
RH处理时，浸渍管插入深度为300-400mm，真空度在133Pa以内，时间10-15分钟，脱气时间≥5分钟。
7.根据权利要求书4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤1)中，连铸时拉速为0.9-1.45m/min。
8.根据权利要求书4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤2)中，均热段温度为1180-1240℃，加热速率9-10℃/min/cm。
9.根据权利要求书4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤3)中，精轧时单道次压下量≥8％；控冷时冷却速度为4-13℃/s。
10.根据权利要求书4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤4)中，成品厚度10-25mm钢板，淬火温度为800-840℃，保温8-12min，回火温度为610-630℃并保温22-28min；25mm＜成品厚度≤50mm钢板，淬火温度为830-870℃，保温12-18min，回火温度为590-610℃并保温27-33min；50mm＜成品厚度≤90mm，淬火温度为860-900℃并保温20-30min，回火温度为590-610℃，保温23-27min。
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