CN115505842A - 一种低温服役环境高止裂韧性船舶及海洋工程用结构钢及其生产方法 - Google Patents

一种低温服役环境高止裂韧性船舶及海洋工程用结构钢及其生产方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及钢铁技术领域，具体涉及一种低温服役环境高止裂韧性船舶及海洋工程用结构钢及其生产方法。该结构钢包含C：0.03％～0.07％、Si：0.05％～0.17％、Mn：1.90％～3.00％、Nb：0.01％～0.05％、Ti：0.005％～0.025％、Ni：1.00％～2.00％、Cu：1.00％～2.00％、Cr：0.10％～0.19％、Ce：0.0030％～0.0070％、Zr：0.0030％～0.0070％、Alt≤0.018％、P≤0.010％、S≤0.005％、N≤40ppm、O≤20ppm、H≤2ppm，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明极大提高了低温服役环境下钢板焊接后粗晶区的止裂韧性。

Description

一种低温服役环境高止裂韧性船舶及海洋工程用结构钢及其 生产方法
技术领域
本发明涉及钢铁技术领域，具体涉及一种低温服役环境高止裂韧性船舶及海洋工程用结构钢及其生产方法。
背景技术
随着海洋开发的不断发展，市场对船舶及海洋工程用结构钢的需求量不断扩大。考虑到恶劣的海洋环境，以及船舶与海洋工程服役所要经受的风、浪、流作用，船舶及海洋工程用结构钢需要具备高强度、高韧性、抗疲劳、抗层状撕裂、良好的焊接性及耐海水腐蚀等性能。
中国发明专利CN 101709432 B公开了一种大厚度调质型海洋平台用钢，采用电炉冶炼→VD炉真空处理→LF处理→浇铸的工艺流程和0.16％～0.18％的碳成分设计获得了大厚度的超高强度、高韧性海洋工程用钢。由于碳成分设计为中碳，且加入大量影响焊接性能的合金及微合金元素，碳当量较高，恶化钢板的焊接性能。
中国发明专利CN 101215624 B提供了一种基于气雾及水幕两阶段冷却方式的轧后在线淬火生产工艺，在钢的成分设计方面采用Cr-Cu-Ni-Mo-V-Nb-Ti-B复合添加，可用于船舶等行业所需高强高韧厚钢板的制造，所得钢板的屈服强度在565MPa以下，抗拉强度在645MPa以下。
基于此，现有船舶及海洋工程用结构钢成分体系或是不利于焊接性能，或是采用在线淬火工艺，对钢板焊后应用性能未作描述，尤其是焊接部位止裂韧性表征往往停留在传统冲击小试样的检验。
发明内容
针对现有船舶及海洋工程用结构钢止裂韧性差或缺少止裂韧性评价的技术问题，本发明提供一种低温服役环境高止裂韧性船舶及海洋工程用结构钢及其生产方法。本发明采用低碳低硅高锰成分体系，利用Ni和Nb提高钢板韧性，Cu和Cr强化基体组织，Ce和Zr大幅净化钢板。创新成分体系和生产工艺，促使钢中形成细小、密集的夹杂物，发挥出明显的钉扎作用，细化原始奥氏体晶粒，同时夹杂物粒子数量越多，针状铁素体形核点越多，极大提高低温服役环境下特厚高强钢板焊接后粗晶区的止裂韧性。
第一方面，本发明提供一种低温服役环境高止裂韧性船舶及海洋工程用结构钢的生产方法。
该结构钢的化学成分按重量百分比计包含C：0.03％～0.07％、Si：0.05％～0.17％、Mn：1.90％～3.00％、Nb：0.01％～0.05％、Ti：0.005％～0.025％、Ni：1.00％～2.00％、Cu：1.00％～2.00％、Cr：0.10％～0.19％、Ce：0.0030％～0.0070％、Zr：0.0030％～0.0070％、Alt≤0.018％、P≤0.010％、S≤0.005％、N≤40ppm、O≤20ppm、H≤2ppm，其余为Fe和不可避免的杂质。
化学成分详细说明：
C：碳含量的增加使钢的塑性和冲击韧性降低，冷脆倾向性和时效倾向性提高，恶化焊接性能，综合考虑将C的适宜量控制在0.03％～0.07％。
Si：Si进入铁素体起固溶强化作用，但Si会显著地提高钢的韧脆转变温度，同时也会恶化塑性及焊接性能，因此，Si的适宜量控制在0.05％～0.17％。
Mn：Mn能够降低临界转变温度Ar3，明显提高钢的淬透性，同时具有一定的固溶强化作用，起到提高钢的强度和硬度的作用。由于锰和硫具有较大的亲和力，MnS在高温时有一定的塑性，避免了钢的热脆，因此，Mn的适宜量控制在1.90％～3.00％。
Nb：Nb能产生显著的晶粒细化、析出强化以及中等的沉淀强化作用。固溶于奥氏体的Nb能够提高淬透性，Nb(C、N)析出相具有细化晶粒作用但降低淬透性，而且当Nb含量过高时，Nb易与Fe、C等元素形成低熔点共晶物，有增加焊接热影响区热裂纹的倾向。综合各方面因素，Nb的适宜量控制在0.01％～0.05％之间。
Ti：Ti在1200～1300℃高温下即可析出TiN颗粒，可以作为Nb(C、N)的析出核心，从而减少微细铌析出物的数量，进而降低含Nb钢的裂纹敏感性。Ti可形成细小的钛的碳化物、氮化物颗粒，在板坯加热过程中通过阻止奥氏体晶粒的粗化从而得到较为细小的奥氏体显微组织。Ti与N结合生成稳定的高弥散化合物，不但可以消除钢中的自由氮，而且能在热加工过程和焊接时的热影响区中控制晶粒尺寸，改善钢结构各部位的低温韧性。过量的Ti将形成微米级尺寸的液析TiN，不仅无法细化晶粒，反而会恶化钢板韧性。因此，Ti的适宜量控制在0.005％～0.025％。
Ni：Ni通过形成简单的置换固溶体起着强化铁素体的作用，可提高钢的强度，同时Ni是奥氏体稳定元素，可显著提高钢的耐低温冲击韧性，同时可使钢表面铜富集层变为熔点超过1200℃的铜镍富集层，进而产生熔点较高的铜镍化合物，从而避免铜脆缺陷。但是，Ni板价格相对比较昂贵，考虑到成本因素，Ni的适宜量控制在1.00％～2.00％。
Cu：加入重金属元素Cu，提高防腐性能的同时，还有效地降低了超高强海工钢的屈强比；但Cu含量过高，又会使钢材出现铜脆现象，这将不利于超高强海工钢的热加工，综合考虑，Cu的适宜量控制在1.00％～2.00％。
Cr：Cr能防止加Mo钢的石墨化倾向，属于稳定奥氏体元素，可极大地提高钢的淬透性，提高钢的强度，但过高的Cr会降低钢的焊接性能，综合考虑，Cr的适宜量控制在0.10％～0.19％。
Ce：Ce强脱氧元素，适当控制其含量可增大相变驱动力，氧化物形核能力增大，同时，高熔点的氧硫化物还可阻止奥氏体晶粒过度长大，显著细化钢中MnS夹杂物，为针状铁素体提供大量的形核点，有效抑制焊接粗晶区晶粒长大，但含量过高易造成堵水口，影响钢水可浇性，综合考虑，Ce含量应控制在0.0030％～0.0070％。
Zr：Zr强脱氧元素，适当含量可在钢中与Ti形成弥散、细小的Ti-Zr-O夹杂物粒子，奧氏体晶粒孕育时间延长，晶粒长大活化能提高，快速粗化温度从1100℃提高到1300℃，第二相强韧化效果明显，在起到细化钢中夹杂物的同时，可诱导奥氏体晶内发生大量形核，细化厚板全厚断面组织，提高钢板热影响粗晶区止裂韧性，综合考虑，Zr含量应控制在0.0030％～0.0070％。
Al：Al能细化钢的晶粒，提高钢的强度，同时也能提高冲击韧性。由于A1和N有较强的亲和力，还可以消除N元素造成的时效敏感性，但传统成分设计中Al含量过高易造成钢水中形成大量簇状Al2O3，因其不具备延展性，轧后破碎成链状夹杂，恶化钢板焊接止裂性能，因此，Alt的含量定为不超过0.018％。
P：P属于低温脆性元素，P显著扩大液相和固相之间的两相区，在钢凝固过程中偏析于晶粒之间，形成高磷脆性层，提高带状组织的级别，使钢的局部组织异常，造成机械性能不均匀，降低钢的塑性，使钢易产生脆性裂纹，抗腐蚀性下降，对焊接性能也有不利影响，增加焊接裂纹敏感性，所以应尽可能降低磷在钢中的含量。考虑到生产成本，将P的含量控制在0.010％以下。
S：当S以FeS的形式存在于钢中时，如果S含量高则易产生热脆现象。当S以MnS的形式存在于钢中时，S常以条状形态沿轧制方向分布，形成严重的带状组织，破坏了钢的连续性，对钢材不同方向的性能也会产生重要影响，降低钢的塑性和冲击韧性，提高韧脆转变温度。因此，将S的含量控制在0.005％以下。
N：N含量过高会恶化高强钢的冲击韧性，一般控制在40ppm以下。
O：O含量过高表明钢中夹杂物太多，对钢的各项机械性能均会产生不利的影响，故O含量应尽量控制在20ppm以下，以提高钢水洁净度。
H：H危害较大，易造成探伤不合，并影响低温冲击韧性，需要通过真空处理等手段控制在2ppm以下。
该结构钢的生产方法包括如下步骤：
S1加热：加热钢坯，钢坯出炉温度控制在1150～1220℃。
为了充分发挥Nb、Ti等微合金元素在控轧过程中延迟奥氏体再结晶、轧制及轧后冷却过程中析出强化等作用，应保证微合金元素更多的固溶到奥氏体中，充分发挥其固溶优势，所以钢坯加热温度至少应提高1150℃以上；同时考虑到加热温度过高，奥氏体晶粒将过分长大，并遗传到轧后钢板，对钢板冲击韧性会造成不良影响，故应尽可能保证钢坯出炉温度控制在1220℃以下。
S2除鳞。
S3粗轧：钢坯粗轧过程利用形变，轧制速度为1.5～2.5m/s，最大轧制扭矩不低于4000kNm，其中最后3道次轧制压下率呈递增趋势，且最小不低于15％，中间坯厚度为成品厚度的1.5～3.0倍。
常规钢种的轧制速度一般可达到3.0m/s以上，且对轧制扭矩也没有明确需求，不同于常规钢种高速应变，本发明旨在解决特厚高强度钢板轧制压缩比不足的制约，通过提高特厚板心部大角度晶界密度，大幅提高止裂韧性。通过轧制速度与轧制扭矩的耦合作用，再配合最后3道次轧制规程的合理设计，可将心部大角度晶界体积分数提升到60％以上，为止裂韧性的提升创造条件。为保证粗轧阶段足够的压下量，以均匀细化钢板断面组织，改善钢板低温冲击韧性，综合考虑，中间坯厚度应控制在成品厚度的1.5～3.0倍。
S4 IC(中间)冷却。
S5精轧：中间坯返红后，精轧开轧温度为840～900℃，终轧温度为820～850℃。
精轧温度的制订需要结合1.90％～3.00％的Mn和1.00％～2.00％的Ni，通过成分的特殊设计，大幅降低Ac3温度点至820℃以下，以实现钢坯组织在整个轧制过程组织都处于完全奥氏体状态，使轧制达到一种类似正火细晶效果。精轧过程发挥Nb/Ti二相质点作用，提高奥氏体再结晶终止温度，扩大奥氏体未再结晶范围，充分利用奥氏体可塑性，在降低变形抗力的同时，提高组织位错密度，为冷却相变提供更多的形核点，有利于针状铁素体体积分数的大幅提高，为系列低温CTOD止裂韧性的提高创造条件。
S6冷却：开冷温度为750～800℃，终冷温度为400～550℃，冷却速度为5～15℃/s。
为避免基体中过多先共析铁素体的形成，钢板开冷温度不得低于750℃，同时确保轧制细化奥氏体效果，位错能够更多遗传到冷却过程，为针状铁素体提供更多形核点，钢板开冷温度不得高于800℃。考虑到冷却后奥氏体直接转变成针状铁素体/贝氏体，并转变完全，终冷温度400～550℃。综合考虑特厚钢板热传导能力，冷却速度控制在5～15℃/s范围内。
进一步的，钢坯由冶炼和浇铸得到，冶炼采用转炉或电炉冶炼，浇铸采用连铸或模铸。
进一步的，步骤S2为对钢坯进行高压水除鳞，除鳞后温度为1000～1050℃。
根据本发明钢种Ni含量较高的特点，易造成铸坯氧化铁皮粘性较强，为保证除鳞效果，除鳞后温度控制在1000℃以上，同时为防止粗轧前坯料温度过高造成的奥氏体晶粒过分长大问题，除鳞后温度控制在1050℃以下。
进一步的，步骤S4为粗轧结束后中间坯立即进入水冷设备，IC冷却后温度为800～850℃。
为保持中间坯经过粗轧阶段形成的有利组织形态，在粗轧阶段和精轧阶段的中间增加中间坯冷却阶段，将坯料温度由1000℃左右快速冷却至800～850℃范围，迅速进入奥氏体未再结晶区阶段，为保持细化的原奥晶粒提供条件。
第二方面，本发明提供一种采用上述生产方法制得的低温服役环境高止裂韧性船舶及海洋工程用结构钢。
进一步的，低温服役环境高止裂韧性船舶及海洋工程用结构钢的厚度≤100mm。
进一步的，经50KJ/cm线能量焊接后，低温服役环境高止裂韧性船舶及海洋工程用结构钢的焊后抗拉强度≥540MPa，热影响粗晶区-40℃/-60℃冲击≥200J，-20℃/-40℃/-60℃条件下CTOD≥0.25mm，具备优良的止裂性能。
本发明的有益效果在于：
(1)引入特厚板全厚止裂韧性指标CTOD，可以更充分、稳定、可靠地对材料止裂韧性进行评价，可有效评估受波浪、海流、台风等引起的动载荷和疲劳破坏服役环境恶劣的材料，工程应用性强。
(2)利用奥氏体再结晶阶段，钢坯变形抗力低，通过组织反复再结晶与形变耦合作用，期间辅以表面水冷作用，提高钢坯厚度上下表面组织的变形抗力，实现钢板心部形变增加，形成轧制高渗透技术。
(3)采用特殊成分体系，在起到细化钢中夹杂物的同时，可诱导奥氏体晶内发生大量形核，细化厚板全厚断面组织，焊接再热过程中粗晶区内以Ce/Zr二相粒子为核心形成大量针状铁素体，可大幅提高钢板热影响粗晶区止裂韧性。
(4)较高的终轧温度避免了精轧机轧制力和扭矩超限跳电的风险，便于大批量生产该级别钢板，技术推广应用性极强。
(5)最终获得的钢板综合力学性能优越，不易断裂和破坏，使用安全可靠，可广泛应用于海洋平台等大型工程装备的制造。
具体实施方式
为了使本技术领域的人员更好地理解本发明中的技术方案，下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都应当属于本发明保护的范围。
一种低温服役环境高止裂韧性船舶及海洋工程用结构钢，化学成分按重量百分比计包含：C：0.03％～0.07％、Si：0.05％～0.17％、Mn：1.90％～3.00％、Nb：0.01％～0.05％、Ti：0.005％～0.025％、Ni：1.00％～2.00％、Cu：1.00％～2.00％、Cr：0.10％～0.19％、Ce：0.0030％～0.0070％、Zr：0.0030％～0.0070％、Alt≤0.018％、P≤0.010％、S≤0.005％、N≤40ppm、O≤20ppm、H≤2ppm，其余为Fe和不可避免的杂质。
该结构钢采用如下生产方法制得：
S1加热：加热钢坯，钢坯出炉温度控制在1150～1220℃；
S2除鳞：对钢坯进行高压水除鳞，除鳞后温度1000～1050℃；
S3粗轧：钢坯粗轧过程利用形变，轧制速度为1.5～2.5m/s，最大轧制扭矩不低于4000kNm，其中最后3道次轧制压下率呈递增趋势，且最小不低于15％，中间坯厚度为成品厚度的1.5～3.0倍；
S4IC(中间)冷却：粗轧结束后中间坯立即进入水冷设备，IC冷却后温度800～850℃；
S5精轧：中间坯返红后，精轧开轧温度为840～900℃，终轧温度为820～850℃；
S6冷却：开冷温度为750～800℃，终冷温度为400～550℃，冷却速度为5～15℃/s。
按照上述化学成分和生产方法制备实施例1～4钢板，各化学成分具体含量及工艺参数分别如下表1、2所示。
表1实施例1～4的化学成分(wt.％，余量为Fe.和不可避免的杂质)
实施例 C Si Mn Nb Ti Ni Cu Cr Ce Zr Alt P S
1 0.03 0.11 1.95 0.03 0.015 1.21 1.41 0.12 0.0033 0.0033 0.013 0.008 0.002
2 0.05 0.14 2.25 0.018 0.014 1.42 1.22 0.17 0.0045 0.0045 0.012 0.006 0.002
3 0.06 0.06 2.76 0.031 0.016 1.66 1.63 0.18 0.0065 0.0055 0.016 0.008 0.001
4 0.07 0.17 2.97 0.044 0.017 1.95 1.89 0.13 0.0057 0.0067 0.018 0.006 0.001
表2实施例1～4的主要工艺参数
Figure BDA0003832724630000081
Figure BDA0003832724630000091
对实施例1～4钢板的厚度规格及力学性能进行测试，结果如下表3所示。
表3实施例1～4的厚度规格及主要力学性能
Figure BDA0003832724630000092
尽管通过优选实施例的方式对本发明进行了详细描述，但本发明并不限于此。在不脱离本发明的精神和实质的前提下，本领域普通技术人员可以对本发明的实施例进行各种等效的修改或替换，而这些修改或替换都应在本发明的涵盖范围内/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，可轻易想到变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (8)

1.一种低温服役环境高止裂韧性船舶及海洋工程用结构钢的生产方法，其特征在于，包括如下步骤：
S1加热：加热钢坯，钢坯出炉温度控制在1150～1220℃；
S2除鳞；
S3粗轧：钢坯粗轧过程利用形变，轧制速度为1.5～2.5m/s，最大轧制扭矩不低于4000kNm，其中最后3道次轧制压下率呈递增趋势，且最小不低于15％，中间坯厚度为成品厚度的1.5～3.0倍；
S4 IC冷却；
S5精轧：中间坯返红后，精轧开轧温度为840～900℃，终轧温度为820～850℃；
S6冷却：开冷温度为750～800℃，终冷温度为400～550℃，冷却速度为5～15℃/s。
2.如权利要求1所述的生产方法，其特征在于，低温服役环境高止裂韧性船舶及海洋工程用结构钢的化学成分按重量百分比计包含C：0.03％～0.07％、Si：0.05％～0.17％、Mn：1.90％～3.00％、Nb：0.01％～0.05％、Ti：0.005％～0.025％、Ni：1.00％～2.00％、Cu：1.00％～2.00％、Cr：0.10％～0.19％、Ce：0.0030％～0.0070％、Zr：0.0030％～0.0070％、Alt≤0.018％、P≤0.010％、S≤0.005％、N≤40ppm、O≤20ppm、H≤2ppm，其余为Fe和不可避免的杂质。
3.如权利要求1所述的生产方法，其特征在于，钢坯由冶炼和浇铸得到，冶炼采用转炉或电炉冶炼，浇铸采用连铸或模铸。
4.如权利要求1所述的生产方法，其特征在于，步骤S2为对钢坯进行高压水除鳞，除鳞后温度为1000～1050℃。
5.如权利要求1所述的生产方法，其特征在于，步骤S4为粗轧结束后中间坯立即进入水冷设备，IC冷却后温度为800～850℃。
6.一种采用如权利要求1-5任一所述的生产方法制得的低温服役环境高止裂韧性船舶及海洋工程用结构钢。
7.如权利要求6所述的低温服役环境高止裂韧性船舶及海洋工程用结构钢，其特征在于，低温服役环境高止裂韧性船舶及海洋工程用结构钢的厚度≤100mm。
8.如权利要求6所述的低温服役环境高止裂韧性船舶及海洋工程用结构钢，其特征在于，经50KJ/cm线能量焊接后，低温服役环境高止裂韧性船舶及海洋工程用结构钢的焊后抗拉强度≥540MPa，热影响粗晶区-40℃/-60℃冲击≥200J，-20℃/-40℃/-60℃条件下CTOD≥0.25mm。
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