CN117737595A - 一种大线能量焊接性能优异的钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开一种大线能量焊接性能优异的钢板及其制造方法，涉及焊接用厚钢板制造技术领域；该钢板成分质量百分比为：C 0.05~0.09%，Si 0.10~0.30%，Mn 1.2~1.6%，P≤0.015%，S 0.001~0.01%，Ni 0.2~0.4%，Ti 0.005~0.03%，Nb 0.001~0.03%，Mg 0.0005~0.005%，N 0.001~0.006%，Al 0.0001~0.005%，O 0.0005~0.004%，Ca≤0.005%，REM≤0.02%，余量包括Fe和不可避免杂质。且满足：［Ti］/［Al］＞1，钢中自由氧量满足‑0.02%≤［O_free］≤0.0002%，焊接热影响区中，直径大于1μm的微米夹杂物中(［Mg］+［Ti］)/［Al］>10；0.1~1.0μm的亚微米析出物体积密度大于5000个/mm³，平均直径小于0.2μm；小于100nm的纳米析出物数量密度大于10个/um²，平均直径小于15nm。

Description

一种大线能量焊接性能优异的钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及焊接用厚钢板制造技术领域，特别涉及一种大线能量焊接性能优异的钢板及其制造方法。

背景技术

在造船、建筑、压力容器、石油天然气管线及海洋平台等许多领域，提高厚钢板焊接热影响区的韧性已经成为越来越迫切的要求。在船舶工业中焊接是其制造工艺的关键环节之一，焊接工时占建造总共工时的30%-40%左右。在传统厚钢板的焊接过程中，焊接热影响区的强度和韧性随着焊接线能量的提高而大幅下降，因此，如何提高大线能量焊接下厚板钢焊接热影响区的低温冲击韧性，成为引人关注的课题。

由于焊接线能量的增大，使得焊接热影响区高温停留时间变长，钢材的微观组织结构遭到破坏，奥氏体晶粒严重粗化，并且由于焊后冷却速度缓慢，在随后的相变过程中容易形成侧板条铁素体、上贝氏体，粗大的晶界铁素体以及在晶界铁素体近傍形成的珠光体，在侧板条铁素体的板条间形成的碳化物岛状马氏体-奥氏体组元(M-A)等，使焊接热影响区强度和韧性严重恶化，并容易产生裂纹等缺陷。

提高厚钢板大线能量焊接性能，一般有两种有效措施：

其一是细化焊接热影响区的奥氏体晶粒。细化奥氏体晶粒的方法是利用在钢材中弥散分布的微细夹杂物，特别是纳米析出物作为钉扎粒子，在焊接热循环的过程中，钉扎奥氏体晶界的移动，抑制奥氏体晶粒的长大。这样就可以减小脆性组织晶界铁素体和侧板条铁素体等的尺寸，达到改善焊接热影响区韧性的目的。

其二是在焊接冷却从奥氏体到铁素体的相变过程中利用微米级夹杂物促进晶内针状铁素体的形成。这样一方面可以通过针状铁素体的分割作用减小晶粒大小；另一方面，针状铁素体的韧性良好，有利于改善焊接热影响区的韧性。Al是常用的脱氧元素，焊接热影响区（HAZ）韧性优异的厚钢板应该考虑Al元素的影响。

目前没有关于Al对厚钢板组织、第二相析出粒子以及韧性的影响专利，也没有亚微米/纳米第二相TiN颗粒对于奥氏体晶粒长大进行控制的专利报道。

发明内容

本发明的目的在于提供一种大线能量焊接性能优异的钢板及其制造方法，所述钢板板厚50~70mm，母材抗拉强度≥510 MPa级的钢板，在焊接线能量为200~400kJ/cm的条件下，钢板的焊接热影响区具有良好的冲击韧性，在-40℃下的平均夏比冲击功在100J以上；焊接热影响区（HAZ）具有良好冲击韧性，钢材可以应用于造船、建筑、海洋平台、桥梁、压力容器和石油天然气管线等领域的焊接结构。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种大线能量焊接性能优异的钢板，其成分质量百分比为：

C：0.05~0.09%，

Si：0.10~0.30%，

Mn：1.2~1.6%，

P≤0.015%，

S：0.001~0.01%，

Ni：0.2~0.4%，

Ti：0.005~0.03%，

Nb：0.001~0.03%，

Mg：0.0005~0.005%，

N：0.001~0.006%，

Al：0.0001~0.005%，

O：0.0005~0.004%，

Ca≤0.005%，

REM≤0.02%，

其余包含Fe和其它不可避免杂质；且，需同时满足：

［Ti］/［Al］>1；

钢中自由氧量O_free满足：-0.02%≤［O_free］≤0.0002%；

［O_free］=［O］-0.5［Ti］-0.89［Al］-0.66［Mg］-0.4［Ca］；

焊接热影响区中直径大于1μm的微米夹杂物中(［Mg］+［Ti］)/［Al］>10；

其中，［ ］表示元素的质量百分比；

焊接热影响区中直径0.1~1.0μm的亚微米析出物体积密度大于5000个/mm³，平均直径小于0.2μm；

焊接热影响区中直径小于100nm纳米析出物数量密度大于10个/μm²，平均直径小于15nm；

所述钢板厚度为50~70mm。

进一步，其余为Fe和其它不可避免杂质。

本发明所述钢板的母材抗拉强度≥510MPa，在焊接线能量为200~400kJ/cm焊接条件下，钢板的焊接热影响区在-40℃的平均夏比冲击功在100J以上。

在本发明所述钢板的成分设计中：

C，是增加钢材强度的元素。对于控轧控冷的TMCP工艺而言，为了稳定地保持特定强度，C含量的下限为0.05%。但是过量地添加C，将导致母材和焊接热影响区的韧性降低，C含量的上限为0.09%。

Si，是炼钢预脱氧过程中所需要的元素，并且可以起到强化母材的作用，因此Si含量的下限为0.1%。但是Si含量过高超过0.3%时，会降低母材的韧性，同时在大线能量焊接过程中，将促进岛状马氏体-奥氏体组元的生成，显著降低焊接热影响区韧性。Si含量范围为0.10~0.30%。

Mn，可以通过固溶强化提高母材的强度，又可以作为预脱氧元素发挥作用。同时MnS在氧化物夹杂表面析出，在该夹杂物的周围形成贫Mn层，可以有效地促进晶内针状铁素体的生成，Mn的下限值为1.2%。但是过高的Mn将导致板坯的中心偏析，同时会导致大线能量焊接热影响区的硬化和M-A生成，降低焊接热影响区的韧性，所以Mn的上限值控制为1.6%。

N，可以形成微细的Ti氮化物，在大线能量焊接过程中，可以有效地抑制奥氏体晶粒的长大，其下限为0.001%。但是其含量超过0.006%，将导致固溶N的形成，降低母材和焊接热影响区的韧性。

Mg，添加Mg可以生成微细弥散分布的MgO夹杂，以这些夹杂作为形核核心，可以促进TiN和MnS的析出，抑制焊接热循环过程中奥氏体晶粒的长大并促进晶内铁素体的生长，提高焊接热影响区的韧性。钢中的Mg含量以0.0005-0.005%为宜。当Mg含量小于0.0005%时，生成的微细夹杂物的数量将显著减少，同时微细夹杂物中的Mg含量显著降低，将不能满足在夹杂物表面析出MnS、TiN的要求。如果Mg含量大于0.005%，Mg的作用已经饱和，同时增加了Mg的蒸发损失和氧化损失。

Ca，添加Ca可以改善硫化物的形态，含Ca氧化物和硫化物形成的复合夹杂物还可以促进晶内铁素体的生长。Ca的氧化物和Al的氧化物结合可以形成低熔点的夹杂物，抑制连铸过程中水口堵塞。如果Ca含量大于0.005%，Ca的作用已经饱和，同时增加了Ca的蒸发损失和氧化损失。因此，Ca含量的上限为0.005%。

S，在Mg的添加过程中，与Mg形成硫化物，还可以促进MnS在Mg-Ti-Al-O复合氧化物粒子上的进一步析出，从而促进晶内铁素体的生长，其下限为0.001%。但是，其含量过高，将导致板坯的中心偏析，降低母材和焊接热影响区的韧性，上限为0.01%。

P，是钢中的杂质元素，应尽量降低。其含量过高，将导致中心偏析，降低焊接热影响区的韧性，P的上限为0.015%。

Ni，可以提高母材的强度和韧性，其下限为0.2%。但是由于其价格昂贵，鉴于成本的限制，其上限为0.4%。

REM，REM的添加可以改善硫化物的形态，同时REM的氧化物和硫化物可以抑制焊接热循环过程中奥氏体晶粒的长大。但是，当REM的含量大于0.02%，将生成部分直径大于5μm的夹杂物，降低母材和焊接热影响区的冲击韧性。

Nb，是奥氏体稳定元素和有效的合金化元素，具有析出强化和细化晶粒的作用，但是含量过高将降低焊接热影响区的韧性，其上限是0.03%。

Ti，与Mg共同作用，形成MgO+Ti₂O₃氧化物，在该氧化物表面容易析出MnS，从而促进晶内针状铁素体的生成。同时Ti与N结合生成TiN粒子可以在焊接热影响区钉扎奥氏体晶粒的长大，使母材和焊接热影响区组织细化，提高韧性。所以Ti作为有益元素，Ti含量的下限为0.005%。但是Ti含量过高时，将形成粗大的氮化物，或者促使TiC的生成，降低母材和焊接热影响区的韧性，所以Ti含量上限为0.03%。

Al，有效的脱氧元素，在焊接过程中能减少其它合金元素的烧损。Al可以完全固溶于铁素体中，提高铁素体的C活性，是铁素体稳定元素。Al不能溶于渗碳体，并抑制渗碳体析出。当钢中Al含量太高时，容易生成簇状氧化铝夹杂，不利于微细弥散分布夹杂物的生成。因此，Al含量的上限为0.005%。同时，钢中保持一定的Al含量，可以提高钢液的洁净度，降低钢中的全氧含量，从而提高钢材的冲击韧性，因此Al含量的下限为0.0001%。

本发明通过大量的实验工作发现，钢中的［Ti］/［Al］比值对厚钢板韧性有很大的影响。当钢中的［Ti］/［Al］比小于1时，钢中的N元素会与Al形成AlN，一定程度上也会抑制TiN形成，使得钢中能够钉轧奥氏体晶粒的TiN粒子数量密度大大下降，钢材韧性降低。因此，本发明限制［Ti］/［Al］的比值大于1。

钢中的氧会依次与Ca、Mg、Al、Ti等发生反应，形成CaO、MgO、Al₂O₃和Ti₂O₃等氧化物，钢中剩余的O是自由氧量，所以钢中自由氧量O_free定义为：［O_free］=［O］-0.5［Ti］-0.89［Al］-0.66［Mg］-0.4［Ca］。

本发明通过大量的实验研究发现，自由氧量需要控制在合理的范围，才能同时满足母材的延性、冲击韧性、抗疲劳性和焊接热影响区韧性，以及合金成本的要求。

当钢中的自由氧量［O_free］小于-0.02%时，钢中Ca、Mg、Al、Ti加入量过量，合金成本过高；当钢中存在的自由氧量［O_free］大于0.0002%时，钢中的Ca、Mg、Al、Ti加入量不足，钢中的夹杂物数量增大，由此降低母材的延性、冲击韧性、抗疲劳性和焊接热影响区韧性等。因此，本发明限制自由氧含量［O_free］在-0.02%~0.0002%之间。

本发明确定了夹杂物的成分。夹杂物的成分利用SEM-EDS进行测量，对于样品进行研磨和镜面抛光之后，利用SEM对于夹杂物进行观察与分析，每个样品夹杂物的成分是对于10个任意选取夹杂物分析结果的平均值。

钢材中直径大于或等于1.0 μm的夹杂物中(［Mg］+［Ti］)/［Al］的重量百分比含量的比值是夹杂物中Mg含量与Ti含量之和与夹杂物中Al含量的比值，该比值越大，夹杂物中Mg和Ti的含量越高。由于Mg和Ti的复合氧化物在诱导针状铁素体形成上具有重要作用，该比值具有重要意义。本发明通过大量的实验研究发现，对于钢材中直径大于或等于1.0 μm的夹杂物，当夹杂物中(［Mg］+［Ti］)/［Al］的重量百分比含量的比值小于10时，夹杂物中的Al含量过高，不利于促进针状铁素体形核与生长。因此，本发明对于钢材中直径大于或等于1.0μm的微米夹杂物，限制(［Mg］+［Ti］)/［Al］的重量百分比含量的比值大于或者等于10。

同时，本发明通过大量的实验研究发现，当钢中直径为0.1~1.0 μm的亚微米析出物，体积密度小于5000个/mm³，平均直径大于0.2μm时，钢中能够钉扎奥氏体晶界的粒子数量大大降低，大尺寸粒子无法起到钉轧作用，使奥氏体晶粒长大速率提高。因此，本发明限制焊接热影响区中亚微米析出物体积密度大于5000个/mm³，平均直径小于0.2μm。当钢中直径小于100nm的纳米析出物，数量密度小于10个/μm²，平均直径大于15nm时，本发明通过大量的实验研究发现，钢中析出的纳米粒子数量不足，钉扎作用大大下降，无法有效抑制大线能量焊接过程中奥氏体晶粒的长大，降低了厚钢板的大线能量焊接性能。因此，本发明限制焊接热影响区中纳米析出物数量密度大于10个/μm²，平均直径小于15nm。

本发明所述大线能量焊接性能优异的钢板的制造方法，其包括如下步骤：

1）冶炼、铸造：

按所述钢板成分冶炼、精炼及铸造成铸坯；

2）轧制：

将铸坯加热到1050~1250℃，初轧温度高于930℃，初轧累计压下率大于30%；精轧温度小于930℃，精轧累计压下率大于30%；

3）冷却：

采用1~30℃/s的冷却速度将钢板表面温度从750℃以上冷却至300~550℃。

优选的，步骤1）所述铸造采用连铸。

与现有技术相比，本发明的有益效果：

本发明采取合适的成分设计和夹杂物控制技术，通过对于钢中［Ti］/［Al］比值和自由氧含量进行合理控制，并对于直径大于等于1μm的微米夹杂物的(［Mg］+［Ti］)/［Al］比值，直径为0.1~1.0μm的亚微米析出物和直径小于100nm的纳米析出物的体积密度和数量密度进行合理控制，可以在凝固和相变过程中，在这些夹杂物表面促进晶内铁素体的生长，或者抑制大线能量焊接过程中奥氏体晶粒的长大，改善厚钢板的大线能量焊接性能。

本发明所制造的钢板厚度规格为50~70mm，母材抗拉强度≥510MPa，在焊接线能量为200~400kJ/cm的焊接条件下，-40℃下的平均夏比冲击功在100 J以上。

附图说明

图1为本发明实施例4的焊接热影响区金相组织照片；

图2为对比例2的焊接热影响区金相组织照片。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

表1、表2为实施例和对比例的化学成分（mass%），其余量包括Fe和其它不可避免杂质。表3为实施例和对比例的夹杂物和析出物特性。表4为实施例和对比例的热轧和冷却工艺条件。表5为实施例和对比例的母材和焊接热影响区的力学性能。

对于母材板厚1/2部取时效冲击试样，5%应变量，在-40℃下进行三个样品的夏比冲击试验，时效冲击试样数据是三次测量结果的平均值。

采用气电立焊对于不同厚度的钢板实施一道次焊接，焊接线能量为200~400 kJ/cm。在板厚1/2部的熔合线上取冲击试样，导入V型切口进行冲击韧性检测，在-40℃下进行三个样品的夏比冲击试验，焊接热影响区冲击韧性的数据是三次测量结果的平均值。

在对比例1中，其钢中Al、O、Mg不满足本发明所规定的成分要求，［Ti］/［Al］比值、钢板中自由氧量不满足本发明的要求。

在对比例2中，钢中O、［Ti］/［Al］比值、钢板中自由氧量均未满足本发明所规定的要求。

由表3可知，在对比例1、2中，大于1μm夹杂物中(［Mg］+［Ti］)/ ［Al］比值、亚微米析出物的体积密度、亚微米粒子平均直径不满足本发明所规定的要求；纳米析出物的数量密度、平均直径均不满足本发明的要求。

结合表5，在焊接线能量为200~400kJ/cm的条件下，对于焊接热影响区-40℃夏比冲击功进行了测试，对比例1、2的焊接热影响区-40℃夏比冲击功值均小于厚板低温冲击韧性的船级社标准46J。

综上所述，本发明采取规定的成分设计，通过对于钢中［Ti］/［Al］比值和自由氧量进行合理控制，并对于直径大于等于1μm的微米夹杂物的(［Mg］+［Ti］)/［Al］比值，直径为0.1~1.0μm的亚微米析出物和直径小于0.1μm的纳米析出物的体积密度和数量密度进行合理控制，这有利于促进晶内铁素体的生长，钉扎焊接热影响区奥氏体晶粒的移动，抑制奥氏体晶粒的长大，改善厚钢板的大线能量焊接性能。

图1、图2分别是实施例4和对比例2的焊接热影响区金相组织的对比图。

如图1所示，实施例4中焊接热影响区晶内组织主要由高度互锁的晶内针状铁素体（IAFs）组成，晶内铁素体板条宽度集中在1-8μm。

参见图2，对比例2中粗大的晶界铁素体（GBFs）沿奥氏体晶界呈网状分布，侧板条铁素体（FSPs）从奥氏体晶界形核并贯穿原始奥氏体晶粒，同时，其晶内铁素体板条宽度较大，呈5-15μm，板条排列较整齐，板条数量密度减小。

通过本发明实施例4和对比例2的组织对比可以发现，使用本发明的实施例钢组织中韧性组织占比大大增加，这能大幅提高钢材的低温冲击韧性。

本发明所制造的钢板厚度规格为50~70mm，母材抗拉强度≥510MPa，在焊接线能量为200~400kJ/cm的焊接条件下，-40℃下的平均夏比冲击功在100J以上。本发明技术可用于船舶、建筑和海洋构造物等厚钢板的制造过程中，用于改善厚钢板的大线能量焊接性能。

上面对本发明实施例进行了说明，但本发明不限于上述实施例，还可以根据本发明的发明创造的目的做出多种变化，凡依据本发明技术方案的精神实质和原理下做的改变、修饰、替代、组合或简化，均应为等效的置换方式，只要符合本发明的发明目的，只要不背离本发明的技术原理和发明构思，都属于本发明的保护范围。

Claims (6)

1.一种大线能量焊接性能优异的钢板，其成分质量百分比为：

C：0.05~0.09%，

Si：0.10~0.30%，

Mn：1.2~1.6%，

P≤0.015%，

S：0.001~0.01%，

Ni：0.2~0.4%，

Ti：0.005~0.03%，

Nb：0.001~0.03%，

Mg：0.0005~0.005%，

N：0.001~0.006%，

Al：0.0001~0.005%，

O：0.0005~0.004%，

Ca≤0.005%，

REM≤0.02%，

其余包含Fe和其它不可避免杂质；且，需同时满足：

［Ti］/［Al］＞1；

钢中自由氧量O_free满足：-0.02%≤［O_free］≤0.0002%；

［O_free］=［O］-0.5［Ti］-0.89［Al］-0.66［Mg］-0.4［Ca］；

焊接热影响区中直径大于1μm的微米夹杂物中(［Mg］+［Ti］)/［Al］＞10；

其中，［ ］表示元素的质量百分比；

焊接热影响区中直径0.1~1.0μm的亚微米析出物体积密度大于5000个/mm³，平均直径小于0.2μm；

焊接热影响区中直径小于100nm纳米析出物数量密度大于10个/μm²，平均直径小于15nm；

所述钢板厚度为50~70mm。

2.如权利要求1所述的一种大线能量焊接性能优异的钢板，其特征在于，其余为Fe和其它不可避免杂质。

3.如权利要求1或2所述的一种大线能量焊接性能优异的钢板，其特征在于，所述钢板的母材抗拉强度≥510 MPa，在焊接线能量为200~400kJ/cm焊接条件下，钢板的焊接热影响区在-40℃的平均夏比冲击功在100J以上。

4.如权利要求1或2所述一种大线能量焊接性能优异的钢板的制造方法，其特征是，包括如下步骤：

1）冶炼、铸造：

按所述钢板成分冶炼、精炼及铸造成铸坯；

2）轧制：

将铸坯加热到1050~1250℃，初轧温度高于930℃，初轧累计压下率大于30%；精轧温度小于930℃，精轧累计压下率大于30%；

3）冷却：

采用1~30℃/s的冷却速度将钢板表面温度从750℃以上冷却至300~550℃。

5.如权利要求4所述一种大线能量焊接性能优异的钢板的制造方法，其特征是，步骤1）所述铸造采用连铸。

6.如权利要求4或5所述一种大线能量焊接性能优异的钢板的制造方法，其特征是，所述钢板的母材抗拉强度≥510 MPa，在焊接线能量为200~400 kJ/cm焊接条件下，钢板的焊接热影响区在-40℃的平均夏比冲击功在100 J以上。