一种大线能量焊接热影响区韧性优异的钢板及其制造方法 |
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| 申请号 | CN202410187081.4 | 申请日 | 2024-02-20 | 公开(公告)号 | CN117737596A | 公开(公告)日 | 2024-03-22 |
| 申请人 | 上海大学; | 发明人 | 杨健; 张玉旗; 张银辉; 李婷婷; 陈妍利; | ||||
| 摘要 | 一种大线 能量 焊接 热影响区韧性优异的 钢 板及其制造方法，属于焊接用钢板制造技术领域；所述钢板成分 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 0.001~0.015%，Mg 0.0005~0.004%，N 0.001~0.006%，Al 0.004~0.036%，B 0.0005~0.005%，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：1 密度 大于2.0×107个/mm3，粒径小于30nm析出物所占全部析出物的 体积密度 比例大于80%，全部析出物平均粒径小于25nm。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种大线能量焊接热影响区韧性优异的钢板，其化学成分质量百分比为： |
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| 说明书全文 | 一种大线能量焊接热影响区韧性优异的钢板及其制造方法技术领域[0001] 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热影响区韧性优异的钢板及其制造方法。 背景技术[0002] 随着机械工程结构，如超大型船舶与海洋平台、大跨度桥梁，长距离石油和天然气输送管线等的发展，人们对钢铁材料的性能要求越来越高。近年来，板厚50mm以上，母材的抗拉强度≥510MPa级的钢材已经大量使用。为了提高这些厚钢板的焊接效率，已经开发了以气电立焊、电渣焊为代表的大线能量、单道次焊接方法。这些大线能量焊接方法，可以大幅度提高焊接效率，缩短焊接工时，降低制造成本，降低焊接工人的劳动强度。 [0003] 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。 [0004] 提高厚钢板大线能量焊接性能一般有两种有效措施。 [0005] 一是细化焊接热影响区的奥氏体晶粒。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。可以发挥钉扎作用的粒子必须同时具备在钢材中的分散性和焊接高温下的稳定性这两种特性。 [0006] 二是在焊接冷却从奥氏体到铁素体的相变过程中促进晶内针状铁素体的形成。对比促进晶内针状铁素体形成的方法，细化焊接热影响区奥氏体晶粒的方法，其效果更加直接、有效。因此，对钢材中纳米析出物的成分、粒径和数量进行合理的控制，抑制奥氏体晶粒长大，成为提高厚钢板大线能量焊接性能的关键。 发明内容[0008] 本发明的目的在于提供一种大线能量焊接热影响区韧性优异的钢板及其制造方法，该钢板板厚50 70mm，母材抗拉强度≥510MPa，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；该钢板可以应用于造船、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。 [0009] 为达到上述目的，本发明的技术方案是：一种大线能量焊接热影响区韧性优异的钢板，其化学成分质量百分比为： 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 0.015%， ~ Mg：0.0005 0.004%， ~ N：0.001 0.006%， ~ Al：0.004 0.036%， ~ B：0.0005 0.005%， ~ O：0.0005 0.004%， ~ Ca≤0.005%， REM≤0.02%， 余量包含Fe和其它不可避免杂质；且，需同时满足： [OTi]=［O］‑0.89［Al］‑0.4［Ca］‑0.66［Mg］‑0.17［REM］； 当[OTi]>0时，与N结合的有效[Ti]=［Ti］‑2［OTi］； 当[OTi]<0时，与N结合的有效[Ti]=［Ti］； 1<有效[Ti]/[Nb]<8； 钢板中自由Nb含量＜ ‑0.03%； 钢板中自由Nb含量=［Nb］‑0.76［C］‑0.66（［N］‑0.03［Ti］‑0.05［Al］）； 其中，［ ］表示元素的质量百分比； 7 3 焊接热影响区中粒径小于50nm析出物的体积密度大于2.0×10个/mm ，粒径小于 30nm析出物所占全部析出物的体积密度比例大于80%，全部析出物的平均粒径小于25nm；所述钢板厚度为50 70mm。 ~ [0010] 进一步，余量为Fe和不可避免杂质。 [0011] 本发明所述厚钢板的母材抗拉强度≥510MPa，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。 [0012] 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，本发明控制C含量的上限为0.09%。 [0013] 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。本发明控制Si含量范围为0.10 0.30%。~ [0014] 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%。 [0015] 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%。 [0016] Al，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0.036%。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0.004%。 [0017] 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。 [0018] 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%。 [0019] 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%。 [0020] B，通过提高钢材的淬透性，可以提高钢材的强度。但是含量过高时将导致淬透性显著上升，降低母材的韧性，其上限是0.005%。 [0021] 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%。 [0022] 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%。 [0023] 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0.0005‑0.004%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0.004%，Mg的作用已经饱和，同时增加了Mg的蒸发损失和氧化损失。 [0024] REM，REM的添加可以改善硫化物的形态，同时含REM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。但是，当REM的含量大于0.02%，将生成部分粒径大于5μm的夹杂物，降低母材和焊接热影响区的冲击韧性。因此，REM含量的上限为0.02%。 [0025] 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0.015%。 [0026] 基于脱氧元素与O元素的结合能力，可以获得与钛结合的有效氧含量OTi。由于REM、Mg、Ca、Al与O的结合能力强于Ti与O的结合能力，O元素与REM、Mg、Ca、Al结合，其脱氧产物分别为REM2O3、MgO、CaO、和Al2O3，以上元素与钢中的氧结合后，钢中剩余的O含量将与Ti结合，由于含Ti氧化物在诱导针状铁素体形成上具有重要作用，将该部分氧含量定义为与Ti结合的有效氧含量［OTi］：［OTi］=［O］‑0.89［Al］‑0.4［Ca］‑0.66［Mg］‑0.17［REM］。 [0027] 钢中的Ti可以与O结合，也可以与N结合，与O结合剩下的Ti可以定义与N结合的有效Ti含量如下：当［OTi］>0时，与N结合的有效[Ti]=［Ti］Ti‑2［OTi］； 当［OTi］<0时，与N结合的有效[Ti]=［Ti］； 其中，［ ］表示元素的质量百分比。 [0028] 本发明通过大量的实验研究发现，在Mg脱氧的氧化物冶金钢板制备中，Nb含量的控制非常重要。当有效[Ti]/[Nb]比值小于1时，钢中生成的TiN粒子数量不足，对奥氏体晶粒钉扎作用较弱，降低焊接热影响区韧性；同时含Ti钢中添加过量的Nb后形成的复合(Ti, Nb)(C, N)颗粒的高温稳定性降低，降低了含Ti析出物对于奥氏体晶粒的钉扎作用。当有效[Ti]/[Nb]比值大于8时，钢中出现大量TiN粒子的同时，TiN粒子会发生粗化，失去钉扎作用，甚至成为裂纹的起点；过量的Ti还会与C结合生成TiC，也容易成为裂纹的起点。因此，本发明限制有效［Ti］/［Nb］的比值为1 8之间。~ [0029] 由于钢中的Nb可以与N和C结合，根据化学反应物质平衡计算，与C结合的Nb含量为0.76C。钢中的N可以与钢中的Ti、Al和Nb结合，根据化学反应物质平衡计算，与钢中Nb结合的N含量为［N］‑0.03［Ti］‑0.05［Al］，这部分N结合的Nb含量为0.66（［N］‑0.03［Ti］‑0.05［Al］）。所以，钢板中与N和C结合剩余的自由Nb量=［Nb］‑0.76［C］‑0.66（［N］‑0.03［Ti］‑0.05［Al］）。 [0030] 本发明通过大量的实验研究发现，当钢中自由Nb含量较高时，会导致TiN粒子转变为(Ti,Nb)(C,N)，降低了TiN粒子的高温稳定性，对奥氏体晶粒钉扎作用变弱，因此钢中的自由Nb含量必须小于‑0.03%。 [0031] 本发明确定了析出物的成分和体积密度。采用碳膜复型的方法，提取了钢中的纳米析出物，采用TEM对50个视场中纳米粒子进行统计分析。本发明通过大量的试验研究发7 3 现，当焊接热影响区中小于50nm析出物的体积密度小于2.0×10个/mm时，钢中析出的纳米粒子数量不足，钉扎作用大大下降；当小于30nm析出物所占全部析出物的体积密度比例小于80%时，小粒径纳米粒子占比较少，而大粒径纳米粒子无法起到钉轧作用，使奥氏体晶粒长大速率提高；当析出物的平均粒径大于25nm时，析出物粒子平均粒径过大会大幅降低对奥氏体晶界的钉轧作用，提高奥氏体生长速率。因此，焊接热影响区中小于50nm析出物的体 7 3 积密度要大于2.0×10 个/mm，小于30nm析出物所占全部析出物的体积密度比例要大于 80%，全部析出物的平均粒径要小于25nm。 [0032] 当不满足本发明条件时，TiN颗粒转变为(Ti, Nb)(C, N)颗粒或(Nb, Ti)N颗粒，使焊接热影响区（HAZ）的颗粒粒径更加粗大，或者微细颗粒加速固溶，降低了微细颗粒的数量密度，导致高温下颗粒钉扎力的降低和奥氏体晶粒长大速率的提高。同时，满足本发明条件时，可以抑制高温下奥氏体晶粒的长大，在常温下的焊接热影响区，促进形成细小、韧性较好的多边形铁素体组织，提高了焊接热影响区低温韧性。 [0033] 本发明所述的大线能量焊接热影响区韧性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℃。 ~ ~ [0034] 优选的，步骤1）所述铸造采用连铸。 [0035] 与现有技术相比，本发明的有益效果：本发明采取本发明规定的成分设计和夹杂物控制技术，通过对于钢中有效［Ti］/［ Nb］比值和钢板中自由Nb量进行合理控制，同时控制焊接热影响区中小于50 nm析出物的体 7 3 积密度大于2.0×10 个/mm，小于30 nm析出物所占全部析出物的体积密度比例大于80%，全部析出物的平均粒径小于25 nm，这有利于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。 [0036] 本发明所制造的钢板厚度规格为50 70mm，母材抗拉强度≥510 MPa，在焊接线能~量为200~400kJ/cm的焊接条件下，焊接热影响区vE‑40≥100 J，具有良好的大线能量焊接性能。 附图说明 [0037] 图1为本发明实施例3的焊接热影响区金相组织照片；图2为对比例1的焊接热影响区金相组织照片。 具体实施方式[0038] 下面结合实施例对本发明做进一步说明。 [0039] 表1、表2为实施例和对比例的化学成分，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。 [0040] 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。 [0041] 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。 [0042] 在对比例1中，钢材中Nb、N、O、有效［Ti］/［Nb］、自由Nb量均不满足本发明所规定的要求。对比例1中析出物的体积密度、小于30nm析出物所占的比例、小于30nm析出物所占全部析出物的体积密度比例、析出物平均粒径均不满足本发明所规定的要求。 [0043] 在对比例2中，钢中Nb、Mg、有效［Ti］/［Nb］、钢板中自由Nb量均不满足本发明所规定的要求。对比例2中析出物的体积密度、小于30nm析出物所占全部析出物的比例、析出物平均粒径不满足本发明所规定的要求。 [0044] 结合表5可见，对比例1、2的低温冲击韧性值均小于厚板低温冲击韧性的船级社标准46J。 [0045] 图1、图2分别是实施例3和对比例1的焊接热影响区金相组织的对比图。 [0046] 如图1所示，在实施例3中焊接热影响区组织主要由细小块状多边形铁素体（PF）和针状铁素体（IAF）组成，且块状多边形铁素体间铁素体基体中存在由条状或块状碳化物团簇组成的退化珠光体（DP），即退化珠光体团簇（DP Cluster）。 [0047] 而对比例1中焊接热影响区组织明显粗化，如图2所示，含有贝氏体铁素体（IBF）、侧板条铁素体（FSP）和晶界铁素体（GBF）等脆性组织，铁素体板条间存在条状退化珠光体或退火珠光体薄膜（DP film）。 [0048] .通过本发明实施例3和对比例1的组织对比可以发现，使用本发明的实施例钢组织主要由韧性组织组成，而对比例中生成的大量脆性组织会大大降低钢材焊接热影响区的韧性。 [0049] 综上所述，本发明采取合适的成分设计，通过对于钢中有效［Ti］/［Nb］的比值，钢中自由Nb量进行合理控制，同时控制钢中纳米析出物的体积密度和平均粒径，这有利于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。 [0050] 本发明所制造的钢板的厚度规格为50 70mm，母材抗拉强度≥510MPa，在焊接线能~量为200~400kJ/cm焊接条件下，焊接热影响区具有vE‑40≥100 J良好的大线能量焊接性能。 本发明可用于船舶、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。 [0051] 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。 [0052] [0053] [0054] [0055] [0056] |
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