CN110317994A - 一种高热输入焊接用超高强度钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种高热输入焊接用超高强度钢及其制造方法，该钢化学成份重量百分比为：0.04％≤C≤0.12％，0.05％≤Si≤0.30％，0.60％≤Mn≤1.30％，P≤0.015％，S≤0.0040％，0.10％≤Cr≤1.50％，0.8％≤Ni≤2.0％，0.05％≤Mo≤0.40％，0.1％≤Cu≤0.50％，0.01％≤Al≤0.06％，0.005％≤Ti≤0.05％，0.01％≤V≤0.04％，0.0005％≤B≤0.0025％，0.0010％≤Ca≤0.0045％，0.0030％≤N≤0.0060％，其余为Fe以及不可避免的杂质，且需满足：0.8％≤C+Mn≤1.4％，0.40％≤Ceq≤0.50％，0.17％≤Pcm≤0.24％，1.5≤Ca/S≤4.0，2≤Ti/N≤4。该钢具有高强度、高韧性和大厚度的同时，具有优异的焊接性能和抗冷裂纹敏感性。

Description

一种高热输入焊接用超高强度钢及其制造方法

技术领域

本发明属于高强度低合金钢制造领域，涉及一种高热输入焊接用超高强度钢及其制造方法。

背景技术

海洋平台是开采海底石油及天然气资源的重要载体，随着海洋开发向深海迈进，海洋平台也向大型化和高层化的方向发展。由于海洋平台工作环境恶劣，且支撑数百吨重的钻井设备，要求其建造用钢具有高强度、高韧性、良好的焊接性、抗疲劳、抗起裂、耐腐蚀等性能。焊接是船舶及海洋工程结构制造的关键环节，焊接工时占整个造船总周期的20～35％，焊接成本约占船舶制造成本的17％。随着船板强度级别的提高和厚度的增加，开发高焊接热输入钢板和大线能量焊接方法以降低焊接劳动强度、降低造船成本、提高焊接效率成为钢铁和船舶行业的共同目标。

现有屈服强度≥460MPa，抗拉强度在≥600MPa的海洋工程用钢主要采用控轧控冷工艺及正火工艺生产交货。其中，采用正火工艺生产，钢板碳含量及碳当量均较高，母材冲击性能差，且易出现焊接冷裂纹；采用控轧控冷工艺，钢板可在较低的碳含量及碳当量下，获得母材性能优异的钢材，但对于此级别的大厚度钢板容易出现焊接软化，且钢板心部性能不能保证。

中国专利CN105296855A公开了一种可大线能量焊接的海洋平台用钢及制备方法，通过对V、Ti、N三者之间的匹配进行控制，并通过控轧控冷工艺，在钢中形成富钒的(V、Ti)(C，N)和V(C、N)粒子，且粒子个数不小于80％，钢板最大热输入达到150kJ/cm。但钒的碳氮化物固溶温度低，在焊接加热过程中很难起到抑制晶粒长大的作用，此外钢板强度级别较低，屈服强度只有360MPa，不能满足目标要求。且在炼钢过程中需加入氧化物冶金元素Mg，在钢种易形成大颗粒夹杂，影响母材性能，且镁在现场不宜保存，易引起安全问题。

由于海洋工程物服役条件的严酷性，海洋工程用钢在具有高强度、高韧性和大厚度的同时，还应该具有优异的焊接性能。可进行大线能量焊接对于提高建造效率具有重要意义，但提高焊接线能量带来的热影响区冲击韧性降低问题需亟待解决。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高热输入焊接用超高强度钢及其制造方法，该钢在高热输入焊接条件下具有优异焊接接头性能，使钢板具有高强度、高韧性和大厚度的同时，具有优异的焊接性能，可作为超高强度海洋工程用钢。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种高热输入焊接用超高强度钢，其化学成份重量百分比为：0.04％≤C≤0.12％，0.05％≤Si≤0.30％，0.60％≤Mn≤1.30％，P≤0.015％，S≤0.0040％，0.10％≤Cr≤1.50％，0.8％≤Ni≤2.0％，0.05％≤Mo≤0.40％，0.1％≤Cu≤0.50％，0.01％≤Al≤0.06％，0.005％≤Ti≤0.05％，0.01％≤V≤0.04％，0.0005％≤B≤0.0025％，0.0010％≤Ca≤0.0045％，0.003％≤N≤0.006％，其余为Fe以及不可避免的杂质，且上述元素同时需满足如下关系：0.8％≤C+Mn≤1.4％，0.40％≤C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.50％，1.5≤Ca/S≤4.0，2≤Ti/N≤4，0.17％≤Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B≤0.24％。

进一步，所述高热输入焊接用超高强度钢的屈服强度≥460MPa，抗拉强度≥600MPa，延伸率≥26％，-40℃下冲击功≥150J，150kJ/cm焊接热输入下焊接接头-40℃下冲击功≥100J。

本发明所述厚规格高强钢的化学成份的限定理由如下：

碳(C)：C溶解在钢中形成间隙固溶体，起固溶强化的作用，与强碳化物形成元素形成碳化物析出，则起到沉淀强化的作用，且C能够提高钢的淬透性。但太高的C对钢的延性、韧性、止裂性能和焊接性能不利，同时降低Nb、V等微合金化元素的固溶，影响析出强化效果，也会降低B的淬透性效果。因此，本发明钢中C含量控制在0.04～0.12％。

硅(Si)：Si是炼钢常用的脱氧剂，本专利采用AlSi脱氧，钢中材料一定的Si元素，同时具有一定的固溶强化作用，但过多的Si会引起钢板表面裂纹，因此，本发明Si含量控制在0.05～0.3％之间。

锰(Mn)：Mn是低合金高强钢种最基本的合金元素，通过固溶强化提高钢的强度，以补偿钢中因C含量降低而引起强度损失。Mn还是扩大γ相区的元素，可降低钢的γ→α相变温度，有助于获得细小的相变产物，可提高钢的韧性及止裂性能。Mn含量太高时，对于特厚规格的钢种而言，易在钢板中心位置产生偏析，降低中心部位的低温韧性。因此，本发明钢中Mn含量为0.60～1.30％。

硫(S)、磷(P)：S、P是不可避免的有害杂质元素，易形成偏析、夹杂等缺陷，恶化钢板的焊接性能、冲击韧性和抗HIC性能。因此，本发明中厚规格海洋平台用钢及其生产方法中控制P≤0.015％、S≤0.0040％，且须通过Ca处理夹杂物改性技术，使夹杂物形态球化且分布均匀，减少其对韧性和腐蚀性的影响。

钛(Ti)：Ti是强的固N元素，Ti/N的化学计量比为3.42，利用0.02％左右的Ti就可固定钢中60ppm以下的N，在板坯连铸时可形成细小的高温稳定的TiN析出相。这种细小的TiN粒子可有效地阻碍板坯再加热时的奥氏体晶粒长大，有助于提高Nb在奥氏体中的固溶度。对于特厚钢板而言，适量的Ti含量，有利于形成稳定的TiN粒子，在焊接时起到抑制热影响区晶粒长大，改善焊接热影响区的冲击韧性的作用。因此，本发明中Ti含量控制在0.005～0.05％。

钒(V)：V通过与C和N形成VN或V(CN)微细析出粒子，对钢的强化做出贡献。同时，V有利于提高调质后硬度的稳定性。但如含量太高，则成本增加显著。因此，本发明中V含量控制在0.01～0.04％。

铬(Cr)：Cr是提高钢的淬透性的重要元素，因此对于特厚规格的钢板而言，需添加较高的Cr提高淬透性以弥补厚度带来的强度损失，提高钢的强度，改善厚度方向上性能的均匀性。Cr可以抑制先共析铁素体及珠光体的转变，有利于获得针状铁素体组织。但太高的Cr和Mn同时加入钢中，会导致低熔点Cr-Mn复合氧化物形成，在热加工过程中形成表面裂纹，同时会严重恶化焊接性能。因此，本发明中Cr含量控制在0.10～1.50％。

钼(Mo)：Mo是提高淬透性的元素，作用仅次于Mn，因此能有效提高强度；Mo可以抑制先共析铁素体及珠光体的转变，有利于获得针状铁素体组织。但是，随Mo含量的增加，钢的屈服强度提高，因此太高的Mo有损塑性。因此，本发明中Mo含量在0.05～0.40％。

镍(Ni)：Ni是提高材料低温韧性的元素。加入适量的Ni元素，降低晶体的层错能，有利于位错的滑移运动，改善材料的冲击韧性，尤其是特厚板中心部位的冲击韧性，并可提高钢板的止裂性能。Ni可以提高Mo的淬透性效果。但Ni含量太高时，板坯表面易生成黏性较高的氧化铁皮，难以去除，影响钢板的表面质量和疲劳性能；同时太高的Ni含量，不利于特厚板的焊接。因此，本发明中Ni含量控制为0.8～2.0％。

铜(Cu)：适当提高钢的淬透性，并可以提高钢的抗大气腐蚀能力。但是过高的Cu会恶化钢的焊接性能，因此，本发明中Cu含量控制在0.1～0.50％。

硼(B)：B主要是提高钢的淬透性，保证钢的力学性能。一般认为B含量小于0.0025％时，其效果最好。并且，其能够发挥作用的前提是必须固溶于钢中，Mo、Ti的添加有助于提高B的淬透性效果。因此，为了获得良好的淬透性效果，本发明限定B含量在0.0005～0.0025％。

铝(Al)：Al是为了脱氧而加入钢中的元素，脱氧完全后，降低材料中的O含量，改善时效性能；此外，适量的Al有利于细化晶粒，改善钢材的强韧性能。因此，本发明中Al含量控制为0.01～0.06％。

氮(N)：N在钢中可形成Nb、V、Ti的碳氮化物和氮化物，影响钢板在轧制过程中的再结晶行为，同时可抑制焊接热影响区奥氏体晶粒的长大，促进晶内针状铁素体形核，改善焊接热影响区韧性。但当钢中N含量增多时，会增加淬硬组织形成倾向和钢板的时效脆性。因此，本发明控制钢中N含量为0.003～0.006％。

钙(Ca)：通过Ca处理可以控制硫化物的形态，改善钢板的各向异性，提高低温韧性，其含量少于0.001％时没有效果，而超过0.006％则会产生许多CaO、CaS，并形成大型夹杂物，对钢的韧性造成损害，甚至影响钢的焊接性能。所以，本发明控制Ca含量≤0.0045％。

本发明控制0.8％≤C+Mn≤1.4％：C、Mn是重要的强化元素，且也是易中心偏析元素，C+Mn含量过高时，中心偏析严重，不仅影响大线焊接时热影响区心部性能，甚至影响母材心部冲击韧性；含量过低时，不能满足目标强度性能，或者需大量加入合金元素补偿强度缺失，提高产品成本，降低市场竞争力。

本发明控制0.40％≤Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.50％的理由：碳当量Ceq(C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15)是影响钢板强韧性能及焊接性能的重要指标，Ceq过低时，钢板强度容易低于目标要求，尤其对于50-90mm钢板，钢板强度基本不能保证。Ceq过高时，合金强度容易超标，且容易引起中心偏析，恶化钢板心部性能。

本发明控制0.17％≤Pcm≤0.24％的理由：钢板冷裂纹敏感性系数Pcm是评价钢板焊接时冷裂性能的重要指标，Pcm值过高时，钢板焊接冷却后易形成焊接冷裂纹。Pcm过低时，钢板强度达不到本专利目标性能。本发明Pcm值的设计既能保证钢板强韧性能，又可保证钢板具有良好的抗冷裂纹敏感性。

本发明控制1.5≤Ca/S≤4.0的理由：对MnS等夹杂物进行变形，改善钢板的塑性和低温冲击韧性，提高焊接热影响区冲击韧性。

本发明控制2≤Ti/N≤4的理由：控制Ti/N，使钢种形成细小弥散的TiN颗粒，在板坯加热、热处理加热及焊接过程中控制奥氏体晶粒尺寸长大，同时提高钢板的强度和韧性。

本发明所述高热输入焊接用超高强度钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述化学成分进行冶炼、铸造；

2)加热

加热采用四阶段控制：预热段温度为≤550℃，加热I段温度为500～1000℃，加热II段温度为900～1170℃，均热段温度为1130～1170℃，控制均热段时间＜45min，总在炉时间≤350min；

3)轧制

钢板出炉后进行粗轧，控制开轧温度为1050～1100℃，终轧温度≥950℃，道次压下率≥10％，轧制累计压下率≥66％；

4)淬火

淬火温度为900～930℃，淬火保温时间按0.5～1min/mm控制，总保温保温时间≤45min；

5)冷却

淬火后立即水冷，入水前钢板温降≤10℃，钢板冷至50℃以下出水，控制冷速≥30℃/s；

6)回火

回火温度为660～700℃，回火保温时间按0.5～1.5min/mm控制；回火处理后，空冷至室温。

进一步，步骤2)加热过程中钢板上下表面温度之差控制在30℃以内。

本发明的制造工艺中：

步骤2)中，加热采用四阶段控制，使板坯最终加热温度控制在1130～1170℃之间，以保证合金、微合金元素充分固溶及均匀化，并在随后的轧制过程中析出碳氮化物，或形成所需的物相，并提高钢的淬透性。若加热温度过低，合金及微合金元素不能充分固溶，会在钢板中形成粗大析出物，影响钢板力学及焊接性能；若加热温度过高，奥氏体晶粒会过于长大，同样降低钢板的力学及焊接性能。

步骤2)中，加热过程中控轧钢板上下表面温度之差控制在30℃以内，并配合均匀轧制技术，降低钢板内应力，避免出现边部裂纹，同时有利于防止焊接变形及开裂，降低焊接冷裂敏感性。

步骤2)中，控制总在炉时间不大于350min，均热段时间小于45min，可防止钢板晶粒在高温下的过分长大，提升钢板的强韧性能和焊接性能。

步骤3)中，将粗轧开轧温度控制在1050～1100℃之间，轧制需采用大压下工艺，道次压下率不小于10％，采用大压下，使钢板中心充分变形，保证钢板中心致密程度，对于提高钢板中心的冲击性能及焊接冲击性能具有重要作用；终轧温度控制在950℃以上，这主要是为了确保钢板在奥氏体再结晶区轧制，使钢板在奥氏体区进行反复再结晶，细化奥氏体晶粒；轧制累计压下率≥66％，目的是为了使钢板充分变形，晶粒细化，尤其是确保钢板心部变形充分，获得均一的组织。

步骤4)淬火处理中，淬火温度控制在900～930℃之间，主要保证钢的完全奥氏体化。若淬火温度过高，碳化物等析出物开始固溶，奥氏体晶粒粗化，钢的淬透性提高，韧性却大幅度降低。若淬火温度太低，则钢板不能完全奥氏体化，会降低钢板强韧性能。

淬火后立即水冷，入水前钢板温降不大于10℃，钢板冷至50℃以下出水，冷速控制在30℃/s以上，以获得马氏体组织，控制钢板硬度在240HV10～300HV10之间。

淬火、水冷之后，需要进行回火热处理，但回火温度不能过高，以免强度降低过多，同时，回火温度也不能过低，以免钢的低温韧性不足。为此，将回火温度设定为660～700℃，可以获得晶粒尺寸细小的索氏体组织，使钢具有良好的强韧性。

本发明针对船舶及海洋工程建设中提高生产效率的要求，采用合理的成分设计和轧制热处理工艺，开发最大厚度90mm的满足150kJ/cm焊接热输入的高强度海洋工程用钢，具有良好的焊接接头低温冲击性能和抗冷裂纹敏感性能，在-40℃下，焊接接头冲击功≥100J/cm²，可实现150kJ/cm线能量的焊接热输。

本发明的有益效果：

1)本发明在成分设计方面提高了Cr、Ni等元素含量，并控制碳当量Ceq在0.40～0.5％范围内、0.8％≤C+Mn≤1.4％、1.5％≤Ca/S≤4.0％，将钢板屈服强度提高至460MPa以上，抗拉强度提高至600MPa以上，同时显著提高焊接接头低温冲击性能，与现有屈服强度460MPa海洋工程用钢相比，本发明钢板的焊接线能量从不足50kJ/cm提高至150kJ/cm，极大的提高焊接效率。

2)本发明采用调质工艺生产即避免了TMCP钢焊接软化及内应力大的问题，又避免了正火工艺钢板合金含量高、焊接性差的问题。本发明成分中不添加Mg、REM，与氧化物冶金工艺相比，炼钢过程不需对氧位进行精确控制以加入Ca、Mg、ReM等强氧化物形成元素，冶炼工艺窗口大，工艺流程顺畅，大大降低工艺成本。

3)本发明制造的钢板在150kJ/cm大线能量热输入条件下，满足-40℃的冲击韧性要求，具体是钢板热影响区-40℃冲击功≥100J，具有优异的低温冲击韧性，可满足极地等极寒区域海洋工程建设要求。

4)本发明可生产厚度规格在≤90mm的船舶及海洋工程结构用钢板，钢的屈服强度≥460MPa，抗拉强度≥600MPa，延伸率≥26％，-40℃下母材冲击功≥150J，150kJ/cm焊接热输入下焊接接头-40℃下冲击功≥100J，钢板在高强度、高韧性和大厚度的同时，具有优异的焊接性能。生产的厚钢板，可用于船舶及海洋工程结构的关键构件，符合我国当前对船舶及海洋工程装备用钢的发展需求，具有广阔的应用前景。

附图说明

图1为本发明实施例1钢板淬火及回火后的微观组织。

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。

按照本发明钢化学成份要求，设计了6种不同的化学成分，并结合合适的生产工艺，以制造不同厚度规格的钢板，具体化学成份见表1，实施工艺见表2，采用上述不同的实施工艺进行控制轧制及热处理，并对成品板进行拉伸、冲击及焊接热模拟冲击性能检测到的性能结果如表3所示。

制造工艺流程为：

TDS铁水深度脱硫→转炉冶炼→LF→RH(喂Si－Ca丝)→连铸→板坯定尺火切→加热→轧制→钢板缓冷→淬火(Q)→回火(T)→AUT/MUT→钢板切边、切头尾→取样与性能验测→切定尺钢板→表面质量和外观尺寸、标识及检测→出厂。

图1所示为本发明实施例1的钢板显微组织照片，由图1可知，本发明钢板的显微组织为回火马氏体。

由表3可知，本发明制造的钢板的屈服强度≥460MPa，抗拉强度≥00MPa，延伸率≥26％，-40℃下冲击功≥150J，150kJ/cm热输入下冲击功(-40℃)≥100J，具有高强度、优良的低温韧性的同时，还具有良好的焊接接头冲击性能，同时具有良好的抗冷裂纹敏感性。

Claims (5)

1.一种高热输入焊接用超高强度钢，其化学成份重量百分比为：0.04％≤C≤0.12％，0.05％≤Si≤0.30％，0.60％≤Mn≤1.30％，P≤0.015％，S≤0.0040％，0.10％≤Cr≤1.50％，0.8％≤Ni≤2.0％，0.05％≤Mo≤0.40％，0.1％≤Cu≤0.50％，0.01％≤Al≤0.06％，0.005％≤Ti≤0.05％，0.01％≤V≤0.04％，0.0005％≤B≤0.0025％，0.0010％≤Ca≤0.0045％，0.0030％≤N≤0.0060％，其余为Fe以及不可避免的杂质，且上述元素同时需满足如下关系：0.8％≤C+Mn≤1.4％，0.40％≤C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.50％，0.17％≤Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B≤0.24％，1.5≤Ca/S≤4.0，2≤Ti/N≤4。

2.根据权利要求1所述的高热输入焊接用超高强度钢，其特征在于，所述高热输入焊接用超高强度钢的屈服强度≥460MPa，抗拉强度≥600MPa，延伸率≥26％，-40℃下冲击功≥150J，150kJ/cm焊接热输入下焊接接头-40℃冲击功≥100J。

3.根据权利要求1或2所述的高热输入焊接用超高强度钢的制造方法，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按权利要求1所述的化学成分进行冶炼、铸造；

2)加热

加热采用四阶段控制：预热段温度为≤550℃，加热I段温度为500～1000℃，加热II段温度为900～1170℃，均热段温度为1130～1170℃，控制均热段时间＜45min，总在炉时间≤350min；

3)轧制

钢板出炉后进行粗轧，控制开轧温度为1050～1100℃，终轧温度≥950℃，道次压下率≥10％，轧制累计压下率≥66％；

4)淬火

淬火温度为900～930℃，淬火保温时间按0.5～1min/mm控制，总保温时间≤45min；

5)冷却

淬火后立即水冷，入水前钢板温降≤10℃，钢板冷至50℃以下出水，控制冷速≥30℃/s；

6)回火

回火温度为660～700℃，回火保温时间按0.5～1.5min/mm控制；回火处理后，空冷至室温。

4.根据权利要求3所述的高热输入焊接用超高强度钢的制造方法，其特征在于，步骤2)加热过程中钢板上下表面温度之差控制在30℃以内。

5.根据权利要求3或4所述的高热输入焊接用超高强度钢的制造方法，其特征在于，所述高热输入焊接用超高强度钢的屈服强度≥460MPa，抗拉强度≥600MPa，延伸率≥26％，-40℃下冲击功≥150J，150kJ/cm焊接热输入下焊接接头-40℃下冲击功≥100J。