一種低碳當(dāng)量可大線能量焊接用厚鋼板及其制造方法
【專利摘要】一種低碳當(dāng)量可大線能量焊接用厚鋼板及其制造方法，包括如下步驟：1)冶煉、鑄造，其成分重量百分比為：C 0.045～0.07％，Si 0.10～0.30％，Mn 1.3～1.6％，P≤0.015％，S 0.001～0.01％，Ni 0.2～0.4％，Ti 0.005～0.035％，Mg 0.0005～0.01％，N 0.001～0.01％，B 0.0005～0.005％，Al≤0.05％，Ca≤0.005％，REM≤0.02％，其余Fe和不可避免雜質(zhì)；且，還含Nb≤0.03％或Cr≤0.2％中一種以上元素；2≤Ti/N≤6，Mg/(Al+Ti)≥0.024，Ceq：0.32％～0.36％，Bef：0.0005～0.005％；2)軋制；3)冷卻。本發(fā)明通過對直徑≥1μm的微米夾雜物的(Mg+Ca)/(Al+Ti)比和面密度，對直徑0.1-1μm的亞微米夾雜物的(Mg+Ca)/(Al+Ti)比和面密度進(jìn)行控制，對于板厚50～70mm，母材抗拉強(qiáng)度≥510MPa級的鋼板，進(jìn)行焊接線能量為200～400kJ/cm的焊接，焊接熱影響區(qū)-40℃的平均夏比沖擊功達(dá)到100J以上。
【專利說明】一種低碳當(dāng)量可大線能量焊接用厚鋼板及其制造方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及焊接用厚鋼板制造領(lǐng)域，特別涉及一種低碳當(dāng)量可大線能量焊接用厚 鋼板及其制造方法。對于板厚為50?70mm，母材抗拉強(qiáng)度> 510MPa級的鋼板，在焊接線能 量為200?400kJ/cm的條件下，鋼板的焊接熱影響區(qū)具有良好的沖擊韌性，-40°C的平均夏 比沖擊功在100J以上。該厚鋼板可以作為焊接結(jié)構(gòu)材料應(yīng)用于船舶、建筑和海洋構(gòu)造物等 領(lǐng)域。

【背景技術(shù)】
[0002] 近年來，隨著造船、建筑、壓力容器、石油天然氣管線及海洋平臺等焊接構(gòu)造物的 大型化，日益要求改善厚鋼板的大線能量焊接性能，這樣可以提高焊接效率，縮短制造工 時，降低制造成本。
[0003] 經(jīng)過大線能量焊接后，焊接熱影響區(qū)鋼材的組織結(jié)構(gòu)遭到破壞，奧氏體晶粒明顯 長大，容易形成粗晶區(qū)。在粗晶區(qū)導(dǎo)致脆化的組織是冷卻過程中形成的側(cè)板條鐵素體、上貝 氏體，粗大的晶界鐵素體以及在晶界鐵素體近傍形成的珠光體，在側(cè)板條鐵素體的板條間 形成的碳化物島狀馬氏體-奧氏體組元等。隨著焊接線能量的增加，原奧氏體晶粒粒徑變 大，側(cè)板條鐵素體和上貝氏體組織更加發(fā)達(dá)，晶界鐵素體的尺寸也相應(yīng)增大，焊接熱影響區(qū) 的夏比沖擊功將顯著降低，這降低了焊接熱影響區(qū)的韌性。
[0004] 在大線能量焊接條件下，為了改善厚鋼板焊接熱影響區(qū)的低溫韌性，前人進(jìn)行了 大量的研究工作。如日本專利JP5116890(金沢正午、中島明、岡本健太郎、金谷研：大入熱 溶接用高張力鋼材製品製造方法，JP5116890,1976. 5. 28。）中揭示了在鋼材的成分設(shè)計中， 添加一定量的Ti、N，利用TiN粒子可以抑制焊接熱影響區(qū)韌性的劣化，焊接線能量可以提 高到50kJ/cm。但是當(dāng)焊接線能量達(dá)到200kJ/cm以上時,在焊接過程中，焊接熱影響區(qū)的溫 度將高達(dá)1400°C，TiN粒子將部分發(fā)生固溶或者長大，其抑制焊接熱影響區(qū)晶粒長大的作 用將部分消失，這樣將導(dǎo)致焊接熱影響區(qū)韌性劣化。因此，僅僅利用微細(xì)粒子TiN的鋼材， 難以提高厚鋼板的大線能量焊接性能。
[0005] 利用鈦的氧化物也可以提高鋼材大線能量焊接熱影響區(qū)的韌性。這是因為鈦的氧 化物在高溫下穩(wěn)定，不易發(fā)生固溶。同時鈦的氧化物可以作為鐵素體的形核核心發(fā)揮作用， 細(xì)化鐵素體晶粒，并且形成相互間具有大傾角晶粒的針狀鐵素體組織，有利于改善焊接熱 影響區(qū)的韌性。該方法在日本專利JP517300(小池允、本間弘之、松田昭一、今軍倍正名、平 居正純、山口福吉，溶接継手熱影響部靭性〇 t C札&鋼材〇製造法，JP517300,1993. 3. 8) 中進(jìn)行了闡述。但是，鈦氧化物存在數(shù)量較少和在鋼中難以彌散分布兩大問題。如果希望 通過提高鋼中的鈦含量來提高鈦氧化物的數(shù)量，勢必導(dǎo)致大型鈦氧化物夾雜的形成。當(dāng)鈦 氧化物粒子的尺寸大于5 y m時，將降低母材和焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性。因此在焊接線能 量大于200kJ/cm的大線能量焊接過程中，單靠鈦的氧化物仍然難以改善焊接熱影響區(qū)的 韌性。
[0006] 神戶制鋼的日本專利JP4515430(高橋佑二、出浦哲史料：溶接熱影響部〇靭性 杉J: t/母材靭性^優(yōu)札t鋼材杉J: d Q製法，JP4515430,2010. 5. 21。）闡述了通過添 加 REM、Ca、Zr改善厚板焊接熱影響區(qū)韌性的方法。在焊接熱循環(huán)過程中，即使溫度高達(dá) 1400°C，利用REM、Ca、Zr脫氧生成的氧化物也可以在鋼材中彌散分布而不發(fā)生固溶，因而 可以阻止奧氏體晶粒的長大，從而有效地減小鐵素體晶粒的尺寸。當(dāng)夾雜物中REM、Ca、Zr 氧化物的重量百分比含量大于5%，Ti氧化物的重量百分比含量大于0. 3%的條件下，可以 大幅度地提高焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性。


【發(fā)明內(nèi)容】

[0007] 本發(fā)明的目的是提供一種低碳當(dāng)量可大線能量焊接用厚鋼板及其制造方法，對于 板厚為50?70mm，母材抗拉強(qiáng)度> 510MPa的鋼板，在焊接線能量為200?400kJ/cm的條 件下，具有VE_4(I彡100J良好的焊接熱影響區(qū)沖擊韌性。
[0008] 為達(dá)到上述目的，本發(fā)明的技術(shù)方案是：
[0009] 本發(fā)明的一種低碳當(dāng)量可大線能量焊接用厚鋼板，其化學(xué)成分重量百分比為：C 0.045 ?0.07%，Si0.10?0.30%，Mnl.3?1.6%，P<0.015%，S0.001?0.01%，Ni 0? 2 ?0? 4%，Ti 0? 005 ?0? 035%，Mg 0? 0005 ?0? 01%，N 0? 001 ?0? 01%，B 0? 0005 ? 0.005%，Al彡0.05%，Ca彡0.005%，REM彡0.02%，其余為Fe和不可避免雜質(zhì)；其中， 2 ^ Ti/N ^ 6, Mg/(A1+Ti) ^ 0. 024 ；
[0010] 并且在鋼板中，
[0011] 碳當(dāng)量 Ceq 0? 32%?0? 36%，Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 ;
[0012] 有效硼量 Bef 0? 0005 ?0? 005%，其中，
[0013] 當(dāng) N-Ti X 14. 01/47. 87 彡 0 時，Bef = B ;
[0014] 當(dāng) N-Ti X 14. 01/47. 87>0 時，Bef = B-(N-Ti X 14. 01/47. 87) X 10. 81/14. 01。
[0015] 進(jìn)一步，本發(fā)明厚鋼板的化學(xué)成分還含有Nb 0.001?0.03 %或Cr <0.2 %中一 種以上元素，以重量百分比計。
[0016] 在鋼板中，對于直徑大于等于Ium的微米夾雜物，夾雜物面密度> 100個/mm2,化 學(xué)成分滿足（Mg+CaV(Al+Ti)彡1. 8。對于直徑為0. 1-1 ii m的亞微米夾雜物，夾雜物面密 度彡220個/mm2,化學(xué)成分滿足（Mg+CaV(Al+Ti)彡1. 1。
[0017] 在本發(fā)明鋼的成分設(shè)計中，
[0018] C，是增加鋼材強(qiáng)度的元素。對于控軋控冷的TMCP工藝而言，為了穩(wěn)定地保持特定 強(qiáng)度，C含量的下限為0. 045%。但是過量地添加 C，將導(dǎo)致母材和焊接熱影響區(qū)的韌性降 低，C含量的上限為0.07%。
[0019] Si,是煉鋼預(yù)脫氧過程中所需要的元素，并且可以起到強(qiáng)化母材的作用，因此Si 含量的下限為〇. 1%。但是Si含量過高超過0. 3%時，會降低母材的韌性，同時在大線能量 焊接過程中，將促進(jìn)島狀馬氏體-奧氏體組元的生成，顯著降低焊接熱影響區(qū)韌性。Si含量 范圍為0? 10?0? 30%。
[0020] Mn,可以通過固溶強(qiáng)化提高母材的強(qiáng)度，又可以作為預(yù)脫氧元素發(fā)揮作用。同時 MnS的析出可以促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的生成，Mn的下限值為1. 3%。但是過高的Mn將導(dǎo)致板坯 的中心偏析，同時會導(dǎo)致大線能量焊接熱影響區(qū)的硬化和M生成，降低焊接熱影響區(qū)的韌 性，所以Mn的上限值控制為1.6%。
[0021] Ti,通過形成Ti2O3粒子，可以促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的生成。同時Ti與N結(jié)合生成TiN 粒子可以在焊接熱影響區(qū)釘扎奧氏體晶粒的長大，使母材和焊接熱影響區(qū)組織細(xì)化，提高 韌性。所以作為有益元素，Ti含量的下限為0. 005%。但是Ti含量過高時，將形成粗大的氮 化物，或者促使TiC的生成，降低母材和焊接熱影響區(qū)的韌性，所以Ti含量上限為0. 035%。
[0022] Mg,添加 Mg可以生成微細(xì)彌散分布的MgO夾雜，以這些夾雜作為形核核心，可以促 進(jìn)TiN和MnS的析出，抑制焊接熱循環(huán)過程中奧氏體晶粒的長大并促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的生長， 提高焊接熱影響區(qū)的韌性。鋼中的Mg含量以0. 0005-0. 01 %為宜。當(dāng)Mg含量小于0. 0005% 時，生成的微細(xì)夾雜物的數(shù)量將顯著減少，同時微細(xì)夾雜物中的Mg含量顯著降低，將不能 滿足在夾雜物表面析出MnS、TiN的要求。如果Mg含量大于0. 01 %，Mg的作用已經(jīng)飽和，同 時增加了 Mg的蒸發(fā)損失和氧化損失。
[0023] 本發(fā)明發(fā)現(xiàn)，添加的Mg和鋼液中的Al和Ti存在競爭脫氧的關(guān)系，當(dāng)Mg含量過低， Al和Ti含量過高時，不利于生成以MgO為主要成分的夾雜物，為此，鋼中的Mg、Al和Ti含 量要滿足MgAAl+Ti)彡0? 024。
[0024] N，可以形成微細(xì)的Ti氮化物，在大線能量焊接過程中，可以有效地抑制奧氏體晶 粒的長大，其下限為0. 001 %。但是其含量超過0. 006%，將導(dǎo)致固溶N的形成，降低母材和 焊接熱影響區(qū)的韌性。
[0025] 同時，要保持鋼材中具有合適的Ti/N比，其比值為2彡Ti/N彡6。當(dāng)Ti/N小于2 時，TiN粒子的數(shù)量將會急劇降低，不能形成足夠數(shù)量的TiN粒子，以抑制大線能量焊接過 程中奧氏體晶粒的長大，降低了焊接熱影響區(qū)的韌性。當(dāng)Ti/N大于6時，TiN粒子粗大化， 同時過剩的Ti容易與C結(jié)合生成粗大的TiC粒子，這些粗大的粒子都有可能作為裂紋發(fā)生 的起點，降低了母材和焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性。
[0026] A1，當(dāng)鋼中Al含量太高時，容易生成簇狀氧化鋁夾雜，不利于微細(xì)彌散分布夾雜 物的生成。因此，Al含量的上限為0.05%。
[0027] Ca,添加 Ca可以改善硫化物的形態(tài)，Ca的氧化物和硫化物還可以促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體 的生長，Ca的氧化物和Al的氧化物結(jié)合可以形成低熔點的夾雜物，改善夾雜物的形態(tài)。如 果Ca含量大于0. 005%，Ca的作用已經(jīng)飽和，同時增加了 Ca的蒸發(fā)損失和氧化損失。因 此，Ca含量的上限為0.005%。
[0028] RHM，RHM的添加可以改善硫化物的形態(tài)，同時RHM的氧化物和硫化物可以抑制焊 接熱循環(huán)過程中奧氏體晶粒的長大。但是，當(dāng)REM的含量大于0. 02%，將生成部分粒徑大于 5 y m的夾雜物，降低母材和焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性。因此，REM含量的上限為0. 02%。
[0029] S，在Ca和/或REM的添加過程中，與Ca和/或REM形成硫化物，還可以促進(jìn)MnS 在氧化物粒子上，或在Ca和REM硫化物粒子上的進(jìn)一步析出，從而促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的形成， 其下限為0. 001 %。但是，其含量過高，將導(dǎo)致板坯的中心偏析。另外，當(dāng)S含量超過0. 01 % 時，將會形成部分粗大的硫化物，這些粗大的硫化物將會作為裂紋形成的起點，降低母材和 焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性。因此，S含量的上限為0.01%。
[0030] P，是鋼中的雜質(zhì)元素，應(yīng)盡量降低。其含量過高，將導(dǎo)致中心偏析，降低焊接熱影 響區(qū)的韌性，P的上限為〇. 015%。
[0031] Ni,可以提高母材的強(qiáng)度和韌性，其下限為0.2%。但是由于其價格昂貴，鑒于成本 的限制，其上限為0.4%。
[0032] Nb,可以細(xì)化鋼材的組織，提高強(qiáng)度和韌性。但是由于其價格昂貴，鑒于成本的限 制，其成分范圍為〇. 001?〇. 03%。
[0033] Cr,可以提高鋼的淬透性。對于厚鋼板而言，提高淬透性可以彌補(bǔ)厚度帶來的強(qiáng)度 損失，提高板厚中心區(qū)域的強(qiáng)度，改善厚度方向上性能的均勻性。但是太高的Cr和Mn同時 加入時，會形成低熔點的Cr-Mn復(fù)合氧化物，在熱軋過程中容易形成表面裂紋，同時還會影 響鋼材的焊接性能。因此Cr含量上限為0.2%。
[0034] Crai，碳當(dāng)量直接影響母材的抗拉強(qiáng)度，一般隨著碳當(dāng)量的增加，母材的抗拉強(qiáng)度加 大。另一方面，碳當(dāng)量又直接影響焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性，隨著碳當(dāng)量的增加，焊接熱影 響區(qū)的沖擊韌性降低。本發(fā)明通過研究發(fā)現(xiàn)，為了同時滿足母材抗拉強(qiáng)度> 510MPa的要 求，以及在焊接線能量為200?400kJ/cm焊接條件下，鋼板的焊接熱影響區(qū)-40°C的平均夏 比沖擊功達(dá)到100J以上的要求，碳當(dāng)量需要控制在合理的范圍。當(dāng)碳當(dāng)量小于0. 32%時， 母材的抗拉強(qiáng)度不能滿足大于等于510MPa的要求；當(dāng)碳當(dāng)量大于0.36%時，不能滿足在焊 接線能量為200?400kJ/cm焊接條件下，鋼板的焊接熱影響區(qū)-40°C的平均夏比沖擊功達(dá) 到100J以上的要求。
[0035] B，是提高淬透性有效的元素，可以促進(jìn)貝氏體組織的形成，提高板厚中心區(qū)域的 抗拉強(qiáng)度。同時，通過形成BN，可以促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的生長。作為固溶B，在焊接后的冷卻 過程中偏析于奧氏體晶界，還可以抑制晶界鐵素體的生成。因此為了保證母材的強(qiáng)度和提 高焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性，B含量的下限是0.0005%。但是B含量過高時將導(dǎo)致淬透性 顯著上升，降低母材的韌性和延性，同時降低焊接熱影響區(qū)的韌性，其上限是0. 005%。
[0036] Bef，根據(jù)與鋼中N元素結(jié)合力大小，鋼中的N首先與Ti結(jié)合形成TiN，剩余的N將 與B結(jié)合形成BN。這樣扣除與N結(jié)合的B含量，剩余的B是有效硼含量。因此有效硼（Brf) 可以定義如下：
[0037] 當(dāng) N-Ti X 14. 01/47. 87 彡 0 時，Bef = B ;
[0038] 當(dāng) N-Ti X 14. 01/47. 87>0 時，Bef = B-(N-Ti X 14. 01/47. 87) X 10. 81/14. 01。
[0039] 有效硼含量直接影響鋼材的淬透性，對于提高板厚中心區(qū)域的強(qiáng)度，改善厚度方 向上性能的均勻性非常重要。本研究發(fā)現(xiàn)，有效硼量需要控制在合理的范圍內(nèi)，才能同時滿 足母材的抗拉強(qiáng)度、母材和焊接熱影響區(qū)沖擊韌性的要求。當(dāng)有效硼小于〇. 0005%時，不能 滿足碳當(dāng)量Ceq為0. 32%?0. 36%的條件下，母材抗拉強(qiáng)度大于等于510MPa的要求；當(dāng)有 效硼大于0. 005%時，將降低母材和焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性。
[0040] 對提高大線能量焊接條件下厚鋼板焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性進(jìn)行研究發(fā)現(xiàn)，在 Mn、Si、Ti、Al、Mg、Ca和REM復(fù)合脫氧的條件下，可以促進(jìn)直徑大于等于I m的微米氧化物 粒子的大量生成，在它們的表面容易析出MnS、TiN，由此可以誘發(fā)晶內(nèi)鐵素體的形成。另外， 還可以促進(jìn)直徑為〇. I-I U m的氮化物、硫化物等亞微米夾雜物的大量生成，這些亞微米夾 雜物在大線能量焊接過程中可以抑制奧氏體晶粒的長大，因此可以大幅度改善焊接熱影響 區(qū)的沖擊韌性。
[0041] 本發(fā)明確定了夾雜物的合適成分和數(shù)量。夾雜物的成分利用SEM-EDS進(jìn)行分析， 對于樣品進(jìn)行研磨和鏡面拋光之后，利用SEM對于夾雜物進(jìn)行觀察與分析，每個樣品夾雜 物的成份是對于10個任意選取夾雜物分析結(jié)果的平均值。利用SEM在1000倍的倍率下對 于50個連續(xù)選取視場進(jìn)行觀察，所觀察的視場面積大于0. 27mm2。夾雜物的面密度是所觀 察的夾雜物數(shù)量和視場面積的計算結(jié)果。
[0042] 本發(fā)明通過大量的試驗研究發(fā)現(xiàn)，對于鋼材中粒徑大于或等于I. 0 U m的微米夾 雜物，當(dāng)夾雜物中的（Mg+CaV(Al+Ti)重量百分比含量的比值大于或等于1.8時，夾雜物中 MgO, CaO氧化物成分較高，同時容易形成Mg-Ca-Al-Ti的氧化物為核心，MnS、TiN和BN在 夾雜物外圍析出的復(fù)合夾雜物。這樣的微米夾雜物，一方面容易在鋼材中彌散分布，有利于 夾雜物數(shù)量的增加；另一方面，可以促進(jìn)以夾雜物為核心的晶內(nèi)鐵素體的生成，從而改善厚 鋼板的大線能量焊接性能。同時，還可以抑制以Al為主要成分的簇狀氧化鋁夾雜物，或者 大型氧化鋁夾雜物的形成，提高焊接熱影響區(qū)韌性。這是因為簇狀和大型氧化鋁夾雜容易 作為裂紋生成的起點導(dǎo)致裂紋的生成，降低焊接熱影響區(qū)低溫韌性。此外，當(dāng)微米夾雜物的 面密度小于100個/mm2時，微米夾雜物不能有效地發(fā)揮誘導(dǎo)晶內(nèi)鐵素體生長的作用。因此， 需要控制微米夾雜物成分，使（Mg+CaV(Al+Ti)彡1.8,面密度彡100個/mm2。
[0043] 對于鋼中粒徑為0. 1?I. 0 ii m的亞微米夾雜物，（Mg+CaV(Al+Ti)重量百分比含 量的比值大于或等于I. 1時，這種成分的亞微米夾雜物，有利于彌散分布，促進(jìn)大量亞微米 夾雜物的形成。在焊接熱循環(huán)過程中，這樣的亞微米夾雜物粒子可以有效地釘扎焊接熱影 響區(qū)奧氏體晶粒的長大，改善焊接熱影響區(qū)的韌性。當(dāng)亞微米夾雜物的面密度小于220個 /mm2時，亞微米夾雜物不能有效地發(fā)揮釘扎焊接熱影響區(qū)奧氏體晶粒長大的作用。因此，需 要控制亞微米夾雜物形成，使其成分滿足（Mg+CaV(Al+Ti)彡1. 1，面密度彡220個/mm2。
[0044] 本發(fā)明低碳當(dāng)量可大線能量焊接用厚鋼板的制造方法，包括如下步驟：
[0045] 1)冶煉、鑄造
[0046] 按下述成分冶煉、精煉、連鑄成坯，鋼的化學(xué)成分重量百分比為：
[0047] C 0.045?0.07%，Si0.10?0.30%，Mnl.3?1.6%，P<0.015%，S0.001? 0? 01%，Ni 0? 2 ?0? 4%，Ti 0? 005 ?0? 035%，Mg 0? 0005 ?0? 01%，N 0? 001 ?0? 01%， B 0? 0005 ?0? 005%，Al 彡 0? 05%，Ca 彡 0? 005%，REM 彡 0? 02%，其余為 Fe 和不可避免 雜質(zhì)，鋼板的化學(xué)成分滿足2彡Ti/N彡6, MgAAl+Ti)彡0? 024 ;
[0048] 并且在鋼板中，碳當(dāng)量Ceq :0? 32%?0? 36%，有效硼量Bef :0? 0005?0? 005% ;其 中，Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15。當(dāng) N-TiX14.01/47.87 彡 0 時，Bef = B ;當(dāng) N-Ti X 14. 01/47. 87>0 時，Btf = B-(N-Ti X 14. 01/47. 87) X 10. 81/14. 01 ;
[0049] 2)軋制
[0050] 將鑄坯加熱到1050?1250°C，初軋溫度高于930°C，累計壓下率大于30% ;精軋 溫度小于930°C，累計壓下率大于30% ;
[0051] 3)冷卻
[0052] 采用1_30°C /s的冷卻速度將鋼板表面溫度從750°C以上開始冷卻至500°C以下。
[0053] 進(jìn)一步，所述厚鋼板的化學(xué)成分還含有Nb 0.001?0.03%或Cr <0.2%中一種 以上元素，以重量百分比計。
[0054] 在鋼板中，對于直徑大于等于Ium的微米夾雜物，夾雜物面密度彡100個/mm2,化 學(xué)成分滿足（Mg+Ca) AAl+Ti)彡1. 8 ;對于直徑為0. 1-1 ii m的亞微米夾雜物，夾雜物面密 度彡220個/mm2,化學(xué)成分滿足（Mg+CaV(Al+Ti)彡1. 1。
[0055] 本發(fā)明獲得的鋼板板厚50?70mm，母材抗拉強(qiáng)度> 510MPa，在焊接線能量為 200?400kJ/cm焊接條件下，鋼板的焊接熱影響區(qū)-40°C平均夏比沖擊功達(dá)到100J以上。
[0056] 本發(fā)明在軋制和冷卻工藝中，
[0057] 軋制前的加熱溫度小于1050°C時，Nb的碳氮化物不能完全固溶。當(dāng)加熱溫度大于 1250°C時，將導(dǎo)致奧氏體晶粒的長大。
[0058] 初軋溫度高于930°C，累計壓下率大于30%，是因為在此溫度以上，發(fā)生再結(jié)晶， 可以細(xì)化奧氏體晶粒。當(dāng)累計壓下率小于30%時，加熱過程中所形成的粗大奧氏體晶粒還 會殘存，降低了母材的韌性。
[0059] 精軋溫度小于930°C，累計壓下率大于30%，是因為在這樣的溫度下，奧氏體不發(fā) 生再結(jié)晶，乳制過程中所形成的位錯，可以作為鐵素體形核的核心起作用。當(dāng)累計壓下率小 于30%時，所形成的位錯較少，不足以誘發(fā)針狀鐵素體的形核。
[0060] 精軋之后采用1-30°C /s的冷卻速度將鋼板表面溫度從750°C以上開始冷卻至 5〇o°c以下，以保證母材具有合適的強(qiáng)度和韌性。當(dāng)冷卻速度小于rc /s時，母材的強(qiáng)度下 降，不能滿足要求；當(dāng)冷卻速度大于30°c /s時，母材的韌性降低，不能滿足要求。
[0061] 本發(fā)明的有益效果：
[0062] 本發(fā)明采取合適的成分設(shè)計和夾雜物控制技術(shù)，通過對于鋼中Ti/N，MgAAl+Ti) 比值，Brf和Crai進(jìn)行合理控制，并對于直徑大于等于I y m的微米夾雜物的面密度和化學(xué)成 分（Mg+CaV(Al+Ti)比值，直徑0. I-Iiim的亞微米夾雜物的面密度和化學(xué)成分（Mg+Ca)/ (Al+Ti)比值進(jìn)行合理控制，可以在凝固和相變過程中，在這些夾雜物表面促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體 的生長，或抑制奧氏體晶粒的長大，改善厚鋼板的大線能量焊接性能。本發(fā)明所制造的鋼板 厚度規(guī)格為50?70mm，母材抗拉強(qiáng)度> 510MPa，在焊接線能量為200?400kJ/cm的焊接 條件下，焊接熱影響區(qū)具有VE_4(I > 100J良好的大線能量焊接性能。

【具體實施方式】
[0063] 下面結(jié)合實施例對本發(fā)明做進(jìn)一步說明。
[0064] 表1是本發(fā)明實施例和對比例的化學(xué)成分、Ti/N、Bef、Ce(^PMgAAl+Ti)比值。表 2是本發(fā)明實施例和對比例的母材力學(xué)性能、夾雜物特性和焊接熱影響區(qū)沖擊韌性。
[0065] 本發(fā)明低碳當(dāng)量可大線能量焊接用厚鋼板的制造方法為：冶煉、精煉和連鑄，得 到鑄坯的化學(xué)成分如表1所示；然后將鑄坯加熱到1050°C?1250°C，初軋溫度為1000? 1150°C，累計壓下率為50% ;精軋溫度為700?850°C，累計壓下率為53?67%% ;精軋之 后采用4-8°C /s的冷卻速度將鋼板表面溫度從750°C以上開始冷卻至500°C以下，以保證母 材具有合適的強(qiáng)度和韌性。
[0066] 采用氣電立焊對于不同厚度的鋼板實施一道次焊接，焊接線能量為200?400kJ/ cm。在板厚1/2部的熔合線上取沖擊試樣，導(dǎo)入V型切口進(jìn)行沖擊韌性檢測，在-40°C下進(jìn) 行三個樣品的夏比沖擊試驗，焊接熱影響區(qū)沖擊韌性的數(shù)據(jù)是三次測量結(jié)果的平均值。
[0067] 由表1和表2可見，實施例中根據(jù)本發(fā)明所確定的化學(xué)成分范圍進(jìn)行成分控制，并 且控制打/^比值為2彡11/^彡6，1^/仏1+11)彡0.024，碳當(dāng)量(；(10.32%?0.36%，有效 硼量Bef :0.0005?0.005%。另外，控制直徑大于等于Iiim的微米夾雜物，面密度彡100 個/mm2,化學(xué)成分滿足（Mg+Ca) AAl+Ti)彡1. 8 ;直徑為0. 1-1 ii m的亞微米夾雜物，面密度 彡220個/mm2,化學(xué)成分滿足（Mg+CaV(Al+Ti)彡1. 1。
[0068] 在對比例1?3中，鋼材中Mg含量均小于0. 0005 %，均不能滿足Mg/ (Al+Ti)彡0? 024的要求。對比例2和3不能滿足有效硼量Bef :0? 0005?0? 005%的成分 要求。同時，對比例1到3不能滿足直徑大于等于I y m的微米夾雜物的面密度和（Mg+Ca)/ (Al+Ti)比值，直徑為0. I-Iiim的亞微米夾雜物的面密度和（Mg+CaV(Al+Ti)比值的要求。 另外，在對比例3中，Ti/N比不能滿足本發(fā)明的要求。
[0069] 表2列出了實施例和對比例中母材的拉伸性能和沖擊韌性，以及焊接熱影響區(qū)的 沖擊韌性。母材的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長率為兩次測試數(shù)據(jù)的平均值，母材和焊接熱影 響區(qū)-40°C夏比沖擊功是三次測試數(shù)據(jù)的平均值。
[0070] 從表中數(shù)據(jù)可以看出，實施例和對比例的母材力學(xué)性能沒有明顯的差異，都能滿 足所制造鋼板的厚度規(guī)格為50?70mm，母材抗拉強(qiáng)度> 510MPa的要求。在焊接線能量為 200?400kJ/cm的條件下，對于焊接熱影響區(qū)-40°C夏比沖擊功進(jìn)行了測試，實施例1?8 的值分別是152、168、225、102、186、122、157、220〇)，對比例1、2、3的值是12、17、7〇)。實 施例焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性大幅度改善，可以滿足200?400kJ/cm大線能量焊接的要 求。
[0071] 本發(fā)明采取合適的成分設(shè)計，確定了鋼材中合適的Ti/N和MgAAl+Ti)比值，以及 Bef和Q，并對于直徑大于等于Iym的微米夾雜物面密度和化學(xué)成分（Mg+CaV(Al+Ti)比 值，直徑為〇. 1-1 U m的亞微米夾雜物面密度和化學(xué)成分（Mg+Ca) AAl+Ti)比值進(jìn)行合理控 制，這樣可以在凝固和相變過程中在這些夾雜物表面促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的生長，或抑制奧氏 體晶粒的長大，改善厚鋼板的大線能量焊接性能。所制造的鋼板的厚度規(guī)格為50?70mm， 母材抗拉強(qiáng)度> 510MPa，在焊接線能量為200?400kJ/cm焊接條件下，焊接熱影響區(qū)具有VE_4(I > 100J良好的大線能量焊接性能。該技術(shù)可用于船舶、建筑和海洋構(gòu)造物等厚鋼板的 制造過程中，用于改善厚鋼板的大線能量焊接性能。
[0072]

【權(quán)利要求】
1. 一種低碳當(dāng)量可大線能量焊接用厚鋼板，其化學(xué)成分重量百分比為： C 0. 045 ?0. 07%， Si 0? 10 ?0? 30%， Mn 1. 3 ?1. 6%， P ^ 0. 015%, S 0. 001 ?0. 01%， Ni 0? 2 ?0? 4%， Ti 0. 005 ?0. 035%， Mg 0. 0005 ?0. 01%， N 0. 001 ?0. 01%， B 0? 0005 ?0? 005%， A1 ^ 0. 05%, Ca ^ 0. 005%, REM ^ 0. 02%, 其余為Fe和不可避免雜質(zhì)；其中，2彡Ti/N彡6, MgAAl+Ti)彡0? 024 ; 并且在鋼板中， 碳當(dāng)量 Ceq :0? 32%?0? 36%，Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 ; 有效硼量 :0? 0005 ?0? 005% ; 當(dāng) N-Ti X 14. 01/47. 87 彡 0 時，= B ; 當(dāng) N-Ti X 14. 01/47. 87>0 時，= B-(N-Ti X 14. 01/47. 87) X 10. 81/14. 01。
2. 如權(quán)利要求1所述的低碳當(dāng)量可大線能量焊接用厚鋼板，其特征是，所述厚鋼板的 化學(xué)成分還含有Nb 0. 001?0. 03 %或Cr < 0. 2%中一種或一種以上元素，以重量百分比 計。
3. 如權(quán)利要求1或2所述的低碳當(dāng)量可大線能量焊接用厚鋼板，其特征是，在鋼板 中，對于直徑大于等于1 U m的微米夾雜物，夾雜物面密度> 100個/mm2,化學(xué)成分滿足 (Mg+CaV(Al+Ti)彡1. 8 ;對于直徑為0. 1-1 y m的亞微米夾雜物，夾雜物面密度彡220個/ mm2,化學(xué)成分滿足（Mg+CaV(Al+Ti)彡 1. 1。
4. 如權(quán)利要求1或2或3所述的低碳當(dāng)量可大線能量焊接用厚鋼板，其特征是，所述厚 鋼板母材抗拉強(qiáng)度> 510MPa，在焊接線能量為200?400kJ/cm焊接條件下，鋼板的焊接熱 影響區(qū)在_40°C的平均夏比沖擊功在50J以上。
5. -種低碳當(dāng)量可大線能量焊接用厚鋼板的制造方法，包括如下步驟： 1)冶煉、鑄造 按下述成分冶煉、精煉、連鑄成坯，鋼的化學(xué)成分重量百分比為：C 0. 045?0. 07%， Si 0? 10 ?0? 30%，Mn 1. 3 ?1. 6%，P 彡 0? 015%，S0. 001 ?0? 01%，Ni 0? 2 ?0? 4%， Ti 0.005 ?0.035%，Mg 0.0005 ?0.01%，N 0.001 ?0.01%，B 0.0005 ?0.005%， A1彡0.05%，Ca彡0.005%，REM彡0.02 %，其余為Fe和不可避免雜質(zhì)；該化學(xué)成分滿足 2 彡 Ti/N 彡 6, MgAAl+Ti)彡 0? 024 ;并且， 在鋼板中，碳當(dāng)量Ceq :0? 32%?0? 36%， Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 ； 有效硼量 :0? 0005 ?0? 005% ; 當(dāng) N-Ti X 14. 01/47. 87 彡 0 時，= B ; 當(dāng) N-Ti X 14. 01/47. 87>0 時，= B-(N-Ti X 14. 01/47. 87) X 10. 81/14. 01 ; 2) 軋制 將鑄坯加熱到1050?1250°C，初軋溫度高于930°C，累計壓下率大于30% ;精軋溫度 小于930°C，累計壓下率大于30% ; 3) 冷卻 采用1-30°C /s的冷卻速度將鋼板表面溫度從750°C以上開始冷卻至500°C以下。
6. 如權(quán)利要求5所述的低碳當(dāng)量可大線能量焊接用厚鋼板的制造方法，其特征是，所 述厚鋼板的化學(xué)成分還含有Nb 0.001?0.03%或Cr< 0.2%中一種或一種以上元素，以 重量百分比計。
7. 如權(quán)利要求5或6所述的低碳當(dāng)量可大線能量焊接用厚鋼板的制造方法，其特征是， 在鋼板中，對于直徑大于等于1 U m的微米夾雜物，夾雜物面密度> 100個/mm2,化學(xué)成分滿 足（Mg+CaV(Al+Ti)彡1.8 ;對于直徑為0. 1-liim的亞微米夾雜物，夾雜物面密度彡220個 /mm2,化學(xué)成分滿足（Mg+CaV(Al+Ti)彡 1. 1。
8. 如權(quán)利要求5或6或7所述的低碳當(dāng)量可大線能量焊接用厚鋼板的造方法，其特征 是，獲得的鋼板母材抗拉強(qiáng)度> 510MPa，在焊接線能量為200?400kJ/cm焊接條件下，鋼板 的焊接熱影響區(qū)在_40°C的平均夏比沖擊功在50J以上。
【文檔編號】C22C38/14GK104451444SQ201410699767
【公開日】2015年3月25日 申請日期:2014年11月27日 優(yōu)先權(quán)日:2014年11月27日
【發(fā)明者】楊健, 高珊, 祝凱, 張才毅, 王睿之, 馬志剛, 徐國棟, 王俊凱 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司