CN103695777A - 一种焊接热影响区韧性优异的厚钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种焊接热影响区韧性优异的厚钢板及其制造方法，包括如下步骤：1）冶炼、精炼和连铸，其成分质量百分比为：C0.05～0.09%，Si0.10～0.30%，Mn1.2～1.6%，P≤0.02%，S0.001～0.006%，Ni0.20～0.40%，Cu0.15～0.3%，Ti0.005～0.03%，Al0.003～0.1%，Ca0.0005～0.005%，REM≤0.02%，Zr≤0.02%，B0.0002～0.005%，N0.001～0.006%，其余Fe和不可避免杂质；且，1≤Ti/N≤6；2）轧制；3）冷却。本发明可以形成微细弥散分布的夹杂物，通过对直径≥1μm的微米夹杂物的面密度、Ca/Al比、夹杂物长宽比，对直径＜1μm的亚微米夹杂物的面密度进行控制，母材抗拉强度≥510MPa级，焊接线能量200～400kJ/cm，焊接热影响区具有良好的冲击韧性。

Description

一种焊接热影响区韧性优异的厚钢板及其制造方法

技术领域

本发明属于钢铁冶金和钢铁材料领域，特别涉及一种焊接热影响区韧性优异的厚钢板及其制造方法，板厚50～70mm，母材抗拉强度≥510MPa级，焊接线能量为200～400kJ/cm，钢板的焊接热影响区在-40℃下的平均夏比冲击功在50J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。

背景技术

对于造船、建筑、海洋平台、桥梁、压力容器和石油天然气管线等领域，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，降低焊接工的劳动强度。然而，一般的厚板钢经过大线能量焊接后，焊接热影响区的冲击韧性显著降低，成为制约大线能量焊接工艺应用的主要因素。因此，改善厚钢板的大线能量焊接性能成为越来越迫切的要求。

经大线能量焊接后，焊接热影响区钢材的组织结构遭到破坏，奥氏体晶粒明显长大，形成粗晶区。在粗晶区导致脆化的组织是冷却过程中形成的侧板条铁素体、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(MA)等。随着焊接线能量的增加，原奥氏体晶粒粒径变大，侧板条铁素体和上贝氏体组织更加发达，晶界铁素体的尺寸也相应增大，焊接热影响区的夏比冲击功将显著降低，这降低了焊接热影响区的韧性。

日本专利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。）中揭示了在钢材的成分设计中，添加一定量的Ti、N，利用TiN粒子可以抑制焊接热影响区韧性的劣化，焊接线能量可以提高到50kJ/cm。但是当船板钢所要求的焊接线能量达到400kJ/cm的条件下，在焊接过程中，焊接热影响区的温度将高达1400℃，TiN粒子将部分发生固溶或者长大，其抑制焊接热影响区晶粒长大的作用将部分消失，这时其阻止焊接热影响区韧性劣化的效果将降低。

日本专利JP517300（小池允、本間弘之、松田昭一、今軍倍正名、平居正纯、山口福吉，溶接継手熱影響部靭性のすぐれた鋼材の製造法，JP517300，1993.3.8）中揭示了利用钛的氧化物提高钢材大线能量焊接性能的方法。钛的氧化物在高温下稳定，不易发生固溶。同时钛的氧化物可以作为铁素体的形核核心发挥作用，细化铁素体晶粒，并且形成相互间具有大倾角晶粒的针状铁素体组织，有利于改善焊接热影响区的韧性。

钛氧化物改善焊接热影响区冲击韧性的主要机理在于，在焊接冷却过程中，在钛氧化物表面容易析出TiN、MnS等析出物，由于TiN与铁素体具有良好的位相共格关系，析出的MnS容易导致钛氧化物表面形成Mn贫乏层，这样可以诱导铁素体在钛氧化物粒子周围形成，从而促进晶内铁素体的生长，分割原奥氏体晶粒，提高焊接热影响区的韧性。但是，钛氧化物存在数量较少和在钢中难以弥散分布两大问题。如果希望通过提高钢中的钛含量来提高钛氧化物的数量，势必导致大型钛氧化物夹杂的形成。当钛氧化物粒子的尺寸大于5μm时，将降低母材和焊接热影响区的冲击韧性。因此在焊接线能量大于200kJ/cm的大线能量焊接过程中，单靠钛的氧化物仍然不足以改善焊接热影响区的韧性。

发明内容

本发明的目的是提供一种焊接热影响区韧性优异的厚钢板及其制造方法，板厚为50～70mm，母材抗拉强度≥510MPa；在焊接线能量为200～400kJ/cm焊接条件下，具有_vE_-40≥50J良好的焊接热影响区冲击韧性。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

本发明的一种焊接热影响区韧性优异的厚钢板，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≤0.02%，

S:0.001～0.006%，

Ni:0.20～0.40%，

Cu:0.15～0.3%，

Ti:0.005～0.03%，

Al:0.003～0.1%，

Ca:0.0005～0.005%，

REM≤0.02%，

Zr≤0.02%，

B:0.0002～0.005%，

N:0.001～0.006%，

其余为Fe和不可避免杂质；且，其中，1≤Ti/N≤6；

在钢板的纵截面上，对于直径大于等于1μm的微米夹杂物，面密度≥60个/mm²；该夹杂物中Ca/Al≥0.10，该夹杂物长宽比≤2.0；

对于直径小于1μm的亚微米夹杂物，面密度≥300个/mm²。

进一步，本发明厚钢板的化学成分还含有Nb≤0.03%或Cr≤0.2%中一种以上元素，以质量百分比计。

在本发明钢的成分设计中：

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的析出可以促进晶内铁素体的生成，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MA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%。

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%。

Cu，可以提高母材的强度和韧性，其下限为0.15%。但是Cu含量过高，将导致热态脆性，Cu的上限为0.3%。

Ti，通过形成Ti₂O₃粒子，可以促进晶内铁素体的生成。同时Ti与N结合生成TiN粒子可以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%。

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。

同时，要保持钢材中具有合适的Ti/N比，其比值为1≤Ti/N≤6。当Ti/N小于1时，TiN粒子的数量将会急剧降低，不能形成足够数量的TiN粒子，抑制大线能量焊接过程中奥氏体晶粒的长大，降低了焊接热影响区的韧性。当Ti/N大于6时，TiN粒子粗大化，同时过剩的Ti容易与C结合生成粗大的TiC粒子，这些粗大的粒子都有可能作为裂纹发生的起点，降低了母材和焊接热影响区的冲击韧性。

Al，钢中的Al含量宜控制在0.003～0.1%。Al含量太低时，夹杂物中的Ca/Al过高，直径大于等于1μm的微米夹杂物面密度将小于60个/mm²，直径小于1μm的亚微米夹杂物的面密度将小于300个/mm²。这样微米夹杂物促进晶内铁素体生长的作用，以及亚微米夹杂物抑制奥氏体晶粒长大的作用都会减弱，降低了焊接热影响区的冲击韧性，因此，Al含量的下限为0.003%。当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0.1%。

Ca，添加Ca可以改善硫化物的形态，Ca的氧化物和硫化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，改善夹杂物的形貌。当钢中Ca含量小于0.0005%时，夹杂物中的Ca/Al比过低，生成的直径大于等于1μm的微米夹杂物面密度将小于60个/mm²，直径小于1μm的亚微米夹杂物的面密度将小于300个/mm²，此外，夹杂物的长宽比会大于2，导致长条形夹杂物的生成，降低了焊接热影响区的冲击韧性。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。

REM和Zr，REM和Zr的添加可以改善硫化物的形态，同时REM和Zr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和Zr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。

B，通过形成BN，可以促进晶内铁素体的生长；作为固溶B，在焊接后的冷却过程中偏析于奥氏体晶界，抑制晶界铁素体的生成。为了提高焊接热影响区的冲击韧性，B含量的下限是0.0002%。但是B含量过高时将导致淬透性显著上升，降低母材的韧性和延性，其上限是0.005%。

S，在Ca和/或RE、Zr的添加过程中，与Ca和/或RE、Zr形成硫化物，还可以促进MnS在氧化物粒子上，或在Ca、RE和Zr硫化物粒子上的进一步析出，从而促进晶内铁素体的形成，其下限为0.001%。但是，其含量过高，将导致板坯的中心偏析。另外，当S含量超过0.006%时，将会形成部分粗大的硫化物，这些粗大的硫化物将会作为裂纹形成的起点，降低母材和焊接热影响区的冲击韧性。因此，S含量的上限为0.006%。

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0.02%。

Nb，可以细化钢材的组织，提高强度和韧性。但是含量过高将降低焊接热影响区的韧性，其上限是0.03%。

Cr，可以提高钢的淬透性。对于厚钢板而言，提高淬透性可以弥补厚度带来的强度损失，提高板厚中心区域的强度，改善厚度方向上性能的均匀性。但是太高的Cr和Mn同时加入时，会形成低熔点的Cr-Mn复合氧化物，在热轧过程中容易形成表面裂纹，同时还会影响钢材的焊接性能。因此Cr含量上限为0.2%。

对提高大线能量焊接条件下厚钢板焊接热影响区的冲击韧性进行研究发现，在Mn、Si、Ti、Al、Ca、REM和Zr复合脱氧的条件下，可以促进直径大于等于1μm的微米氧化物粒子的大量生成，这些微米夹杂物具有较小的长宽比，在它们的表面容易析出MnS、TiN，由此可以诱发晶内铁素体的形成。另外，还可以促进直径小于1μm的氮化物、硫化物等亚微米夹杂物的大量生成，这些亚微米夹杂物在大线能量焊接过程中可以抑制奥氏体晶粒的长大，因此可以大幅度改善焊接热影响区的冲击韧性。

本发明确定了夹杂物的合适成分、长宽比和数量。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份是对于10个任意选取夹杂物分析结果的平均值。利用SEM在1000倍的倍率下对于50个连续选取视场进行观察，所观察的视场面积大于0.27mm²。夹杂物的长宽比和面密度是所观察的夹杂物长宽方向的尺寸、数量和视场面积的计算结果。由于在试样的研磨和镜面抛光状态，利用扫描电镜可以方便地观察到夹杂物的最小尺寸约为0.2μm，对于钢材中粒径小于1.0μm的亚微米夹杂物，所测量和统计的夹杂物的最小尺寸约为0.2μm。

对于钢材中粒径大于或等于1.0μm的夹杂物，当Ca/Al的质量百分比含量的比值大于或等于0.1时，这样的夹杂物可以防止以Al为主要成分的簇状夹杂物的形成，有利于夹杂物的微细化和形态控制。在钢板的纵截面上，当直径大于等于1μm的微米夹杂物的面密度≥60个/mm²，夹杂物中Ca/Al≥0.10，夹杂物的长宽比≤2.0，直径小于1μm的亚微米夹杂物，面密度≥300个/mm²时，经研究发现，这样的微米和亚微米夹杂物，可以促进晶内铁素体的生成，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。

本发明的一种焊接热影响区韧性优异的厚钢板的制造方法，包括如下步骤：

1)冶炼、精炼和连铸

按下述成分冶炼、精炼、连铸成坯，钢的化学成分质量百分比为：C:0.05～0.09%，Si:0.10～0.30%，Mn1.2～1.6%，P≤0.02%，S:0.001～0.006%，Ni:0.20～0.40%，Cu:0.15～0.3%，Ti:0.005～0.03%，Al:0.003～0.1%，Ca:0.0005～0.005%，REM≤0.02%，Zr≤0.02%，B:0.0002～0.005%，N:0.001～0.006%，其余为Fe和不可避免杂质；且，钢板的化学成分满足1≤Ti/N≤6，在钢板的纵截面上，对于直径大于等于1μm的微米夹杂物，面密度≥60个/mm²；该夹杂物中Ca/Al≥0.10，该夹杂物长宽比≤2.0；对于直径小于1μm的亚微米夹杂物，面密度≥300个/mm²；

2)轧制

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

3)冷却

以2～30℃/s的冷却速率水冷至终冷温度300～550℃获得的厚钢板板厚50～70mm，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°C下的平均夏比冲击功在50J以上。

进一步，所述厚钢板的化学成分还含有Nb≤0.03%或Cr≤0.2%中一种以上元素，以质量百分比计。

本发明在轧制和冷却工艺中，

轧制前的加热温度小于1050℃时，Nb的碳氮化物不能完全固溶。当加热温度大于1250℃时，将导致奥氏体晶粒的长大。

初轧温度高于930℃，累计压下率大于30%，是因为在此温度以上，发生再结晶，可以细化奥氏体晶粒。当累计压下率小于30%时，加热过程中所形成的粗大奥氏体晶粒还会残存，降低了母材的韧性。

精轧温度小于930℃，累计压下率大于30%，是因为在这样的温度下，奥氏体不发生再结晶，轧制过程中所形成的位错，可以作为铁素体形核的核心起作用。当累计压下率小于30%时，所形成的位错较少，不足以诱发针状铁素体的形核。

精轧之后以2～30℃/s的冷却速率水冷至终冷温度300～550℃，当冷却速率小于2℃/s时，母材强度不能满足要求。当冷却速率大于30℃/s时，将降低母材的韧性。当终冷温度大于550℃时，母材的强度不能满足要求。当终冷温度小于300℃时，将降低母材的韧性。

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/N比值进行合理控制，并对于直径大于等于1μm的微米夹杂物的Ca/Al比值、面密度、长宽比，直径小于1μm的亚微米夹杂物的面密度进行合理控制，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，焊接热影响区具有_vE_-40≥50J良好的大线能量焊接性能。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明做进一步说明。

表1是本发明实施例和对比例的化学成分(mass%)和Ti/N比值。表2是本发明实施例和对比例的母材力学性能、夹杂物特性和焊接热影响区冲击韧性。进行冶炼、精炼和连铸，得到铸坯的化学成分如表1所示。然后将铸坯加热到1050℃～1250℃，初轧温度为1000～1150℃，累计压下率为50%；精轧温度为700～850℃，累计压下率为53～67%%；精轧之后以2～30℃/s的冷却速率水冷至终冷温度300～550℃。

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200～400kJ/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。

由表1和表2可见，实施例中根据本发明所确定的化学成分范围进行成分控制，并且控制Ti/N比值为1≤Ti/N≤6。另外，控制直径大于等于1μm的微米夹杂物的面密度≥60个/mm²，Ca/Al≥0.10，夹杂物长宽比≤2.0，直径小于1μm的亚微米夹杂物的面密度≥300个/mm²。

在对比例1和3中，Ca含量小于0.0005%，直径大于等于1μm的微米夹杂物的面密度，Ca/Al比值，夹杂物长宽比，直径小于1μm的亚微米夹杂物的面密度均不能满足本发明的要求。在对比例2中，Ti/N比不能满足本发明的要求。

表2列出了实施例和对比例中母材的拉伸性能和冲击韧性，以及焊接热影响区的冲击韧性。母材的屈服强度、抗拉强度和伸长率为两个测试数据的平均值，母材和焊接热影响区-40℃夏比冲击功是三个测试数据的平均值。

从表中数据可以看出，实施例和对比例的母材力学性能没有明显的差异，都能满足所制造钢板的厚度规格为50～70mm，母材抗拉强度≥510MPa的要求。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，实施例1～8的值分别是105、120、220、145、58、90、240、85（J），对比例1、2、3的值是12、21、16（J）。实施例焊接热影响区的冲击韧性大幅度改善，可以满足200～400kJ/cm大线能量焊接的要求。

本发明采取合适的成分设计，确定了钢材中合适的Ti/N比值，并对于直径大于等于1μm的微米夹杂物的Ca/Al比值、面密度、长宽比，直径小于1μm的亚微米夹杂物的面密度进行合理控制，这样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。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≥50J良好的大线能量焊接性能。该技术可用于造船、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。

Claims (4)

1.一种焊接热影响区韧性优异的厚钢板，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≤0.02%，

S:0.001～0.006%，

Ni:0.20～0.40%，

Cu:0.15～0.3%，

Ti:0.005～0.03%，

Al:0.003～0.1%，

Ca:0.0005～0.005%，

REM≤0.02%，

Zr≤0.02%，

B:0.0002～0.005%，

N:0.001～0.006%，

其余为Fe和不可避免杂质；且，其中，1≤Ti/N≤6；

在钢板的纵截面上，对于直径大于等于1μm的微米夹杂物，面密度≥60个/mm²，该夹杂物中Ca/Al≥0.10，该夹杂物长宽比≤2.0；

对于直径小于1μm的亚微米夹杂物，面密度≥300个/mm²。

2.如权利要求1所述的焊接热影响区韧性优异的厚钢板，其特征是，所述厚钢板的化学成分还含有Nb≤0.03%或Cr≤0.2%中一种以上元素，以质量百分比计。

3.一种焊接热影响区韧性优异的厚钢板的制造方法，包括如下步骤：

1)冶炼、精炼和连铸

按下述成分冶炼、精炼、连铸成坯，钢的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≤0.02%，S:0.001～0.006%，Ni:0.20～0.40%，Cu:0.15～0.3%，Ti:0.005～0.03%，Al:0.003～0.1%，Ca:0.0005～0.005%，REM≤0.02%，Zr≤0.02%，B:0.0002～0.005%，N:0.001～0.006%，其余为Fe和不可避免杂质，并且，钢板的化学成分满足1≤Ti/N≤6；在钢板的纵截面上，对于直径大于等于1μm的微米夹杂物，面密度≥60个/mm²；该夹杂物中Ca/Al≥0.10，夹杂物长宽比≤2.0；对于直径小于1μm的亚微米夹杂物，面密度≥300个/mm²；

2)轧制

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

3)冷却

以2～30℃/s的冷却速率水冷至终冷温度300～550℃；

获得的厚钢板板厚50～70mm，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°C下的平均夏比冲击功在50J以上。

4.如权利要求3所述的焊接热影响区韧性优异的厚钢板的制造方法，其特征是，所述厚钢板的化学成分还含有Nb≤0.03%或Cr≤0.2%中一种以上元素，以质量百分比计。