CN104451444A

CN104451444A - 一种低碳当量可大线能量焊接用厚钢板及其制造方法

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Publication number: CN104451444A
Application number: CN201410699767.8A
Authority: CN
Inventors: 杨健; 高珊; 祝凯; 张才毅; 王睿之; 马志刚; 徐国栋; 王俊凯
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2014-11-27
Filing date: 2014-11-27
Publication date: 2015-03-25
Anticipated expiration: 2034-11-27
Also published as: CN104451444B

Abstract

一种低碳当量可大线能量焊接用厚钢板及其制造方法，包括如下步骤：1)冶炼、铸造，其成分重量百分比为：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和不可避免杂质；且，还含Nb≤0.03％或Cr≤0.2％中一种以上元素；2≤Ti/N≤6，Mg/(Al+Ti)≥0.024，C_eq：0.32％～0.36％，B_ef：0.0005～0.005％；2)轧制；3)冷却。本发明通过对直径≥1μm的微米夹杂物的(Mg+Ca)/(Al+Ti)比和面密度，对直径0.1-1μm的亚微米夹杂物的(Mg+Ca)/(Al+Ti)比和面密度进行控制，对于板厚50～70mm，母材抗拉强度≥510MPa级的钢板，进行焊接线能量为200～400kJ/cm的焊接，焊接热影响区-40℃的平均夏比冲击功达到100J以上。

Description

一种低碳当量可大线能量焊接用厚钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及焊接用厚钢板制造领域，特别涉及一种低碳当量可大线能量焊接用厚钢板及其制造方法。对于板厚为50～70mm，母材抗拉强度≥510MPa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，-40℃的平均夏比冲击功在100J以上。该厚钢板可以作为焊接结构材料应用于船舶、建筑和海洋构造物等领域。

背景技术

近年来，随着造船、建筑、压力容器、石油天然气管线及海洋平台等焊接构造物的大型化，日益要求改善厚钢板的大线能量焊接性能，这样可以提高焊接效率，缩短制造工时，降低制造成本。

经过大线能量焊接后，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，容易形成粗晶区。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。

在大线能量焊接条件下，为了改善厚钢板焊接热影响区的低温韧性，前人进行了大量的研究工作。如日本专利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。但是当焊接线能量达到200kJ/cm以上时，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，这样将导致焊接热影响区韧性劣化。因此，仅仅利用微细粒子TiN的钢材，难以提高厚钢板的大线能量焊接性能。

利用钛的氧化物也可以提高钢材大线能量焊接热影响区的韧性。这是因为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。该方法在日本专利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)中进行了阐述。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难以改善焊接热影响区的韧性。

神户制钢的日本专利JP4515430(高桥佑二、出浦哲史料：溶接熱影響部の靭性および母材靭性に優れた鋼材およびその製法，JP4515430，2010.5.21。)阐述了通过添加REM、Ca、Zr改善厚板焊接热影响区韧性的方法。在焊接热循环过程中，即使温度高达1400℃，利用REM、Ca、Zr脱氧生成的氧化物也可以在钢材中弥散分布而不发生固溶，因而可以阻止奥氏体晶粒的长大，从而有效地减小铁素体晶粒的尺寸。当夹杂物中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％的条件下，可以大幅度地提高焊接热影响区的冲击韧性。

发明内容

本发明的目的是提供一种低碳当量可大线能量焊接用厚钢板及其制造方法，对于板厚为50～70mm，母材抗拉强度≥510MPa的钢板，在焊接线能量为200～400kJ/cm的条件下，具有_vE_-40≥100J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：

本发明的一种低碳当量可大线能量焊接用厚钢板，其化学成分重量百分比为：C 0.045～0.07％，Si 0.10～0.30％，Mn 1.3～1.6％，P≤0.015％，S0.001～0.01％，Ni 0.2～0.4％，Ti 0.005～0.035％，Mg 0.0005～0.01％，N0.001～0.01％，B 0.0005～0.005％，Al≤0.05％，Ca≤0.005％，REM≤0.02％，其余为Fe和不可避免杂质；其中，2≤Ti/N≤6，Mg/(Al+Ti)≥0.024；

并且在钢板中，

碳当量C_eq 0.32％～0.36％，C_eq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15；

有效硼量B_ef 0.0005～0.005％，其中，

当N-Ti×14.01/47.87≤0时，B_ef＝B；

当N-Ti×14.01/47.87>0时，B_ef＝B-(N-Ti×14.01/47.87)×10.81/14.01。

进一步，本发明厚钢板的化学成分还含有Nb 0.001～0.03％或Cr≤0.2％中一种以上元素，以重量百分比计。

在钢板中，对于直径大于等于1μm的微米夹杂物，夹杂物面密度≥100个/mm²，化学成分满足(Mg+Ca)/(Al+Ti)≥1.8。对于直径为0.1-1μm的亚微米夹杂物，夹杂物面密度≥220个/mm²，化学成分满足(Mg+Ca)/(Al+Ti)≥1.1。

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0.045％。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0.07％。

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1.3％。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％。

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0.035％。

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0.0005-0.01％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0.01％，Mg的作用已经饱和，同时增加了Mg的蒸发损失和氧化损失。

本发明发现，添加的Mg和钢液中的Al和Ti存在竞争脱氧的关系，当Mg含量过低，Al和Ti含量过高时，不利于生成以MgO为主要成分的夹杂物，为此，钢中的Mg、Al和Ti含量要满足Mg/(Al+Ti)≥0.024。

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2≤Ti/N≤6。当Ti/N小于2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，以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，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0.05％。

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，改善夹杂物的形态。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％。

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％。

S，在Ca和/或REM的添加过程中，与Ca和/或REM形成硫化物，还可以促进MnS在氧化物粒子上，或在Ca和REM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0.01％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0.01％。

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％。

Nb，可以细化钢材的组织，提高强度和韧性。但是由于其价格昂贵，鉴于成本的限制，其成分范围为0.001～0.03％。

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％。

C_eq,碳当量直接影响母材的抗拉强度，一般随着碳当量的增加，母材的抗拉强度加大。另一方面，碳当量又直接影响焊接热影响区的冲击韧性，随着碳当量的增加，焊接热影响区的冲击韧性降低。本发明通过研究发现，为了同时满足母材抗拉强度≥510MPa的要求，以及在焊接线能量为200～400kJ/cm焊接条件下，钢板的焊接热影响区-40℃的平均夏比冲击功达到100J以上的要求，碳当量需要控制在合理的范围。当碳当量小于0.32％时，母材的抗拉强度不能满足大于等于510MPa的要求；当碳当量大于0.36％时，不能满足在焊接线能量为200～400kJ/cm焊接条件下，钢板的焊接热影响区-40℃的平均夏比冲击功达到100J以上的要求。

B，是提高淬透性有效的元素，可以促进贝氏体组织的形成，提高板厚中心区域的抗拉强度。同时，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，还可以抑制晶界铁素体的生成。因此为了保证母材的强度和提高焊接热影响区的冲击韧性，B含量的下限是0.0005％。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，同时降低焊接热影响区的韧性，其上限是0.005％。

B_ef，根据与钢中N元素结合力大小，钢中的N首先与Ti结合形成TiN，剩余的N将与B结合形成BN。这样扣除与N结合的B含量，剩余的B是有效硼含量。因此有效硼(B_ef)可以定义如下：

当N-Ti×14.01/47.87≤0时，B_ef＝B；

当N-Ti×14.01/47.87>0时，B_ef＝B-(N-Ti×14.01/47.87)×10.81/14.01。

有效硼含量直接影响钢材的淬透性，对于提高板厚中心区域的强度，改善厚度方向上性能的均匀性非常重要。本研究发现，有效硼量需要控制在合理的范围内，才能同时满足母材的抗拉强度、母材和焊接热影响区冲击韧性的要求。当有效硼小于0.0005％时，不能满足碳当量C_eq为0.32％～0.36％的条件下，母材抗拉强度大于等于510MPa的要求；当有效硼大于0.005％时，将降低母材和焊接热影响区的冲击韧性。

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、Mg、Ca和REM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，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，还可以促进直径为0.1-1μm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和数量。夹杂物的成分利用SEM-EDS进行分析，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。夹杂物的面密度是所观察的夹杂物数量和视场面积的计算结果。

本发明通过大量的试验研究发现，对于钢材中粒径大于或等于1.0μm的微米夹杂物，当夹杂物中的(Mg+Ca)/(Al+Ti)重量百分比含量的比值大于或等于1.8时，夹杂物中MgO，CaO氧化物成分较高，同时容易形成Mg-Ca-Al-Ti的氧化物为核心，MnS、TiN和BN在夹杂物***析出的复合夹杂物。这样的微米夹杂物，一方面容易在钢材中弥散分布，有利于夹杂物数量的增加；另一方面，可以促进以夹杂物为核心的晶内铁素体的生成，从而改善厚钢板的大线能量焊接性能。同时，还可以抑制以Al为主要成分的簇状氧化铝夹杂物，或者大型氧化铝夹杂物的形成，提高焊接热影响区韧性。这是因为簇状和大型氧化铝夹杂容易作为裂纹生成的起点导致裂纹的生成，降低焊接热影响区低温韧性。此外，当微米夹杂物的面密度小于100个/mm²时，微米夹杂物不能有效地发挥诱导晶内铁素体生长的作用。因此，需要控制微米夹杂物成分，使(Mg+Ca)/(Al+Ti)≥1.8，面密度≥100个/mm²。

对于钢中粒径为0.1～1.0μm的亚微米夹杂物，(Mg+Ca)/(Al+Ti)重量百分比含量的比值大于或等于1.1时，这种成分的亚微米夹杂物，有利于弥散分布，促进大量亚微米夹杂物的形成。在焊接热循环过程中，这样的亚微米夹杂物粒子可以有效地钉扎焊接热影响区奥氏体晶粒的长大，改善焊接热影响区的韧性。当亚微米夹杂物的面密度小于220个/mm²时，亚微米夹杂物不能有效地发挥钉扎焊接热影响区奥氏体晶粒长大的作用。因此，需要控制亚微米夹杂物形成，使其成分满足(Mg+Ca)/(Al+Ti)≥1.1，面密度≥220个/mm²。

本发明低碳当量可大线能量焊接用厚钢板的制造方法，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按下述成分冶炼、精炼、连铸成坯，钢的化学成分重量百分比为：

C 0.045～0.07％，Si 0.10～0.30％，Mn 1.3～1.6％，P≤0.015％，S0.001～0.01％，Ni 0.2～0.4％，Ti 0.005～0.035％，Mg 0.0005～0.01％，N0.001～0.01％，B 0.0005～0.005％，Al≤0.05％，Ca≤0.005％，REM≤0.02％，其余为Fe和不可避免杂质，钢板的化学成分满足2≤Ti/N≤6，Mg/(Al+Ti)≥0.024；

并且在钢板中，碳当量C_eq：0.32％～0.36％，有效硼量B_ef：0.0005～0.005％；其中，C_eq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15。当N-Ti×14.01/47.87≤0时，B_ef＝B；当N-Ti×14.01/47.87>0时，B_ef＝B-(N-Ti×14.01/47.87)×10.81/14.01；

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

采用1-30℃/s的冷却速度将钢板表面温度从750℃以上开始冷却至500℃以下。

进一步，所述厚钢板的化学成分还含有Nb 0.001～0.03％或Cr≤0.2％中一种以上元素，以重量百分比计。

在钢板中，对于直径大于等于1μm的微米夹杂物，夹杂物面密度≥100个/mm²，化学成分满足(Mg+Ca)/(Al+Ti)≥1.8；对于直径为0.1-1μm的亚微米夹杂物，夹杂物面密度≥220个/mm²，化学成分满足(Mg+Ca)/(Al+Ti)≥1.1。

本发明获得的钢板板厚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-40℃平均夏比冲击功达到100J以上。

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。

精轧之后采用1-30℃/s的冷却速度将钢板表面温度从750℃以上开始冷却至500℃以下，以保证母材具有合适的强度和韧性。当冷却速度小于1℃/s时，母材的强度下降，不能满足要求；当冷却速度大于30℃/s时，母材的韧性降低，不能满足要求。

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，Mg/(Al+Ti)比值，B_ef和C_eq进行合理控制，并对于直径大于等于1μm的微米夹杂物的面密度和化学成分(Mg+Ca)/(Al+Ti)比值，直径0.1-1μm的亚微米夹杂物的面密度和化学成分(Mg+Ca)/(Al+Ti)比值进行合理控制，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，或抑制奥氏体晶粒的长大，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≥100J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、Ti/N、B_ef、C_eq和Mg/(Al+Ti)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。

本发明低碳当量可大线能量焊接用厚钢板的制造方法为：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％％；精轧之后采用4-8℃/s的冷却速度将钢板表面温度从750℃以上开始冷却至500℃以下，以保证母材具有合适的强度和韧性。

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2≤Ti/N≤6，Mg/(Al+Ti)≥0.024，碳当量C_eq 0.32％～0.36％，有效硼量Bef：0.0005～0.005％。另外，控制直径大于等于1μm的微米夹杂物，面密度≥100个/mm²，化学成分满足(Mg+Ca)/(Al+Ti)≥1.8；直径为0.1-1μm的亚微米夹杂物，面密度≥220个/mm²，化学成分满足(Mg+Ca)/(Al+Ti)≥1.1。

在对比例1～3中，钢材中Mg含量均小于0.0005％，均不能满足Mg/(Al+Ti)≥0.024的要求。对比例2和3不能满足有效硼量B_ef：0.0005～0.005％的成分要求。同时，对比例1到3不能满足直径大于等于1μm的微米夹杂物的面密度和(Mg+Ca)/(Al+Ti)比值，直径为0.1-1μm的亚微米夹杂物的面密度和(Mg+Ca)/(Al+Ti)比值的要求。另外，在对比例3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次测试数据的平均值，母材和焊接热影响区-40℃夏比冲击功是三次测试数据的平均值。

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152、168、225、102、186、122、157、220(J)，对比例1、2、3的值是12、17、7(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和Mg/(Al+Ti)比值，以及B_ef和C_eq，并对于直径大于等于1μm的微米夹杂物面密度和化学成分(Mg+Ca)/(Al+Ti)比值，直径为0.1-1μm的亚微米夹杂物面密度和化学成分(Mg+Ca)/(Al+Ti)比值进行合理控制，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，或抑制奥氏体晶粒的长大，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≥100J良好的大线能量焊接性能。该技术可用于船舶、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。

Claims

1.一种低碳当量可大线能量焊接用厚钢板，其化学成分重量百分比为：

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％，

其余为Fe和不可避免杂质；其中，2≤Ti/N≤6，Mg/(Al+Ti)≥0.024；

并且在钢板中，

碳当量C_eq：0.32％～0.36％，C_eq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15；

有效硼量B_ef：0.0005～0.005％；

当N-Ti×14.01/47.87≤0时，B_ef＝B；

当N-Ti×14.01/47.87>0时，B_ef＝B-(N-Ti×14.01/47.87)×10.81/14.01。

2.如权利要求1所述的低碳当量可大线能量焊接用厚钢板，其特征是，所述厚钢板的化学成分还含有Nb 0.001～0.03％或Cr≤0.2％中一种或一种以上元素，以重量百分比计。

3.如权利要求1或2所述的低碳当量可大线能量焊接用厚钢板，其特征是，在钢板中，对于直径大于等于1μm的微米夹杂物，夹杂物面密度≥100个/mm²，化学成分满足(Mg+Ca)/(Al+Ti)≥1.8；对于直径为0.1-1μm的亚微米夹杂物，夹杂物面密度≥220个/mm²，化学成分满足(Mg+Ca)/(Al+Ti)≥1.1。

4.如权利要求1或2或3所述的低碳当量可大线能量焊接用厚钢板，其特征是，所述厚钢板母材抗拉强度≥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50J以上。

5.一种低碳当量可大线能量焊接用厚钢板的制造方法，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按下述成分冶炼、精炼、连铸成坯，钢的化学成分重量百分比为：C 0.045～0.07％，Si 0.10～0.30％，Mn 1.3～1.6％，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≤0.05％，Ca≤0.005％，REM≤0.02％，其余为Fe和不可避免杂质；该化学成分满足2≤Ti/N≤6，Mg/(Al+Ti)≥0.024；并且，

在钢板中，碳当量C_eq：0.32％～0.36％，

C_eq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15；

有效硼量B_ef：0.0005～0.005％；

当N-Ti×14.01/47.87≤0时，B_ef＝B；

当N-Ti×14.01/47.87>0时，B_ef＝B-(N-Ti×14.01/47.87)×10.81/14.01；

2)轧制

3)冷却

6.如权利要求5所述的低碳当量可大线能量焊接用厚钢板的制造方法，其特征是，所述厚钢板的化学成分还含有Nb 0.001～0.03％或Cr≤0.2％中一种或一种以上元素，以重量百分比计。

7.如权利要求5或6所述的低碳当量可大线能量焊接用厚钢板的制造方法，其特征是，在钢板中，对于直径大于等于1μm的微米夹杂物，夹杂物面密度≥100个/mm²，化学成分满足(Mg+Ca)/(Al+Ti)≥1.8；对于直径为0.1-1μm的亚微米夹杂物，夹杂物面密度≥220个/mm²，化学成分满足(Mg+Ca)/(Al+Ti)≥1.1。

8.如权利要求5或6或7所述的低碳当量可大线能量焊接用厚钢板的造方法，其特征是，获得的钢板母材抗拉强度≥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50J以上。