CN111926259B

CN111926259B - 一种大线能量焊接用低合金钢及其制备方法

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Publication number: CN111926259B
Application number: CN202010845048.8A
Authority: CN
Inventors: 李健; 师仲然; 柴锋; 罗小兵; 杨才福; 柴希阳; 王天琪; 段美琪
Original assignee: Zhonglian Advanced Steel Technology Co ltd; Central Iron and Steel Research Institute
Current assignee: Zhonglian Advanced Steel Technology Co ltd; Central Iron and Steel Research Institute
Priority date: 2020-08-20
Filing date: 2020-08-20
Publication date: 2021-08-03
Anticipated expiration: 2040-08-20
Also published as: CN111926259A

Abstract

本发明公开了一种大线能量焊接用钢板及其制备方法，属于高效焊接船舶与海工用钢技术领域，解决了现有技术中大线能量焊接用钢板工艺成本较高、强度不高、可承受大线能量焊接适应性不大、焊后冲击功较低等问题。本发明钢板的组成以质量百分比计为C：0.05～0.16％、Si：0.04～0.45％、Mn：0.5‑1.5％、P：≤0.025％、S：≤0.015％、Cu：0.10‑0.35％、Cr：0.05‑0.18％、Ni：0.05‑0.40％、Nb：0.022‑0.035％、V：0.05‑0.10％、Mo：0.02‑0.07％、Als：0.001～0.01％、N：0.001‑0.006％、O：0.002‑0.008％、Ti：0.006‑0.018％以及Mg：0.0003‑0.005％、Zr：0.0006‑0.03％中的一种或多种，其余为Fe和不可避免的杂质元素。本发明钢板在100‑200KJ/cm线能量焊接下具有良好低温韧性，具有良好的技术经济性和广泛的推广应用价值。

Description

一种大线能量焊接用低合金钢及其制备方法

技术领域

本发明属于高效焊接船舶与海工用低合金钢技术领域，特别涉及一种大线能量焊接用低合金钢钢及其制备方法。

背景技术

近年来，中国已成为世界第一造船大国，造船量占据全球造船业的三分之一。随着中国海洋开发步伐不断加大以及船舶工业快速增长，对于海洋工程用钢的需求量逐年上升，要求不断提高。船舶与各类海洋工程作为大型焊接结构，焊接成本占整个制造成本的30-40％，焊接工时成本占焊接成本的一半以上，为了提高焊接效率，缩短工程制造周期，在船舶与海洋工程领域多采用大线能量焊接。但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，当焊接线能量超过50KJ/cm时，容易导致奥氏体晶粒严重粗化；同时，由于焊后冷却速度缓慢，在随后的相变过程中容易形成粗大的侧板条铁素体、魏氏组织、上贝氏体等异常组织，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，影响整体结构件的安全使用性能。因此，如何解决大热输入焊接钢的低温韧性问题，提升船舶海工用钢的大线能量焊接适应性已成为钢铁行业需解决的迫切共性技术问题。

专利文献CN102560247A公开了一种中厚板大线能量钢及其冶炼办法，通过添加Ti、Al元素形成TiO_x-MnO-Al₂O₃-SiO₂-MnS复合夹杂物，这类复合夹杂的析出有助于诱导钢中形成针状铁素体，改善焊接热影响区的低温韧性，但其低温韧性较差，在-20℃条件下的冲击功不到100J。专利文献CN102839320A公开了一种大线能量焊接用钢板及其制造方法，通过添加B元素并采用TMCP热机械控制和快速冷却工艺生产，可适应焊接线能量在100-200KJ/cm范围内的高强度高韧性钢板，但其微合金化元素B冶炼过程中不易添加且易产生偏析，生产难度较高。专利文献CN103031491A公开了一种无铬微铝高强大线能量钢板及其制造方法，钢板具有优良的强度、塑韧性和焊接性能，但钢板的大线能量焊接适应性一般，仅为50-100KJ/cm。专利文献CN102312173A公开了一种抗拉强度700MPa级大线能量焊接结构用钢及其制造方法，通过成分合理设计形成Ti、Zr等氧化物，匹配TMCP工艺以提高钢的焊接性能，但其仅可适应30-100KJ/cm的焊接热输入。专利文献CN105256095A公开了一种大热输入焊接热影响区性能优异的钢板的冶炼方法，通过对钢中Ti/O、Mg+Zr与Ti+Al的比例控制，形成尺寸小于1μm的Mg、Zr、Ti复合夹杂物以提高材料的大线能量焊接适应性，但钢中需加入硼铁，硼易偏析并引发脆性，且其需要在破空无保护条件下喂丝处理，易导致钢水成分变化而影响最终效果。专利文献CN102839330A公开了一种800MPa级高强度大线能量焊接用厚板，通过低碳+高Ni+适量Cr、Mo元素实现厚度30mm以内钢板良好的焊接适应性，但其添加的Ni、Cr、Mo合金含量最高可达5％，成本较高，且仅适合40-100KJ/cm较小焊接线能量。专利文献CN102286692A公开了一种调质低温用钢及其制造方法，通过控制Mn/C、Ti/N、Ni/Cu、Ca/S等合金比值+再结晶控制轧制+在线直接淬火+回火热处理工艺生产，可承受大线能量焊接并获得较好低温性能，但其需要进行调质热处理，工艺成本较高。

总体来看，各研究机构通过不断努力促进了大线能量焊接用钢研究的进步，但通常需加入B等易偏析元素、或加入大量较为昂贵的Ni、Cr、Mo等合金元素，有的材料后续还要进行调质热处理，尽管如此，部分材料依然存在强度不高、可承受大线能量焊接适应性不大、焊后冲击功较低等不足。

发明内容

鉴于以上分析，本发明旨在提供大线能量焊接用低合金钢及其制备方法，本发明采用Ti、Mg、Zr氧化物冶金技术，通过氧化物冶金方式在钢中形成配比合理的Ti-X-O细小弥散复合夹杂，并采用控轧控冷工艺制备，从而细化钢板晶粒尺寸，提高钢板的强度和韧性，提升钢板的大线能量焊接适应性。通过微合金化比例、合金内部组织形态、晶粒尺寸以及基于氧化物冶金方式的夹杂物控制，并配合适当的制备工艺，可获得强韧匹配良好、适应100-200KJ/cm大线能量焊接的低合金钢板。

本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：

本发明提供了一种大线能量焊接用低合金钢，组成以质量百分比计为C：0.05～0.16％、Si：0.04～0.45％、Mn：0.5-1.5％、P：≤0.025％、S：≤0.015％、Cu：0.10-0.35％、Cr：0.05-0.18％、Ni：0.05-0.40％、Nb：0.022-0.035％、V：0.05-0.10％、Mo：0.02-0.07％、Als：0.001～0.01％、N：0.001-0.006％、O：0.002-0.008％、Ti：0.006-0.018％以及Mg：0.0003-0.005％、Zr：0.0006-0.03％中的一种或多种，其余为Fe和不可避免的杂质元素；

C、Si、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cu、Als、Ti、Mg、Zr同时满足如下关系：0.21％≤C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.38％，0.85％≤Si+Mn+Als≤1.65％，0.09≤Ti/(Nb+V)≤0.22，0.42≤Ti/(Mg+Zr)≤13.5。

本发明中各元素的作用为：

碳：碳属于间隙固溶强化元素，是钢中最主要的强化元素，钢中含碳量过低，钢的强度无法满足钢板作为结构材料的使用性能要求，因此其添加量不应低于0.05％；同时，碳又是钢中组织控制的主要元素，碳含量过高会增加钢中渗碳体(Fe₃C)含量，还会导致钢板在大线能量焊接条件下形成脆性相马奥岛，增加钢的焊接裂纹敏感性，降低钢的大线能量焊接适应性，为了避免碳的不利影响，其添加量不应高于0.16％；综合考虑，碳的含量应控制在0.05-0.16％范围内；

硅：硅是钢中主要脱氧元素，且硅还能溶于铁素体中提高钢的强度和硬度，因此其添加量不应低于0.04％；但硅含量过高会降低材料的塑性和韧性，并在大线能量焊接条件下使热影响区脆化从而恶化材料的焊接性，为了避免硅的不利影响，其添加量不应高于0.45％；综合考虑，硅的含量应控制在0.04-0.45％范围内；

锰：锰也是钢中的重要脱氧元素，还会作为脱硫剂消除因硫引起的热脆性，锰还能够提高材料的强度和韧性，因此其添加量不应低于0.5％；但锰含量过高容易引发偏析形成带状组织，导致材料的塑性、韧性和焊接性变差，为了避免锰的不利影响，其添加量不应高于1.5％；综合考虑，锰的含量应控制在0.5-1.5％范围内；

磷：磷是钢中的有害元素，作为杂质元素易在晶界形成磷化物偏聚或区域偏析，不利于材料的塑性、韧性和焊接性能，故磷的含量不宜过高；综合考虑，磷含量应控制在0.025％以下；

硫：硫也是钢中的有害元素，还易形成硫化物夹杂，恶化材料的塑性和韧性，在焊接过程中硫化物夹杂还会成为裂纹起点，故应当严格控制钢中的硫含量；综合考虑，硫含量应控制在0.015％以下；

铜：铜可以在确保材料韧性的同时提高钢的强度，并提高钢板的耐腐蚀性能，铜含量过低无法起到必要的强化效果，因此其添加量不应低于0.10％；但铜的熔点较低，在钢板热加工过程中易导致铜脆甚至引发热裂纹，为了避免铜的不利影响，其添加量不应高于0.35％；综合考虑，铜的含量应控制在0.10-0.35％范围内；

铬：铬可以通过细化晶粒和析出强化提高钢的强度，且铬还有助于改善材料的耐蚀性，因此其添加量不应低于0.05％；但铬含量过高会降低材料的塑性和韧性水平，还会在大线能量焊接条件下显著降低焊接热影响区低温韧性，为了避免铬的不利影响，其添加量不应高于0.18％；综合考虑，铬的含量应控制在0.05-0.18％范围内；

镍：镍可与奥氏体形成连续固溶体，在提高钢强度的同时，始终使材料的塑性和韧性保持在极高的水平，对材料的低温韧性改善作用显著，因此其添加量不应低于0.05％；但随着镍含量的增加，材料在热加工过程中易形成粘性较大的氧化铁皮，影响钢板表面质量，且镍属于贵重合金，大量添加会提高材料成本，为了避免镍的不利影响，其添加量不应高于0.40％；综合考虑，镍的含量应控制在0.05-0.40％范围内；

铌：铌可以部分固溶在钢中起固溶强化作用，同时铌配合控轧控冷工艺还可以细化奥氏体晶粒，产生细晶强化效果，在不影响钢的韧塑性条件下提高钢的强度，因此其添加量不应低于0.022％；但铌含量过高会降低材料的塑性和低温韧性，还会降低大线能量焊接条件下热影响区的韧性，为了避免铌的不利影响，其添加量不应高于0.035％；综合考虑，铌的含量应控制在0.022-0.035％范围内；

钒：钒可以细化奥氏体晶粒，通过弥散强化和细晶强化提高钢的强度，钒还可与碳和氮结合形成V(C,N)第二相析出，通过析出强化与细晶强化作用提高钢的强度和韧性，并在一定程度上改善钢的焊接性能，因此其添加量不应低于0.05％；但钒含量过高会增加材料的回火脆性，恶化材料的力学性能，为了避免钒的不利影响，其添加量不应高于0.10％；综合考虑，钒的含量应控制在0.05-0.10％范围内；

钼：钼是固溶强化元素，能够阻止奥氏体晶粒长大，通过细晶强化作用提高材料的强度，因此其添加量不应低于0.02％；但钼含量过高易使材料产生石墨化倾向，且钼也属于昂贵的合金元素，会增加材料成本，为了避免钼的不利影响，其添加量不应高于0.07％；综合考虑，钼的含量应控制在0.02-0.07％范围内；

酸溶铝：铝是钢中的强脱氧元素，常用酸溶铝含量表征钢中脱氧水平，酸溶铝含量过低表明钢中氧含量较高，会形成氧化物夹杂恶化材料综合性能，因此其含量不应低于0.001％；但酸溶铝含量高表明铝含量过高，易形成氮化铝，降低材料的塑性和韧性，且酸溶铝过高说明钢中氧含量过低，不利于氧化物冶金过程的开展，为了避免酸溶铝的不利影响，其含量不应高于0.01％；综合考虑，酸溶铝的含量应控制在0.001-0.01％范围内；

氮：氮在钢中属于有害气体元素，需通过适当的冶炼工艺控制在较低的含量，一定量的氮可与碳和钒形成V(C,N)第二相析出，提升钢的力学性能，因此其含量不应低于0.001％；但氮含量过高会增加钢的时效倾向、冷脆性、热脆性甚至形成气孔影响冶金质量，还会损坏钢的焊接性，为了避免氮的不利影响，其添加量不应高于0.006％；综合考虑，氮的含量应控制在0.001-0.006％范围内；

氧：氧在本发明中属于氧化物冶金关键元素，合理的氧含量控制是确保钢中形成大量细小弥散复合夹杂物，钉扎奥氏体晶界并粗晶晶内铁素体形核的必要保障，因此其含量不应低于0.002％；但氧易与钢中其他元素形成氧化物夹杂损坏钢的综合性能，过量氧还会与氧化物冶金过程关键元素Ti、Mg、Zr反应形成粗大的氧化物夹杂，恶化大线能量焊接条件下热影响区低温韧性，为了避免氧的不利影响，其含量不应高于0.008％；综合考虑，氧的含量应控制在0.002-0.008％范围内；

钛：钛可与氧结合形成氧化物，与氮结合形成TiN，两种类型的粒子都是典型的氧化物冶金粒子，且弥散分布的钛氧化物还将作为后续Mg、Zr复合夹杂物形核点，有助于改善大热输入焊接时热影响区组织并细化晶粒，从而提高韧性，因此其添加量不应低于0.006％；但钛含量过高会形成粗大的钛化物，降低焊接热影响区的低温韧性，为了避免钛的不利影响，其添加量不应高于0.018％；综合考虑，钛的含量应控制在0.006-0.018％范围内；

镁：镁的高温还原性较钛更强，可以与氧化钛夹杂氧化形成复合夹杂物，促进晶内针状铁素体形核，从而提高大线能量焊接条件下热影响区韧性，因此其添加量不应低于0.0003％；但镁含量过高会导致夹杂物粗化，反而不利于改善焊接热影响区韧性，为了避免镁的不利影响，其添加量不应高于0.005％；综合考虑，镁的含量应控制在0.0003-0.005％范围内；

锆：锆同样具有较高的高温还原性，且氧化锆比重较大，更易在钢中弥散分布，从而与氧化钛夹杂氧化形成细小弥散的复合夹杂物，促进晶内针状铁素体形核，提高大线能量焊接条件下热影响区韧性，因此其添加量不应低于0.0006％；但锆含量过高会导致夹杂物粗化，降低钢板本身的力学性能以及焊后热影响区韧性，为了避免锆的不利影响，其添加量不应高于0.03％；综合考虑，锆的含量应控制在0.0006-0.03％范围内；

本发明中合金元素的总量及合金元素比例控制的作用如下：

0.21％≤C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.38％：为了确保钢的强度满足结构材料使用要求，钢中必需保证适量的强化元素，因此钢中的C、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cu等元素的总量有下限控制要求；但是，上述元素的添加，均会在不同程度上提高钢板的碳当量，从而恶化材料的焊接性，降低大线能量焊接条件下热影响区的低温韧性，为获得良好的大线能量焊接适应性，必须控制上述元素的总加入量。当C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15低于0.21％时，即使通过极限条件下的控轧控冷，由于强化元素总量过低，钢的强度也难以满足结构材料应用要求；当C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15高于0.38％时，钢的碳当量过高会导致焊接困难，无法满足100-200KJ/cm大线能量焊接工艺要求。综合考虑材料的强度与焊接性需求，应控制0.21％≤C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.38％；优选地，0.24％≤C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.35％，或0.3％≤C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.35％。

0.85％≤Si+Mn+Als≤1.65％：Si、Mn、Al都是钢中重要的脱氧元素，其中Als为脱氧后酸溶铝含量，可以在一定程度上反应钢中的氧含量水平，为了确保钢质纯净，必须添加适量上述元素脱去钢中过量的氧，减少钢中氧化物夹杂总量，以保证钢板综合性能，因此钢中的Si、Mn、Al等元素总量有下限控制要求；但是，若脱氧元素添加过量，会导致钢中氧含量过低，无法确保后续氧化物冶金过程顺利进行，无法形成有效的氧化物质点，也无法促进晶内针状铁素体形核，进而影响钢的大线能量焊接适应性。当Si+Mn+Als低于0.85％时，即使增加精炼时间或真空脱气时间，钢中的总氧含量也较高，会导致钢中形成大量的氧化物夹杂，恶化钢板综合力学性能；当Si+Mn+Als高于1.65％时，钢在冶炼完毕后总氧含量偏低，后续喂入的氧化物丝多为单纯的合金质点，不能作为针状铁素体形核有效核心，起不到改善钢大线能量焊接适应性的目的。综合考虑钢的整体洁净度以及氧化物冶金热力学条件，应控制0.85％≤Si+Mn+Als≤1.65％，优选地，1.00％≤Si+Mn+Als≤1.50％；

0.09≤Ti/(Nb+V)≤0.22：Nb、V、Ti属于钢中必要的微合金元素，其加入配合控轧控冷可析出碳氮化物产生析出强化作用，并通过钉扎固定晶界组织奥氏体晶粒粗化从而产生晶粒细化作用，适量的Nb、V、Ti微合金对于提高钢的强韧作用显著，但过量的Nb、V不能形成碳氮化物，以固溶态存在会失去其微合金化作用，还会增加成本；而从改善钢的大线能量焊接适应性角度来说，Ti的化合物在高温下具有更好的稳定性，在大线能量焊接条件下可起到组织热影响区晶粒粗化的作用，从而可以提升焊接热影响区的低温韧性，改善钢的焊接性，因此要求Ti/(Nb+V)不应过低；但是，若钢中添加过量Ti，则在大线能量焊接条件下会形成粗大的钛化物，且较低的Nb、V含量也无法起到微合金化作用，不利于提高钢的综合性能。当Ti/(Nb+V)低于0.09时，对于大线能量焊接焊接适应性改善作用最为显著的Ti含量比例偏低，无法有效改善热影响区组织和低温韧性；当Ti/(Nb+V)高于0.22时，Nb、V无法起到复合微合金化效果，过量的Ti形成了粗大钛化物，钢的综合性能明显恶化。综合考虑钢的综合性能和焊接适应性，应控制在0.09≤Ti/(Nb+V)≤0.22，优选地，0.1≤Ti/(Nb+V)≤0.15。

0.42≤Ti/(Mg+Zr)≤13.5：在钢中弥散分布的钛化物可作为Mg、Zr复合夹杂物形核点，而Mg和Zr由于高温还原性更强，与Ti结合形成复合的Ti、Mg、Zr夹杂物，可以作为氧化物冶金质点，在大线能量焊接条件下促进晶内针状铁素体形核；当钢中的Ti含量较低而Mg、Zr含量较高时，形成的钛化物较少，Mg、Zr的过量加入会导致钢中杂质含量增加、夹杂物粗化，不仅起不到改善焊接性的目的，还会恶化材料综合力学性能，因此要求Ti/(Mg+Zr)不应过低；但若钢中Ti含量较高而Mg、Zr含量较低时，由于缺少Mg、Zr对钛化物夹杂的细化和弥散作用，过量的Ti会导致钛化物粗化，达不到本专利实施所要求的夹杂物尺寸及组成物比例控制要求，同样不利于改善焊接热影响区韧性。当Ti/(Mg+Zr)低于0.42时，对于大线能量焊接焊接适应性改善作用最为显著的Ti含量比例偏低，无法形成足够数量的氧化物冶金核心，难以有效改善热影响区组织和低温韧性；当Ti/(Mg+Zr)高于13.5时，Mg、Zr的含量无法支撑复合夹杂物数量、尺寸及组成物比例控制要求，过量的Ti会导致夹杂粗化，钢的综合性能明显恶化。综合考虑钢的大线能量焊接适应性要求，应控制在0.42≤Ti/(Mg+Zr)≤13.5，优选地，3≤Ti/(Mg+Zr)≤7。

进一步的，大线能量焊接用低合金钢的组成以质量百分比计为C：0.08～0.12％、Si：0.06～0.35％、Mn：0.8-1.2％、P：≤0.015％、S：≤0.008％、Cu：0.15-0.25％、Cr：0.08-0.12％、Ni：0.08-0.3％、Nb：0.028-0.032％、V：0.07-0.09％、Mo：0.04-0.06％、Als：0.003～0.008％、N：0.003-0.005％、O：0.004-0.007％、Ti：0.009-0.016％以及Mg：0.0005-0.003％、Zr：0.001-0.02％中的一种或多种，其余为Fe和不可避免的杂质元素。所述C、Si、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cu、Als、Ti、Mg、Zr同时满足关系：0.24％≤C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.35％，0.92％≤Si+Mn+Als≤1.45％，0.11≤Ti/(Nb+V)≤0.18，0.55≤Ti/(Mg+Zr)≤11.5。

本发明中钢中铁素体、珠光体组织、晶粒尺寸、钢中夹杂物尺寸、夹杂物面密度以及夹杂物组分比例的控制作用为：

铁素体：铁素体是碳在α-Fe中的间隙固溶体，是碳钢和低合金钢中主要组成相。由于α-Fe中的晶格间隙很小，因而其溶碳能力极差，在727℃时溶碳量最大，可达0.0218％，随着温度的下降溶碳量逐渐减小，在室温时溶碳量约为0.0008％，这种低碳特点赋予了其低的碳当量和更好的焊接性。当钢中铁素体含量低于65％时，组织中易焊接相比例过低，相对应的难焊接的珠光体相组成比例增高，钢的大线能量焊接适应性变差。因此，应控制钢中铁素体组织含量不低于65％；

珠光体：珠光体是奥氏体发生共析转变所形成的铁素体与渗碳体的共析体，其含碳量为0.77％，是铁素体薄层和渗碳体薄层交替重叠的层状复相物，由于相组成中的碳含量加高，会相应提高组成相的碳当量，增加其焊接难度。当钢中珠光体含量超过35％时，组织中难焊接相组成比例偏高，钢的大线能量焊接适应性变差。因此，应控制钢中珠光体组织含量不高于35％；

晶粒尺寸：晶粒是组成材料的基本单元，根据Hall-Petch理论钢的强度与晶粒大小密切相关，位错在运动过程中必须克服晶界障碍才能使变形由一个晶粒转到另一个晶粒上去，晶粒越细小，晶界越多，障碍越多，材料的强度也越高，反之则强度降低，为了保证所发明低合金钢的强度，钢的晶粒尺寸不能过大；但若母材的晶粒尺寸偏小，由于钢在大线能量焊接条件下，其焊缝和热影响区组织会发生粗化，此时依靠细晶强化带来的强度会大幅降低，导致焊接区性能恶化，为了保证钢焊后性能，钢的晶粒尺寸也不能过小。当钢中平均晶粒尺寸小于3μm时，钢具有足够高的强度，但这种细晶粒会在焊接后粗化，损失因细晶强化带来的强度增量，导致焊接接头性能恶化；当钢中平均晶粒尺寸大于25μm时，钢的强度不足，无法满足大线能量焊接用钢必要的结构力学性能要求。综合考虑，钢的平均晶粒尺寸应控制在3-25μm范围内。

夹杂物尺寸：高熔点复合氧化物夹杂是氧化物冶金过程的重要形核质点，通过在钢中形成大量细小弥散分布的Ti-X-O夹杂物，可以钉扎奥氏体晶界，促进钢中针状铁素体的形成，从而在大线能量焊接条件下细化热影响区组织提高韧性。当钢中夹杂物尺寸小于0.02μm时，由于高温形核质点太小，无法起到钉扎晶界和细化晶粒的作用；当钢中夹杂物尺寸大于4μm时，夹杂物尺寸过大，成为钢中有害夹杂，不仅起不到提高焊接热影响韧性的目的，还会恶化母材本身的力学性能。综合考虑，钢中夹杂物尺寸应控制在0.02-4μm。

夹杂物面密度：钢中的Ti-X-O夹杂物数量也是影响钢大线能量焊接适应性的重要特征参数，以面密度作为评价依据，Ti-X-O夹杂物数量过少时，在100-200KJ/cm大热输入条件下，形成的高熔点复合夹杂物数量不足，无法促进以夹杂物为核心的针状铁素体形成，最终达不到提高大线能量焊接条件下热影响区韧性的有益作用。因此，钢中的Ti-X-O夹杂物面积密度应不低于1.8×10⁶个/mm²。

夹杂物组分比例：钢中的Ti-X-O夹杂物组分比例是影响钢大线能量焊接适应性的重要特征参数，夹杂物中组分Ti氧化物是影响大线能量焊接适应性最主要的氧化物冶金核心，而X中的Mg、Zr是可以有效细化分散夹杂物，使钢中Ti-X-O夹杂物弥散分布的重要元素。因此，应控制钢中Ti-X-O型夹杂物平均含有Ti氧化物质量百分比不低于40％，X氧化物质量百分比不低于40％，X为Mg、Zr中的一种或两种混合。

在一种可能的设计中，低合金钢的组织由铁素体和珠光体组成，铁素体组织的含量不低于65％，珠光体组织的含量不高于35％。

在一种可能的设计中，低合金钢的铁素体平均晶粒尺寸为3μm～25μm。

在一种可能的设计中，低合金钢中Ti-X-O型夹杂物尺寸0.02μm-4μm，面积密度不低于1.8×10⁶个/mm²，X为Mg和/或Zr。

在一种可能的设计中，钢中Ti-X-O型夹杂物平均含有Ti氧化物质量百分比不低于40％，X氧化物质量百分比不低于40％。

在一种可能的设计中，铁素体组织的含量不低于75％，珠光体组织的含量不高于25％；所述钢的铁素体平均晶粒尺寸大于等于5μm且小于等于15μm；所述钢中Ti-X-O型夹杂物尺寸0.05-2μm，面积密度不低于2.5×10⁶个/mm²。

本发明还提供了一种大线能量焊接用低合金钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

S1.采用LD-LF-RH/VD冶炼流程进行钢水冶炼；

S2.连铸形成铸坯；

S3.在加热炉中对铸坯采用多阶段加热升温进行均热处理，铸坯从加热炉出炉后进行高压水除鳞处理，确保除鳞后铸坯温度≥1100℃；

S4.除鳞后进行控轧控冷，粗轧开轧温度≥1050℃，精轧开轧温度控制在900-950℃，终轧温度控制在800-850℃，轧后进行层流冷却，轧后冷却后返红温度控制在620-730℃；

S5.对轧后钢板进行矫直，终矫温度不低于550℃。

具体的，S1中，LD转炉冶炼钢水进行硅锰铝脱氧，控制炉后溶解氧含量≤180ppm，酸溶铝含量在5-130ppm，控制磷含量≤0.025％，为LF精炼阶段提供优质钢水；LF精炼造白渣脱硫，白渣脱硫保持时间≥15min，确保钢中低的S含量，控制硫含量≤0.015％，减少钢中有害的硫化物夹杂，LF终点定氧≤100ppm，为RH或VD精炼阶段的氧含量控制奠定基础，并实现钢种各合金成分的精准调控；将上述钢水搬运至RH(真空循环脱气)或VD(真空脱气)进行精炼，真空度≤120Pa，在精炼炉内保压时间≥15min，软吹氩处理时间≥10min，以减少钢中气体含量，同时按照钢板成分要求调整除Ti、Mg、Zr外其他合金元素含量，出炉前定氧，控制氧含量为0.002-0.008％，为后续连铸过程中氧化物冶金操作提供成分基础，然后出钢浇铸成连铸坯。

S2中，控制中包过热度不高于25℃，连铸坯断面尺寸230×1510mm，控制二冷区比水量0.4-0.7L/Kg，窄面结晶器冷却水量460-520L/min，宽面结晶器冷却水量3000-3500L/min，确保连铸坯整体冶金质量；控制连铸坯拉坯速度1.0-1.3m/min，匹配连铸坯与后续结晶器喂丝处理，确保连铸坯各部位获得弥散分布的高熔点复合夹杂物，作为氧化物冶金形核核心；采用电磁搅拌及轻压下以确保连铸坯获得低的偏析度以及较好的冶金质量；钢水开浇后，采用专用喂线装备在结晶器水口位置喂入Ti-X合金线，X可为单独的Mg、Zr或Mg和Zr的混合物，合金线的线径根据所加合金种类和填充率控制在Φ3-Φ8mm，喂线速度控制在5-35m/min，以确保喂线过程良好的工艺性和高的收得率。

S3中，在加热炉中对铸坯采用多阶段加热升温进行均热处理，预热段温度700-900℃，第一加热段1000-1150℃，第二加热段1180-1230℃，均热段1180-1250℃，铸坯总加热时间≥240min，存炉时间≤350min。通过上述加热控制，确保钢坯热透并充分奥氏体化且晶粒不粗化，各合金元素充分固溶，为后续轧制控制提供良好基础。铸坯从加热炉出炉后进行高压水除鳞处理，确保除鳞后钢坯温度≥1100℃，以确保控轧控冷温度控制要求。

S4中，除鳞后进行控轧控冷，粗轧开轧温度≥1050℃，精轧开轧温度控制在900-950℃，通过分阶段轧制避免进入混晶区轧制，导致钢板晶粒尺寸不均，并通过粗轧再结晶和精轧未再结晶区轧制充分细化晶粒尺寸；终轧温度控制在800-850℃，通过合理的终轧温度控制确保钢的力学性能控制要求；轧后进行层流冷却，轧后冷却后返红温度控制在620-730℃，通过控冷增加相变过冷度，增加铁素体形核率，并形成细小弥散的析出相，进一步改善钢的强韧性匹配；对轧后钢板进行矫直，终矫温度不低于550℃，确保钢板良好的板形质量。

进一步的，S1中，LD转炉冶炼阶段溶解氧含量≤150ppm，酸溶铝含量在8-100ppm，控制磷含量≤0.02％；LF精炼阶段白渣脱硫保持时间≥20min，LF终点定氧≤90ppm，硫含量≤0.01％；RH或VD精炼阶段，真空度≤100Pa，在精炼炉内保压时间≥20min，软吹氩处理时间≥15min，出炉前定氧，氧含量为0.003-0.007％。

进一步的，S2中，中包过热度不高于20℃，二冷区比水量0.5-0.7L/Kg，窄面结晶器冷却水量480-500L/min，宽面结晶器冷却水量3200-3400L/min，连铸坯拉坯速度1.1-1.2m/min，Mg、Zr或Mg和Zr的混合合金线喂线速度控制在8-30m/min。

进一步的，S3中，预热段温度750-900℃，第一加热段1000-1100℃，第二加热段1180-1200℃，均热段1180-1200℃，坯料总加热时间≥280min，存炉时间≤320min。

进一步的，S4中，控轧控冷阶段粗轧开轧温度≥1080℃，精轧开轧温度控制在920-950℃，终轧温度控制在820-850℃，轧后层流冷却返红温度控制在650-700℃；轧后钢板终矫温度560-580℃。

与现有技术相比，本发明至少能实现以下技术效果之一：

1)为适应当前海洋经济快速发展的需要，提高船舶与海洋工程用钢的大线能量焊接适应性，本法明提供了一种大线能量焊接用低合金钢及其制备方法，通过微合金化比例、合金内部组织形态、晶粒尺寸以及基于氧化物冶金方式的夹杂物控制，可获得强韧匹配良好、在100-200KJ/cm线能量焊接下具有良好低温韧性的大线能量焊接用低合金钢板。钢板的厚度达15-70mm，屈服强度为350-750MPa，抗拉强度为400-850MPa，-40℃的V型缺口冲击功在180-300J；钢板在100-200KJ/cm焊接线能量下，焊接接头热影响区-40℃的V型缺口冲击功在150-250J，具有良好的技术经济性和广泛的推广应用价值。

2)在加热炉中对铸坯采用多阶段加热升温进行均热处理，确保钢坯热透并充分奥氏体化且晶粒不粗化，各合金元素充分固溶，为后续轧制控制提供良好基础。

3)粗轧开轧温度≥1050℃，精轧开轧温度控制在900-950℃，通过分阶段轧制避免进入混晶区轧制，导致钢板晶粒尺寸不均，并通过粗轧再结晶和精轧未再结晶区轧制充分细化晶粒尺寸；终轧温度控制在800-850℃，通过合理的终轧温度控制确保钢的力学性能控制要求；轧后进行层流冷却，轧后冷却后返红温度控制在620-730℃，通过控冷增加相变过冷度，增加铁素体形核率，并形成细小弥散的析出相，进一步改善钢的强韧性匹配。

本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在所写的说明书以及附图中所特别指出的结构来实现和获得。

附图说明

附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的附图标记表示相同的部件。

图1为对比例1成分材料放大100倍的金相组织；

图2为对比例2成分材料放大100倍的夹杂物形貌；

图3为对比例3成分材料放大500倍的金相组织；

图4为对比例4成分材料放大100倍的金相组织；

图5为实施例6成分材料放大5000倍的夹杂物SEM形貌；

图6为实施例7成分材料ASPEX夹杂物面密度扫描图；

图7为实施例9成分材料经大线能量焊接后放大100倍的针状铁素体形貌。

具体实施方式

以下结合具体实施例对一种大线能量焊接用低合金钢及其制备方法作进一步的详细描述，这些实施例只用于比较和解释的目的，本发明不限定于这些实施例中。

本发明给出对比例1-5以及实施例1-9，以对比说明本发明所制备大线能量焊接用低合金钢组成及所产生的效果。对比例及各实施例的具体化学成分见表1，合金元素比例、组织组成、晶粒尺寸、夹杂物尺寸、夹杂物面密度以及夹杂物组分比例见表2。

表1对比例及各实施例化学成分

表2对比例及各实施例合金元素比例、组织、晶粒和夹杂物

分别按照GB/T 228.1-2010《金属材料拉伸试验》和GB/T 229-2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》测试了材料的室温拉伸和冲击性能，并采用100-200KJ/cm的焊接热输入对试验材料进行焊接热模拟，测试热模拟后试样-40℃夏比冲击功，实施例材料的力学性能测试结果如表3所示。

表3对比例及各实施例力学性能

对比例1：钢中碳含量为0.04％，不满足发明要求的0.05-0.16％碳含量要求，其他元素、合金比例、组织、晶粒尺寸、夹杂物均满足发明要求；受碳含量影响，尽管试验钢具备较好的大线能量焊接适应性，但钢的抗拉强度为255MPa，屈服强度为218MPa，这主要是由于低碳导致钢中较为粗大的铁素体组织所致，未达到大线能量焊接用钢作为结构材料应用的强度要求，钢中组织如图1所示；

对比例2：钢中Ti/(Mg+Zr)的值为18.89，不满足发明要求的0.42-13.5要求，夹杂物组分为72％Ti+13％Mg+15％Zr，其中Mg+Zr的比重仅为28％，不满足发明要求的不低于40％要求，其他元素、合金比例、组织、晶粒尺寸、夹杂物均满足发明要求；受Ti/(Mg+Zr)影响，夹杂物组分中Mg+Zr比例偏低，钢中夹杂物尺寸较为粗大，尽管试验钢具备较好的拉伸性能，但其母材的-40℃冲击功值仅为131J，经过大线能量焊接后的-40℃冲击功更低至65J，母材及焊接热影响区的低温韧性均较差，不满足大线能量焊接钢力学性能要求，钢中夹杂物如图2所示；

对比例3：钢中铁素体与珠光体组织的含量分别为54％和46％，不满足发明要求的65％+35％要求，其他元素、合金比例、组织、晶粒尺寸、夹杂物均满足发明要求；受组织组成影响，钢中硬相珠光体组织含量偏高，尽管试验钢具备更高的强度，但其延伸率低至18％，塑性较差，且母材和经过大线能量焊接后的-40℃冲击功分别低至164J和142J，母材及焊接热影响区的低温韧性均较差，不满足大线能量焊接钢力学性能要求，钢中微观组织如图3所示；

对比例4：钢中晶粒尺寸达到33μm，不满足发明要求的3-25μm要求，其他元素、合金比例、组织、晶粒尺寸、夹杂物均满足发明要求；受粗大的晶粒尺寸影响，钢的屈服强度低至339MPa，母材和经过大线能量焊接后的-40℃冲击功分别低至129J和55J，母材及焊接热影响区的低温韧性均较差，其综合力学性能不满足大线能量焊接钢力学性能要求，钢中微观组织如图4所示；

对比例5：钢中夹杂物组分为27％Ti+36％Mg+37％Zr，不满足Ti氧化物组分不低于40％的要求，其他元素、合金比例、组织、晶粒尺寸、夹杂物均满足发明要求；受夹杂物组分影响，尽管钢的母材各项力学性能均满足结构应用要求，但经过大线能量焊接后的-40℃冲击功低至116J，钢的大线能量焊接适应性较差，不满足100-200KJ/cm大线能量焊接要求；

实施例6、7、9中材料的夹杂物SEM形貌、ASPEX夹杂物面密度、大线能量焊接热模拟后组织中针状铁素体形貌分别如图5、6、7所示。

由表2可见，各实施例大线能量焊接用钢均具有良好的力学性能，随着钢中合金比例的优化、组织中铁素比比例的增加、晶粒尺寸的减小、Ti-X-O型夹杂物尺寸的减小、夹杂物面密度增加以及夹杂物组分中Ti、Mg、Zr含量的提高，钢的综合力学性能特别是大线能量焊接后的低温韧性显著改善；其抗拉强度在641-847MPa范围，屈服强度在502-744MPa范围，延伸率在35-56％范围，断面收缩率在46-77％范围，母材-40℃冲击功在194-298J范围，具有优良的综合力学性能；同时，钢经过100-200KJ/cm的大线能量焊接热模拟后，其-40℃冲击功达到了162-247J，显示出了优异的大线能量焊接适应性。

上述发明实施例中的大线能量焊接用低合金钢，在具备良好综合力学性能的基础上，大线能量焊接适应性较传统钢大幅提升，其经过100-200KJ/cm大线能量焊接热模拟后的-40℃冲击功值最高可达250J，具有优异的大线能量焊接适应性。同时，由于本发明产品仅通过微合金化比例控制配合适当的制备工艺，通过控制合金内部组织形态、晶粒尺寸，并基于氧化物冶金方式进行夹杂物控制，即可获得强韧匹配良好、在100-200KJ/cm线能量焊接下具有良好低温韧性的钢板，具有优异的综合性能和大线能量焊接适应性，十分容易实现工业化生产，具有良好的技术经济性和广泛的推广应用价值。

以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims

1.一种大线能量焊接用低合金钢，其特征在于，组成以质量百分比计为C：0.05～0.16％、Si：0.04～0.45％、Mn：0.5-1.5％、P：≤0.025％、S：≤0.015％、Cu：0.10-0.35％、Cr：0.05-0.18％、Ni：0.05-0.40％、Nb：0.022-0.035％、V：0.05-0.10％、Mo：0.02-0.07％、Als：0.001～0.01％、N：0.001-0.006％、O：0.002-0.008％、Ti：0.006-0.018％以及Mg：0.0003-0.005％、Zr：0.0006-0.03％中的一种或多种，其余为Fe和不可避免的杂质元素；

所述C、Si、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cu、Als、Ti、Mg、Zr同时满足如下关系：0.21％≤C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.38％，0.85％≤Si+Mn+Als≤1.65％，0.09≤Ti/(Nb+V)≤0.22，0.42≤Ti/(Mg+Zr)≤13.5；

所述低合金钢的组织由铁素体和珠光体组成，铁素体组织的含量不低于65％。

2.根据权利要求1所述的一种大线能量焊接用低合金钢，其特征在于，组成以质量百分比计为C：0.08～0.12％、Si：0.06～0.35％、Mn：0.8-1.2％、P：≤0.015％、S：≤0.008％、Cu：0.15-0.25％、Cr：0.08-0.12％、Ni：0.08-0.3％、Nb：0.028-0.032％、V：0.07-0.09％、Mo：0.04-0.06％、Als：0.003～0.008％、N：0.003-0.005％、O：0.004-0.007％、Ti：0.009-0.016％以及Mg：0.0005-0.003％、Zr：0.001-0.02％中的一种或多种，其余为Fe和不可避免的杂质元素；

所述C、Si、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cu、Als、Ti、Mg、Zr同时满足如下关系：0.24％≤C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.35％，0.92％≤Si+Mn+Als≤1.45％，0.11≤Ti/(Nb+V)≤0.18，0.55≤Ti/(Mg+Zr)≤11.5。

3.根据权利要求1所述的大线能量焊接用低合金钢，其特征在于，所述低合金钢的铁素体平均晶粒尺寸为3μm～25μm。

4.根据权利要求1所述的大线能量焊接用低合金钢，其特征在于，所述低合金钢中Ti-X-O型夹杂物尺寸0.02μm-4μm，面积密度不低于1.8×10⁶个/mm²，所述X为Mg和/或Zr。

5.根据权利要求4所述的大线能量焊接用低合金钢，其特征在于，所述钢中Ti-X-O型夹杂物平均含有Ti氧化物质量百分比不低于40％，X氧化物质量百分比不低于40％。

6.根据权利要求1-5任一项所述的大线能量焊接用低合金钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

S1.采用LD-LF-RH/VD冶炼流程进行钢水冶炼；

S2.连铸形成铸坯；

S3.在加热炉中对铸坯采用多阶段加热升温进行均热处理，铸坯从加热炉出炉后进行高压水除鳞处理；

S5.对轧后钢板进行矫直。

7.根据权利要求6所述的大线能量焊接用低合金钢的制备方法，其特征在于，所述S1中，LD转炉冶炼钢水进行硅锰铝脱氧，控制炉后溶解氧含量≤180ppm，酸溶铝含量在5-130ppm，控制磷含量≤0.025％；LF精炼造白渣脱硫，白渣脱硫保持时间≥15min，LF终点定氧≤100ppm，控制硫含量≤0.015％；将钢水搬运至RH或VD进行精炼，真空度≤120Pa，在精炼炉内保压时间≥15min，软吹氩处理时间≥10min，按照钢板成分要求调整除Ti、Mg、Zr外其他合金元素含量，出炉前定氧，控制氧含量为0.002-0.008％。

8.根据权利要求6所述的大线能量焊接用低合金钢的制备方法，其特征在于，所述S2中控制连铸坯拉坯速度1.0-1.3m/min；

钢水开浇后，采用喂线装备在结晶器水口位置喂入Ti-X合金线，X为单独的Mg、Zr或Mg和Zr的混合物，喂线速度控制在5-35m/min。

9.根据权利要求6所述的大线能量焊接用低合金钢的制备方法，其特征在于，所述S3中均热处理包括预热段、第一加热段、第二加热段和均热段，预热段温度为700-900℃，第一加热段温度为1000-1150℃，第二加热段温度为1180-1230℃，均热段温度为1180-1250℃，铸坯总加热时间≥240min，存炉时间≤350min。