本發(fā)明涉及焊接用厚鋼板制造技術(shù)領(lǐng)域，特別涉及一種大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚鋼板及其制造方法，該厚鋼板板厚50～70mm，母材抗拉強(qiáng)度≥510MPa，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，在-40℃下的平均夏比沖擊功在100J以上，同時-40℃下的母材板厚1/2平均夏比時效沖擊功在46J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)：
對于造船、建筑等領(lǐng)域，提高厚鋼板的大線能量焊接性能，可以提高焊接效率、縮短制造工時，降低制造成本。對于壓力容器、石油天然氣管線及海洋平臺等領(lǐng)域，改善厚鋼板的焊接熱影響區(qū)韌性也已成為越來越迫切的要求。
近年來，隨著焊接構(gòu)造物的大型化，板厚50mm以上，母材的抗拉強(qiáng)度≥510MPa級的鋼材已經(jīng)大量使用。為了提高這些厚鋼板的焊接效率，已經(jīng)開發(fā)了以氣電立焊、電渣焊為代表的大線能量、單道次焊接方法。這些大線能量焊接方法，可以大幅度提高焊接效率，縮短焊接工時，降低制造成本，降低焊接工的勞動強(qiáng)度。
經(jīng)大線能量焊接后，鋼材的組織結(jié)構(gòu)遭到破壞，奧氏體晶粒明顯長大，形成粗晶熱影響區(qū)，降低了焊接熱影響區(qū)的韌性。在粗晶熱影響區(qū)導(dǎo)致脆化的組織是冷卻過程中形成的粗大的晶界鐵素體、側(cè)板條鐵素體和上貝氏體，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M-A組元等。隨著舊奧氏體晶粒粒徑的增加，晶界鐵素體和側(cè)板條鐵素體等尺寸也相應(yīng)增大，焊接熱影響區(qū)的夏比沖擊功將顯著降低。
日本專利JP5116890公開的“大入熱溶接用高張力鋼材製品製造方法”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)船板鋼所要求的焊接線能量達(dá)到400kJ/cm，建筑用鋼的焊接線能量達(dá)到800-1000kJ/cm的條件下，在焊接過程中，焊接熱影響區(qū)的溫度將高達(dá)1400℃，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)晶粒長大的作用將大部分消失，這時將不能阻止焊接熱影響區(qū)韌性的劣化。
日本專利JP517300揭示了利用鈦的氧化物提高鋼材大線能量焊接性能的方法。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。但是在焊接線能量大于200kJ/cm的大線能量焊接過程中，單靠鈦的氧化物仍然不足以改善焊接熱影響區(qū)的韌性。
技術(shù)實現(xiàn)要素：
本發(fā)明的目的是提供一種大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚鋼板及其制造方法，該厚鋼板板厚50～70mm，母材抗拉強(qiáng)度≥510MPa，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，在-40℃下的平均夏比沖擊功在100J以上，同時-40℃下的母材板厚1/2平均夏比時效沖擊功在46J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。
為達(dá)到上述目的，本發(fā)明的技術(shù)方案是：
大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚鋼板，其化學(xué)成分重量百分比為：C：0.05～0.09％，Si：0.10～0.30％，Mn：1.2～1.6％，P≤0.02％，S：0.0015～0.007％，Ni：0.2～0.4％，Ti：0.005～0.03％，Mg：0.0005～0.004％，N：0.001～0.006％，Al：0.004～0.036％，Ca≤0.0032％，REM≤0.005％，Zr≤0.003％，其余為Fe和不可避免雜質(zhì)；且，需同 時滿足：
1≤Ti/N≤6，Mg/Ti≥0.017；
鋼中有效S量＝S-1.3Mg-0.8Ca-0.34REM-0.35Zr；
鋼中有效S量：0.0003～0.003％；
鋼板中MgO+Ti2O3+MnS復(fù)合夾雜物的數(shù)量比例≥5％。
進(jìn)一步，本發(fā)明厚鋼板的化學(xué)成分還含有Nb≤0.03％或Cr≤0.2％中一種以上元素，以重量百分比計。
在本發(fā)明鋼的成分設(shè)計中：
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0.05％。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0.09％。
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0.1％。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％。
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在氧化物夾雜表面析出，在該夾雜物的周圍形成貧Mn層，可以有效地促進(jìn)晶內(nèi)針狀鐵素體的生成，Mn的下限值為1.2％。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MA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％。
Ti，與Mg共同作用，形成MgO+Ti2O3氧化物，在該氧化物表面容易析出MnS，從而促進(jìn)晶內(nèi)針狀鐵素體的生成。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0.03％。
Mg，添加Mg可以生成微細(xì)彌散分布的MgO夾雜，更多的情況是與Ti共同作用，形成MgO+Ti2O3氧化物，在該氧化物表面容易析出MnS，從而促進(jìn)晶內(nèi)針狀鐵素體的生成，提高焊接熱影響區(qū)的韌性。鋼中的Mg含量以0.0005-0.004％為宜。當(dāng)Mg含量小于0.0005％時，鋼中Mg/Ti的比例減小，不能滿足Mg/Ti≥0.017的要求。同時鋼中生成的MgO+Ti2O3+MnS復(fù)合夾雜物的數(shù)量比例將顯著減少，不能滿足MgO+Ti2O3+MnS復(fù)合夾雜物的數(shù)量比例≥5％的要求。如果Mg含量大于0.004％，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。
本發(fā)明發(fā)現(xiàn)，添加的Mg和鋼液中的Ti存在競爭脫氧的關(guān)系，當(dāng)Mg含量過低，Ti含量過高時，夾雜物中MgO的成分過低，不利于夾雜物的微細(xì)彌散分布。為此，鋼中的Mg、Ti含量要滿足Mg/Ti≥0.017。
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。
同時，要保持鋼材中具有合適的Ti/N比，其比值為1≤Ti/N≤6。當(dāng)Ti/N小于1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，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(diǎn)，降低了母材和焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性。
Al，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0.036％。同時，鋼中保持一定的Al含量，可以提高鋼液的潔凈度，降低鋼中的全氧含量，從而提高鋼材的沖擊韌性，因此Al含量的下限為0.004％。
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(diǎn)的夾雜物，改善夾雜物的形貌。如果Ca含量大于0.0032％，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0.0032％。
REM和Zr，REM和Zr的添加可以改善硫化物的形態(tài)，同時REM和Zr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0.005％，Zr的含量大于0.003％，將生成部分粒徑大于5μm的夾雜物，降低母材和焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性。
S，在Mg、Ca、REM和/或Zr的添加過程中，與Mg、Ca、REM和/或Zr形成硫化物，還可以促進(jìn)MnS在氧化物粒子上，特別是在MgO+Ti2O3氧化物粒子表面析出，或在Mg、Ca，REM和Zr的硫化物粒子表面析出，從而促進(jìn)晶內(nèi)針狀鐵素體的形成，其下限為0.0015％。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0.007％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(diǎn)，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0.007％。
本發(fā)明通過大量研究發(fā)現(xiàn)：
鋼中的有效S量＝S-1.3Mg-0.8Ca-0.34REM-0.35Zr，當(dāng)鋼中有效S量小于0.0003時，不能滿足MnS大量析出的要求，鋼中MgO+Ti2O3+MnS復(fù)合夾雜物的數(shù)量比例將不能滿足≥5％的要求。由于在MgO+Ti2O3+MnS復(fù)合夾雜物表面形成的針狀鐵素體的數(shù)量減少，大線能量焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性將大幅度降低。當(dāng)有效S量大于0.003％時，將會導(dǎo)致單質(zhì)MnS夾雜物的數(shù)量急劇增加，尺寸顯著長大，這種大型MnS夾雜物在軋制過程中沿著軋向延伸，將大幅度地降低鋼材的橫向沖擊性能。因此，鋼中有效S量控制范圍是0.0003～0.003％。
上述公式中的含量均以實際數(shù)值計入，不包括％。
本發(fā)明夾雜物的成分確定采用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， 每個樣品夾雜物的平均成份是對于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。某種夾雜物的數(shù)量比例是該種夾雜物的面密度和所有種類夾雜物的面密度的比值。
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0.02％。
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％。
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，其上限為0.03％。
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(diǎn)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％。
本發(fā)明通過大量的試驗研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)鋼中Mn含量滿足1.2～1.6％，Mg，Ti含量滿足Mg/Ti≥0.017，Ti/N比滿足1≤Ti/N≤6，鋼中有效S量的范圍是0.0003～0.003％的時候，容易形成MgO+Ti2O3為核心，MnS在夾雜物外圍析出的復(fù)合夾雜物。這種夾雜物，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)針狀鐵素體的生成，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(diǎn)誘導(dǎo)裂紋的生成，降低焊接熱影響區(qū)低溫韌性。
本發(fā)明的大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚鋼板的制造方法，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：0.05～0.09％，Si：0.10～0.30％，Mn：1.2～1.6％，P≤0.02％，S：0.0015～0.007％，Ni：0.2～0.4％，Ti：0.005～0.03％，Mg：0.0005～0.004％，N：0.001～0.006％，Al：0.004～0.036％，Ca≤0.0032％，REM≤0.005％，Zr≤0.003％，其余為Fe和不可避免雜質(zhì)；且，需要同時滿足：
1≤Ti/N≤6，Mg/Ti≥0.017；
鋼中有效S量＝S-1.3Mg-0.8Ca-0.34REM-0.35Zr；
鋼中有效S量：0.0003～0.003％；
控制鋼板中MgO+Ti2O3+MnS復(fù)合夾雜物的數(shù)量比例≥5％；
2)軋制
將鑄坯加熱到1050～1250℃，初軋溫度高于930℃，累計壓下率大于30％；精軋溫度小于930℃，累計壓下率大于30％；
3)冷卻
采用2-20℃/s的冷卻速度將鋼板表面溫度從750℃以上開始冷卻至500℃以下。
進(jìn)一步，所述厚鋼板的化學(xué)成分還含有Nb≤0.03％或Cr≤0.2％中一種以上元素，以重量百分比計。
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)在-40℃的平均夏比沖擊功在100J以上，同時-40℃下的母材板厚1/2平均夏比時效沖擊功在46J以上。
本發(fā)明在軋制和冷卻工藝中，
軋制前的加熱溫度小于1050℃時，Nb的碳氮化物不能完全固溶。當(dāng)加熱溫度大于1250℃時，將導(dǎo)致奧氏體晶粒的長大。
初軋溫度高于930℃，累計壓下率大于30％，這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。
精軋溫度小于930℃，累計壓下率大于30％，這是因為在這樣的溫度下，奧氏體不發(fā)生再結(jié)晶，軋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。
精軋之后采用2-20℃/s的冷卻速度將鋼板表面溫度從750℃以上開始冷卻至500℃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2℃/s時，母材的強(qiáng)度下降，不能滿足要求；當(dāng)冷卻速度大于20℃/s時，母材的韌性降低，不能滿足要求。
本發(fā)明的有益效果：
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和Mg/Ti比值進(jìn)行合理控制，對于鋼中有效S量進(jìn)行控制，同時控制鋼板中MgO+Ti2O3+MnS復(fù)合夾雜物的數(shù)量比例，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)針狀鐵素體的生長，并且抑制大線能量焊接過程中奧氏體晶粒的長大，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-40≥100J良好的大線能量焊接性能，同時-40℃下的母材板厚1/2平均夏比時效沖擊功在46J以上。
具體實施方式
下面結(jié)合實施例對本發(fā)明做進(jìn)一步說明。
表1是本發(fā)明實施例和對比例的化學(xué)成分、Ti/N和Mg/Ti比值，有效S量。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。
本發(fā)明通過冶煉、精煉和連鑄得到鑄坯，后將鑄坯加熱到1050℃～1250℃，初軋溫度為1000～1150℃，累計壓下率為50％；精軋溫度為700～850℃，累計壓下率為53～67％％；精軋之后采用4-8℃/s的冷卻速度將鋼板表面溫度從750℃以上開始冷卻至500℃ 以下，以保證母材具有合適的強(qiáng)度和韌性。
對于母材板厚1/2部取時效沖擊試樣，5％應(yīng)變量，在-40℃下進(jìn)行三個樣品的夏比沖擊試驗，時效沖擊試樣數(shù)據(jù)是三次測量結(jié)果的平均值。
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℃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。
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Ti/N比值為1≤Ti/N≤6，Mg/Ti≥0.017。另外，控制有效S量0.0003～0.003％，鋼板中MgO+Ti2O3+MnS復(fù)合夾雜物的數(shù)量比例≥5％。
在對比例1～2中，鋼材中Mg含量均小于0.0005％，均不滿足Mg/Ti≥0.017，鋼中有效S量0.0003～0.003％的成分要求。同時對比例2鋼板中MgO+Ti2O3+MnS復(fù)合夾雜物的數(shù)量比例不滿足大于等于5％的要求。另外，在對比例1中，Ti/N比不能滿足本發(fā)明的要求。
表2列出了實施例和對比例中母材的拉伸性能，沖擊韌性，時效沖擊性能，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)度和斷面收縮率為兩個測試數(shù)據(jù)的平均值，母材，時效沖擊和焊接熱影響區(qū)-40℃夏比沖擊功是三個測試數(shù)據(jù)的平均值。
從表中數(shù)據(jù)可以看出，實施例和對比例的母材拉伸和沖擊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℃夏比沖擊功進(jìn)行了測試，實施例1～6的值分別是130、160、230、180、182、105(J)，均大于100J。對比例1、2的值是22、17(J)。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。另外，所有實施例的-40℃下的母材板厚1/2平均夏比時效沖擊功在46J以上。在對比例1中，由于有效硫量超過了0.003％的上限， 板厚1/2時效沖擊性能大幅度下降。
本發(fā)明采取合適的成分設(shè)計，通過對于鋼中Ti/N和Mg/Ti比值進(jìn)行合理控制，對于鋼中有效S量進(jìn)行控制，同時控制鋼板中MgO+Ti2O3+MnS復(fù)合夾雜物的數(shù)量比例，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)針狀鐵素體的生長，或者抑制大線能量焊接過程中奧氏體晶粒的長大，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-40≥100J良好的大線能量焊接性能，同時-40℃下的母材板厚1/2平均夏比時效沖擊功在46J以上。本發(fā)明技術(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。