本發(fā)明屬于鋼鐵冶金和鋼鐵材料領(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，該鋼板板厚50～70mm，母材抗拉強(qiáng)度≥510MPa，進(jìn)行焊接線能量為200～400kJ/cm的焊接，鋼板的焊接熱影響區(qū)在-40℃下的平均夏比沖擊功在100J以上，同時(shí)-40℃下的母材板厚1/2平均夏比時(shí)效沖擊功在46J以上。可以應(yīng)用于造船、建筑、海洋平臺(tái)、橋梁、壓力容器和石油天然氣管線等領(lǐng)域的焊接結(jié)構(gòu)材料。
背景技術(shù)：
對(duì)于造船、建筑、壓力容器、石油天然氣管線及海洋平臺(tái)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(shí)，降低制造成本，因此改善厚鋼板的焊接熱影響區(qū)韌性已成為越來越迫切的要求。
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(zhǎng)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。
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公開的“大入熱溶接用高張力鋼材制品制造方法”，在其鋼材的成分設(shè)計(jì)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(shí)，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(zhǎng)大，其抑制焊接熱影響區(qū) 晶粒長(zhǎng)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。
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?yàn)殁伒难趸镌诟邷叵路€(wěn)定，不易發(fā)生固溶。同時(shí)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。參見日本專利JP517300“溶接継手熱影響部靭性のすぐれた鋼材の製造法”。
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(shì)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5μm時(shí)，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。
技術(shù)實(shí)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，具有vE-40≥100J良好的焊接熱影響區(qū)沖擊韌性，同時(shí)-40℃下的母材板厚1/2平均夏比時(shí)效沖擊功在46J以上。
為達(dá)到上述目的，本發(fā)明的技術(shù)方案是：
一種大線能量焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的厚鋼板，其化學(xué)成分的質(zhì)量百分比為：C：0.05～0.08％，Si：0.10～0.30％，Mn：1.2～1.6％，P≤0.02％，S：0.002～0.008％，B：0.0005～0.005％，Ni：0.20～0.40％，Cu：0.15～0.3％，Ti：0.005～0.03％，Al：0.003～0.03％，Ca：0.001～0.005％，REM≤0.01％，Zr≤0.01％，N：0.001～0.006％，其余為Fe和不可避免雜質(zhì)；并且，同時(shí)滿足：
1≤Ti/N≤6，(Ca+REM+Zr)/Al≥0.11；
鋼中有效S量＝S-0.8Ca-0.34REM-0.35Zr；
鋼中有效S量：0.0006～0.005％；
鋼板中CaO+Al2O3+MnS+TiN復(fù)合型夾雜的數(shù)量比例≥12％。
進(jìn)一步，鋼的化學(xué)成分還含有Nb≤0.03％或Cr≤0.2％中一種以上元素， 以質(zhì)量百分比計(jì)。
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、精煉和連鑄
按下述成分冶煉、精煉、連鑄成坯，鋼的化學(xué)成分質(zhì)量百分比為：C：0.05～0.08％，Si：0.10～0.30％，Mn：1.2～1.6％，P≤0.02％，S：0.002～0.008％，B：0.0005～0.005％，Ni：0.20～0.40％，Cu：0.15～0.3％，Ti：0.005～0.03％，Al：0.003～0.03％，Ca：0.001～0.005％，REM≤0.01％，Zr≤0.01％，N：0.001～0.006％，其余為Fe和不可避免雜質(zhì)；并且，需同時(shí)滿足：
1≤Ti/N≤6，(Ca+REM+Zr)/Al≥0.11；
鋼中有效S量＝S-0.8Ca-0.34REM-0.35Zr；
鋼中有效S量：0.0006～0.005％；
控制鋼板中CaO+Al2O3+MnS+TiN復(fù)合型夾雜的數(shù)量比例≥12％；
2)軋制
將鑄坯加熱到1050～1250℃，初軋溫度高于930℃，累計(jì)壓下率大于30％；精軋溫度小于930℃，累計(jì)壓下率大于30％；
3)冷卻
以2～30℃/s的冷卻速率水冷至終冷溫度300～550℃。
進(jìn)一步，鋼的化學(xué)成分還含有Nb≤0.03％或Cr≤0.2％中一種以上元素，以質(zhì)量百分比計(jì)。
在本發(fā)明鋼的成分設(shè)計(jì)中：
C，是增加鋼材強(qiáng)度的元素。對(duì)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0.08％。
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(shí)，會(huì)降低母材的韌性，同時(shí)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(shí)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(shí)會(huì)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％。
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(jià)格昂貴，鑒于成本的限制，其上限為0.4％。
Cu，可以提高母材的強(qiáng)度和韌性，其下限為0.15％。但是Cu含量過高，將導(dǎo)致熱態(tài)脆性，Cu的上限為0.3％。
Ti，通過形成Ti2O3粒子，可以促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的生成。同時(shí)Ti與N結(jié)合生成TiN粒子可以釘扎奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，使母材和焊接熱影響區(qū)組織細(xì)化，提高韌性。這種TiN粒子容易在CaO+Al2O3氧化物粒子的表面析出，由于TiN與鐵素體具有較小的晶格錯(cuò)配度，可以誘導(dǎo)針狀鐵素體在其表面生長(zhǎng)。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(shí)，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％。
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(zhǎng)大。同時(shí)這種TiN粒子容易在CaO+Al2O3氧化物粒子的表面析出，由于TiN與鐵素體具有較小的晶格錯(cuò)配度，可以誘導(dǎo)針狀鐵素體在其表面生長(zhǎng)。所以作為有益元素，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(shí)，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(shí)，TiN粒子的數(shù)量將會(huì)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(zhǎng)大，降低了焊接熱影響區(qū)的韌性。當(dāng)Ti/N大于6時(shí)，TiN粒子粗大化，同時(shí)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(shí)，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0.03％。同時(shí)，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0.003％。
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(zhǎng)。CaO和Al2O3結(jié)合可以形成低熔點(diǎn)的夾雜物，改善夾雜物的形貌。這種夾雜物具有較高的硫容量，有利于促進(jìn)MnS在其表面析出，同時(shí)又可以促進(jìn)TiN的析出。當(dāng)鋼中Ca含量小于0.001％時(shí)，鋼中的(Ca+REM+Zr)/Al的比值不能滿足大于等于0.11的要求，CaO+Al2O3+MnS+TiN復(fù)合型夾雜的數(shù)量比例不能滿足大于等于12％的要求。降低了焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性。如果Ca含量大于0.005％，Ca的作用已經(jīng)飽和，同時(shí)增加了Ca的蒸發(fā)損失和氧化損失。因此Ca含量合理的范圍是：0.001～0.005％。
REM和Zr，REM和Zr的添加可以改善硫化物的形態(tài)，同時(shí)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(zhǎng)大。但是，當(dāng)REM和Zr的含量大于0.01％，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。
B，通過形成BN，可以促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的生長(zhǎng)；作為固溶B，在焊接后的冷卻過程中偏析于奧氏體晶界，抑制晶界鐵素體的生成。為了提高焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性，B含量的下限是0.0005％。但是B含量過高時(shí)將導(dǎo)致淬透性顯著上升，降低母材的韌性和延性，其上限是0.005％。
S，在Ca和/或RE、Zr的添加過程中，與Ca和/或RE、Zr形成硫化物粒子析出。還可以促進(jìn)MnS在氧化物粒子上，特別是在CaO+Al2O3表面析出。從而促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的形成，其下限為0.002％。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0.008％時(shí)，將會(huì)形成部分粗大的硫化物，這些粗大的硫化物將會(huì)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0.008％。
本發(fā)明通過大量研究發(fā)現(xiàn)：
控制鋼中的有效S量＝S-0.8Ca-0.34REM-0.35Zr，當(dāng)鋼中有效S量小于0.0006時(shí)，不能滿足MnS大量析出的要求，鋼中CaO+Al2O3+MnS+TiN復(fù)合夾雜物的數(shù)量比例將不能滿足大于等于12％的要求。由于在CaO+Al2O3+MnS+TiN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0.005％時(shí)，將會(huì)導(dǎo)致單質(zhì)MnS夾雜物的數(shù)量急劇增加，尺寸顯著長(zhǎng)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0.0006～0.005％。
上述公式中的含量均以實(shí)際數(shù)值計(jì)入，不包括％。
本發(fā)明確定夾雜物的成分利用SEM-EDS進(jìn)行測(cè)量，對(duì)于樣品進(jìn)行研磨和鏡面拋光之后，利用SEM對(duì)于夾雜物進(jìn)行觀察與分析，每個(gè)樣品夾雜物的成份是對(duì)于10個(gè)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(duì)于50個(gè)連續(xù)選取視場(chǎng)進(jìn)行觀察，所觀察的視場(chǎng)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(chǎng)面積的計(jì)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％。
Nb，可以細(xì)化鋼材的組織，提高強(qiáng)度和韌性。但是含量過高將降低焊接熱影響區(qū)的韌性，其上限是0.03％。
Cr，可以提高鋼的淬透性。對(duì)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(shí)加入時(shí)，會(huì)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(shí)還會(huì)影響鋼材的焊接性能。因此Cr含量上限為0.2％。
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(shí)，Nb的碳氮化物不能完全固溶。當(dāng)加熱溫度大于1250℃時(shí)，將導(dǎo)致奧氏體晶粒的長(zhǎng)大。
初軋溫度高于930℃，累計(jì)壓下率大于30％，因?yàn)樵诖藴囟纫陨?，發(fā)生再結(jié)晶，可以細(xì)化奧氏體晶粒。當(dāng)累計(jì)壓下率小于30％時(shí)，加熱過程中所形成的粗大奧氏體晶粒還會(huì)殘存，降低了母材的韌性。
精軋溫度小于930℃，累計(jì)壓下率大于30％，因?yàn)樵谶@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(cuò)，可以作為鐵素體形核的核心起作用。當(dāng)累計(jì)壓下率小于30％時(shí)，所形成的位錯(cuò)較少，不足以誘發(fā) 針狀鐵素體的形核。
精軋之后以2～30℃/s的冷卻速率水冷至終冷溫度300～550℃，這是因?yàn)椋?/p>
當(dāng)冷卻速率小于2℃/s時(shí)，母材強(qiáng)度不能滿足要求。當(dāng)冷卻速率大于30℃/s時(shí)，將降低母材的韌性。當(dāng)終冷溫度大于550℃時(shí)，母材的強(qiáng)度不能滿足要求。當(dāng)終冷溫度小于300℃時(shí)，將降低母材的韌性。
本發(fā)明的有益效果：
本發(fā)明采取合適的成分設(shè)計(jì)和夾雜物控制技術(shù)，通過對(duì)于鋼中Ti/N比值和(Ca+REM+Zr)/Al比值進(jìn)行合理控制，控制鋼中有效S量，同時(shí)控制鋼板中CaO+Al2O3+MnS+TiN復(fù)合型夾雜的數(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(zhǎng)，或者抑制大線能量焊接過程中奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，改善厚鋼板的大線能量焊接性能。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(shí)-40℃下的母材板厚1/2平均夏比時(shí)效沖擊功在46J以上。。
具體實(shí)施方式
下面結(jié)合實(shí)施例對(duì)本發(fā)明做進(jìn)一步說明。
表1是本發(fā)明實(shí)施例和對(duì)比例的化學(xué)成分，Ti/N比值和(Ca+REM+Zr)/Al比值。表2是本發(fā)明實(shí)施例和對(duì)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。
通過冶煉、精煉和連鑄得到鑄坯，然后將鑄坯加熱到1050℃～1250℃，初軋溫度為1000～1150℃，累計(jì)壓下率為50％；精軋溫度為700～850℃，累計(jì)壓下率為53～67％％；精軋之后以3～10℃/s的冷卻速率水冷至終冷溫度300～550℃。
采用氣電立焊對(duì)于不同厚度的鋼板實(shí)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(cè)，在-40℃下進(jìn)行三個(gè)樣品的夏比沖擊試驗(yàn)，焊接熱影響區(qū)沖擊韌性的數(shù)據(jù)是三次測(cè)量結(jié)果的平均值。
對(duì)于板厚1/2部取時(shí)效沖擊試樣，5％應(yīng)變量，在-40℃下進(jìn)行三個(gè)樣品的夏比沖擊試驗(yàn)，時(shí)效沖擊試樣數(shù)據(jù)是三次測(cè)量結(jié)果的平均值。
由表1和表2可見，實(shí)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，(Ca+REM+Zr)/Al比值≥0.11，鋼中有效S量為0.0006～0.005％；另外，控制鋼板中CaO+Al2O3+MnS+TiN復(fù)合型夾雜的數(shù)量比例≥12％。
在對(duì)比例1和2中，Al含量大于0.03％，(Ca+REM+Zr)/Al比值小于0.11，對(duì)比例1的有效S量小于0.0006％，對(duì)比例2的有效S量大于0.005％。此外，在對(duì)比例1中的CaO+Al2O3+MnS+TiN復(fù)合型夾雜的數(shù)量比例小于12％。
表2列出了實(shí)施例和對(duì)比例中母材的拉伸性能，沖擊韌性，時(shí)效沖擊以及焊接熱影響區(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(gè)測(cè)試數(shù)據(jù)的平均值，母材，時(shí)效沖擊和焊接熱影響區(qū)-40℃夏比沖擊功是三個(gè)測(cè)試數(shù)據(jù)的平均值。
從表中數(shù)據(jù)可以看出，實(shí)施例和對(duì)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(duì)于焊接熱影響區(qū)-40℃夏比沖擊功進(jìn)行了測(cè)試，實(shí)施例1～5的值分別是108、125、115、120、170(J)，對(duì)比例1、2的值是11、17(J)。實(shí)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(shí)施例-40℃下的母材板厚1/2平均夏比時(shí)效沖擊功在46J以上。對(duì)比例2由于有效S含量過高，板厚1/2的時(shí)效沖擊性能顯著降低。
本發(fā)明采取合適的成分設(shè)計(jì)，通過對(duì)于鋼中Ti/N比值和(Ca+REM+Zr)/Al比值進(jìn)行合理控制，控制鋼中有效S量，同時(shí)控制鋼板中CaO+Al2O3+MnS+TiN復(fù)合型夾雜的數(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(zhǎng)，或者抑制大線能量焊接過程中奧氏體晶粒的長(zhǎng)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-40≥100J良好的大線能量焊接性能，同時(shí)-40℃下的母材板厚1/2平均夏比時(shí)效沖擊功在46J以 上。。本發(fā)明可用于造船、建筑、海洋平臺(tái)、橋梁、壓力容器和石油天然氣管線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。