焊接性能优良的低屈强比EH690钢板及其制造方法与流程

焊接性能优良的低屈强比eh690钢板及其制造方法
技术领域
[0001]
本发明属于钢铁材料制备领域，特别涉及一种用于焊接性能优良的大厚度低屈强比eh690海工钢板的成分设计及其制造方法。


背景技术：

[0002]
21世纪是海洋的世纪，随着科技的发展、人民生活水平的提高，世界各国都将目光聚焦在海洋中蕴藏的巨大资源上。近年来海工装备产业持续快速发展，也促进了海工平台用钢的大量需求和产品的升级换代，市场迫切需要综合性能良好的超高强度特厚海工钢板。
[0003]
海洋工程平台服役环境恶劣，除常规受力外，还要考虑大风、浪涌、潮汐、冰块撞击、地震等多种因素影响，这就决定了海洋平台用钢的特殊性，在平台建造的选材方面必须能适应各种海况条件。同时，钢板长期处于潮湿、高盐度的海洋环境中，受到潮湿空气、海水、海洋生物附着而造成漆膜脱落、钢板表面腐蚀、腐蚀疲劳等问题，降低钢板的力学性能，缩短使用寿命，严重影响海洋工程平台的正常使用。另外，海洋平台远离海岸，不能像船舶那样定期进坞维修、保养。为了能够让海洋工程平台能够在复杂环境下安全使用，急需开发出一种综合性能优良的高品质海洋工程用超高强钢，这种海洋工程用超高强钢板必须具有高强度、高低温韧性、低屈强比、高延展性、抗疲劳、抗氢致裂纹、耐海洋环境腐蚀、耐海洋生物附着、焊接性能优良等优点。
[0004]
目前，海洋工程用钢已能满足海工领域市场的大部分需求，但高强度级别综合性能优良的特殊钢材仍是世界各国的发展的目标，大厚度低屈强比的eh690钢板其科研问题难度高，生产工艺严格，对设备要求高，开发难度大。
[0005]
公告号为cn100430507c的专利《700mpa级高韧性低屈服比厚钢板及其制造方法》提出了一种低屈强比超高强度钢板，该发明钢板的化学成分较低，无法生产大厚度超高强度钢板，钢中有较高的cu元素却没有ni元素，将造成严重的热裂纹无法解决，同时tmcp工艺会在超高强度钢板内部产生严重的内应力，后续不经过消应力处理，在钢板进行热工焊接时会造成严重的翘曲变形。
[0006]
公开号为cn109536850a的专利《一种高强韧低屈强比厚钢板及其生产工艺》提出了一种屈服强度800mpa的低屈强比厚钢板及其制造方法，其ni含量为4.0％～6.0％，经济性较差，远远超出了船舶及海工用钢合金含量的使用范围。
[0007]
公开号为cn110846577a的专利《690mpa级高强度低屈强比中锰钢中厚钢及制造方法》提出了一种具有低屈强比的690mpa级中锰钢及其制造方法，钢板中含有4.1％～4.7％的mn元素，mn元素的大量加入会给炼钢和连铸过程带来巨大困难，连铸生产极易造成事故，且中锰钢虽然低温韧性较高，但轧制出的钢板极易出现探伤不合格和边角裂纹等问题。
[0008]
公开号为cn109983146a的专利《低屈强比超高强度钢材及其制造方法》提出了一种低屈强比超高强度钢条及制造方法，利用该专利只能生产特定规格的钢条，无法生产船舶及海工用宽厚钢板，且该方法生产钢板组织为贝氏体铁素体及少量m-a岛，这种微观组织
的超高强度级别钢材很难保证低温韧性，实施例显示钢材的冲击温度只有-5℃。


技术实现要素：

[0009]
本发明的目的是克服现有技术不足，制备一种适用于海洋工程领域的焊接性能优良的低屈强比eh690超高强度钢板，其屈强比≤0.93，适用于最大焊接热输入量为100kj/cm的大线能量焊接，服役安全性能可以达到海洋工程设备服役条件。形成一套特定的焊接性能优良的低屈强比eh690超高强度海工钢板成分及相应的生产工艺。
[0010]
为实现本发明目的，本发明者通过合金元素筛选与配比、钢质洁净度控制、高效轧制工艺优化与参数选择等几个方面进行了大量系统的试验研究，最终确定了可满足本发明目的合金元素配比及轧制热处理工艺：具体的技术方案为：
[0011]
一种焊接性能优良的大厚度低屈强比eh690海工钢板，按重量百分比计，钢中含有：c 0.06％～0.09％、si 0.05％～0.1％、mn 1.2％～1.5％、p≤0.02％、s≤0.01％、als 0.01％～0.03％、ni 0.8％～1.5％、cr 0.3％～0.7％、mo 0.3％～0.5％、cu 0.1％～0.3％、v 0.03％～0.05％、ti 0.005％～0.01％、n 0.005％～0.009％、b 0.0005％～0.001％，其余为fe和不可避免的杂质。
[0012]
钢种化学成分的设计理由如下：
[0013]
(1)c元素在钢中可以通过间隙固溶强化的方法提高强度，在本发明方案中是保证强度主要元素，同时c元素可以提高钢板淬透性；c含量过高对钢板韧性和屈强比有害，在焊接过程中产生大量淬硬组织，造成焊接裂纹，所以本发明精确控制c元素在钢中含量，将c的含量控制在0.06％～0.09％。
[0014]
(2)si可提高钢板的强度，同时si作为脱氧剂可减少o含量，si含量较高时会导致组织粗化，韧塑性、屈强比显著降低，因此，本发明中si含量为0.05％～0.1％。
[0015]
(3)mn原子与fe原子半径相似，可大量置换固溶于fe基体中，提高钢板强度。由于钢板c含量较低，需要较多mn元素提高钢板强度，但是当mn元素质量百分含量大于1.5％时，mn元素的偏析又会使得厚板芯部的低温韧性降低，屈强比升高，焊接热影响区性能恶化，所以本发明中mn含量为1.2％～1.5％。
[0016]
(4)p、s元素对钢板的力学性能和焊接性能没有益处，综合考虑成本因素，本发明将p、s控制在p≤0.02％，s≤0.01％。
[0017]
(5)al是钢中主要的脱氧元素，当al含量过低时脱氧效果不佳，ti等微合金元素因被氧化无法起到细化晶粒和提高焊接性能的目的；相反al元素过高则形成大型夹杂物，因此，本发明中的als含量为0.01％～0.03％。
[0018]
(6)ni能够提高钢板的低温韧性，也是可以改善钢板屈强比的合金元素。ni可以减小钢板对缺口的敏感性，加入ni元素可以获得较低的韧脆转变温度，因此，本发明中的ni含量为0.8％～1.5％。
[0019]
(7)cr是提高钢板淬透性、提高抗拉强度的元素。在c含量较低的情况下，添加适量的cr元素可以提高钢板抗拉强度，确保钢板达到所需的屈强比，但是钢中添加过量cr元素，则将使材料的韧性和焊接性能降低，因此，本发明中cr含量为0.3％～0.7％。
[0020]
(8)mo元素的加入可以提高钢板的淬透性，加入适量的mo元素还可以改善钢板的回火脆性，但是加入过量的mo元素对钢板屈强比不利，所以本发明中的mo含量为0.3％～
0.5％。
[0021]
(9)cu元素的加入可以提高钢板的强度和韧性，与ni元素配合可以有效地形成纳米相析出，提高钢板抗拉强度，降低屈强比，但是过量加入将使钢板屈强比提高，并且产生cu脆现象。因此本发明中的cu含量为0.1％～0.3％。
[0022]
(10)v元素可以在基体中形成v(c,n)粒子，可以起到细化、强化晶粒的作用。与ti、n元素共同作用，可显著提高钢板强韧性和焊接性能。v元素在低碳合金体系钢中的细化晶粒作用，可以降低热处理后钢板的屈强比。因此，本发明中的v含量为0.03％～0.05％。
[0023]
(11)ti元素是本发明化学成分的关键因素，ti能产生强烈的沉淀强化作用，阻止奥氏体再结晶长大，晶粒细化提高钢材的抗拉强度。ti与v、n、c等元素可以在淬火过程中形成细小弥散的c、n化物第二相，有效控制原始奥氏体晶粒长大，进而显著提高钢板强韧性能。ti与v、n元素在焊接熔池及热影响区附近析出，形成细小弥散的n化物第二相，可以组织焊缝和热影响区奥氏体晶粒长大，提高钢板大线能量焊接性能。合理设计ti、v、n含量可以降低固溶于基体中的n含量，提高钢板综合性能，因此，本发明中的ti含量为0.005％～0.01％。
[0024]
(12)n元素可以与钢中ti、v等元素共同作用形成极为稳定的氮化物，提高钢板焊接和力学性能。本发明中的n含量为0.005％～0.009％。
[0025]
(13)b元素可以提高钢板淬透性，微量的b元素即可有明显的提高淬透性效果，b元素过量时钢板脆性增加，焊接裂纹倾向增加，因此，本发明将b元素控制在0.0005％～0.001％。
[0026]
一种焊接性能优良的大厚度低屈强比eh690海工钢板的制造方法，采用高洁净度及合金化冶炼+低温加热+控制轧制+热处理(包括高温淬火+临界区亚温淬火+回火)，生产的钢板屈服强度≥690mpa，抗拉强度770～940mpa，-40℃夏比冲击功单值≥120j，屈强比≤0.93。适用于最大焊接热输入量为100kj/cm的大线能量焊接。所述大厚度低屈强比的eh690海工钢板成品最大厚度80mm。具体包括如下步骤：
[0027]
(1)高洁净度及合金化冶炼
[0028]
将钢水通过转炉、lf炉、rh或vd炉进行精炼，进一步降低p、s和非金属夹杂物含量。得到重量百分比组成为：c 0.06％～0.09％、si 0.05％～0.1％、mn 1.2％～1.5％、p≤0.02％、s≤0.01％、als 0.01％～0.03％、ni 0.8％～1.5％、cr 0.3％～0.7％、mo 0.3％～0.5％、cu 0.1％～0.3％、v 0.03％～0.05％、ti 0.005％～0.01％、n 0.005％～0.009％、b0.0005％～0.001％，其余为fe和不可避免的杂质。全程保护浇铸，中包过热度15～30℃，连铸坯拉坯速率≤1.2m/min，钢坯下线进缓冷坑扣隔热罩缓冷至室温。
[0029]
(2)轧制工艺
[0030]
将铸坯在炉温600～800℃装入加热炉，目的是使钢坯在低温阶段保持内外温度一致，为高温段组织均匀做好准备。铸坯温度均匀后升温速率控制在5～8℃/min，避免钢坯受热过快导致钢坯内部受热不均。均热温度为1000～1100℃，保温时间为90～120min，低温均热保温的目的是在保证奥氏体化完全的同时，避免铸态组织异常长大。
[0031]
第一阶段开轧温度为1000～1100℃，第二阶段开轧温度为800～850℃，第二阶段轧制累计压下率40％～50％，单道次平均压下率≥13％，终轧温度为750～800℃。1000～1100℃高温热轧目的是改善板坯铸态组织，降低钢坯待温厚度，缩短钢板待温时间。第二阶
段轧制工艺设计的目的是在ac3温度附近再结晶温度区域增加形变积累促进奥氏体晶粒扁平化、细小化。钢板轧制过程中应该严格控制道次压下量，为调质处理做好组织准备。
[0032]
(3)热处理工艺
[0033]
钢板热处理工艺包括高温淬火、临界区亚温淬火和回火，钢板淬火温度为850～920℃，保温时间为1.0～1.5min/mm。临界区亚温淬火为700～780℃，保温时间为1.0～1.5min/mm。回火温度为400～580℃，保温时间为2.5～3.5min/mm。采用高温淬火、临界区亚温淬火和中低温回火，可以获得更加细化的有效晶粒尺寸，增加大角度晶界数量，同时结合cu、ni元素可以获得贝氏体铁素体+回火马氏体的软硬相双相组织，降低钢板屈强比，韧性大幅度提高。
[0034]
有益效果：
[0035]
本发明同现有技术相比，有益效果如下：
[0036]
(1)结合ni、cr、cu、v、ti合金的成分设计和大厚度低屈强比钢板关键生产技术，可以通过在临界温度区间对奥氏体进行再结晶轧制，可细化奥氏体组织，为最终组织细化做准备。在完全奥氏体化区间和两相区二次淬火，加上低温回火，形成贝氏体铁素体和回火马氏体软硬相相结合的微观组织，其中，按体积百分比计，回火马氏体含量为60％～80％，其余为贝氏体铁素体，可以使大厚度eh690超高强钢板的屈强比≤0.93。
[0037]
(2)借助ti、v、n元素在焊接熔池及热影响区附近析出效果，可以实现钢板100kj/cm的大线能量焊接。
[0038]
(3)本发明创新的合金成分体系可以保证调质处理后钢板的屈服强度≥690mpa，抗拉强度770～940mpa，-40℃夏比冲击功单值≥120j。
[0039]
(4)利用ni、cr、cu、v、ti合金的成分设计和大厚度低屈强比钢板关键生产技术，可以生产最大厚度80mm的超高强度eh690钢板。
附图说明
[0040]
图1为实施例1钢板厚度1/4处的调质态金相组织，钢板厚度1/4处的组织为贝氏体铁素体+回火马氏体；
具体实施方式
[0041]
以下实施例用于具体说明本发明内容，这些实施例仅为本发明内容的一般描述，并不对本发明内容进行限制。
[0042]
本发明实施例钢的化学成分见表1，本发明实施例钢铸坯加热及轧制工艺见表2，本发明实施例钢调质处理工艺见表3，本发明实施例钢板力学性能见表4。
[0043]
表1本发明实施例钢化学成分wt％
[0044]
实施例csimnpsalsnicrmocuvtinb10.0640.061.330.010.010.0241.370.330.420.110.0340.0110.00600.000620.0620.081.450.010.0070.0211.120.470.440.270.0450.0120.00580.000930.0730.091.470.010.0060.0120.890.580.380.290.0330.0140.00540.00140.0820.071.380.020.010.0170.930.690.470.220.0310.0150.00630.000550.0780.051.260.020.0090.0181.310.620.490.240.0380.0120.00880.000760.0760.11.360.020.0090.0221.490.440.330.140.0490.0110.00510.000870.0870.061.210.010.0040.0211.430.370.310.210.050.0060.00560.000680.0890.091.240.020.0040.0291.070.310.360.170.0320.0080.00660.0005
90.0610.081.390.010.010.0191.010.490.460.190.0410.0090.00750.001100.0690.071.280.020.0060.0231.180.540.410.260.0460.0130.00810.0008110.0660.061.490.020.0070.020.810.510.390.160.0370.010.00860.0009120.0880.081.370.010.0070.021.260.380.350.130.0470.0140.00840.0006
[0045]
表2本发明实施例钢连铸、铸坯加热及轧制工艺
[0046][0047]
表3本发明实施例钢热处理工艺
[0048][0049]
表4本发明实施例钢板力学性能
[0050][0051]
表5本发明实施例钢板大线能量焊接性能
[0052]
实施例焊接方法焊接线能量(kj/cm)rm(mpa)-40℃平均冲击功(j)1埋弧焊100831872埋弧焊100852983埋弧焊100879914气电立焊100830905气电立焊100857926气电立焊100871957埋弧焊100859798埋弧焊100818709埋弧焊1008608610气电立焊1008697811气电立焊1008757412气电立焊10088194
[0053]
由表1～4可见，采用本发明技术方案生产的海洋工程用钢，屈服强度≥690mpa，抗拉强度为770～940mpa，-40℃夏比冲击功单值≥120j，屈强比≤0.93，可以实现钢板最大为100kj/cm的大线能量焊接。

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