專利名稱：一種可大線能量焊接的厚鋼板及制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及到在一種極低C-高M(jìn)n-Nb-B合金體系中獲得屈服強(qiáng)度≥420MPa、-60℃的夏比沖擊韌性≥100J、可大線能量焊接的極低碳TMCP厚鋼板的制造方法。
背景技術(shù)：
眾所周知，低碳(高強(qiáng)度)低合金鋼是最重要工程結(jié)構(gòu)材料之一，廣泛應(yīng)用于石油天然氣管線、海洋平臺(tái)、造船、橋梁、壓力容器、建筑結(jié)構(gòu)、汽車工業(yè)、鐵路運(yùn)輸及機(jī)械制造之中。低碳(高強(qiáng)度)低合金鋼性能取決于其化學(xué)成分、制造過程的工藝制度，其中強(qiáng)度、韌性和焊接性是低碳(高強(qiáng)度)低合金鋼最重要的性能，它最終決定于成品鋼材的顯微組織狀態(tài)。隨著科技不斷地向前發(fā)展，人們對(duì)鋼的強(qiáng)韌性及焊接性提出更高的要求，即在鋼板在維持較低的制造成本的同時(shí)大幅度地提高性能，以減少鋼材的用量節(jié)約成本，減輕鋼結(jié)構(gòu)的自身重量以提高安全性。
目前世界范圍內(nèi)掀起了發(fā)展新一代鋼鐵材料研究高潮，要求在不大量增加貴重合金元素，如Ni、Cr、Mo、Cu等含量，通過合金組合設(shè)計(jì)優(yōu)化和革新工藝技術(shù)獲得更好的組織匹配，從而得到更高的強(qiáng)韌性和更優(yōu)良的焊接性。
如日本專利公開特許公報(bào)(A)——平3-264614C0.02％～0.15％、Si0.30％以下、Mn0.50％～2.0％、Ni0.20％～1.5％、Cu0.20％～1.5％、Mn/6+(Cu+Ni)/15＝0.28％～0.40％、N0.0020％～0.010％、B×1000+Nb×1000＝4～10、Al0.005％～0.10％、S0.003％～0.008％、其余為鐵和不可避免的夾雜。
公開特許公報(bào)A平2-250917C 0.02％～0.30％、Si 0.30％以下、Mn0.50％～2.50％、Ni 0.20％～4.5％、Nb 0.003％～0.015％、Cu 0.20％～2.0％、Ti/N＝2.0～4.0、Al0.005％～0.10％、S0.003％～0.008％、Cr0.10％～1.0％、V0.01％～0.20％、Mo0.10％～1.0％、余鐵和不可避免的夾雜。
公開特許公報(bào)(A)——昭63-93845C0.02％～0.080％、Si0.05％～0.50％、Mn0.50％～3.0％、P0.010％以下、S0.005％以下、Al0.010％～0.10％、Ni0.60％～10.0％、Cu0.20％～2.0％、B0.0003％～0.0030％、N0.0050％以下、Nb+V＝0.010％～0.10％，Ca+REM＝0.003％～0.02％、Cr0.010％～1.50％、Mo0.010％～1.50％、其余為鐵和不可避免的夾雜。
公開特許公報(bào)(A)——特開平4-285119C0.03％～0.15％、Si0.02％～0.5％、Mn0.40％～2.0％、Ni0.05％～3.0％、Cr0.20％～1.0％、Mo0.10％～1.0％、V0.01％～0.10％、Al0.030％～0.10％、B0.0005％～0.0020％、N0.0060％以下、Cu0.10％～1.5％、Nb0.005％～0.05％、Ti0.005％～0.02％、Ca0.0005％～0.005％、其余為鐵和不可避免的夾雜。
上述現(xiàn)有技術(shù)制造出屈服強(qiáng)度≥420MPa、-60℃的夏比沖擊韌性≥34J并且進(jìn)行可大線能量焊接的厚鋼板，必須加入大量的貴重元素Ni、Cr、Mo、Cu等，一般Ni+Cu的添加量要在0.50％以上，尤其需要添加一定量的Ni元素。Kawasaki steel technical report，1999，No.40，56；“420MPa YieldStrength Steel Plate with S uperior Fracture Toughness for Arctic OffshoreStructures”(JEF1)。Kawasaki steel technical report，1993，No.29，54；“420MPa and 500MPa Yield Strength Steel Plate with High HAZ toughnessProduced by TMCP for Offshore Structure”(JEF2)。住友金屬，Vol.50，No.1(1998)，26；“Toughness Improvement in Bainite Structure byThermo-Mechanical Control Process”(住友金屬1)。The Firth(1986)international Synposium and Exhibit on Offshore Mechanics and ArcticEngineering，1986，Tokyo，Japan，354；“DEVELOPMENTS IN MATERIALSFOR ARCTIC OFFSHORE STRUCTURES”(住友金屬2)，以確保母材鋼板的低溫韌性；但是焊接熱影響區(qū)(HAZ)的低溫韌性一般比較難以達(dá)到，尤其焊接線能量較大時(shí)，HAZ低溫韌性發(fā)生嚴(yán)重劣化；大量專利文獻(xiàn)只是說明如何實(shí)現(xiàn)母材鋼板的低溫韌性，對(duì)于如何獲得優(yōu)良的焊接HAZ低溫韌性說明的較少，尤其采用大線能量焊接時(shí)如何保證HAZ的低溫韌性少之又少，且為了保證鋼板的低溫韌性，鋼中一般均加入一定量的Ni元素，鋼板大線能量焊接熱影響區(qū)(HAZ)低溫韌性也很少能夠達(dá)到-60℃。如日本專利昭63-93845、昭63-79921、昭60-258410、特平開4-285119、特平開4-308035、平3-264614、平2-250917、平4-143246以及美國(guó)專利US Patent4855106、US Patent5183198所公開的。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于提供一種通過簡(jiǎn)單的合金元素的組合設(shè)計(jì)，去除貴重元素如Ni、Cr、Mo、Cu等的合金化，尤其去除Ni元素的合金化，并優(yōu)化TMCP工藝，在獲得優(yōu)異的母材鋼板低溫韌性的同時(shí)，大線能量焊接時(shí)HAZ的低溫韌性也同樣優(yōu)異。這不僅可以降低制造成本、縮短了生產(chǎn)周期，也降低了生產(chǎn)組織難度Ni、Cu、Mo元素含量較高的鋼板，連鑄坯表面質(zhì)量較差，一般均需要下線進(jìn)行表面清理，有時(shí)還需要進(jìn)行表面著色滲透檢查(即所謂PT檢查)和帶溫切割等，同時(shí)還消除了大量含Cu、Ni的廢鋼回收的困難，因而是高附加值、綠色環(huán)保性的產(chǎn)品，提升了企業(yè)的核心競(jìng)爭(zhēng)力。
本發(fā)明的技術(shù)方案為一種可大線能量焊接的厚鋼板，組成元素包括Fe、C、Si、Mn、P、S、Nb、Als、Ti、N、Mg、REM、B及不可避免的夾雜，組成元素的重量百分比為C0.010％～0.020％Si0.10％～0.30％Mn1.80％～2.30％P≤0.010％S≤0.003％Nb0.015％～0.030％Als(酸溶鋁)0.025％～0.050％Ti0.010％～0.020％N0.003％～0.006％REM0.001ppm～0.005ppmMg0.002％～0.006％B10ppm～35ppmTi與N之間的關(guān)系Ti/Ntotal在2.0～3.0之間B與Ti之間的關(guān)系10ppm+0.714(Ntotal-0.292Ti)≤B≤20ppm+0.714(Ntotal-0.292Ti)Als與Ti之間的關(guān)系A(chǔ)ls≥10×(Ntotal-0.292Ti)其余為鐵和不可避免的夾雜，并要求Pcm≤0.18％，其中Pcm＝wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％+Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5wt％B。
本發(fā)明的制造方法為，a)按上述成分冶煉；b)鑄造，采用低溫澆鑄法澆鑄溫度≤1580℃；c)軋制，加熱采用低溫板坯加熱，板坯加熱溫度控制在1050℃～1150℃之間，確保原始板坯奧氏體晶粒度均勻并且較為細(xì)小；在完全再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)，采用大軋制道次壓下率進(jìn)行快速連續(xù)軋制，確保變形金屬發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，細(xì)化奧氏體晶粒，為此軋制道次壓下率≥15％，再結(jié)晶區(qū)(＞980℃)總壓下率≥65％；在未再結(jié)晶區(qū)進(jìn)行控制軋制，道次壓下率≥10％，未再結(jié)晶區(qū)(＜950℃)總壓下率≥40％；d)冷卻，從軋制結(jié)束到開始加速冷卻之間的傳擱時(shí)間控制在20秒以內(nèi)，且加速冷卻開始時(shí)，鋼板溫度必須在Ar3點(diǎn)以上，以≥10℃/s冷卻速度進(jìn)行直接淬火(direct quenching)至淬火停止溫度(QST-Quenching Stop Temperature)，淬火停止溫度(QST)控制在350℃～400℃之間，然后堆垛緩冷至100℃以下后自然空冷至室溫。
其中，所述的鑄造工藝推薦采用連鑄工藝，重點(diǎn)控制澆鑄溫度，澆鑄溫度≤1580℃，低溫澆鑄法較好，以細(xì)化原始鑄態(tài)組織。
為控制連鑄坯中心偏析，所述的連鑄坯采用輕壓下工藝，輕壓下量控制在5％～10％之間；或者采用電磁攪拌；或者連鑄坯輕壓下工藝和電磁攪拌一起使用，輕壓下量控制在5％～10％之間。
本發(fā)明采用極低C-高M(jìn)n-Nb微合金鋼作為基礎(chǔ)，適當(dāng)?shù)乜刂艫ls含量、進(jìn)行B-Mg微合金化、REM處理及控制Ti/N在2.0～3.0之間等冶金技術(shù)手段，并優(yōu)化TMCP(Thermo-mechanical control process，熱機(jī)械控制過程)工藝(即control rolling+direct quenching-quenching stoptemperature，控制軋制+直接淬火-淬火停冷溫度)工藝，使成品鋼板的貝氏體板條團(tuán)尺寸在15μm以下。
CC對(duì)鋼的強(qiáng)度、低溫韌性及焊接性影響很大，從改善鋼的低溫韌性及焊接性，希望鋼中C含量控制得較低；但是從鋼的強(qiáng)度和生產(chǎn)制造過程中顯微組織控制角度，C含量不宜過低，過低的C含量(＜0.010％)造成Ac1、Ac3、Ar1、Ar3點(diǎn)溫度較高，這給生產(chǎn)制造過程帶來較大問題，控軋時(shí)容易形成混晶組織，造成鋼低溫韌性低下和焊接熱影響區(qū)低溫韌性劣化，因此鋼中C含量的下限控制在0.010％。當(dāng)鋼中的C含量低于C在鐵素體中的最大固溶度0.020％時(shí)，在γ→α的相變中不會(huì)引起C在γ相和α相之間的分配，貝氏體相變的顯微組織對(duì)冷卻速度不敏感，完全消除了因鋼板厚度造成的鋼板內(nèi)部冷卻速度變化引起的微觀組織變化而導(dǎo)致的強(qiáng)度和韌性的波動(dòng)，因此從厚鋼板的顯微組織和強(qiáng)度韌性均勻性、抑制焊接熱循環(huán)過程中M/A組元產(chǎn)生及消除局部脆性區(qū)(LBZ)的角度，適宜C的含量應(yīng)控制在0.010％～0.020％之間，確保獲得-60℃溫度下母材鋼板和焊接HAZ的低溫韌性。
MnMn作為最重要的合金元素在鋼中除提高鋼板的強(qiáng)度外，還具有擴(kuò)大奧氏體相區(qū)，降低Ac1、Ac3、Ar1、Ar3點(diǎn)溫度，細(xì)化鐵素體晶粒而改善鋼板低溫韌性的作用、促進(jìn)貝氏體形成而提高鋼板的強(qiáng)度，因此為了獲得屈服強(qiáng)度大于420MPa、優(yōu)良低溫韌性的鋼板，本發(fā)明鋼中Mn含量不能低于1.80％。Mn在鋼液凝固過程中容易發(fā)生偏析，過高的Mn含量(＞2.30％)不僅會(huì)造成連鑄操作困難、連鑄坯中心偏析嚴(yán)重而在控軋和焊接過程中形成異常組織，而且還會(huì)形成粗大的MnS粒子，這種粗大的MnS粒子在熱軋過程中沿軋向延伸，嚴(yán)重惡化了母材鋼板和焊接HAZ的低溫韌性，此外過多Mn還會(huì)提高鋼的淬硬性、提高鋼中焊接冷裂紋敏感性序數(shù)Pcm、影響鋼的焊接性(較小線能量焊接時(shí)，易形成脆硬組織如馬氏體；較大線能量焊接時(shí)，易形成粗大的上貝氏體)，因此鋼中Mn含量的上限不能超過2.30％，因此合理的Mn含量在1.80％～2.30％之間。
SiSi促進(jìn)鋼水脫氧并能夠提高鋼板強(qiáng)度，但是采用Al脫氧的鋼水，Si的脫氧作用不大，Si雖然能夠提高鋼板的強(qiáng)度，但是Si嚴(yán)重?fù)p害鋼板的低溫韌性和焊接性，尤其促進(jìn)焊接熱影響區(qū)M-A組元形成，損害焊接HAZ的韌性，因此鋼中的Si含量應(yīng)盡可能控制得低，考慮到煉鋼過程的經(jīng)濟(jì)性和可操作性，Si含量控制在0.10％～0.30％。
PP作為鋼中有害夾雜對(duì)鋼的機(jī)械性能，尤其低溫沖擊韌性和焊接性具有巨大的損害作用，理論上要求越低越好，但考慮到煉鋼可操作性和煉鋼成本，對(duì)于要求-60℃韌性的鋼板，P含量需要控制在≤0.010％。
SS作為鋼中有害夾雜對(duì)鋼的低溫韌性具有很大的損害作用，更重要的是S在鋼中與Mn結(jié)合，形成MnS夾雜物，在熱軋過程中，MnS的可塑性使MnS沿軋向延伸，形成沿軋向MnS夾雜物帶，嚴(yán)重?fù)p害鋼板的橫向沖擊韌性、Z向性能和焊接性，同時(shí)S還是熱軋過程中產(chǎn)生熱脆性的主要元素。理論上要求越低越好，但考慮到煉鋼可操作性、煉鋼成本和物流順暢原則，對(duì)于要求-60℃韌性的鋼板，S含量需要控制在≤0.003％。
Nb鋼中添加微量的Nb元素目的是進(jìn)行未再結(jié)晶控軋，當(dāng)Nb添加量低于0.015％時(shí)，控軋效果不佳；當(dāng)Nb添加量超過0.030％時(shí)，損害焊接HAZ的低溫韌性，因此Nb含量控制在0.015％～0.030％之間，獲得最佳的控軋效果的同時(shí)，又不損害HAZ的韌性。
NN的控制范圍與Ti的控制范圍相對(duì)應(yīng)，即Ti/N在2.5～3.0之間最佳，N含量過低，生成TiN粒子數(shù)量過少，尺寸過大，不能起到改善鋼的焊接性的作用，反而對(duì)焊接性有害；但是N含量過高時(shí)，鋼中自由[N]增加，焊接HAZ區(qū)自由[N]含量急劇增加，嚴(yán)重?fù)p害HAZ低溫韌性，惡化鋼的焊接性。因此N含量的最佳控制范圍為0.003％～0.006％。
Ti鋼中加入微量的Ti目的是與鋼中N結(jié)合，生成穩(wěn)定性很高的TiN粒子，抑制焊接HAZ區(qū)奧氏體晶粒長(zhǎng)大和改變二次相變產(chǎn)物，改善鋼的焊接性。加入Ti含量過少(＜0.010％)，形成TiN粒子數(shù)量不足，不足以抑制HAZ的奧氏體晶粒長(zhǎng)大和改變二次相變產(chǎn)物而改善HAZ的低溫韌性；加入Ti含量過多(＞0.020％)時(shí)，在鋼液凝固過程中，液析出大尺寸TiN粒子，這種大尺寸TiN粒子不但不能抑制HAZ的奧氏體晶粒長(zhǎng)大，反而成為裂紋萌生的起始點(diǎn)；此外Ti含量過多造成Ti/N＞3.42時(shí)，在熱軋和正火過程中，TiN很容易發(fā)生Ostwald熟化，失去釘扎奧氏體晶界作用，因此Ti含量的最佳控制范圍為0.010％～0.020％。
BB是強(qiáng)淬硬性元素，數(shù)個(gè)ppm的B偏聚在奧氏體晶界，強(qiáng)烈抑制先共析鐵素體形成，促進(jìn)貝氏體形成，因此B對(duì)于獲得貝氏體組織而提高鋼板的強(qiáng)度至關(guān)重要。B還可以改善大線能量焊接的熱影響區(qū)HAZ的低溫韌性I〕Ti和B均是氮化物強(qiáng)形成元素，但是在焊接熱循環(huán)過程中，TiN與BN作用根本不同，TiN在相對(duì)較高的溫度下(≤1300℃)具有較高穩(wěn)定性，能夠有效抑制距離熔合線較遠(yuǎn)的HAZ晶粒長(zhǎng)大，但是在熔合線(FL)附近時(shí)，焊接熱循環(huán)峰值溫度變得很高(＞1350℃)，TiN粒子部分溶解，不能有效抑制HAZ晶粒長(zhǎng)大。雖然在高溫下BN粒子沒有TiN粒子穩(wěn)定而全部固溶于鋼中，但是由于B在鋼中的高擴(kuò)散性，BN在焊接熱循環(huán)冷卻過程中重新快速析出(Ti、Als的擴(kuò)散性很低，TiN、AlN在焊接熱循環(huán)冷卻過程中無法重新析出，即TiN、AlN析出動(dòng)力學(xué)速度很慢)，BN粒子由于晶體結(jié)構(gòu)的特殊性，與鐵素體具有低能位向關(guān)系，BN粒子能夠成為鐵素體形核的有效位置，促進(jìn)鐵素體晶粒在奧氏體晶內(nèi)形核，細(xì)化HAZ組織；為使BN粒子促進(jìn)形成細(xì)小的鐵素體晶粒，首先要促進(jìn)BN的形成，并達(dá)到一定的數(shù)量，采用REM處理以形成超細(xì)微REM(O，S)夾雜物，促進(jìn)BN的析出，即BN常在REM(O，S)夾雜物上非均勻形核。II〕用B和Ti一起合金化，使鋼中形成細(xì)小彌散的Fe23(CB)6+TiN+MnS復(fù)合粒子，由于在這種復(fù)合粒子周圍的基體相中，形成貧C、貧Mn的微區(qū)，提高鐵素體相變溫度(Ac3)，增大鐵素體形核驅(qū)動(dòng)力(Ac3-Ar3)，促進(jìn)鐵素體晶粒形核，細(xì)小的針狀鐵素體在Fe23(CB)6+TiN+MnS復(fù)合粒子上形核，細(xì)化HAZ組織，改善HAZ低溫韌性；同時(shí)，偏聚于奧氏體晶界上的數(shù)個(gè)ppm自由的B，提高鋼的淬硬性，抑制晶界粗大鐵素體形成，也促進(jìn)奧氏體晶內(nèi)鐵素體形核。為了實(shí)現(xiàn)上述目的，鋼中的B含量要滿足以下關(guān)系10ppm+0.714(Ntotal-0.292Ti)≤B≤20ppm+0.714(Ntotal-0.292Ti)，即B含量在10ppm～35ppm之間。
Als鋼中的Als能夠固定鋼中的自由[N]，降低焊接熱影響區(qū)(HAZ)自由[N]，改善HAZ的低溫韌性作用；更重要的是Als能夠與自由N結(jié)合，防止B與N結(jié)合形成BN，失去B的淬硬性作用，但是B與N的親合力大于Als與N的親合力，因此Als必需大量過量，即Als≥10×(Ntotal-0.292Ti)，因此Als下限控制在0.025％；但是鋼中加入過量的Als不但會(huì)造成澆鑄困難，而且會(huì)在鋼中形成大量彌散的針狀A(yù)l2O3夾雜物，損害鋼的低溫韌性和焊接性，因此Als上限控制在0.050％。
MgMg元素是脫硫劑和強(qiáng)脫氧劑，可以凈化鋼質(zhì)。在冶煉終點(diǎn)，最好澆鑄開始前，采用高純鐵皮包裹高純度金屬M(fèi)g或用Fe-Si-Mg或Ni-Mg等合金加入形式進(jìn)行最終強(qiáng)脫氧，以代替通常所用的Al進(jìn)行強(qiáng)脫氧，形成不易團(tuán)聚和粗化的細(xì)小彌散的MgO粒子(Al2O3很容易團(tuán)聚和粗化)，即當(dāng)Mg加入到鋼液中時(shí)，Mg可以置換出弱脫氧劑如Mn、Si和Ti，形成亞微米級(jí)彌散分布的MgO粒子。抑制生產(chǎn)制造和焊接熱循環(huán)過程中奧氏體晶粒長(zhǎng)大，同時(shí)作為形核劑促進(jìn)奧氏體晶內(nèi)鐵素體形核，細(xì)化母材和HAZ的組織，提高其低溫沖擊韌性。鋼中加入微量的Mg目的是與鋼中O結(jié)合，生成穩(wěn)定性很高的MgO粒子，細(xì)小彌散分布的MgO粒子可以抑制焊接熔合線附近(1～2mm)HAZ奧氏體晶粒長(zhǎng)大和奧氏體晶界粗大多邊形鐵素體(GPF)形成，促進(jìn)HAZ奧氏體晶內(nèi)鐵素體形成，改善焊接HAZ低溫韌性。即當(dāng)采用大線能量焊接時(shí)，距離熔合線附近(1～2mm)焊接HAZ范圍內(nèi)，由于過熱溫度高達(dá)1400℃以上，甚至達(dá)到1450℃以上，此時(shí)TiN粒子幾乎全部溶解而變得毫無作用；相反穩(wěn)定性很高的MgO粒子幾乎不發(fā)生溶解而保留下來，抑制HAZ奧氏體晶粒長(zhǎng)大，促進(jìn)奧氏體晶內(nèi)鐵素體形核，細(xì)化熔合線附近的HAZ組織，達(dá)到改善HAZ韌性。MgO粒子的尺寸、數(shù)量和分布是改善鋼板焊接熔合線附近HAZ韌性的關(guān)鍵性因素，當(dāng)MgO粒子尺寸在0.001～5μm之間，最好在0.01～2μm之間，效果最好。要獲得上述尺寸的MgO粒子，控制Mg含量、鋼中動(dòng)態(tài)[O]含量至關(guān)重要。當(dāng)鋼中Mg含量高于0.006％時(shí)，生成MgO粒子尺寸過于粗大，不但不能改善HAZ韌性，反而降低鋼的純凈度，大顆粒MgO將成為裂紋萌生點(diǎn)，當(dāng)鋼中Mg含量低于0.002％時(shí)，生成MgO數(shù)量太少，不足以抑制熔合線附近HAZ奧氏體晶粒長(zhǎng)大、促進(jìn)奧氏體晶內(nèi)鐵素體形核及細(xì)化熔合線附近HAZ組織，因此Mg合適的范圍是0.002％～0.006％。
REM對(duì)鋼進(jìn)行REM處理，一方面可以進(jìn)一步純潔鋼液，另一方面對(duì)鋼中硫化物進(jìn)行變性處理，使之變成不可變形的、穩(wěn)定細(xì)小的球狀硫化物、抑制S的熱脆性、提高鋼的低溫韌性和Z向性能、改善鋼板韌性的各向異性。REM加入量的多少，取決于鋼中S含量的高低，REM加入量過低，處理效果不大；REM加入量過高，形成REM(O，S)尺寸過大，脆性也增大，可成為斷裂裂紋起始點(diǎn)，降低鋼的低溫韌性，同時(shí)還降低鋼質(zhì)純凈度、污染鋼液。一般控制REM含量按ESSP＝(wt％Ca)[1-124(wt％O)]/1.25(wt％S)，其中ESSP為硫化物夾雜形狀控制指數(shù)，取值范圍0.5～5之間為宜，因此REM含量的合適范圍為0001％～0.005％。
Pcm焊接冷裂紋敏感指數(shù)Pcm≤0.18％，其中Pcm＝wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5wt％B。
本發(fā)明的有益效果本發(fā)明從合金設(shè)計(jì)入手，采用極低碳C-高M(jìn)n-Nb微合金鋼作為基礎(chǔ)，適當(dāng)?shù)乜刂艫ls含量、進(jìn)行B-Mg微合金化、REM處理及控制Ti/N在2.0～3.0之間等冶金技術(shù)手段，并優(yōu)化TMCP(Thermo-mechanical controlprocess，熱機(jī)械控制過程)工藝(即control rolling+direct quenching-quenching stop temperature，控制軋制+直接淬火-淬火停冷溫度)工藝，使成品鋼板的貝氏體板條團(tuán)尺寸在10μm以下，在獲得均勻優(yōu)異的母材鋼板低溫韌性的同時(shí)，大線能量焊接時(shí)HAZ的低溫韌性也同樣優(yōu)異，即母材鋼板-60℃Akv≥100J，焊接模擬熱影響區(qū)(HAZ)-60℃Akv≥34J(模擬峰值溫度1350℃、t8/5＝150秒)，特別適用于冰海地區(qū)破冰船殼體、LNG船殼體及海洋平臺(tái)，確保在極其寒冷地區(qū)行駛的輪船和海洋采油平臺(tái)安全。
本發(fā)明去除貴重元素如Ni、Cr、Mo、Cu等的合金化，尤其去除Ni元素的合金化，并優(yōu)化TMCP工藝，在獲得優(yōu)異的母材鋼板低溫韌性的同時(shí)，大線能量焊接時(shí)HAZ的低溫韌性也同樣優(yōu)異。這不僅可以降低制造成本、縮短了生產(chǎn)周期，也降低了生產(chǎn)組織難度Ni、Cu、Mo元素含量較高的鋼板，連鑄坯表面質(zhì)量較差，一般均需要下線進(jìn)行表面清理，有時(shí)還需要進(jìn)行表面著色滲透檢查(即所謂PT檢查)和帶溫切割等，同時(shí)還消除了大量含Cu、Ni的廢鋼回收的困難，實(shí)現(xiàn)了制造過程的綠色環(huán)保。


圖1為本發(fā)明鋼實(shí)施例2的顯微組織示意圖。
具體實(shí)施例方式
實(shí)施例成分見表1，制造工藝見表2，表3為本發(fā)明與比較例的鋼板性能比較。
表1

表2

表3

根據(jù)本發(fā)明，新發(fā)明鋼板中去除貴重元素如Ni、Cr、Mo、Cu等的合金化，尤其去除Ni元素的合金化，并優(yōu)化TMCP工藝，在獲得均勻優(yōu)異的母材鋼板低溫韌性的同時(shí)，大線能量焊接時(shí)HAZ的低溫韌性也同樣優(yōu)異。這不僅可以降低制造成本、縮短了生產(chǎn)周期，也降低了生產(chǎn)組織難度Ni、Cu、Mo元素含量較高的鋼板，連鑄坯表面質(zhì)量較差，一般均需要下線進(jìn)行表面清理，有時(shí)還需要進(jìn)行表面著色滲透檢查(即所謂PT檢查)和帶溫切割等，造成制造成本升高和環(huán)境污染，還消除了大量含Cu、Ni的廢鋼回收的困難，實(shí)現(xiàn)了制造過程、使用及回收過程的綠色環(huán)保；而且還提高了用戶的現(xiàn)場(chǎng)作業(yè)效率、降低了用戶使用成本。由于本發(fā)明不需要添加任何設(shè)備，生產(chǎn)工藝簡(jiǎn)單，過程控制容易，可以向所有具有加速冷卻裝備的中厚板生產(chǎn)廠家推廣，具有很強(qiáng)的適應(yīng)性、環(huán)保性和極高的經(jīng)濟(jì)性。
權(quán)利要求
1.一種可大線能量焊接的厚鋼板，其成分為(重量百分比)C0.010％～0.020％Si0.10％～0.30％Mn1.80％～2.30％P≤0.010％S≤0.003％Nb0.015％～0.030％Als0.025％～0.050％Ti0.010％～0.020％N0.003％～0.006％REM0.001ppm～0.005ppmMg0.002％～0.006％B10ppm～35ppmTi與N之間的關(guān)系Ti/Ntotal在2.0～3.0之間B與Ti之間的關(guān)系10ppm+0.714(Ntotal-0.292Ti)≤B≤20ppm+0.714(Ntotal-0.292Ti)Als與Ti之間的關(guān)系A(chǔ)ls≥10×(Ntotal-0.292Ti)其余為鐵和不可避免的夾雜，并要求Pcm≤0.18％，其中Pcm＝wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％+Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5wt％B。
2.一種如權(quán)利要求1所述的可大線能量焊接的厚鋼板制造方法，其特征是，步驟如下a)按上述成分的冶煉；b)鑄造，采用低溫澆鑄法澆鑄溫度≤1580℃；c)軋制，加熱采用低溫板坯加熱，板坯加熱溫度控制在1050℃～1150℃之間，在完全再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)，采用大軋制道次壓下率進(jìn)行快速連續(xù)軋制，軋制道次壓下率≥15％，再結(jié)晶區(qū)(＞980℃)總壓下率≥65％；在未再結(jié)晶區(qū)進(jìn)行控制軋制，道次壓下率≥10％，未再結(jié)晶區(qū)(＜950℃)總壓下率≥40％；d)冷卻，從軋制結(jié)束到開始加速冷卻之間的傳擱時(shí)間控制在20秒以內(nèi)，且加速冷卻開始時(shí)，鋼板溫度必須在Ar3點(diǎn)以上，以≥10℃/s冷卻速度進(jìn)行直接淬火至淬火停止溫度(QST-Quenching StopTemperature)，淬火停止溫度(QST)控制在350℃～400℃之間，然后堆垛緩冷至100℃以下后自然空冷至室溫。
3.如權(quán)利要求2所述的可大線能量焊接的厚鋼板制造方法，其特征是，所述的鑄造采用連鑄工藝。
4.如權(quán)利要求2所述的可大線能量焊接的厚鋼板制造方法，其特征是，所述的鑄造中連鑄坯輕壓下工藝，輕壓下量控制在5％～10％之間。
5.如權(quán)利要求2所述的可大線能量焊接的厚鋼板制造方法，其特征是，所述的鑄造中采用電磁攪拌。
6.如權(quán)利要求2所述的可大線能量焊接的厚鋼板制造方法，其特征是，所述的鑄造中連鑄坯輕壓下工藝與電磁攪拌一起使用。
全文摘要
一種可大線能量焊接的厚鋼板，其成分為(重量百分比)C 0.010％～0.020％、Si 0.10％～0.30％、Mn 1.80％～2.30％、P≤0.010％、S≤0.003％、Nb 0.015％～0.030％、Als 0.025％～0.050％、Ti 0.010％～0.020％、N 0.003％～0.006％、REM 0.001ppm～0.005ppm、Mg 0.002％～0.006％、B10ppm～35ppm、余鐵。本發(fā)明去除貴重元素如Ni、Cr、Mo、Cu等的合金化，尤其去除Ni元素的合金化，并優(yōu)化TMCP工藝，在獲得優(yōu)異的母材鋼板低溫韌性的同時(shí)，大線能量焊接時(shí)HAZ的低溫韌性也同樣優(yōu)異；這不僅降低制造成本、縮短了生產(chǎn)周期，也降低了生產(chǎn)組織難度，同時(shí)還消除了大量含Cu、Ni的廢鋼回收的困難，實(shí)現(xiàn)了制造過程的綠色環(huán)保。
文檔編號(hào)C21D8/02GK1804093SQ20051002321
公開日2006年7月19日 申請(qǐng)日期2005年1月11日 優(yōu)先權(quán)日2005年1月11日
發(fā)明者劉自成 申請(qǐng)人:寶山鋼鐵股份有限公司