焊接接头CTOD性能优良的海工钢及其制造方法与流程

焊接接头ctod性能优良的海工钢及其制造方法
技术领域
1.本发明涉及钢铁材料制备领域，尤其涉及一种焊接接头ctod性能优良的海工钢及其制造方法。


背景技术：

2.钢铁作为海洋工程装备的关键结构材料，广泛应用于海上风电、生产平台以及海底管道等。海上结构用钢板的服役环境恶劣，不仅要承受重力载荷，还要承受风载荷、波浪载荷、海流载荷、冰载荷、地震载荷，且海洋工程装备的服役期比船舶类长50％，对钢铁材料的要求极高，随着海工装备向深远海、极寒环境等极端服役环境发展，平台结构所使用钢板的厚度不断增加，钢板及焊接接头部位发生脆性破坏的可能性也愈来愈大。目前ctod(裂纹尖端张开位移)试验作为评价海工用厚钢板的韧性，已经被广泛使用。为保证海工装备经受住撞击及海上冰块碰撞，要求海工装备具有良好的力学性能，尤其是钢板母材及焊接接头ctod性能，为满足海洋工程对高性能超高强低温钢板的需求，急需开发具有焊接接头ctod性能优良的超高强度海工钢。
3.公开号cn102732781b的专利文件“一种
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40℃ctod≥2毫米的海洋平台用钢及其生产方法”结合低碳、超低锰、低钛、低铝的成分体系，采用tmcp工艺生产
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40℃ctod≥2mm的海洋工程用钢。但其最大成品厚度仅有60mm，且未涉及焊接接头ctod性能，限制其使用范围。
4.公开号cn105579602b的专利文件“多层焊接接头ctod特性优良的厚钢板及其制造方法”采用tmcp t的工艺生产，并通过控制母材晶粒尺寸及复合夹杂物尺寸，开发出多层焊接接头处可得到优良ctod特性的钢板。但其合金成本较高；部分控制温度温度点为板厚中心温度，不利于现场实施及推广，且tmcp t的交货状态无法满足部分用户调质态交货的需求。
5.公开号cn101578384b的专利文件“焊接热影响区的ctod特性优异的钢及其制造方法”采用cr/tmcp/dq的工艺，提供了一种在小～中线能量的多层焊接等中，除了
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60℃的fl部的ctod特性以外，ic部的ctod特性也满足的具有迄今所没有的优异的ctod(断裂韧性)特性的高强度的钢及其制造方法。但其mn含量较高，易形成mns影响冲击韧性，且ni元素等贵合金含量较高，合金成本较高，最大厚度仅为60mm，限制其使用范围。
6.由以上对比文件可知，目前可用ctod性能优良的海工钢存在如下不足：
7.1)产品厚度规格较小，适用范围窄；
8.2)产品交货状态单一，多为tmcp/tmcp t状态交货，无法满足部分客户调质态交货的需求；
9.3)合金成本较高，现场控制困难，不利于大规模生产推广。


技术实现要素：

10.本发明的目的在于提供一种焊接接头ctod性能优良的海工钢及其制造方法，本发明通过低贵金属合金含量设计，添加微量稀土元素ce，采用合金成分设计
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冶炼
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形变
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热处
理工艺耦合设计，最终得到了一种成品厚度60
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100mm、
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40℃低温冲击韧性和
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10℃焊接接头ctod性能优良的海工装备用钢板。本发明钢板具有超高强度(屈服强度≥420mpa，抗拉强度500～640mpa，断后延伸率≥19％)，低温韧性优异(
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40℃冲击功≥100j)，焊接接头
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10℃ctod性能≥0.38mm，组织性能均匀的特点。
11.为了达到上述目的，本发明采用以下技术方案实现：
12.焊接接头ctod性能优良的海工钢，钢中化学成分按重量百分比计为：c 0.07％～0.12％、si 0.05％～0.15％、mn 1.35％～1.65％、p≤0.012％、s≤0.003％、cu≤0.25％、ni 0.15％～0.35％、cr 0.1％～0.25％、mo 0.05％～0.15％、ti 0.010％～0.030％、n 0.004％～0.008％、2.5≤ti/n≤4、o≤0.0020％、als 0.01％～0.025％、ce 0.010％～0.030％，余量为fe和不可避免的杂质。
13.本发明钢中各合金成分的作用机理如下：
14.c：有效提高钢板强度的廉价元素，但随着碳含量的提高，则显著降低钢板的塑性、低温韧性和抗焊接裂纹敏感性，碳含量低，在调质后钢的硬度、强度偏低，但是塑性和韧性较高。从经济性和产品性能角度考虑，优选c含量控制在0.07％～0.12％。
15.si：固溶强化元素，以固溶强化形式提高钢的强度，脱氧元素，当硅含量过低影响脱氧效果，硅含量过高会对表面质量、韧性及焊接性能产生不利影响，综合考虑，本发明si含量优选范围为0.05％～0.15％。
16.mn：固溶于奥氏体中时，可以降低临界转变温度，从而可以细化钢基体组织，是保证钢的强度和韧性的必要元素，同时mn也是良好的脱氧剂。适量的锰可以改善钢的强度和韧性，但过高则在铸坯中产生偏析，进而造成轧制后难以消除的组织带状，降低钢板芯部性能和抗层状撕裂性。为了保证本发明材料的强韧性，因此本发明中mn含量范围为1.35％～1.65％。
17.p：是对冲击韧性和ctod性能带来不利影响的元素，可以在板坯中心部位偏析以及在晶界聚集等损害低温韧性，本发明中p含量控制在不高于0.012％。
18.s：是对冲击韧性和ctod性能带来不利影响的元素，可以形成硫化物夹杂，成为裂纹源，本发明中s含量控制在不高于0.003％。
19.cu：cu在钢中主要起固溶强化和沉淀强化作用，适量cu提高强度而不损害冲击韧性。cu还属于奥氏体形成元素，在扩大奥氏体相区的同时也在回火过程中促进奥氏体的形成及稳定性。当cu元素过高会引起热脆现象，不利于母材及热影响区韧性，因此本发明中cu含量范围为≤0.25％。
20.ni：ni具有固溶强化作用，能促使合金钢形成稳定奥氏体组织，具备使ar3点最低和碳当量或冷裂纹敏感系数pcm的增加最小的特性，能提高钢的强度和韧性，因此本发明ni含量控制在0.15％～0.35％。
21.cr：提高钢的淬透性的重要元素，对于厚规格船板及海洋平台用钢而言添加适量cr含量可以有效提高淬透性以弥补厚度带来的强度损失，改善厚度方向上性能的均匀性；cr还可以增强钢的回火稳定性，cr可以与c生成碳化物析出，增强钢的强度。但太高的铬和锰同时加入钢中，会导致低熔点cr
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mn复合氧化物形成，在热加工过程中形成表面裂纹，同时会严重恶化焊接性能。因此本发明cr含量控制在0.1％～0.25％。
22.mo：可以提高淬透性和热强性、防止回火脆性，能有效提高材料强度；降低相变温
度，降低贝氏体转变的临界冷速要求，有利于在较宽的冷速范围内促进贝氏体转变，使厚钢板具有较好的工艺适应性，能有效改善钢板厚度方向上强韧性能的稳定性。因此本发明mo含量控制在mo：0.05％～0.15％。
23.ti：钢中析出的tic、tin可起到晶粒细化，析出强化，改善钢板各向异性的同时消除回火脆性。但ti含量过高，则会形成粗大的方形或长方形且不易发生变形的ti(c,n)析出，钢板在受力时应力会集中在ti(c,n)颗粒附近，成为微裂纹的形核长大源，降低钢板的韧性。本发明ti元素优选含量控制在0.010％～0.030％。
24.n：可以与ti元素配合，形成细小弥散的tin析出，可有效控制原始奥氏体晶粒长大。增加焊接高温时钢中tin的数量，提高材料对焊接过程中奥氏体晶粒粗化倾向的抑制能力。但是当固溶n含量过大时，钢材的热塑性下降，钢板韧性下降。因此，n含量0.004％～0.008％。
25.o：是对冲击韧性和ctod性能带来不利影响的元素，与钢中其他元素结合生成非金属夹杂物，成为裂纹源，本发明中o含量控制在不高于0.002％。
26.als：脱氧和细化晶粒元素，al元素在高温时形成细小的aln析出，在板坯/钢板加热奥氏体化时抑制奥氏体晶粒长大，达到奥氏体细化晶粒、提高钢在低温下的韧性的目的。al含量过高会导致较大的al的氧化物形成，降低钢板的低温冲击性能，同时连铸过程中铸坯易产生边角部裂纹，因此本发明alt优选含量范围为0.010％～0.025％。
27.ce：钢中加入ce中可减少钢中有害元素o、s含量，变性硫化物，将条形的硫化锰变为球状或椭球状稀土硫化物。与ti元素同时添加可有效变质钢中大尺寸、具有坚硬棱角的ti(c,n)析出物，使钢中ti(c,n)夹杂呈细小、圆形、弥散分布，提高钢板低温韧性及ctod性能。本发明ce优选含量范围为0.010％～0.030％。
28.所述海工钢钢板焊接接头
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10℃ctod≥0.38mm。
29.所述海工钢钢板成品厚度为60～100mm。
30.焊接接头ctod性能优良的海工钢的制造方法，包括如下步骤：
31.1)冶炼、连铸工艺：精选冶炼原料，采用铁水深脱硫、转炉冶炼、炉外精炼、真空处理和连铸工艺进行生产，p、s等元素含量尽可能低，按目标值控制熔炼成分，严格控制残余元素含量，控制冶炼、连铸过程中大钢坯的高洁净度及铸态组织，中包钢水目标过热度22～28℃，全程保护浇铸，连铸过程投入轻压下，轻压下量5～9mm，连铸拉速0.8～1.2/m/min连铸后得到连铸坯，铸坯厚度250～360mm，连铸坯下线后堆垛缓冷，堆垛温度≥650℃，堆垛时间≥60h；
32.2)轧制工艺：板坯均热温度控制在1150～1180℃之间，轧制过程采用两阶段控轧轧制技术，一阶段开轧温度950～1000℃，除展宽道次外，纵轧单道次压下率≥15％；第二阶段采用控制轧制，二阶段开轧温度830～880℃，终轧温度800～850℃，二阶段单道次最小压下率≥12％，累计压下率50％～60％，轧后进缓冷槽缓冷，进槽温度不低于350℃，缓冷时间不少于24h；通过两阶段轧制控制相变组织均匀细化，为调制热处理作初始组织准备；
33.3)淬火工艺：对钢板进行淬火热处理，其中淬火加热温度控制在880～910℃之间，升温时间为1.3～1.6min/mm*钢板厚度，保温20～40min；
34.4)回火工艺：对钢板进行回火处理，回火温度为600～650℃，在炉时间3～4.5min/mm*钢板厚度，出炉后空冷，获得钢板成品。
35.上述步骤1)的连铸坯下线后评价采用热酸浸蚀(腐蚀溶液为1:1盐酸水溶液，温度75
±
5℃，腐蚀时间40min)并对照mannesmann标准图谱评级，评级结果≤2级。
36.与现有技术相比，本发明的有益效果是：
37.1)本发明工艺生产的产品钢钢板通过低s、p、o等洁净化冶炼，结合特定连铸工艺及轧制工艺控制铸坯偏析及轧态钢板晶粒尺寸，通过奥氏体化(加热)、回火精细控制，特别采用添加适量微量稀土元素ce变质夹杂物，实现钢板焊接接头
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10℃ctod≥0.38mm。
38.2)本发明充分发挥宽厚板轧机的技术装备优势，结合250～360mm厚度连铸板坯，开发的焊接接头ctod性能优良的海工钢厚钢板成品厚度范围为60～100mm。
39.3)采用合理的轧制工艺与离线调质工艺相配合，相比于同强度钢板的tmcp或tmcp t工艺，离线淬火能够精准的控制开始淬火的温度，且整板温度均匀；与此同时，离线调质工艺与tmcp或tmcp t工艺相比更容易控制板型平直度，可实现钢板2米内不平度≤5mm。
40.4)钢板晶粒细小且均匀，厚度方向不同位置的低温冲击韧性均匀，制造工艺易于实现。
附图说明
41.图1是实施例1的金相组织照片(200倍)。
具体实施方式
42.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。
43.本发明实施例钢的化学成分见表1；本发明实施例钢的冶炼、连铸工艺参数及铸坯评价结果见表2；本发明实施例钢板轧制工艺见表3；本发明实施例钢板热处理工艺见表4；本发明实施例钢板力学性能见表5；本发明实施例钢焊接性能见表6；本发明实施例钢板焊接接头ctod性能见表7；本发明实施例钢板不平度见表8。
44.表1本发明实施例钢化学成分wt％
45.实施例csimnpscunicrmotialscenoti/n10.1140.131.360.0090.0010.160.310.1410.1420.0150.0220.0150.00590.00112.5420.0910.151.510.0090.0020.170.340.1310.1310.0240.0140.0230.00700.00093.4330.0710.081.610.0080.0020.150.290.1520.1490.0190.0170.0160.00680.00132.7940.1060.141.440.0070.0010.210.210.1270.1290.0230.0190.0170.00580.00083.9750.1130.091.410.0080.0020.130.260.1090.1120.0270.0110.0250.00760.00123.5560.0820.141.520.010.0030.230.250.1830.1260.0290.0120.0260.00890.00143.2670.080.151.490.0110.00300.220.1910.1170.0120.0230.0120.00460.0012.6180.0750.151.630.0120.00200.170.2290.0890.0170.0150.0190.00620.00072.74
46.表2本发明实施例钢的冶炼、堆垛工艺参数及铸坯评价结果
[0047][0048]
表3本发明实施例钢板轧制工艺
[0049][0050]
表4本发明实施例钢的热处理工艺
[0051][0052][0053]
表5本发明实施例钢力学性能
[0054][0055]
表6本发明实施例钢焊接性能
[0056][0057]
表7本发明实施例钢焊接接头ctod性能
[0058]
[0059]
表8本发明实施例钢板不平度
[0060]
实施例测量长度2000mm钢板不平度/mm1223334253627384。