一種可大線能量焊接用厚鋼板及其制造方法

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一種可大線能量焊接用厚鋼板及其制造方法
【專利摘要】一種可大線能量焊接用厚鋼板及其制造方法，包括如下步驟：1)冶煉、鑄造，其成分重量百分比為：C 0.05～0.09％，Si 0.10～0.30％，Mn1.2～1.6％，P≤0.02％，S 0.001～0.006％，Ni 0.2～0.4％，Cu 0.15～0.3％，Ti0.005～0.03％，Mg 0.0005～0.01％，N 0.001～0.006％，Al≤0.05％，Ca≤0.005％，REM≤0.02％，B≤0.003％，其余Fe和不可避免雜質；且，1≤Ti/N≤6，Mg/(Al+Ti)≥0.02；2)軋制；3)冷卻。本發明可以形成微細彌散分布的夾雜物，通過對直徑≥1μm的微米夾雜物的(Mg+Ca)/(Al+Ti)比和面密度，對直徑0.1-1μm的亞微米夾雜物的Mg+Ca)/(Al+Ti)比和面密度進行控制，獲得母材抗拉強度≥510MPa，在焊接線能量為200～400kJ/cm的條件下，鋼板在-40℃下的平均夏比沖擊功在50J以上。
【專利說明】一種可大線能量焊接用厚鋼板及其制造方法

【技術領域】
[0001] 本發明涉及焊接用厚鋼板制造【技術領域】，特別涉及一種可大線能量焊接用厚鋼板及其制造方法，對于板厚50?70mm，母材抗拉強度> 510MPa級的鋼板，在焊接線能量為 200?400kJ/cm的條件下，鋼板的焊接熱影響區具有良好的沖擊韌性，在-40°C下的平均夏比沖擊功在50J以上。該厚鋼板可以作為焊接結構材料應用于船舶、建筑和海洋構造物等領域。

【背景技術】
[0002] 對于船舶、建筑和海洋構造物等領域的構造物通常是通過焊接將鋼材結合而構筑的，用于這些構造物的鋼材不僅要求鋼材的強度和韌性，而且經過焊接過程之后，還要求鋼材具有良好的焊接熱影響區的韌性。
[0003] 近年來，隨著焊接構造物的大型化，板厚50mm以上，母材的抗拉強度> 510MPa級的鋼材已經大量使用。為了提高這些厚鋼板的焊接效率，已經開發了以氣電立焊、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度。
[0004] 然而，在厚板大線能量焊接的焊接熱循環過程中，在焊接熱影響區越靠近熔合線，加熱的溫度就越高。在熔合線附近的溫度將達到1400°c，這時奧氏體晶粒顯著粗大化，由此導致冷卻之后焊接熱影響區的組織也隨之粗大化，并且這種趨勢隨著焊接線能量的提高而增大。
[0005] 經大線能量焊接之后，焊接熱影響區鋼材的組織結構遭到破壞，奧氏體晶粒明顯長大，形成粗晶區。在粗晶區導致脆化的組織是冷卻過程中形成的側板條鐵素體、上貝氏體、粗大的晶界鐵素體以及在晶界鐵素體近傍形成的珠光體、在側板條鐵素體的板條間形成的碳化物島狀馬氏體-奧氏體組元（M)等。隨著焊接線能量的增加，原奧氏體晶粒粒徑變大，側板條鐵素體和上貝氏體組織更加發達，晶界鐵素體的尺寸也相應增大。所以，一般的厚板鋼經過大線能量焊接后，焊接熱影響區的沖擊韌性顯著降低。這成為制約大線能量焊接工藝應用的主要因素，因此，改善厚鋼板的大線能量焊接性能成為越來越迫切的要求。
[0006] 為了改善厚鋼板大線能量焊接熱影響區的韌性，前人進行了大量的研究工作。如日本專利JP5116890 (金沢正午、中島明、岡本健太郎、金谷研：大入熱溶接用高張力鋼材製品製造方法，JP5116890，1976. 5. 28。）中揭示了在鋼材的成分設計中，添加一定量的Ti、N，利用TiN粒子可以抑制焊接熱影響區韌性的劣化，焊接線能量可以提高到50kJ/cm。但是當船板鋼所要求的焊接線能量達到200kJ/cm以上的條件下，在焊接過程中，焊接熱影響區的溫度將高達1400°C，TiN粒子將部分發生固溶或者長大，其抑制焊接熱影響區晶粒長大的作用將部分消失，這時其阻止焊接熱影響區韌性劣化的效果將降低。因此，僅僅利用微細粒子TiN的鋼材，難以滿足大線能量焊接過程中對于鋼材焊接熱影響區韌性的嚴格要求。
[0007] 利用鈦的氧化物也可以提高鋼材大線能量焊接熱影響區的韌性。這是因為鈦的氧化物在高溫下穩定，不易發生固溶。同時鈦的氧化物可以作為鐵素體的形核核心發揮作用，細化鐵素體晶粒，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的韌性。該方法在日本專利JP517300(小池允、本間弘之、松田昭一、今軍倍正名、平居正純、山口福吉，溶接継手熱影響部靭性〇 t C札&鋼材〇製造法，JP517300,1993. 3. 8) 中進行了揭示。但是，鈦氧化物存在數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量，勢必導致大型鈦氧化物夾雜的形成。當鈦氧化物粒子的尺寸大于5 μ m時，將降低母材和焊接熱影響區的沖擊韌性。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不足以改善焊接熱影響區的韌性。

【發明內容】

[0008] 本發明的目的是提供一種可大線能量焊接用厚鋼板及其制造方法，對于板厚 50?70mm，母材抗拉強度彡510MPa級的鋼板，在焊接線能量為200?400kJ/cm的條件下，鋼板的焊接熱影響區具有良好的沖擊韌性，在_40°C下的平均夏比沖擊功在50J以上。該厚鋼板可以作為焊接結構材料應用于船舶、建筑和海洋構造物等領域。
[0009] 為達到上述目的，本發明的技術方案是：
[0010] 本發明的一種可大線能量焊接用厚鋼板及其制造方法，其化學成分重量百分比為：C 0.05 ?0.09% ,Si 0· 10 ?0.30% ,Mn 1.2 ?1.6%，P 彡 0.02%，SO. 001 ?0.008%， Ni 0· 2 ?0· 4%，Cu 0· 15 ?0· 3%，Ti 0· 005 ?0· 03%，MgO. 0005 ?0· 01%，N 0· 001 ? 0.006%，Al 彡 0.05%，Ca 彡 0.005%，REM 彡 0.02%，B 彡 0.003%，其余為 Fe 和不可避免雜質；且，其中，1彡Ti/N彡6, MgAAl+Ti)彡0· 02 ;
[0011] 在鋼板中，對于直徑大于等于Iym的微米夾雜物，面密度> 110個/mm2,該夾雜物中（Mg+CaV(Al+Ti)彡 1. 5 ;
[0012] 對于直徑為0. l-?μπι的亞微米夾雜物，面密度彡200個/mm2,該夾雜物中 (Mg+Ca)/(A1+Ti) ^ 1. 2 ；
[0013] 進一步，本發明厚鋼板的化學成分還含有Nb 0.001?0.03 %或Cr <0.2 %中一種以上元素，以重量百分比計。
[0014] 在本發明鋼的成分設計中：
[0015] C，是增加鋼材強度的元素。對于控軋控冷的TMCP工藝而言，為了穩定地保持特定強度，C含量的下限為0.05%。但是過量地添加 C，將導致母材和焊接熱影響區的韌性降低， C含量的上限為0.09%。
[0016] Si,是煉鋼預脫氧過程中所需要的元素，并且可以起到強化母材的作用，因此Si 含量的下限為〇. 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，將促進島狀馬氏體-奧氏體組元的生成，顯著降低焊接熱影響區韌性。Si含量范圍為0· 10?0· 30%。
[0017] Mn,可以通過固溶強化提高母材的強度，又可以作為預脫氧元素發揮作用。同時 MnS的析出可以促進晶內鐵素體的生成，Mn的下限值為1. 2%。但是過高的Mn將導致板坯的中心偏析，同時會導致大線能量焊接熱影響區的硬化和M生成，降低焊接熱影響區的韌性，所以Mn的上限值控制為1.6%。
[0018] Ti,通過形成Ti2O3粒子，可以促進晶內鐵素體的生成。同時Ti與N結合生成TiN 粒子可以在焊接熱影響區釘扎奧氏體晶粒的長大，使母材和焊接熱影響區組織細化，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的韌性，所以Ti含量上限為0. 03%。
[0019] Mg,添加 Mg可以生成微細彌散分布的MgO夾雜，以這些夾雜作為形核核心，可以促進TiN和MnS的析出，抑制焊接熱循環過程中奧氏體晶粒的長大并促進晶內鐵素體的生長，提高焊接熱影響區的韌性。鋼中的Mg含量以0. 0005-0. 01 %為宜。當Mg含量小于0. 0005% 時，生成的微細夾雜物的數量將顯著減少，同時微細夾雜物中的Mg含量顯著降低，將不能滿足在夾雜物表面析出MnS、TiN的要求。如果Mg含量大于0. 01 %，Mg的作用已經飽和，同時增加了 Mg的蒸發損失和氧化損失。
[0020] 本發明發現，添加的Mg和鋼液中的Al和Ti存在競爭脫氧的關系，當Mg含量過低， Al和Ti含量過高時，不利于生成以MgO為主要成分的夾雜物，為此，鋼中的Mg、Al和Ti含量要滿足MgAAl+Ti)彡0.02。
[0021] N，可以形成微細的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%，將導致固溶N的形成，降低母材和焊接熱影響區的韌性。
[0022] 同時，要保持鋼材中具有合適的Ti/N比，其比值為1彡Ti/N彡6。當Ti/N小于1 時，TiN粒子的數量將會急劇降低，不能形成足夠數量的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的韌性。當Ti/N大于6時，TiN粒子粗大化，同時過剩的Ti容易與C結合生成粗大的TiC粒子，這些粗大的粒子都有可能作為裂紋發生的起點，降低了母材和焊接熱影響區的沖擊韌性。
[0023] A1，當鋼中Al含量太高時，容易生成簇狀氧化鋁夾雜，不利于微細彌散分布夾雜物的生成。因此，Al含量的上限為0.05%。
[0024] Ca,添加 Ca可以改善硫化物的形態，Ca的氧化物和硫化物還可以促進晶內鐵素體的生長，Ca的氧化物和Al的氧化物結合可以形成低熔點的夾雜物，改善夾雜物的形貌。如果Ca含量大于0. 005%，Ca的作用已經飽和，同時增加了 Ca的蒸發損失和氧化損失。因此，Ca含量的上限為0.005%。
[0025] REM，REM的添加可以改善硫化物的形態，同時REM的氧化物和硫化物可以抑制焊接熱循環過程中奧氏體晶粒的長大。但是，當REM的含量大于0. 02%，將生成部分粒徑大于 5 μ m的夾雜物，降低母材和焊接熱影響區的沖擊韌性。因此，REM含量的上限為0. 02%。
[0026] B，含量過高時將導致淬透性顯著上升，降低母材的韌性和延性，其上限是 0. 003%。
[0027] S，在Ca和/或RHM的添加過程中，與Ca和/或REM形成硫化物，還可以促進MnS 在氧化物粒子上，或在Ca和REM硫化物粒子上的進一步析出，從而促進晶內鐵素體的形成，其下限為〇. 001 %。但是，其含量過高，將導致板坯的中心偏析。另外，當S含量超過0. 008% 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，降低母材和焊接熱影響區的沖擊韌性。因此，S含量的上限為0. 008%。
[0028] P，是鋼中的雜質元素，應盡量降低。其含量過高，將導致中心偏析，降低焊接熱影響區的韌性，P的上限為〇. 02%。
[0029] Ni,可以提高母材的強度和韌性，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%。
[0030] Cu,可以提高母材的強度和韌性，其下限為0. 15%。但是Cu含量過高，將導致熱態脆性，Cu的上限為0.3%。
[0031] Nb,可以細化鋼材的組織，提高強度和韌性。但是由于其價格昂貴，鑒于成本的限制，其成分范圍為〇. 001?〇. 03%。
[0032] 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厚度帶來的強度損失，提高板厚中心區域的強度，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，會形成低熔點的Cr-Mn復合氧化物，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%。
[0033] 對提高大線能量焊接條件下厚鋼板焊接熱影響區的沖擊韌性進行研究發現，在 Mn、Si、Ti、Al、Mg、Ca和REM復合脫氧的條件下，可以促進直徑大于等于1 μ m的微米氧化物粒子的大量生成，在它們的表面容易析出MnS、TiN，由此可以誘發晶內鐵素體的形成。另外，還可以促進直徑為〇. I-I μ m的氮化物、硫化物等亞微米夾雜物的大量生成，這些亞微米夾雜物在大線能量焊接過程中可以抑制奧氏體晶粒的長大，因此可以大幅度改善焊接熱影響區的沖擊韌性。
[0034] 本發明確定了夾雜物的合適成分和數量。夾雜物的成分利用SEM-EDS進行分析，對于樣品進行研磨和鏡面拋光之后，利用SEM對于夾雜物進行觀察與分析，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果的平均值。利用SEM在1000倍的倍率下對于50個連續選取視場進行觀察，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量和視場面積的計算結果。由于在試樣的研磨和鏡面拋光狀態，利用掃描電鏡可以方便地觀察到夾雜物的最小尺寸約為0. 1 μ m，對于鋼材中粒徑小于1. Ομπι的亞微米夾雜物，所測量和統計的夾雜物的最小尺寸約為〇. 1 μ m。
[0035] 本發明通過大量的試驗研究發現，對于鋼材中粒徑大于或等于I. 0 μ m的微米夾雜物，當夾雜物中的（Mg+CaV(Al+Ti)重量百分比含量的比值大于或等于1.5時，夾雜物中 MgO, CaO氧化物成分較高，同時容易形成Mg-Ca-Al-Ti的氧化物為核心，MnS和TiN在夾雜物外圍析出的復合夾雜物。這樣的微米夾雜物，一方面容易在鋼材中彌散分布，有利于夾雜物數量的增加；另一方面，可以促進以夾雜物為核心的晶內鐵素體的生成，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誘導裂紋的生成，降低焊接熱影響區低溫韌性。此外，當微米夾雜物的面密度小于110個/mm 2時，微米夾雜物不能有效地發揮誘導晶內鐵素體生長的作用。因此，需要控制微米夾雜物成分，使（Mg+CaV(Al+Ti)彡1.5,面密度彡110個/mm 2。
[0036] 對于鋼中粒徑為0. 1?I. 0 μ m的亞微米夾雜物，（Mg+CaV(Al+Ti)重量百分比含量的比值大于或等于1. 2時，這種成分的亞微米夾雜物，有利于彌散分布，促進大量亞微米夾雜物的形成。在焊接熱循環過程中，這樣的亞微米夾雜物粒子可以有效地釘扎焊接熱影響區奧氏體晶粒的長大，改善焊接熱影響區的韌性。當亞微米夾雜物的面密度小于200個 /mm 2時，亞微米夾雜物不能有效地發揮釘扎焊接熱影響區奧氏體晶粒長大的作用。因此，需要控制亞微米夾雜物形成，使其成分滿足（Mg+CaV(Al+Ti)彡1.2,面密度彡200個/mm 2。
[0037] 本發明可大線能量焊接用厚鋼板的制造方法，包括如下步驟：
[0038] 1)冶煉、鑄造
[0039] 按下述成分冶煉、精煉、連鑄成坯，鋼的化學成分重量百分比為：C 0.05? 0.09%，Si 0· 10 ?0.30%，Mn L 2 ?L 6%，P 彡 0.02%，S 0.001 ?0.008%，Ni 0.2 ? 0. 4%，Cu 0. 15 ?0. 3%，Ti 0. 005 ?0. 03%, Mg 0. 0005 ?0. 01%, NO. 001 ?0. 006%， Al彡0· 05%，Ca彡0· 005%，REM彡0· 02%，B彡0· 003%，其余為Fe和不可避免雜質，并且，鋼板的化學成分滿足1彡Ti/N彡6，MgAAl+Ti)彡0. 02 ;在鋼板中，對于直徑大于等于 Iym的微米夾雜物，面密度彡110個/mm2,該夾雜物中（Mg+CaV(Al+Ti)彡1.5 ;對于直徑為0. l-?μπι的亞微米夾雜物，面密度彡200個/mm2,該夾雜物中（Mg+CaV(Al+Ti)彡1.2 ;
[0040] 2)車L制
[0041] 將鑄坯加熱到1050?1250°C，初軋溫度高于930°C，累計壓下率大于30% ;精軋溫度小于930°C，累計壓下率大于30% ;
[0042] 3)冷卻
[0043] 采用1_30°C /s的冷卻速度卻將鋼板表面溫度從750°C以上開始冷卻至500°C以下。
[0044] 進一步，所述厚鋼板的化學成分還含有Nb < 0.03%或Cr < 0. 2%中一種以上元素，以重量百分比計。
[0045] 本發明獲得的鋼板板厚50?70mm，母材抗拉強度> 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在-40°C的平均夏比沖擊功在50J以上。
[0046] 本發明在軋制和冷卻工藝中，
[0047] 軋制前的加熱溫度小于1050°C時，Nb的碳氮化物不能完全固溶。當加熱溫度大于 1250°C時，將導致奧氏體晶粒的長大。
[0048] 初軋溫度高于930°C，累計壓下率大于30%，是因為在此溫度以上，發生再結晶，可以細化奧氏體晶粒。當累計壓下率小于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。
[0049] 精軋溫度小于930°C，累計壓下率大于30%，是因為在這樣的溫度下，奧氏體不發生再結晶，乳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。當累計壓下率小于30%時，所形成的位錯較少，不足以誘發針狀鐵素體的形核。
[0050] 精軋之后采用1_30°C /s的冷卻速度將鋼板表面溫度從750°C以上開始冷卻至 500°C以下，以保證母材具有合適的強度和韌性。當冷卻速度小于1°C /s時，母材的強度下降，不能滿足要求；當冷卻速度大于30°C /s時，母材的韌性降低，不能滿足要求。
[0051] 本發明的有益效果：
[0052] 本發明采取合適的成分設計和夾雜物控制技術，通過對于鋼中Ti/N和Mg/ (Al+Ti)比值進行合理控制，并對于直徑大于等于Ιμπι的微米夾雜物的（Mg+CaV(Al+Ti) 比值和面密度，直徑〇. 1-1 μ m的亞微米夾雜物的（Mg+Ca) ΛΑΙ+Ti)比值和面密度進行合理控制，可以在凝固和相變過程中，在這些夾雜物表面促進晶內鐵素體的生長，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。本發明所制造的鋼板厚度規格為50?70mm，母材抗拉強度> 510MPa，在焊接線能量為200?400kJ/cm的焊接條件下，焊接熱影響區具有VE_4(1 > 50J良好的大線能量焊接性能。

【具體實施方式】
[0053] 下面結合實施例對本發明做進一步說明。
[0054] 表1是本發明實施例和對比例的化學成分（mass% )、Ti/N和MgAAl+Ti)比值。表2是本發明實施例和對比例的母材力學性能、夾雜物特性和焊接熱影響區沖擊韌性。
[0055] 本發明可大線能量焊接用厚鋼板的制造方法為：冶煉、精煉和連鑄，得到鑄坯的化學成分如表1所示；然后將鑄坯加熱到1050°C?1250°C，初軋溫度為1000?1150°C，累計壓下率為50%;精軋溫度為700?850°C，累計壓下率為53?67% %;精軋之后采用4-8°C / s的冷卻速度將鋼板表面溫度從750°C以上開始冷卻至500°C以下，以保證母材具有合適的強度和韌性。
[0056] 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，導入V型切口進行沖擊韌性檢測，在-40°C下進行三個樣品的夏比沖擊試驗，焊接熱影響區沖擊韌性的數據是三次測量結果的平均值。
[0057] 由表1和表2可見，實施例中根據本發明所確定的化學成分范圍進行成分控制，并且控制Ti/N比值為1彡Ti/N彡6，MgAAl+Ti)彡0. 02。另外，控制直徑大于等于Ιμπι的微米夾雜物中，（Mg+CaV(Al+Ti)彡1.5,面密度彡110個/mm2;直徑為0. l-?μπι的亞微米夾雜物中（Mg+CaV(Al+Ti)彡1.2,面密度彡200個/mm2。
[0058] 在對比例1?3中，鋼材中]\%含量均小于0.0005%，均不滿足]\^/仏1+11)彡0.02 的成分要求。同時，直徑大于等于Iym的微米夾雜物的（Mg+CaV(Al+Ti)比值和面密度，直徑為0. 1-1 μ m的亞微米夾雜物的（Mg+CaV(Al+Ti)比值和面密度均不能滿足本發明的要求。另外，在對比例1中，Ti/N比不能滿足本發明的要求。
[0059] 表2列出了實施例和對比例中母材的拉伸性能和沖擊韌性，以及焊接熱影響區的沖擊韌性。母材的屈服強度、抗拉強度和伸長率為兩個測試數據的平均值，母材和焊接熱影響區-40°C夏比沖擊功是三個測試數據的平均值。
[0060] 從表中數據可以看出，實施例和對比例的母材力學性能沒有明顯的差異，都能滿足所制造鋼板的厚度規格為50?70mm，母材抗拉強度> 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-40°C夏比沖擊功進行了測試，實施例1?8 的值分別是85、88、57、234、125、165、180、162〇)，對比例1、2、3的值是21、8、16〇)。實施例焊接熱影響區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。
[0061] 本發明采取合適的成分設計，確定了鋼材中合適的Ti/N和MgAAl+Ti)比值，并對于直徑大于等于Iym的微米夾雜物的（Mg+CaV(Al+Ti)比值和面密度，直徑為0. I-Iym 的亞微米夾雜物的（Mg+CaV(Al+Ti)比值和面密度進行合理控制，這樣可以在凝固和相變過程中在這些夾雜物表面促進晶內鐵素體的生長，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。所制造的鋼板的厚度規格為50?70mm，母材抗拉強度> 510MPa，在焊接線能量為200?400kJ/cm焊接條件下，焊接熱影響區具有 VE_4(I > 50J良好的大線能量焊接性能。本發明技術可用于船舶、建筑和海洋構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。
[0062]
[0063]

【權利要求】
1. 一種可大線能量焊接用厚鋼板，其化學成分重量百分比為： C 0. 05 ?0. 09%， Si 0? 10 ?0? 30%， Mn 1. 2 ?1. 6%， P ^ 0. 02%, S 0. 001 ?0. 008%， Ni 0? 2 ?0? 4%， Cu 0? 15 ?0? 3%， Ti 0. 005 ?0. 03%， Mg 0. 0005 ?0. 01%， N 0. 001 ?0. 006%， A1 ^ 0. 05%, Ca ^ 0. 005%, REM ^ 0. 02%, B ^ 0. 003%, 其余為Fe和不可避免雜質；且，其中，1彡Ti/N彡6, MgAAl+Ti)彡0. 02 ; 在鋼板中，對于直徑大于等于1 U m的微米夾雜物，面密度> 110個/mm2,該夾雜物中 (Mg+Ca)/(A1+Ti) ^ 1. 5 ；對于直徑為〇. 1-1 um的亞微米夾雜物，面密度彡200個/mm2,該夾雜物中（Mg+Ca)/ (Al+Ti)彡 1. 2。
2. 如權利要求1所述的可大線能量焊接用厚鋼板，其特征是，所述厚鋼板的化學成分還含有Nb 0.001?0.03%或Cr< 0.2%中一種以上元素，以重量百分比計。
3. 如權利要求1或2所述的可大線能量焊接用厚鋼板，其特征是，所述厚鋼板的母材抗拉強度> 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在-40°C的平均夏比沖擊功在50J以上。
4. 一種可大線能量焊接用厚鋼板的制造方法，包括如下步驟： 1) 冶煉、鑄造按下述成分冶煉、精煉、連鑄成坯，鋼的化學成分重量百分比為：C 0.05?0.09%，Si 0? 10 ?0? 30%，Mn 1. 2 ?1. 6%，P 彡 0? 02%，S 0? 001 ?0? 008%，Ni 0? 2 ?0? 4%，Cu 0.15?0.3%，Ti 0.005?0.03%，Mg 0.0005?0.01%，N0.001?0.006%，Al<0.05%， Ca彡0.005%，REM彡0.02%，B彡0.003%，其余為Fe和不可避免雜質，并且，鋼板的化學成分滿足1彡Ti/N彡6，MgAAl+Ti)彡0. 02 ;在鋼板中，對于直徑大于等于1 ii m的微米夾雜物，面密度彡110個/mm2,該夾雜物中（Mg+CaV(Al+Ti)彡1.5 ;對于直徑為0. 1-liim的亞微米夾雜物，面密度彡200個/mm2,該夾雜物中（Mg+CaV(Al+Ti)彡1. 2 ; 2) 軋制將鑄坯加熱到1050?1250°C，初軋溫度高于930°C，累計壓下率大于30% ;精軋溫度小于930°C，累計壓下率大于30% ; 3) 冷卻采用1-30°C /s的冷卻速度將鋼板表面溫度從750°C以上開始冷卻至500°C以下。
5. 如權利要求4所述的可大線能量焊接用厚鋼板的制造方法，其特征是，所述厚鋼板的化學成分還含有Nb 0.001?0.03%或Cr< 0.2%中一種以上元素，以重量百分比計。
6. 如權利要求4或5所述的可大線能量焊接用厚鋼板的制造方法，其特征是，獲得的鋼板的母材抗拉強度> 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在_40°C的平均夏比沖擊功在50J以上。
【文檔編號】C22C38/16GK104404369SQ201410699768
【公開日】2015年3月11日申請日期:2014年11月27日優先權日:2014年11月27日
【發明者】楊健, 高珊, 祝凱, 張才毅, 王睿之, 馬志剛, 徐國棟, 王俊凱申請人:寶山鋼鐵股份有限公司

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