一种具有低温韧性的590MPa级极地船体结构钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及极地船舶特种钢技术领域，尤其涉及一种具有低温韧性的590MPa级极地船体结构钢及其制备方法。

背景技术

随着常规可开采油气能源逐渐枯竭，北极地区丰富的能源储量受到了越来越多的关注，促进了大型高技术极低运输破冰船舶的需求与发展。然而，极端恶劣条件对极地船舶用低温钢提出了苛刻的技术要求，具有优异的低温韧性、低预热焊接、高强度级别的极地船舶用低温钢成为极地船舶领域重要的发展趋势。

在极低环境航行的船舶，常年服役在严寒海区，平均工作环境温度-20℃，最低气温能够达到-70℃，并遭受强烈的风浪、海冰动载荷作用，加上极低生态环境脆弱，因此，极地船舶建造离不开适应极地恶劣服役环境的低温用钢等关键材料，高强度、优异母材和焊接热影响区低温韧性的高性能钢材是极地船舶安全航行的基本保障。

目前，除了少数环北极国家关注并积累了少量极地船舶材料的实际应用经验外，大部分国家及相关国际组织都普遍缺少极地船舶材料的研究和数据，我国满足极区服役环境要求的船舶钢尚处于空白。现有的E系钢板不能完全满足极地环境温度使用条件。极地船体用钢有三方面的技术需求：(1)具有高强度；(2)具有高韧性，尤其是低温韧性；(3)具备良好的焊接性；(4)具备一定的防撞击性能。开发极地高强度、高韧性、易焊接钢是该领域探索的方向。

发明内容

鉴于上述的分析，本发明旨在提供一种具有低温韧性的590MPa级极地船体结构钢及其制备方法，用以解决现有钢种不能满足极地服役环境使用条件的问题。

本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：

本发明提供了一种具有低温韧性的590MPa级极地船体结构钢，化学成分按质量百分比计为：C：0.03～0.06％，Si：0.10～0.25％，Mn：0.5～2.0％，Cu：1.0～1.5％，Ni：2.5～4.5％；Cr：0.4～0.6％，Ti：0.008～0.015％；Mo：0.25～0.35％；Nb：0.015～0.03％；Als≥0.015％；N≤0.004％；P≤0.005％；S≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。

进一步地，所述钢的微观组织为板条马氏体和少量粒状贝氏体，板条马氏体有效晶粒尺寸≤2μm。

进一步地，所述板条马氏体的含量≥80％。

本发明还提供了一种具有低温韧性的590MPa级极地船体结构钢的制备方法，用于制备所述590MPa级极地船体结构钢，包括铁水预处理-转炉冶炼-LF精炼-RH精炼-连铸-控轧控冷-离线调质工艺步骤，所述铁水预处理包括KR脱硫后，S含量≤0.007％，渣厚满足扒渣1级。

进一步地，所述LF精炼过程中，加入的造渣材料及脱氧剂必须干燥，在料仓待用时间≤24小时；造白渣保持时间≥10min；

所述RH精炼过程中，出钢前进行钙处理，喂线后静吹氩时间≥10min，保证钢水中Ca含量为0.001～0.0015％。

进一步地，所述连铸过程采取全程保护浇铸，连铸坯加热温度≤1150℃，中包钢水目标过热度≤25℃，连铸后进入缓冷坑处理。

进一步地，所述控轧控冷采用两阶段轧制，第一阶阶段轧制为粗轧，终轧温度≥950℃，单道次变形量10～15％，第一阶段轧制的累积变形量≤50％。

进一步地，所述两阶段轧制中，第二阶段轧制为精轧，轧制温度≤850℃，终轧温度＜800℃，终轧变形量≥15％，第二阶段轧制的累积变形量≥60％。

进一步地，所述离线调质为一次淬火和一次回火工艺，一次淬火工艺为加温温度840～880℃，保温时间1～2h。

进一步地，所述一次回火工艺为加热温度600℃～650℃，保温时间1～2h，保温后空冷至室温。

与现有技术相比，本发明至少可实现如下有益效果之一：

1、通过本发明制备方法制备的钢板的组织特征为板条马氏体和少量粒状贝氏体，其中板条马氏体含量≥80％，本申请制备钢板的生产工艺简单，生产的极地船体结构钢能够用于在极地区域服役的船舶建造。

2、通过本发明制备方法制备的钢板，焊接预热温度不高于-10℃，显著提升了船舶制造时的焊接效率，以及极地环境下的焊接修复效率。

3、本发明通过控制元素种类和元素含量，尤其是Ni、Cr、Mo、Cu的元素配比，结合轧制、冷却、离线调质工艺，实现钢板优良的力学性能，屈服强度≥590MPa，抗拉强度≥690MPa，延伸率≥19.5％，钢板韧脆转变温度不高于-90℃，同时钢板的焊接性良好，焊接接头热影响区-60℃冲击功≥47J，焊接热影响区-40℃的CTOD性能≥0.15mm，满足极地服役环境使用条件。

本发明中，上述各技术方案之间还可以相互组合，以实现更多的优选组合方案。本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分优点可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过说明书以及附图中所特别指出的内容中来实现和获得。

附图说明

附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。

图1为本发明实施例1提供的轧制钢板四分之一位置金相组织；

图2为本发明实施例1提供的轧制钢板表层位置系列冲击功；

图3为本发明实施例1提供的轧制钢板四分之一位置系列冲击功。

具体实施方式

本发明提供一种具有低温韧性的590MPa级极地船体结构钢及其制备方法，该船用钢具有高强度、优异低温韧性及低预热温度等特点，用以解决现有钢板不能满足极地环境温度使用条件的问题。

本发明提供了一种具有低温韧性的590MPa级极地船体结构钢，所述590MPa级极地船体用钢的化学成分按质量百分比计为：C：0.03～0.06％，Si：0.10～0.25％，Mn：0.5～2.0％，Cu：1.0～1.5％，Ni：2.5～4.5％；Cr：0.4～0.6％，Ti：0.008～0.015％；Mo：0.25～0.35％；Nb：0.015～0.03％；Als≥0.015％；N≤0.004％；P≤0.005％；S≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。

目前，我国满足极区服役环境要求的船舶钢尚处于空白。现有的E系钢板不能完全满足极地环境温度使用条件。本发明的590MPa级极地船体结构钢，具有高强度、优异低温韧性及低预热温度等特点，可以解决现有钢板不能满足极地环境温度使用条件的问题。

优选地，一种具有低温韧性的590MPa级极地船体结构钢，所述590MPa级极地船体用钢的化学成分按质量百分比计为：C：0.04～0.06％，Si：0.10～0.20％，Mn：0.9～1.5％，Cu：1.3～1.5％，Ni：2.5～4.0％；Cr：0.4～0.55％，Ti：0.01～0.015％；Mo：0.25～0.35％；Nb：0.02～0.03％；Als≥0.015％；N≤0.004％；P≤0.005％；S≤0.0044％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。

对本发明中590MPa级极地船体用钢及其制备方法的铸坯成分限定理由进行说明，以下仅用％表示组成中的质量百分比。

C：碳是保证钢板强度的元素，并且显著的影响材料的焊接性。为了满足钢板韧脆转变温度低于-84℃低温韧性的要求，C含量需要低于0.06％；当C含量≤0.03％，将无法提高钢板的低温韧性。因此，C含量控制在0.03～0.06％。

Mn：Mn固溶于钢中将提高钢的强度，Mn含量应控制在0.6％以上以保证钢的强度。Mn含量超过1.2％时，一方面将产生中心偏析，使钢板冷却过程中产生淬硬组织，降低母材低温韧性。因此，Mn含量控制在0.5～2.0％。

Si：Si通常作为炼钢时的脱氧剂使用，当硅含量低于0.1％时，钢水易氧化。Si也是固溶强化元素，但是多量的Si对焊接性能通常是不利的，为保证焊接热影响区韧性，Si含量应控制在小于0.2％。因此，Si含量控制在0.1～0.25％。

N：一定含量的N能够与Ti形成TiN，提高钢板和焊接热影响区的韧性，并与Ti、Nb等形成碳氮化物提高强度；但N含量过高将影响材料的低温韧性。因此，N含量控制在≤0.004％。

Ti：Ti与N结合形成TiN，一方面抑制连铸坯在加热过程中的奥氏体晶粒长大过程，在焊接热循环过程中钉扎奥氏体晶粒尺寸，从而提高钢板和焊接热影响区的韧性。Ti含量低于0.01％，不容易发挥上述作用；过量的Ti致使TiN析出时间降低、温度升高，对奥氏体晶粒的钉扎作用降低。因此，Ti的含量控制在0.008％～0.015％。

Als：Als是炼钢过程中的一种重要脱氧元素，Als含量小于0.015％时，难以将氧含量控制在0.004％以下；当Als含量较高时，将会形成粗大的Al的氧化物夹杂，并聚集成团簇状，发生炼钢喷嘴的堵塞，或者作为裂纹源导致韧性的降低。因此，Als含量应控制在≥0.015％。

Nb：铌元素通常通过溶质拖曳作用和析出粒子(Nb(C,N))，其作用一方面在材料变形过程中钉扎原始奥氏体晶界，另一方面析出强化提高材料的强度。Nb含量控制在0.015～0.03％。

Cr：Cr能够提高材料的淬透性，能够以碳化物形式提高材料的强度，如果Cr含量低于0.5％时难以发挥其作用，但是Cr含量超过0.7％，将降低母材及焊接热影响区低温韧性，同时增加了材料的制造成本，因此Cr控制在0.4～0.6％。

Cu：Cu和Ni元素通常进行复合添加。利用Cu时效析出粒子能够提高高强度钢板的强度，弥补因为超低碳带来的强度降低，但是Cu元素过多将提高碳当量(Ceq)和冷裂纹敏感指数(Pcm)，造成材料焊接时的预热温度升高。因此，Cu含量控制在1.0～1.5％。

Ni：Ni能够提高材料的低温韧性。为了满足极地环境对极地船舶钢低温韧性的要求，需要添加一定含量的Ni元素提高钢板和焊接接头热影响区低温韧性，但是Ni含量过高将会提高Ceq和Pcm，造成钢板预热温度过高，因此Ni含量不能高于3.5％。因此，Ni含量控制在2.5～4.5％。

Mo：Mo能够提高材料的淬透性，促进低温组织转变，提高材料的强度，同时Mo在未再结晶轧制条件下，促进针状铁素体组织形成；如果Mo含量低于0.4％，Mo的作用较低；如果Mo含量超过0.6％时，不仅增加制造成本，同时损害钢板的焊接性，特别是大线能量焊接下低温韧性。因此Mo控制在0.25～0.35％。

P：磷是钢中杂质元素，会损害钢板和焊接热影响区的韧性。因此，P含量控制在0.005％以下。

S：硫是钢中杂质元素，会形成硫化物夹杂，成为裂纹源。因此S含量控制在0.005％以下。

本发明还提供了上述具有低温韧性的590MPa级极地船体结构钢的制备方法，包括如下步骤：

步骤1：铁水预处理：通过铁水预处理降低钢中的杂质元素，保证KR脱硫后，S含量≤0.007％，渣厚满足扒渣1级。

步骤2：转炉冶炼：挡渣出钢时要求渣层厚度≤100mm，加入的合金料及石灰、烧结矿、白云石等辅料必须干燥，钢包合金化脱氧顺序为由强到弱。

步骤3：LF精炼：LF炉工序中，加入的造渣材料及脱氧剂必须干燥，在料仓待用时间≤24小时，保证炉渣具有良好的流动性；造白渣保持时间≥10min，Ti和Fe须在脱氧完全后加入。

步骤4：RH精炼：RH炉工序中，出钢前进行钙处理，喂线后静吹氩时间≥10min，保证钢水中Ca含量为0.001～0.0015％；

步骤5：连铸：连铸过程采取全程保护浇铸，进行电磁搅拌和轻压，中间包过热度≤25℃，连铸后进入缓冷坑处理，获得连铸坯；

步骤6：控轧控冷：将连铸坯进行加热，对连铸坯进行控轧控冷；

步骤7：离线调质：对控轧控冷后的连铸坯进行离线调质，得到极地船体结构钢。

具体的，在步骤5中，控制连铸坯与极地船体结构钢的厚度比大于8，在步骤5中，连铸坯加热温度≤1150℃，保证奥氏体晶粒不长大。

具体的，步骤6中，控制轧制采用两阶段轧制法：分为第一阶段轧制和第二阶段轧制，充分发挥控轧控冷工艺对材料晶粒尺寸的细化作用。第一阶段轧制为粗轧，在奥氏体再结晶温度区间进行快速变形，终轧温度≥950℃，单道次变形量10～15％，第一阶段轧制的累积变形量≤50％。第二阶段轧制为精轧，开轧温度≤850℃，终轧温度＜800℃，终轧变形量≥15％，第二阶段轧制的累积变形量≥60％。后空冷至室温。

具体的，步骤7中，离线调质为一次淬火和一次回火工艺：所述极地船体结构钢离线淬火工艺为840～880℃，保温时间1～2h；回火加热处理温度为600℃～650℃，保温时间为1～2h，保温后空冷。

需要说明的是，碳含量是影响材料强度和低温性能最重要元素。本发明通过降低碳含量至0.06％以下后，碳当量、冷裂纹敏感指数、M-A含量大幅度降低，钢板及焊接热影响区的低温性能显著提高。然而，降低碳含量后，钢板的强度无法保证，需要通过补充合金元素、组织强化来弥补材料的强度损失，因此本发明在成分组成方面，采用NiCrMoCu成分设计，通过Cu元素在回火过程中的时效析出的弥散Cu粒子提高强度；在生产工艺上采用淬火加回火工艺，获得细小的板条马氏体组织，发挥回火板条马氏体对强度的提升作用。钢的微观组织为板条马氏体和少量粒状贝氏体，所述板条马氏体的含量≥80％，板条马氏体有效晶粒尺寸≤2μm，板条马氏体经过回火后，在保证材料强度的同时具备优异的低温韧性。

本发明制备的船体结构钢屈服强度≥590Mpa(如621～633MPa)，抗拉强度≥690MPa(如690～710MPa)，延伸率≥19.5％(如19.5～20.5％)，钢板韧脆转变温度不高于-90℃(如-110～-90℃)，同时钢板的焊接性良好，焊接接头热影响区-60℃冲击功≥47J，焊接热影响区-40℃的CTOD性能≥0.15mm(如0.17～0.22mm)，满足极地服役环境使用条件。

下面将以具体的实施例与对比例来展示本发明元素化学成分、含量和制备工艺参数精确控制的优势。

实施例1

本实施例公开了六种(1#-3#钢)适用于极地环境的590MPa级船体用钢，并选择两种(4#、5#)钢作为对比钢。

1#-3#均采用相同工艺：

(1)铁水预处理：入炉铁水S≤0.008％；

(2)转炉冶炼：渣层厚度≤100mm；

(3)LF精炼：在料仓待用时间≤24小时，保证炉渣具有良好的流动性；造白渣保持时间≥10min，Ti和Fe须在脱氧完全后加入。

(4)RH精炼：出钢前进行钙处理，喂线后静吹氩时间≥10min，保证钢水中Ca含量为0.001～0.0015％。

(5)连铸：中包钢水目标过热度≤25℃，连铸后进入缓冷坑处理；

(6)控轧控冷：连铸坯再加热温度≤1150℃；两阶段轧制，第一阶段(粗轧)轧制在奥氏体再结晶温度区间进行快速变形，单道次变形量10～15％，终轧温度≥950℃，累积变形量≤40％；第二阶段(精轧)轧制开始温度≤850℃，终轧温度＜800℃，终轧变形量≥15％，累积变形量≥60％；

(7)离线调质：淬火工艺：加热温度840～880℃，保温时间2h；回火工艺：加热温度600～650℃，保温时间2h；轧后板厚≤35mm。

1#～3#钢和5#钢的元素成分质量百分比均符合本发明的要求，4#钢的元素成分质量百分比不符合本发明的要求，其元素组成的差异见表1。5#钢的工艺参数不符合本发明的要求，其工艺参数的差异见表2。1#钢显微组织图如图1所示。

表1 1#-5#钢化学成分(wt，％)

表2 1#-5#钢控制轧制工艺

1#～3#的力学性能、马氏体含量和晶粒尺寸符合本发明要求，结果见表3所示，4#钢的屈服强度、马氏体含量和晶粒尺寸不符合本发明要求，5#钢的马氏体含量、晶粒尺寸、屈服强度不符合本发明要求，其差异见表3。

表3为1#-5#钢的力学性能及晶粒尺寸

表4为1#-5#590MPa级船体钢在20kJ/cm的线能量下进行可焊性试验，坡口为K型坡口，其焊接预热温度、焊接接头性能如表4所示。从表中可以看出，1#-5#钢的焊接热预热温度均满足不高于-10℃，4#钢焊接熔合线、熔合线+2mm位置冲击功和热影响区-40℃的CTOD性能不满足技术指标要求。

表4 1#-5#钢焊接接头的力学性能及晶粒尺寸

通过比对可知，1#～5#钢冶炼方法和工艺参数相同或相近，但其中1#～3#钢和5#钢的元素成分质量百分比均符合本发明的要求，4#钢的元素成分质量百分比不符合本发明的要求，4#钢的-60℃冲击功、焊接接头-60℃冲击功等指标均比1#～3#和5#具有明显的下降，且4#钢的屈服强度、马氏体含量和晶粒尺寸不符合本发明要求，其焊接性能、力学性能难以满足极地船体。5#钢元素成分质量百分比符合本发明要求，但5#钢的工艺参数不符合本发明的要求，5#钢的屈服强度、马氏体含量、晶粒尺寸不符合本发明要求，力学性能难以满足极地船体。

通过比对可知本发明基于特殊的钢材元素组成和轧制冷却工艺，实现钢板优良的力学性能，屈服强度≥590MPa，抗拉强度≥690MPa，延伸率≥19.5％，钢板韧脆转变温度不高于-90℃，同时钢板的焊接性良好，焊接接头-60℃冲击功≥47J，焊接接头-40℃的CTOD≥0.15mm。

以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。