可大线能量焊接的海洋平台用钢板及制备方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及微合金钢技术领域，尤其涉及一种可大线能量焊接的海洋平台用钢板 及制备方法。
【背景技术】
[0002] 海洋平台是海洋资源开发工程中的标志性设备，是超大的焊接结构，海洋平台用 钢作为工程用钢在保证海洋设施安全方面起着最为重要的作用。海洋平台应用在波浪、海 潮等复杂的海洋工程环境中，支撑重量超过数百吨的钻井设备，由于这些因素决定了海洋 平台用钢具有高强度、高韧性、抗疲劳、良好的焊接性、冷加工性、耐海水腐蚀特性。这些对 于保证人员生命安全，提高海洋平台用钢的使用寿命以及开发海洋资源具有重要的作用。
[0003] 出于海洋平台用钢的使用环境和安全性的考虑，现有的315~355MPa级高强度海 洋平台用钢主要选用正火态交货。正火态交货的海洋平台用钢的碳含量及碳当量显著高于 TMCP(热机械控制工艺）交货态，因此导致其焊接性下降，采用大线能量焊接时使热影响区 韧性降低，通常采用小线能量（热输入< 50kJ/cm)的焊接方法（例如手工电弧焊）进行焊 接。虽然手工电弧焊工艺及焊后效果能达到海洋平台用钢的焊接要求，但其具有重污染、能 耗大和低效率等缺点，而且会延长海洋平台的建造周期。
[0004] 埋弧焊、气电立焊等大线能量焊接方法是采用机械化的焊接方法，能大幅提高生 产效率，当其应用到海洋平台建设时，能够缩短平台的建设周期。随着大厚度海洋平台用钢 使用量增加，采用大线能量焊接成为海洋平台建设的发展趋势。因此，急需提高现有正火态 315~355MPa级高强度海洋平台用钢的焊接性。
[0005] 目前，主要通过第二相粒子阻碍奥氏体晶粒长大以及促进晶内铁素体和多边形铁 素体形核技术来提高钢大线能量焊接条件下热影响区的韧性，从而提高其焊接性，现有方 法有很多但存在一些问题：
[0006] 1)添加V、Ti、N微合金来提高钢焊接性能，第二相粒子主要为钛、钒的氮化物，但 是目前公开的技术中均没有对V、Ti、N三者之间的配比进行控制，也没有提到通过一定的 技术对钢中钛、钒的氮化物的析出粒子数量进行控制。
[0007] 2)复合添加B和V，适量增加N，利用BN作为铁素体形核核心，增加铁素体含量，从 而提高钢材的焊接性能，但是B经常偏聚于晶界，造成母材性能下降。
[0008] 3)添加V、Ti、N微合金以外，复合添加B、Ca和Mg元素，除了B能够造成母材性能 下降外，Ca和Mg的氧化物在液态析出时，析出氧化物粒子生长不受限制，形成的大颗粒夹 杂物不仅起不到抑制焊接热影响区晶粒长大的作用，反而会使母材和热影响区韧性下降。 因此，这种方法在工业生产中很难控制。
[0009] 上述现有可提高钢焊接性的方法均存在局限性，不能直接应用在高强度海洋平台 用钢上。
【发明内容】
[0010] 鉴于上述的分析，本发明旨在提供一种可大线能量焊接的海洋平台用钢板及制备 方法，用以解决现有正火态交货的海洋平台用钢板焊接性能差、不可采用大线能连焊接而 现有提高钢焊接性能方法又有局限性从而导致海洋平台生产效率低、建造周期长的问题。 [0011] 本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：
[0012] 本发明可大线能量焊接的海洋平台用钢板，其包括有：以质量百分数计，C: 0· 06 ~0· 20%、Μη:0· 5 ~2. 0%、Si:0· 10 ~0· 50%、S:彡 0· 010%、P:彡 0· 020 %、 V:0· 05 ~0· 15%、N:0· 007 ~0· 020%、Ti:0· 007 ~0· 020 %、Α1:0· 005 ~0· 040 %， Mg: 0. 0010~0. 0020 %，余量为Fe和不可避免的杂质，其中Ti、V和Ν质量百分数满足如下 关系式：
[0013] 0. 07V+0. 29Ti^N^ 0. 15V+0. 29Τ?；
[0014] 钢板中富钒的（V，Ti) (C，N)和V(C，N)析出粒子个数不少于80% ;
[0015] 钢板焊接热影响区组织中多边形铁素体含量高于50%。
[0016] 对本发明中使用的可大线能量焊接的海洋平台用钢板的成分组成的限定理由进 行说明，以下仅用％表示组成中的质量百分比。
[0017] 碳：碳是保证正火态交货钢板强度的基本元素，同时也是降低钢焊接性能的主要 元素。碳含量低于0.06%，正火态钢板的强度难于保证；钢中随碳含量增加，焊接热影响 区的硬脆组织含量增加，焊接热影响区韧性恶化，尤其是在大线能量焊接条件下，从保证 焊接性能角度来讲，碳含量应控制在较低水平。因此本发明钢种碳的含量控制在〇. 06~ 0· 20%〇
[0018] 锰：锰固溶于奥氏体中时，可以降低临界转变温度，从而可以细化钢基体组织，提 高钢的强韧性，锰含量应控制在0. 5%以上以保证钢的强度。锰含量超过2. 0%时，钢板易 产生明显的中心偏析，易使大线能量焊接热影响区产生淬硬组织，降低焊接热影响区韧性。 因此，锰含量控制在0. 5-2. 0%为佳。
[0019] 硅：硅主要作为炼钢时的脱氧剂加入，当硅含量低于0. 1 %时，钢水易氧化。Si也 具有强化铁素体的作用，但是Si对焊接性能通常是不利的，为保证焊接热影响区韧性，Si 含量应控制在较低水平。因此硅含量控制在0. 1~0. 5%。
[0020] 硫和磷：硫和磷是钢中杂质元素，严重损害母材和焊接热影响区的韧性。因此，硫、 磷含量应当分别控制在0. 01%以下和0. 02%以下。
[0021] 钒：钒是钢中沉淀强化效果显著的微合金元素，而且通过控制乳制工艺，促进V与 N在奥氏体中析出，可以促进晶内铁素体形成。在大线能量焊接条件下，VN析出促进焊接热 影响区铁素体转变，同时晶内铁素体起到分割原奥氏体晶粒的作用，细化焊接热影响区组 织。当钒含量低于0.05%时，上述作用不明显；钒含量大于0. 15%时，固溶钒量增加导致焊 接热影响区贝氏体型组织增加。因此钒的含量应该控制在〇. 05%~0. 15%。
[0022] 氮：氮是所述钢中关键的微合金化元素。N在钢中与Ti形成TiN，抑制焊接热影 响区奥氏体晶粒长大，与Ti、V形成TiN、VN粒子可以作为焊接热影响区铁素体的形核核 心，促进晶界多边形铁素体和晶内铁素体形成，TiN、VN粒子还可以作为随后富钒的（V，Ti) (C，N)和V(C，N)析出粒子的形核中心，改善焊接热影响区韧性，其含量不应低于0. 007%。 另一方面，大线能量焊接条件下，当奥氏体中固溶氮较多时，会增加淬硬组织形成倾向和 焊接热影响区的时效脆性。因此氮含量应该控制在〇. 007%~0. 020%。当钢中V、Ti与 N比值[(Ti+V)/N]偏高，不能使Ti、V的氮化物充分析出，影响焊接热影响区晶粒尺寸； 反之，焊接热影响区中固溶氮增加会使其韧性下降，从而影响钢的焊接性能，因此只有当 V、Ti、N三者之间的配比控制在合适的范围内，才能得到尽可能多的形成钛、钒的氮化物 的析出物粒子，从而有效提尚钢的焊接性能，因此，钢中Ti、V、N质量分数应符合关系式： 0.07V+0. 29Ti彡N彡 0. 15V+0. 29Ti。
[0023] 钛：钛与氮结合形成TiN，可以阻止焊接热影响区奥氏体晶粒的长大；在焊接冷却 过程中，先形成TiN还可以成为随后析出的V(C，N)的形核核心，促进晶内铁素体形成。钛 含量低于0. 007%，不容易发挥上述作用；但过多的钛会"夺走"氮，降低VN析出驱动力。因 此Ti的含量控制在0. 007~0. 020%。
[0024] 铝：铝是炼钢过程中的一种重要脱氧元素，可以有效减少钢中的夹杂物数量。但是 过多的铝会"夺走"钢中的氮，减弱氮与钛和钒形成粒子的有益作用。因此，铝应该控制在 0. 005%~0. 04%。
[0025] 镁：镁是本发明中的关键合金元素之一，镁元素与氧结合生成MgO粒子，从而可以 有效控制钢中的氧含量在设定的范围，有利于后续V的添加。当钢中Mg含量高于0.