一种TMCP态低成本大线能量焊接用高强船板钢及其制造方法技术领域
本发明属于冶金技术领域，涉及一种大线能量焊接用高强船板钢及其制造方法，
具体的说是一种60mm厚E40级别TMCP态低成本大线能量焊接用高强船板钢及其制造方法。
背景技术
大线能量焊接用钢应用广泛，比如，在造船行业中，使用普通船板的造船效率仅为
高热输入焊接用船板的四分之一。国内无法生产时只能从国外进口，但价格昂贵。大线能量
焊接方法是最为实用的提高焊接施工效率和降低成本的方式，《2006～2020年中国钢铁工
业科学与技术发展指南》提出，高热输入焊接用钢是我国钢铁行业重点发展的目标之一，具
有广阔的市场前景。
当焊接热输入大于50kJ/cm称为大线能量焊接，传统钢板在焊接热输入大于50kJ/
cm情况下，由于焊接热影响区组织的过度粗化，焊接接头的力学性能会发生严重下降，甚至
低于母材钢板的标准要求，研究开发满足大线能量焊接用钢是解决大线能量焊接热影响区
低温韧性恶化的有效途径。
已有的大线能量焊接用钢板专利文献，如CN1946862A、CN1338528A、
CN101050502A、CN101050504A都含有合金元素Nb，其主要目的是提高母材钢板的强度和韧
性，成本高。
发明内容
本发明要解决的技术问题是：提出一种TMCP态低成本大线能量焊接用高强船板钢
及其制造方法，在钢的化学成分中不用加Nb，采用V、Ni微合金化元素提高钢的强度和韧性，
产品在保证大线能量焊接的前提下强度达到510MPa以上，生产周期短，生产节奏快，具有重
大的经济意义。
本发明解决以上技术问题的技术方案是：
一种TMCP态低成本大线能量焊接用高强船板钢，其化学成分重量百分比为：C：
0.04～0.12％，Si：0.15～0.35％，Mn：1.10～1.70％，P：≤0.020％，S：≤0.0030％，V：0.030
～0.060％，Alt：0.005～0.060％，Ceq：0.32～0.41％，Ti：0.005～0.030％，Ca：0.0005～
0.0040％，Ni：0.05～0.40％，其余为Fe及不可避免的杂质。
本发明较为优选的化学成分重量百分比为：C：0.060％，Si：0.24％，Mn：1.52％，P：
0.008％，S：0.001％，V：0.030％，Alt：0.022％，Ceq：0.36％，Ti：0.012％，Ca：0.0008％，Ni：
0.33％，其余为Fe及不可避免的杂质。
化学成分是影响连铸坯内部质量与钢板性能的关键因素之一，本发明为了使所述
钢获得优异的综合性能，对所述钢的化学成分进行了限制，原因在于：
⑴碳是钢中最重要的元素，同时也是最便宜的元素之一。碳是强间隙固溶元素，在
钢中加入碳可对钢有着显著的间隙固溶强化作用，从而提高低合金高强度钢的强度，并且
对钢的强度贡献最大。碳与钢中的微合金元素(Nb、Ti、V等)结合形成碳化物，尤其是在奥氏
体中形成细小、弥散分布的碳化物夹杂，起到晶粒细化和沉淀强化的作用，提高钢的硬度和
强度。钢中含碳量增加时，屈服和抗拉强度升高，但塑性和冲击韧性会降低，其焊接性能也
会受损。为了适应大线能量焊接，改善钢材的韧性，适当减少低合金高强度钢的含碳量，可
以提高钢板的低温冲击韧性和焊接性能。用于焊接的低合金结构钢，含碳量一般不超过
0.20％。碳含量降低到0.10％以下，甚至更低，可以有效改善大线能量焊接热影响区的韧
性，降低钢的焊接裂纹敏感性。低合金高强度钢中采用低碳化设计，必然会造成强度损失。
为了确保大线能量焊接用钢在低碳的前提下仍具有高强度，需要采用合理的微合金化处
理，通过添加微合金化元素来提高强度。所以本发明碳含量限定在0.04～0.09％。
⑵锰是弱的碳化物形成元素，除少数溶于渗碳体外，几乎都溶于铁素体和奥氏体
中，提高钢中铁素体和奥氏体的硬度和强度，通常增加锰含量来弥补因降低碳含量造成的
部分强度损失。锰可以明显降低转变温度,强烈降低晶界铁素体开始转变温度，促进针状铁
素体的形成。锰还是良好的脱氧剂和脱硫剂，常同硅、钛一起加入进行复合脱氧，形成具有
较高硫容量的复合夹杂，有效诱导晶内针状铁素体形核。锰与硫形成熔点较高的MnS，可防
止形成FeS而产生热脆现象。另外锰会增加钢晶粒粗化的倾向、回火脆性敏感性和过热敏感
性。
⑶硅能溶于铁素体和奥氏体中从而提高钢的硬度和强度，弥补降低碳含量造成的
部分强度损失。硅在钢水中有很好的脱氧作用,是良好的脱氧剂。用铝脱氧时酌加一定量的
硅，能显著提高铝的脱氧能力。然而硅含量过高能促进仿晶界铁素体形核，抑制针状铁素体
形成，增加M-A组元含量，降低钢的塑性和韧性,使得钢的焊接性能降低。因此大线能量焊接
用钢的成分应低硅化，促使微细的贝氏体和铁素体组织形成。
⑷铝作为一种强氧化剂，具有很高的稳定性，可生成细小的氧化物弥散分散在钢
中。这些氧化物能作为夹杂物形核中心，诱导氮化物、碳化物和硫化物的附着析出。同时，铝
还是一种强的定氮剂，形成纳米级的氮化铝析出物，提高钢的热稳定性，抑制钢在再加热过
程中的奥氏体晶粒粗化。但氮化铝对奥氏体晶界的钉扎效应只局限在1100℃以内。在奥氏
体分解时，铝的复合夹杂能有效地诱导针状铁素体形核，细化晶粒并且提高韧性。在钢中添
加适量的铝，热影响区中M-A岛数量减少，其平均长度降低，并且M-A中残余奥氏体数量增
加，从而提高热影响区的韧性。当铝含量较高时，铝的氧化物夹杂聚集团簇，形成粗大的粒
子，容易形成裂纹源。同时，铝浓度增加能使钢中形成不利的组织结构，如促使钢中形成侧
板条铁素体组织,降低钢的韧性。
⑸铌是典型的析出强化元素，和碳、氮有着强烈的亲和力。常温时，钢中的铌大部
分都是以碳化物、氮化物、碳氮化物形式存在。适量的铌元素可以形成细小弥散的第二相粒
子，在轧制过程中有非常好的细晶强化和沉淀强化效果。这些细小的第二相粒子还能在焊
接过程中钉扎奥氏体晶粒，抑制晶粒粗化。部分铌能固溶于奥氏体基体中，偏析在奥氏体晶
界，通过溶质拖曳效应抑制奥氏体晶界移动来限制晶粒的长大，细化晶粒，提高强度和韧
性。同时，铌对热影响区的组织和M-A组元的形态特征有显著作用。但是铌会导致第二相粒
子粗大而失去抑制晶粒粗化的作用，还会抑制铁素体转变，促进粒状贝氏体的形成,导致韧
性严重恶化。所以本发明不加铌。
⑹钒和碳、氮等元素有极强的亲和力，在钢中主要以碳化物和氮化物的形式存在，
可以通过析出强化来提高强度。在奥氏体中析出的VN能够抑制奥氏体晶粒长大。在铁素体
区析出的VN，可以增加晶内铁素体的形核核心，两方面共同促进晶粒细化，显著地改善低碳
低合金钢的焊接性能。但在大线能量焊接时，钒的碳氮化物并不能充分析出。
⑺钛和氧、氮、碳都有极强的亲和力，是一种良好的脱氧剂和固定氮和碳的有效元
素。钛的氧化物被认为是钢中最有效的形核夹杂，能有效地促进针状铁素体形核。
⑻镍是提高钢低温韧性非常重要的元素。在钢中为纯固溶元素，可强化铁素体基
体，并且具有明显降低韧脆转化温度的作用。在液态或者固态时,能与铁任意比例互溶，能
抑制粗大的先共析铁素体形成，细化铁素体晶粒,改善钢的低温韧性。镍是扩大奥氏体相区
的元素，能影响碳与合金元素的扩散速度，阻止珠光体形成,提高淬透性，减缓焊接时的淬
硬开裂趋向。
⑼硫是钢中的有害元素，它以熔点较低的FeS的形式存在,容易导致钢产生热脆现
象，从而产生裂纹，钢中的S易和Mn结合，形成MnS夹杂的层状偏析，使板厚方向的强度和塑
性大幅度降低，产生层状撕裂,危害钢的性能。同时，在特定条件下钢中的MnS,与VN、TiN一
起钉扎奥氏体晶粒长大和诱发晶内铁素体形核，有效地细化了晶粒和提高韧性。
⑽磷是杂质元素，其最大的害处是偏析严重，显著降低钢的塑性和韧性，对焊接性
也有不良影响。在钢中与铜一起作用时,能提高钢的耐大气腐蚀性能。
通过上述分析可知，不同的元素在大线能量焊接用钢中有着不同的作用。根据元
素的特征，设计出经济型、高强度、高韧性和优良焊接性的大线能量焊接用钢。本发明的大
线能量焊接用钢成分设计的基本思路是不加铌以保证焊接性，增加锰和微合金化元素含量
提高强度，控制磷、硫等杂质元素含量，有效地细化了晶粒和提高韧性，提高钢的耐大气腐
蚀性能；采用氧化物冶金方法，形成细小弥散的微细夹杂，在焊接过程中抑制奥氏体长大和
控制组织转变，使得大线能量焊接用钢粗晶区韧性保持在一个较好的水平。本发明采用V、
Ni微合金化元素提高钢的强度和韧性，不用加Nb，降低了成本。
本发明TMCP态低成本大线能量焊接用高强船板钢的生产工艺，包括以下工序：铁
水脱硫预处理→转炉冶炼→LF精炼→RH精炼→连铸→铸坯检验、判定→铸坯验收→连铸坯
加热→除鳞→轧制→冷却→探伤→切割、取样→喷印标识→入库；
铁水脱硫预处理后硫含量控制在S≤0.005％，转炉冶炼控制P含量≤0.013％，LF
精炼进行夹杂物控制及合金成分调整，LF炉用Si铁调整到适量的氧含量后，严格按照Ti
铁—Al线—Ca线的顺序添加，且间隔时间不超过5min；RH精炼抽真空处理在高真空度≤
5.0mbar条件下保持时间≥30分钟，连铸控制中包温度在液相线8～22℃，连铸坯堆垛缓冷
48小时以上；
连铸坯加热温度为1150℃～1250℃，加热时间为300～400min，出炉温度为1130～
1230℃；轧制采用奥氏体再结晶区和未再结晶区两阶段轧制，粗轧采用道次大压下量破碎
奥氏体晶粒，道次压下量≥30mm，粗轧开轧温度≥1050℃，粗轧成≥2.0h倍成品厚度的中间
坯，粗轧终轧温度控制在900～1050℃，精轧开轧温度为780～880℃，每道次压下率为10～
15％；轧后控制冷却，采用层流冷却，返红温度为600～700℃，随后空冷。
这样，通过基于氧化物冶金技术的冶炼工艺，在钢中形成细小化、弥散化、复合化
的氧化物粒子，利用这些高温热稳定的细小弥散夹杂物粒子钉扎高热输入条件下焊接热影
响区的奥氏体晶界，细化奥氏体晶粒，同时利用这些氧化物作为晶内针状铁素体IAF的形核
点，使焊接热影响区内形成强韧性较好的IAF组织，进而提高大线能量焊接热影响区的韧
性。
本发明成分合理，钢板综合力学性能良好，具体表现为：屈服强度≥400MPa，抗拉
强度≥510MPa，适合焊接线能量在150-250kJ/cm范围内的高强船板钢，在150kJ/cm和
250kJ/cm的大线能量焊接条件下，钢板的HAZ在-40℃下的平均冲击功在150J以上，无需热
处理，生产成本较低。
本发明的有益效果是：⑴通过合理的采用低碳无铌成分设计，通过基于氧化物冶
金技术的冶炼工艺，在钢中形成细小化、弥散化、复合化的氧化物粒子，利用这些高温热稳
定的细小弥散夹杂物粒子钉扎高热输入条件下焊接热影响区的奥氏体晶界，细化奥氏体晶
粒。同时利用这些氧化物作为晶内针状铁素体IAF的形核点，使焊接热影响区内形成强韧性
较好的IAF组织，进而显著提高大热输入焊接热影响区的韧性。⑵本发明采用TMCP技术结合
高温低速大压下轧制生产高强船板钢，无需热处理，降低了成本，生产工序稳定。
附图说明
图1为本发明实施例60mm厚E40级别大线能量焊接用高强船板钢焊接HAZ粗晶区金
相图片。
具体实施方式
实施例
实施例1-3为60mm厚E40级别大线能量焊接用高强船板钢的制造方法，采用低碳无
铌、氧化物冶金工艺，添加微量元素Ni、V，同时采用控轧控冷技术。
实施例1-3的主要化学成分如表1所示：
表1本发明实施例的主要化学成分(wt％)
实施例
C
Si
Mn
P
S
Alt
V
Ti
Ni
Ceq
实施例1
0.08
0.24
1.52
0.008
0.0010
0.022
0.030
0.012
0.33
0.36
实施例2
0.10
0.20
1.40
0.010
0.0018
0.025
0.045
0.022
0.25
0.36
实施例3
0.05
0.28
1.60
0.014
0.0020
0.040
0.050
0.020
0.28
0.35
各实施例的轧制冷却工艺参数如表2所示：
表2轧制冷却工艺参数
实施例
厚度mm
粗轧终轧温度℃
精轧开轧温度℃
终轧温度℃
返红温度℃
实施例1
60
1081
835
826
640
实施例2
60
1073
848
843
580
实施例3
60
1053
827
833
600
钢坯采用控轧控冷工艺生产厚度60mm的E40级别大线能量焊接用高强船板钢，包
括以下工序：铁水脱硫预处理→转炉冶炼→LF精炼→RH精炼→连铸→铸坯检验、判定→铸
坯验收→连铸坯加热→除鳞→轧制→冷却→探伤→切割、取样→喷印标识→入库；主要工
艺要点如下：
铁水脱硫预处理后硫含量控制在S≤0.005％，转炉冶炼控制P含量≤0.013％，LF
精炼进行夹杂物控制及合金成分调整，LF炉用Si铁调整到适量的氧含量后，严格按照Ti
铁—Al线—Ca线的顺序添加，且间隔时间不超过5min；RH精炼抽真空处理在高真空度≤
5.0mbar条件下保持时间≥30分钟，连铸控制中包温度在液相线8～22℃，连铸坯堆垛缓冷
48小时以上；
连铸坯加热温度为1150℃～1250℃，加热时间为300～400min，出炉温度为1130～
1230℃；轧制采用奥氏体再结晶区和未再结晶区两阶段轧制，粗轧采用道次大压下量破碎
奥氏体晶粒，道次压下量≥30mm，粗轧开轧温度≥1050℃，粗轧成≥2.0h倍成品厚度的中间
坯，粗轧终轧温度控制在900～1050℃，精轧开轧温度为780～880℃，每道次压下率为10～
15％；轧后控制冷却，采用层流冷却，返红温度为600～700℃，随后空冷。高温下线缓冷工
艺：钢板热矫后置于冷床冷却，下线温度250～500℃，堆冷时间48小时，得到60mm的E40级别
大线能量焊接用高强船板钢。
本实施例中，加热温度为1220℃，保温时间为140min，出炉温度为1200℃；粗轧每
道次压下量35mm，粗轧成2.2成品厚度的中间坯；精轧开轧温度820～850℃，每道次压下率
＞10％；终冷温度650～680℃；下线温度440℃，钢板下线后采用堆冷，堆冷时间48小时。
按照本发明实施的钢板力学性能如表3所示。本发明实施例钢板综合力学性能良
好，其屈服强度≥400MPa，抗拉强度≥510MPa，适合焊接线能量在150-250kJ/cm范围内的高
强船板钢，在150和250kJ/cm的大线能量焊接条件下，钢板的HAZ在-40℃下的平均冲击功在
150J以上，无需热处理，生产成本较低。
表3本发明实施例的实物性能
除上述实施例外，本发明还可以有其他实施方式。凡采用等同替换或等效变换形
成的技术方案，均落在本发明要求的保护范围。