摘 要:通过大幅度降低钢中碳含量,利用铜的时效析出强化作用以及铌的微合金化作用,在碳含量小于0.06%(质量分数)时,获得了屈服强度高于600MPa、-40℃时冲击功超过250J、可实现0℃不预热焊接的高性能新型船体结构钢。实验表明:在钢体中加入1%(质量分数)的铜可使其屈服强度增大270～350MPa。该钢的应用可望大幅降低大型船体的建造成本,代表了新一代船体钢的发展方向。
关键词:船体钢;铜;时效硬化;焊接性
传统的高强度船体用钢是在低碳低合金钢的基础上,通过采用调质热处理工艺获得低碳回火马氏体组织,使其达到高强度和高韧性能。为了确保较厚规格钢板具有足够的淬透性,钢中通常需要添加较高含量的Ni、Cr、Mo等合金元素。钢的强度级别要求越高,添加的合金元素含量也相应增加。因此,随着强度的提高,船体钢的碳当量大幅增加,这使得钢的焊接变得十分困难。如何兼顾高强度舰船用钢的强度和焊接性,已成为船体结构钢设计的一个关键因素。
铜时效钢与传统的调质高强度钢不一样,其碳含量和合金元素的含量均较低,同时由于添加了较高含量的铜,时效过程中ε-Cu的沉淀析出强化弥补了降碳带来的强度损失,同时,低碳含量使得在焊接冷却过程中不容易得到马氏体组织。美国的ASTMA710、HSLA80/100均属于此类钢种[17],这些类型的钢种由于具有超低碳以及高的屈服强度等特点,与传统的高碳调质船体钢相比,这种铜时效钢表现出了良好的可焊性(见图1)。
为了满足我国船舶工业快速发展的需要,本文作者在成功开发高强度船体用钢的基础上,根据国内外船体用钢的发展趋势,研制了一种新型的高强度高韧性船体结构用钢。该钢屈服强度可达到600MPa以上,-40℃低温冲击功超过250J。实验中采用超低碳含量的合金,其碳当量显著降低,仅与390MPa级船体结构钢的碳当量相当,因此该钢的焊接性能明显改善,实现了0℃焊接不需要预热的目标。
1 试验钢的成分设计
为了保证优良的焊接性和良好的低温韧性,钢中碳含量小于0.06%,Cu是该钢中最主要的强化元素。在奥氏体化温度下,约1%的Cu能够完全固溶;在水淬冷却过程中Cu保留在过饱和的固溶体中,通过时效处理析出细小弥散的ε-Cu颗粒,产生强烈沉淀强化,弥补了降碳引起的强度损失。Nb是该钢中的第2个强化元素,起细化晶粒和沉淀强化的作用。为了防止含Cu钢的热脆性,钢中添加不低于1/2铜含量的Ni。Ni在钢中具有提高铁素体基体强度与韧性的作用,同时Ni、Cu的存在还可提高钢的耐大气腐蚀性能。少量的Cr、Mo可以提高钢的耐蚀性,并改变Cu的时效行为,避免Cu的自时效过程。
表1列出了3#炉对比试验钢和1#炉工业试制钢的化学成分。1#钢中不含Cu,3#、5#钢中添加了约1%的Cu。研究了各种热处理状态下Cu对钢的强韧性的影响,确定了最佳的时效处理工艺,并进行了工业试制,0#钢为工业试制钢的成分。
2 结果与讨论
2.1 Cu对强度的影响
Cu含量对3#试验钢强度的影响如图2所示。各种状态下无铜钢的屈服强度在350～420MPa范围,抗拉强度在450～540MPa范围。当钢中添加1%以上的Cu后,屈服强度和抗拉强度显著提高。经550℃时效处理,热轧态含Cu钢的屈服强度提高200～250MPa,抗拉强度提高165～235MPa;正火态含Cu钢的屈服强度提高150～225MPa,抗拉强度提高175～250MPa;而淬火态含Cu钢的屈服强度提高270～350MPa,抗拉强度提高200～260MPa。
2.2 时效硬化规律
图3示出了3#含Cu钢样品的硬度随时效温度的变化曲线。由图3可见,在500～550℃之间时效处理时,钢的硬度出现峰值,表明此时Cu的时效析出强化作用达到最大值。在此之前,钢处于欠时效状态,因此,随时效温度的升高,钢的硬度逐渐增加。
超过时效峰值温度后,钢处于过时效状态,随时效温度提高,钢的硬度下降。时效温度对试验钢的强度的影响如图4所示。由图4可以看出:3#含Cu钢的强度随时效温度的变化也出现一个峰值;而1#无Cu钢则不存在时效峰,强度也较低。淬火的含Cu钢经550℃时效后,强度提高约70～150MPa;随时效温度升高,由于Cu的过时效作用,钢的强度下降。很显然,Cu的时效是影响含Cu钢强度的主要因素。
2.3 低温韧性
图5显示了淬火+时效钢的冲击功转变曲线。由图5可看出:纯净度对Cu时效钢的低温韧性影响很大,含Cu钢(3#样品)的韧性较无Cu钢有所降低,但含Cu的高纯净度的真空钢(5#样品)具有优良的低温韧性,上平台冲击功达到200J。在-40℃以上处于上平台温度,50%FATT约为-85℃。即使在-80℃低温下,冲击功仍接近150J。与非真空钢相比,真空钢的低温韧性有了大幅度提高。
2.4 工业试制钢的性能
将Cu时效硬化型高强度船体钢在75t转炉上进行了工业试制。钢水经真空精炼后浇铸成250mm×1050mm的连铸坯。试验钢的化学成分见表1。钢坯被轧制成12～32mm厚的钢板,并经过固溶和时效处理。表2列出了钢板的基本力学性能。由表2可以看出,各种规格的钢板均获得了良好的强韧性配合,在高屈服强度为575～670MPa时,仍具有优良的低温韧性,-40℃时冲击功达到250～300J,显示出高的韧性储备。落锤试验结果显示,各种规格钢板零塑性转变温度(NDT)达到-80～-100℃,表明钢板具有优良的抵抗低温脆性破坏能力。
2.5 组织特征
冶金学上来讲,新一代船体钢与传统调质型高强度船体钢完全不同,它是以低碳铁素体钢或超低碳贝氏体钢为基础发展起来的。这类钢在很宽的冷速范围内,均产生多边铁素体+针状铁素体或粒状贝氏体的混合组织,即使在淬火的快速冷却条件下,也很难得到完全的马氏体组织(见图6)。
图6 各种冷却状态下0 #
试验钢的显微组织
2.6 Ni与Cu含量比的控制
含铜钢板在冷热加工时易产生表面裂纹,普遍认为是由于在轧制过程中,钢坯在加热炉中表层Fe被选择性氧化,导致表面产生富Cu的液态相,熔化的Cu侵入晶界,诱发产生热轧缺陷。扫描电镜像证明了Cu在轧制试板表面的富集情况(见图7)。
图7 轧制试板表面铜的富集情况
(a) —富铜轧制板的表面形貌;
(b) —铜随富铜轧制板表面深度的分布曲线
一般认为,通过加入适量Ni可以防止这种缺陷的产生。但其原理和Ni的加入量在不同研究中有不同的看法。本文作者利用瑞典皇家工学院开发的Thermo-Calc软件及相应数据库,计算了在1200～1600K区间内的Fe-Ni-Cu三元相图,并对这一问题做了理论分析(见图8)。计算表明,在Fe-Ni-Cu三元相图的富铜端存在γ+L两相区,设想体系的初始成分点在图中的A点。在板坯加热过程中,表层Fe被选择性氧化,含量逐渐减少,Ni,Cu质量比保持不变,表面成分沿AC方向变化。当到达B点时,进入γ+L两相区,产生富Cu的液态相。当Ni,Cu质量比足够大时,直线AC可以不经过两相区,从而避免液相Cu的产生。当直线AC与两相区界相切时(直线A′B′C′),此时的Ni,Cu质量比为不产生液相Cu的最小理论Ni,Cu质量比。对1200～1600K不同温度下的计算相图做切线A′B′C′,可以得到最小理论Ni,Cu质量比随加氧化温度变化的曲线(见图9)。
图8 理论Ni , Cu
质量比计算原理示意图
图9 避免液相Cu 产生的理论Ni ,
Cu 质量比与板坯加热温度的关系
根据计算,可以得到结论:增加Ni含量在热力学上可以抑制液相Cu的产生,在正常板坯加热温度下,最小理论Ni,Cu质量比大于0.9。板坯加热温度超过1250℃后,表面液相Cu产生的可能性迅速增加,因此控制板坯加热温度十分重要。这些结论对后续试制和生产有重要参考价值。
2.7 钢板焊接性评估
钢的化学成分对焊接热影响区的淬硬及冷裂倾向有直接的影响,因此可以用钢中的碳及合金元素的含量来评估其裂纹敏感性。对于强度级别为400～700MPa的低合金高强度钢,通常采用式(1)～(3)来计算钢的裂纹敏感系数Pc及Pcm、和钢板的预热温度T0:
式中 δ为板厚,mm;VH为焊缝金属扩散氢含量(10-2mL/g)。实验中分别计算了强度级别相近、厚度均为16mm的铜时效钢和10CrNi3MoV船体钢的焊接裂纹敏感性和理论预热温度。结果表明,铜时效钢的焊接裂纹敏感性低于后者,属于易焊接钢种。在扩散氢含量小于0.02mL/g时,其理论预热温度小于0℃(见图10),可以实现0℃焊接不预热。
图10 铜时效钢与10CrNi3MoV 钢的理论预热温度
为了对钢板焊接性能进行更明确和严格的评估,进行了环境温度为0℃的抗裂性试验,采用直Y坡口小铁研形式。试验钢板厚度为32mm。焊接保护气体采用Ar+20%CO2,焊丝直径1.2mm,电压31V,电流280A,焊接线能量为16.8～20kJ/cm。在零度环境(环境实验温度-0.5℃)时对钢板表面、截面、根部分别进行了抗裂性试验,均不产生裂纹,表明0℃不预热焊接是实际可行的。
3 结语
采用低碳甚至超低碳、Cu时效硬化以及微合金化等技术生产了符合船体钢要求的船体钢,该钢同时具有高强度和高韧性,且焊接性良好,可以实现0℃不预热焊接。该钢的成功研制和应用,可望大幅降低大型船体的建造成本、缩短建造周期,并推动我国高强度船体钢的升级换代。
