DOI:10.19476/j.ysxb.1004.0609.2004.s1.032
高性能铜沉淀硬化船体钢
杨才福 苏航 李丽 柴峰 张永权
钢铁研究总院
钢铁研究总院 北京100081
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 ;
中图分类号： TG142
基金： 国家"八六三"计划资助项目 (2002AA305403);
High performance copper-precipitation-hardened ship hull steel
Abstract：
By decreasing carbon content, adding copper and microalloying with Nb, a new generation ship hull steel with high strength, excellent low-temperature toughness and good weldability was obtained. Age hardening is the most distinct character of the steel. Adding 1% copper into the steel can improve the yield strength by 270350 MPa due to the precipitation of fine dispersed ε-Cu particles in the matrix. Based on the research results, a new ship hull steel with yield strength of 600 MPa and excellent low-temperature toughness was developed.
Keyword：
ship hull steel; copper; age-hardening; weldability;
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ASTM A710、 HSLA80/100均属于此类钢种
[1 ,2 ,3 ,4 ,5 ,6 ,7 ]
, 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) 。
图1 船体钢的HAZ裂纹敏感性与碳含量和碳当量的关系
碳当量: Ceq =w (C) +1/6w (Mn) +1/5 (w (Cr) +w (Mo) +w (V) ) +1/15 (w (Ni) +w (Cu) )
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600 MPa以上, -40 ℃低温冲击功超过250 J。 实验中采用超低碳含量的合金, 其碳当量显著降低, 仅与390 MPa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350～420 MPa范围, 抗拉强度在450～540 MPa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200～250 MPa, 抗拉强度提高165～235 MPa;正火态含Cu钢的屈服强度提高150～225 MPa, 抗拉强度提高175～250 MPa;而淬火态含Cu钢的屈服强度提高270～350 MPa, 抗拉强度提高200～260 MPa。
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70～150 MPa;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。
图2 不同条件下Cu含量对钢强度的影响
(a) —时效+热轧; (b) —时效+正火; (c) —时效+淬火
表1 试验钢的化学成分 (质量分数, %)
炉号
C
Si
Mn
P
S
Ni
Cr
Cu
Mo
Nb
备注
1#
0.058
0.16
0.45
0.012
0.018
0.80
0.58
0.05
0.21
0.040
无Cu钢
3#
0.064
0.21
0.45
0.013
0.013
0.99
0.52
1.18
0.24
0.037
含Cu钢
5#
0.054
0.36
0.70
0.005
0.006
0.87
0.80
1.09
0.25
0.030
真空钢
0#
0.046
0.30
0.60
0.013
0.003
0.81
0.85
1.19
0.19
0.02
工业试制
图3 钢的时效硬度曲线
图4 时效温度对试验钢的屈服强度
(a) 和抗拉强度 (b) 的影响
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200 J。 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150 J。 与非真空钢相比, 真空钢的低温韧性有了大幅度提高。
图5 试验钢的冲击功转变曲线
2.4 工业试制钢的性能
将Cu时效硬化型高强度船体钢在75 t转炉上进行了工业试制。 钢水经真空精炼后浇铸成250 mm×1 050 mm的连铸坯。 试验钢的化学成分见表1。 钢坯被轧制成12～32 mm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575～670 MPa时, 仍具有优良的低温韧性, -40 ℃时冲击功达到250～300 J, 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) 。
表2 工业试制钢的基本力学性能
厚度/
σ s /σ b /δ 5 /ψ /冲击功* /
NDT/
12
670
725
21
/
273
-100
14
660
715
20
/
294
-85
16
620
680
23
80
295
-85
20
635
710
26
77
278
-80
32
575
660
27
77
284
-85
*—-40 ℃时检测值
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) 。
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1 200～1 600 K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) 。
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
图8 理论Ni, Cu质量比计算原理示意图
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1 200～1 600 K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1 250 ℃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400～700 MPa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P c 及P cm 、 和钢板的预热温度T 0 :
Ρ
c
m
=
w
(
C
)
+
w
(
S
i
)
3
0
+
w
(
Μ
n
)
+
w
(
C
u
)
+
w
(
C
r
)
2
0
+
w
(
Ν
i
)
6
0
+
w
(
Μ
o
)
1
5
+
w
(
V
)
1
0
+
5
w
(
B
)
?
?
?
(
1
)
Ρ
c
=
Ρ
c
m
+
V
Η
6
0
+
δ
6
0
0
?
?
?
(
2
)
t 0 =1 440P c -392 (3)
式中 δ 为板厚, mm; V H 为焊缝金属扩散氢含量 (10-2 mL/g) 。 实验中分别计算了强度级别相近、 厚度均为16 mm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0.02 mL/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32 mm。 焊接保护气体采用Ar+20%CO2 , 焊丝直径1.2 mm, 电压31 V, 电流280 A, 焊接线能量为16.8～20 kJ/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。
参考文献
[1] MontemaranoTW, etal.Highstrengthlowalloysteelsinnavalconstruction[J].JournalofShipProduction, 1986, 2 (3) :145.
[2] Militaryspecification:steelplate, sheet, orcoil, age hardeningalloy, structural, highyieldstrength (HSLA 80) , MilS 24645 (SH) , DeptoftheNavy, WashingtonDC , USA , 1984.
[3] ThompsonSW , etal.Continuous cooling transformationbehaviorinHSLA80steel[J].MetallurgicalandMateri alsTransactions, 1996, 27A (6) :1557.
[4] LlewellynDT .Copperinsteels[J].IronmakingandSteelmaking, 1996, 22 (1) :25.
[5] YooJY , etal.Microstructuresandagehardeningchar acteristicsofdirectquenchedCubearingHSLAsteel[J].ISIJInternational, 1995, 35 (8) :1034.
[6] VaynmanME .Fine, InternationalSymposiumonSteelforFabricatedStructures[C].Cincinnati, OH :ASMIn ternational, 1999.59.
[7] WilsonAD , GrossJH , StoutRD , etal.DevelopmentofanimprovedHPS 100Wsteelforbridgeapplications[A ].ASMInternationalConferenceonMicroalloyedSteels[C].Columbus, OH , 2002.93.
