本发明属于低合金船舶用钢制造，具体涉及一种适宜高热输入焊接的超高强度止裂钢及其制造方法。
背景技术：
1、高强度低合金钢作为最重要工程结构材料，广泛应用于船舶、海洋工程、桥梁、建筑等装备及工程建造。材料强度的提升，往往造成韧性的下降。但作为安全级别较高的船舶和海洋平台用钢，在国际规范和标准下，则是随着强度提高，对韧性的指标的要求也随之提升，以保障结构服役的安全性。在大型装备和工程项目施工中，焊接是最主要的连接方式，也是影响装备建造效能的关键因素。例如，船企在船舶建造过程中，焊接工序约占造船全部工时的80％，特别是船舶建造呈现出大型化、低成本化的发展趋势，采用高效焊接是实现船舶建造高效化、降低制造成本的关键，因此，船企对造船用钢需满足高热输入的需求更为强烈。目前，大型船厂普遍引进了多丝埋弧焊、fcb、气电立焊等高热输入焊接设备，以实现船舶建造的高效化。
2、通常将焊接线能量在50kj/cm以上的热输入，称为大线能量焊接。钢板在焊接过程中，由于焊接热循环的作用，焊接热影响区会发生组织和性能的变化，尤其是低温韧性会大大降低。为保障钢结构焊接接头质量，传统的结构用钢一般都需要严格限定焊接线能量、执行焊道布局、控制层间温度，有时还必须进行焊前预热。虽然通过严格的规范化作业能够有效保障焊接结构件的可靠性，但也大幅限制了焊接作业效率，从而限制了结构的建造效率。
3、集装箱船作为三大主力船型之一，其订单量逐年增加，特别是箱船舱口围等关键部位采用的是大厚度钢板，焊接效率的提升会大大缩减船舶建造周期，为船厂带来可观的收益。面对厚钢板的焊接作业量日益增加的境况，现有技术开发了一些大线能焊接用钢材。公开号为cn112746158 a的发明专利公开《一种低成本、高止裂及高焊接性yp460mpa级厚钢板及其制造方法》，采用低c-低si-中高mn-nb系低合金钢作为基础，微ti处理，ca处理且ca/s比控制在1.0～3.0之间，-50℃冲击功≥100j、kca(-20℃)≥6000n/mm3/2，但无法满足高热输入焊接要求。公开号为cn 109321815a的发明专利公开了《一种耐大线能量焊接高强度厚钢板的制造方法》，制备的后钢板的强度等级为36kg，仅适用于船舶普通结构；此外，在大线能量焊接的实现方式上，采用ti合金化，但由于在rh吹氧会导致c、si、mn、al等优先氧化，导致成分损失，且这种方式形成的二次氧化产物粒度不可控，获得的夹杂物粒度和分布不可靠。公开号为cn 112458365 a的发明专利公开《一种厚度≥60mm的无钒正火高强韧厚船板及其生产方法》，采用调整廉价元素硅、钛，如提高硅、钛含量，取消钒元素的添加，通过优化坯料加热工艺、轧制工艺、正火工艺实现厚度≥60mm、屈服强度≥380mpa综合力学性能优良的高强韧厚船板钢的生产；但其仅适用于普通船体结构，无法满足集装箱船具有止裂韧性要求的部位。综上所述，这些制造方法虽然可以获得超高强度钢板，但上述现有技术的制备方法难以满足大线能焊接的关键特性，无法满足超大型箱船的高效率建造的需求。
技术实现思路
1、针对大型集装箱船在高效建造过程中对止裂钢提出的多种关键特性要求，本发明的目的在于一种适宜高热输入焊接的超高强度止裂钢及其制造方法，本发明通过采用适宜高热输入焊接的成分体系和冶金工艺设计、精细组织调控等手段，制得一种具有超高强度、高止裂韧性bca2级、适宜热输入量180kj/cm以上的60～90mm特厚止裂钢，解决了高强度、优异的低温韧性、抗脆性断裂、高热输入焊接等技术指标难以匹配的难题。
2、本发明目的是通过以下方式实现：
3、本发明提供一种适宜高热输入焊接的超高强度止裂钢，化学成分及重量百分比为：c：0.030％～0.070％，si：0.10％～0.50％，mn：1.80％～2.00％，p≤0.012％，s≤0.005％，al：0.005％～0.04％，ti：0.004％～0.015％，ni：0.65％～0.80％，cu：0.25％～0.50％，ca：0.020％～0.050％，mg：0.001％～0.005％，zr：0.002％～0.010％，cr：0.15％～0.30％，mo：0.10％～0.30％，v：0.01％～0.07％，re：0.01％～0.050％，余量为fe及不可避免的杂质。
4、基于上述技术方案，进一步地，所述的超高强度止裂钢的化学成分及重量百分比为：c：0.035％～0.065％，si：0.30％～0.50％，mn：1.80％～2.00％，p：0.003％～0.012％，s≤0.005％，al：0.005％～0.04％，ti：0.004％～0.015％，ni：0.65％～0.80％，cu：0.25％～0.50％，ca：0.020％～0.050％，mg：0.001％～0.002％，zr：0.002％～0.005％，cr：0.15％～0.30％，mo：0.15％～0.25％，v：0.01％～0.06％，re：0.01％～0.025％，余量为fe及不可避免的杂质。
5、基于上述技术方案，进一步地，所述的超高强度止裂钢的厚度范围为60～90mm，屈服强度≥500mpa、抗拉强度600～700mpa，断后伸长率≥20％，-40℃低温冲击功≥200j，180kj/cm以上的高热输入焊接后的焊缝-40℃低温冲击功≥140j，止裂韧性kca≥8000n/mm3/2。
6、以下详细阐述本发明止裂钢中各合金成分作用机理，其中百分符号％代表重量百分比：
7、c：是最有效的强化合金元素，提高淬透性的同时，也提高韧脆转变温度，在保证强度的条件下，尽量降低c含量，有利于降低韧脆转变温度；对于超高强度钢板，含量在0.03％以上，但当含量超过一定量时，对于材料的低温韧性、止裂韧性及焊接性影响恶化作用显著。此外，c含量的增加还会增大钢中冷却形成的残余奥氏体的倾向，因此上限为0.07％。优选c含量控制在0.035％～0.065％。
8、si：是炼钢过程中主要的脱氧成分，为了得到充分的脱氧效果必须含0.10％以上。但若超过上限则会降低母材及焊接部位的韧性，以固溶形式存在的si提高强度的同时也能提高韧脆转变温度，因此si的含量为0.10％～0.50％。
9、mn：是保证钢的强度和韧性的必要元素，mn与s结合形成mns，避免晶界处形成fes而导致的热裂纹，同时mn也是良好的脱氧剂。锰作为低成本的强韧化元素，其含量过低，无法保证材料的强度，但当mn含量高于2.00％时，会加重铸坯偏析并恶化粗晶热影响区(cghaz)的低温韧性，因此mn优选含量为1.80％～2.00％。
10、p：是钢中不可避免的杂质元素，会恶化钢的韧性和焊接性能。研究表明，当p含量高于0.02％时，其脆化性能显著提高，因此上限优选为0.012％。
11、s：含量如果超过0.01％，会在钢中形成大量的mns夹杂，而mns夹杂的形成及其产生的各向异性，严重降低钢板的韧塑性、焊接性；同时，s含量的提高会造成热轧钢板热裂倾向的增大，因此，冶炼过程中会采取措施使钢中s含量尽可能降低。本发明中，确定s含量上限为0.005％。
12、al：作为脱氧和细化晶粒元素，一般添加含量在0.005％以上，但超过0.05％时容易产生铸坯热裂纹；此外，al脱氧钢固态相变后产物是少量pf+大量bu，铁素体板条在生长过程中受不到任何限制，长大非常容易，最后相交于原奥氏体晶粒中心，造成板条束的长度很大，基本上是半个晶粒宽度。在板条束间出现高碳m-a组元和碳化物，脆性很大，造成焊接钢板的韧性降低，因此al含量上限为0.05％，优选含量范围为0.005％～0.04％。
13、ni：作为奥氏体稳定化元素，ni的增加可提高固溶强化效果，镍可降低铁素体相变温度，细化铁素体晶粒尺寸，起到细晶强化作用；另外，可促进针状铁素体的形成，在产生相变强化的同时，还能够增加晶界面积，提高断裂韧性和止裂能力。因此，优选ni含量在0.65％～0.80％之间。
14、cu：能够明显提升钢板淬透性和耐腐蚀能力，也是钢中奥氏体稳定性元素，适量的加入可细化tmcp钢板的微观组织，提升低温韧性；但过多的加入，会造成“铜脆”倾向，铸坯表面和内部易出现裂纹，降低轧后钢板的力学性能，而且使韧性降低，引起钢板脆化，因此，本发明cu含量控制在0.25％～0.50％。
15、mg/zr复合添加：mg/zr与o有极强的亲和力，是典型的氧化物形成元素，小尺寸弥散析出的金属化合物可以成为诱导铁素体相变的形核核心，在高热输入焊接时，可以有效抑止晶粒的粗化，提高材料的焊后低温韧性，优选的mg含量范围是0.0010％～0.0020％、zr含量范围是0.0020％～0.0050％。
16、ti：微量钛与钢中c、n结合，形成细小稳定的c、n化物颗粒，在板坯加热过程中可以有效阻止奥氏体晶粒粗化，焊接时可以抑制焊接热影响晶粒粗化，改善基体组织和焊缝热影响区的低温韧性。
17、v：v是析出强化元素，特别是在较低的控轧温度下，可以获得良好的析出强化效用，而在焊接热循环过程中，v与n的结合也是抑止晶界长大迁移的重要手段，本发明中，采用中低温度的tmcp终轧和终冷温度，发挥v的强化作用的同时，其vn等粒子也对大线能量焊接起到良好的促进作用，本发明优选v含量为0.01％～0.06％。
18、mo：mo可固溶于铁素体、奥氏体中，并与c结合形成多种构成形态的碳化物，钼可以提高钢的淬透性，其作用强于铬，稍逊于锰，是有效的强化元素，对提高大厚度钢板的冷却效果有益；同时，mo作为促进中低温组织转变的有效元素，还具有一定的细化晶粒作用；但是，大量添加mo，不仅提高碳当量、损害焊接性能，而且还将提高钢板的成本，因此，应控制其含量0.15％～0.25％。
19、ca：通过钙处理实现对夹杂物的变性，cao与al2o3夹杂物结合形成铝酸钙上浮进入渣中，同时ca与s结合形成的cas可包覆氧化铝形成球状，可降低mns形成比例，进而提高钢板横向性能。在本发明中，主要通过形成cas和尺寸细小的cao，获得奥氏体晶内传质诱导相变形核点，可起到细化晶粒、提高材料韧性的作用，因此，优选ca：0.020％～0.050％、ca/s≥5，且化合后剩余ca与s之比需要大于1.5。
20、cr：铬是弱碳化物形成元素，一定的cr含量加入，可提高钢板的淬透性、促进以贝氏体为代表的强化组织的形成，其可以替代一部分的c、mn等强化元素，降低前者因提高强度而带来的韧性恶化作用，但较高量的cr加入后，也会导致焊接性能的恶化，因此在tmcp工艺下，优选的cr含量范围在0.15％～0.30％之间。
21、re：稀土元素可深度降低钢中低熔点元素在晶界偏聚而导致的恶化行为，通过净化晶界来提高强度和韧性；改变钢中硫化物的分布和形态，特别是钢中mns夹杂在热轧时易形成细条状分布，造成钢具有明显的方向性，严重恶化横向性能，优选含量为0.01％～0.025％。
22、本发明还提供上述的适宜高热输入焊接的超高强度止裂钢的制造方法，主要包括冶炼、精炼、连铸、加热、轧制、冷却和堆垛缓冷工艺过程；其中，
23、加热工艺过程中加热温度为1100～1150℃，保温时间为0.8～1.5min/mm；该温度设置是由于，低于1100℃的温度不足以让合金元素完全溶解到奥氏体中，无法保证热轧所需的终轧温度。而高于1150℃，使得原始奥氏体晶粒粗化显著，会降低钢板的低温韧性；
24、轧制工艺过程分为两个阶段轧制，第一阶段轧制在奥氏体再结晶区轧制，第二阶段轧制在未再结晶区轧制；
25、冷却工艺过程为层流冷却，开冷温度690℃以上，终冷温度570℃以下，冷却速率控制在2-5℃/s；
26、堆垛缓冷工艺过程中缓冷开始温度在350～450℃之间，堆垛时间不小于48小时。
27、基于上述技术方案，进一步地，加热工艺过程中加热温度为1100～1145℃，保温时间为1.0～1.2min/mm。
28、基于上述技术方案，进一步地，第一阶段轧制的开轧温度为1000℃～1050℃，累积压下量不低于50％，第二阶段轧制的开轧温度为770℃～810℃，终轧温度为730℃～760℃，累积压下量不低于50％，中间坯厚度为成品厚度的2～3倍。
29、基于上述技术方案，进一步地，开冷温度为690～760℃，终冷温度为530～570℃。
30、基于上述技术方案，进一步地，冶炼工艺过程在顶底复吹转炉中进行，采用低碳/低铝铁水，铁水c≤0.12％，al≤0.05％。
31、基于上述技术方案，进一步地，冶炼工艺过程采用高拉碳一次点吹方式生产。
32、基于上述技术方案，进一步地，精炼工艺过程在真空精炼炉中进行，以喂线方式向钢中加入zr、mg和ca，控制钢液中的增mg量为15～30ppm，增zr量为30～60ppm，增ca量为300～500ppm；在真空处理过程中喂入feox包芯线以增氧，控制钢液中的增氧量为7～16ppm；通过罐底氩气孔向钢液中吹氩气搅拌，控制吹氩流量使钢液表面弱翻滚，钢液表面裸露面直径≤70mm，搅拌时间5～8min；搅拌完毕后在15min内上机浇注。
33、基于上述技术方案，进一步地，连铸工艺过程中过热度≤25℃，采用动态轻压下和结晶器末端电磁搅拌，轻压下量为5～15mm，二冷采用分段式冷却，前段强冷，冷却速率为15～40℃/s，后段弱冷，冷却速率为10～20℃/s，连铸坯拉速0.6～1.0m/min，浇铸板坯厚度300～360mm。
34、本发明相对于现有技术具有的有益效果如下：
35、1)本发明通过采用适宜高热输入焊接的成分体系和冶金工艺设计、精细组织调控等手段，获得具有超高强度、脆性断裂止裂韧性、满足fcb及气电立焊等焊接方式，焊接线能量在180kj/cm以上的高热输入焊接特性的大厚度止裂钢板，厚度范围为60～90mm，屈服强度≥500mpa、抗拉强度600～700mpa，断后伸长率≥20％，-40℃低温冲击功≥200j，160kj/cm以上的高热输入焊接后的焊缝-40℃低温冲击功≥140j，止裂韧性kca≥8000n/mm3/2，满足了超大型集装箱船、海洋平台等关键结构部位，适用于高断裂韧性和大线能量焊接要求的大型装备制造。
36、2)本发明的成分体系通过低c、低mn，即低碳当量成分控制，保证材料的可焊性和低温韧性，利用低碳、适量组织韧化元素来提高材料的低温韧性；利用mg/zr、ti及ca等元素与o、n相结合，形成抑尺寸细小的氮氧化合物，抑止奥氏体晶粒长大粗化，并在奥氏体转变过程中的促进针状铁素体形核来细化晶粒，解决了大线能量焊接强韧性匹配的难题。
37、3)本发明通过添加适量强韧化元素并配以精准控制的冶炼及tmcp工艺，实现细晶、析出和相变强化的综合作用，加入适量ni、cu、cr等强化元素，以弥补低碳造成的强度不足，而且避免了对低温韧性和止裂性能、焊接性的恶化。
38、4)本发明所获得的止裂钢具有以细板条b+针状铁素体为主要构成的显微组织，获得的母材平均晶粒尺寸低于10μm，实现了对晶粒尺寸的有效控制，从而保证强韧性的匹配。
1.一种适宜高热输入焊接的超高强度止裂钢，其特征在于，化学成分及重量百分比为：c：0.030％～0.070％，si：0.10％～0.50％，mn：1.80％～2.00％，p≤0.012％，s≤0.005％，al：0.005％～0.04％，ti：0.004％～0.015％，ni：0.65％～0.80％，cu：0.25％～0.50％，ca：0.020％～0.050％，mg：0.001％～0.005％，zr：0.002％～0.010％，cr：0.15％～0.30％，mo：0.10％～0.30％，v：0.01％～0.07％，re：0.01％～0.050％，余量为fe及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的适宜高热输入焊接的超高强度止裂钢，其特征在于，所述的超高强度止裂钢的化学成分及重量百分比为：c：0.035％～0.065％，si：0.30％～0.50％，mn：1.80％～2.00％，p：0.003％～0.012％，s≤0.005％，al：0.005％～0.04％，ti：0.004％～0.015％，ni：0.65％～0.80％，cu：0.25％～0.50％，ca：0.020％～0.050％，mg：0.001％～0.002％，zr：0.002％～0.005％，cr：0.15％～0.30％，mo：0.15％～0.25％，v：0.01％～0.06％，re：0.01％～0.025％，余量为fe及不可避免的杂质。
3.根据权利要求1或2所述的适宜高热输入焊接的超高强度止裂钢，其特征在于，所述的超高强度止裂钢的厚度范围为60～90mm，屈服强度≥500mpa、抗拉强度600～700mpa，断后伸长率≥20％，-40℃低温冲击功≥200j，180kj/cm以上的高热输入焊接后的焊缝-40℃低温冲击功≥140j，止裂韧性kca≥8000n/mm3/2。
4.权利要求1-3任一项所述的适宜高热输入焊接的超高强度止裂钢的制造方法，其特征在于，主要包括冶炼、精炼、连铸、加热、轧制、冷却和堆垛缓冷工艺过程；其中，
5.根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，加热工艺过程中加热温度为1100～1145℃，保温时间为1.0～1.2min/mm。
6.根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，第一阶段轧制的开轧温度为1000℃～1050℃，累积压下量不低于50％，第二阶段轧制的开轧温度为770℃～810℃，终轧温度为730℃～760℃，累积压下量不低于50％，中间坯厚度为成品厚度的2～3倍。
7.根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，开冷温度为690～760℃，终冷温度为530～570℃。
8.根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，冶炼工艺过程在顶底复吹转炉中进行，采用低碳/低铝铁水，铁水c≤0.12％，al≤0.05％。
9.根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，精炼工艺过程在真空精炼炉中进行，以喂线方式向钢中加入zr、mg和ca，控制钢液中的增mg量为15～30ppm，增zr量为30～60ppm，增ca量为300～500ppm；在真空处理过程中喂入feox包芯线以增氧，控制钢液中的增氧量为7～16ppm；通过罐底氩气孔向钢液中吹氩气搅拌，控制吹氩流量使钢液表面弱翻滚，钢液表面裸露面直径≤70mm，搅拌时间5～8min；搅拌完毕后在15min内上机浇注。
10.根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于，连铸工艺过程中过热度≤25℃，采用动态轻压下和结晶器末端电磁搅拌，轻压下量为5～15mm，二冷采用分段式冷却，前段强冷，冷却速率为15～40℃/s，后段弱冷，冷却速率为10～20℃/s，连铸坯拉速0.6～1.0m/min，浇铸板坯厚度300～360mm。
