本发明属于海工钢生产领域，尤其涉及一种焊接接头低温ctod性能优异的超高强大厚度海工钢板及制备方法。
背景技术：
1、随着对石油和天然气需求的不断增长，对极地深海资源的开发成为重中之重。海洋工程装备向深远海、极寒环境发展的趋势将更加明显。这需要海工材料具有更高的强度及优异的低温韧性，深海大厚度低温超高强韧海工钢的开发迫在眉睫。同时作为连接海洋装备用钢的重要加工技术，焊接可以大大降低生产成本，降低工艺复杂程度，提高装备生产效率。但由于海洋工程装备长期服役于低温、高压环境中，而且常常受到海风、波浪、海冰等外加载荷的作用，极易使焊接接头部位出现低温脆性断裂及极限强度断裂破环，严重影响海工装备服役安全性。因此急需开发焊接接头具有优异ctod性能的超高强海工钢。
2、专利公开号为cn110616300b，公开了一种优良ctod特性的低温用钢及其制造方法，在获得优异的母材钢板低温韧性的同时，大热输入焊接时haz的低温韧性及ctod也同样优异；成功解决了低碳当量与高强度之间的矛盾、高强度与haz低温韧性尤其ctod之间的矛盾、低成本制造与优良的低温韧性、大热输入焊接性之间的矛盾。但其强度级别仅有420mpa级别，不能满足深海装备对材料超高强度的建造需求。
3、专利公开号为cn113549826b，公开了一种焊接接头ctod性能优良的海工钢及其制造方法，通过低贵金属合金含量设计，添加微量稀土元素ce，采用合金成分设计-冶炼-形变-热处理工艺耦合设计，最终得到了一种成品厚度60-100mm、-40℃低温冲击韧性和-10℃焊接接头ctod性能优良的海工装备用钢板。但其最低温度只评价了-10℃下钢板的ctod性能，无法满足海洋工程装备在气温-40℃极寒地区的工作需求。
4、专利公开号为cn113549827b，公开了一种低温韧性优异的fh690级海工钢及其制造方法，本发明钢板具有超高强度(屈服强度≥690mpa，抗拉强度770～940mpa，断后延伸率≥14％)，低温韧性优异(-60℃冲击功≥100j)，组织性能均匀的特点。但该钢板未涉及焊接接头ctod性能，且钢板最大厚度仅为50mm，限制其使用范围。对比以上现有技术可知，目前ctod性能优异的海工钢主要具有以下问题：
5、1、钢板强度级别较低，不能满足深海装备对材料超高强度的建造需求。
6、2、低温ctod性能较差，极寒环境下无法保证海洋工程装备安全服役。
7、3、产品厚度规格较小，使用范围较窄。
技术实现思路
1、为克服现有技术的不足，本发明的目的是提供一种焊接接头低温ctod性能优异的超高强大厚度海工钢板及制备方法，该海工钢板具有超高强度、高延伸率、优良的低温韧性，解决海工装备在极地深海环境下安全服役得不到保障的问题。
2、为实现上述目的，本发明通过以下技术方案实现：
3、一种焊接接头低温ctod性能优异的超高强大厚度海工钢板，钢中化学成分按重量百分比计为：
4、c：0.03％～0.08％，si：0.15％～0.35％，mn：2.0％～3.2％，nb：0.02％～0.05％，cr：0.2％～0.6％，ti：0.012％～0.02％，cu：0.1％～0.5％，ni：1.2％～2.3％，b：0.0009％～0.0015％，mo：0.15％～0.5％，al：0.025％～0.065％，mg：0.0045％～0.006％，y：0.015％～0.035％，s≤0.001％，p≤0.006％，其余为铁以及不可避免的杂质。
5、所述的海工钢板组织为回火索氏体、临界铁素体、残余奥氏体，以平面面积法统计，回火索氏体含量为：40％～45％；临界铁素体含量：45％～51％；残余奥氏体含量：7％～12％。
6、所述的海工钢板焊接接头-40℃ctod≥0.32mm，屈服强度大于690mpa，抗拉强度770～860mpa，断后延伸率≥17％，-60℃冲击吸收功≥120j。
7、所述的钢板厚度为80～120mm。
8、其中，本发明钢中各合金成分的作用机理如下：
9、c：c为奥氏体稳定化元素，对钢的强度、淬透性、低温韧性有较大的影响。c可以抑制先共析铁素体、魏氏体等高温相变组织形成，提高钢的强度和硬度。但c含量过高会增大焊接接头的冷裂纹敏感性和脆硬倾向，损害低温韧性。本发明控制c的范围为0.03％～0.08％。
10、si：si为固溶强化元素，可以显著提高钢的强度和淬透性。si在扩散型相变温度区内，可以促进c原子扩散，聚集在位错处，形成稳定的柯氏气团，钉扎位错，增大铁素体形核时的切变阻力，有利于针状铁素体、粒状贝氏体的形成。但si含量过大会使焊接接头中原奥氏体晶粒增大，提高钢的韧脆转变温度，不利于低温韧性。本发明控制si的范围为0.15％～0.35％。
11、mn：mn为奥氏体温度化元素，同时也是是良好的脱硫剂与脱氧剂，降低o、s等元素对钢的不利影响。添加一定量的锰可以促进cct曲线右移，降低钢的脆性转变温度，促进低相变温度组织形成，同时提高淬透性及强度，大幅提高钢的低温韧性。但是锰含量过高会减缓c在钢中的扩散速度，阻碍碳化物的形成。本发明控制mn的范围为2.0％～3.2％。
12、nb：nb在钢中与c、n结合会形成高度弥散的碳氮化合物，对奥氏体晶界起到固定作用，阻止奥氏体晶界的迁移，阻碍奥氏体晶粒长大，起到细化奥氏体晶粒的作用。在奥氏体区变形会使弥散的碳氮化物产生应变诱导析出，推迟再结晶，从而提高钢板的强度及低温韧性。同时nb元素对o、s等元素有较高的固定作用，生成的微观质点在高温下具有未溶解性，可阻止热影响区晶粒粗化，提高钢板焊接接头的低温韧性，改善钢的焊接性能。本发明控制nb的范围为0.02％～0.05％。
13、cr：cr为铁素体化元素，可以降低奥氏体向α-铁素体转变温度，抑制c原子的扩散能力，大大提高焊接接头处的淬透性，但是过量地添加cr元素，会促进m-a组元形成，晶界处碳化物析出增多，大角度晶界数量减小，组织晶粒尺寸增大，低温韧性变差。本发明控制cr的范围为0.2％～0.6％。
14、ti：ti有利于形成高熔点的tio2夹杂物，在焊接接头处弥散析出，钉扎奥氏体晶界，细化组织晶粒，但ti含量过高会促进m-a组元形成，同时形成大量不易变形tic、tin夹杂物，在钢板变形过程中产生应力集中，促进裂纹源在夹杂处产生，降低焊接接头处的低温韧性。本发明控制ti的范围为0.012％～0.02％。
15、cu：cu为强化铁素体元素，添加一定量的cu在热处理过程中可在材料基体中析出富cu的ε-相，造成沉淀强化，从而提高钢的强度及韧性。但cu含量过高可能会在热加工过程中造成铜脆现象，降低焊接部位低温韧性，温度较高时易产生裂纹。本发明控制cu的范围为0.1％～0.5％。
16、ni：ni的晶格常数与γ-fe相近，可在钢中形成连续固溶体，通过晶粒细化及固溶强化作用提高钢的强度及韧性。同时可以抑制碳化物析出，且提高奥氏体的稳定性，使合金钢中形成稳定的奥氏体组织，但ni元素是贵重金属，考虑到生产成本，本发明控制ni的范围为1.2％～2.3％
17、b：b能够提高钢的强度及淬透性，有利于提高大厚度钢板的致密性及热轧性能。同时b元素容易在奥氏体晶界发生偏析，降低晶界能和奥氏体转变相变温度，促进细小针状铁素体生成，有利于提高焊缝部位低温韧性。本发明控制b的范围为0.0009％～0.0015％。
18、mo：少量的mo元素可以起到细化晶粒的作用，提高焊接接头强韧性，但mo同时为淬硬性元素，mo含量过高，焊接时易造成焊缝脆化，不利于焊接接头低温韧性，本发明控制mo的范围为0.15％～0.5％。
19、al：al为钢中主要脱氧剂，形成al2o3实现脱氧作用，同时可以与钢中n结合形成aln化合物弥散分布的第二相粒子阻碍晶界移动，抑制奥氏体晶粒长大，细化钢的本质晶粒。但加入过量的al，产生大粒度al2o3夹杂，在压力加载过程中产生应力集中，破环焊接部位低温韧性。本发明控制al的范围为0.025％～0.065％。
20、mg：mg是一种强脱氧、亲硫元素，同时添加一定量的mg，可以使钢中夹杂物改性，抑制树枝状mns生成，促进形成细小弥散的球状mns，形成纳米级析出物，钉扎奥氏体晶界从而细化晶粒，与ti元素共同作用在mgo表面形成mgo+tin复合夹杂，有助于提高焊接热影响区低温冲击韧性及ctod性能。本发明控制mg的范围为0.0045％～0.006％。
21、y：y元素可深度降低钢中o和s的含量，形成熔点较高的、在晶内任意分布的球形夹杂，导致晶粒的急剧细化，而不会导致其周围形成应力集中，消除沿晶界分布的第二类硫化物对钢材各向异性的影响。同时y可显著降低钢中碳、氮的脱溶量，抑制其脱溶后在晶界处及晶体缺陷处偏聚，减小了钉扎位错的间隙原子数目，因而提高了钢的低温韧性。本发明控制y的范围为0.015％～0.035％。
22、s：s在钢中主要以fes夹杂形式存在，塑性较低，脆性较大，易形成裂纹源，严重损害钢的低温韧性。热加工后易产生热脆现象，不利于焊后ctod性能。本发明控制s的范围为≤0.001％。
23、p：p在钢中产生固溶强化及冷作硬化，会使强度及硬度提高的同时极大地损害钢的低温韧性，同时在钢中偏析，增大钢的回火脆性，严重损害钢的焊后韧性及ctod性能。本发明控制p的范围为≤0.006％。
24、一种焊接接头低温ctod性能优异的超高强大厚度海工钢板的制备方法，包括冶炼、连铸、加热、轧制及冷却、热处理：
25、1)连铸
26、连铸过程中对长水口、浸入水口的连接处进行氩气保护；中间包过热度17～24℃；连铸末端轻压下量6～12mm，得到铸坯厚度240～300mm；下线后的铸坯采取堆垛缓冷，堆垛缓冷速率13.8～15.7℃/h，缓冷后装入加热炉时的板坯温度350～450℃；
27、2)加热
28、连铸坯采用低温四段式加热工艺：
29、预热温度770～850℃，预热时间50～60min；
30、加热段一温度900～980℃，加热时间50～60min；
31、加热段二温度1000～1100℃，加热时间60～70min；
32、均热段温度970～1100℃，加热时间90～100min；
33、3)轧制及冷却
34、轧制过程采用大压下量两阶段成品轧制：
35、一阶段开轧温度970～1050℃，第一道次压下量≥40mm，其余道次压下率≥12％，中间坯厚度为成品钢板厚度的2.2～2.8倍；中间坯进行水冷，冷却速率为6.1～7.4℃/s；
36、二阶段开轧温度800～860℃，该阶段单道次压下率≥11％；终轧温度为740～820℃；轧后进缓冷槽缓冷，入槽温度不低于400℃，缓冷时间不低于30小时；
37、4)淬火
38、对钢板进行两阶段淬火热处理，一阶段淬火温度850～880℃，升温时间为2.0～2.5min/mm×钢板厚度，保温时间40～60min，二阶段淬火温度690～720℃，升温时间为2.3～2.7min/mm×钢板厚度，保温时间60～80min；
39、5)回火
40、对钢板进行回火处理，回火温度580～620℃，在炉时间为1.8～2.2min/mm×钢板厚度，出炉后空冷。
41、所述的冶炼工艺是在转炉内兑入预脱硫后铁水，采用双渣法冶炼，先加入电解镍、电解铜、钼铁合金，前期放掉高磷含量炉渣，后重新加入渣料造渣，再在转炉中加入合金进行脱氧、合金化。
42、与现有技术相比，本发明的有益效果是：
43、1、本发明采用低碳成分设计，以mn元素代替部分价格昂贵的ni元素，通过nb、ti微同构碳氮化物形成元素的复合添加，研磨细化晶粒，提高钢的强度、延伸率及焊接接头低温韧性。引入元素mg、y，深度降低钢中o和s的含量，并显著降低钢中c、n的脱溶量，使钢中非金属夹杂物变质，从而大大提高了钢板焊接接头部位的低温ctod性能。
44、2、本发明采用四段式加热+两阶段轧制+淬火+两相区临界淬火+回火工艺，生成低温条件下高稳定的残余奥氏体，减缓裂纹尖端应力集中，极大地提高了焊接接头的低温韧性，实现焊接接头-40℃ctod≥0.32mm。
45、3、超高强大厚度海工钢板显微组织为回火索氏体+临界铁素体+残余奥氏体混合组织，具有优良的力学性能及焊接接头低温ctod性能，屈服强度大于690mpa，抗拉强度770～860mpa，断后延伸率≥17％，-60℃冲击吸收功≥120j，-40℃ctod≥0.32mm。
1.一种焊接接头低温ctod性能优异的超高强大厚度海工钢板，其特征在于，钢中化学成分按重量百分比计为：
2.根据权利要求1所述的一种焊接接头低温ctod性能优异的超高强大厚度海工钢板，其特征在于，所述的海工钢板组织为回火索氏体、临界铁素体、残余奥氏体，以平面面积法统计，回火索氏体含量为：40％～45％；临界铁素体含量：45％～51％；残余奥氏体含量：7％～12％。
3.根据权利要求1所述的一种焊接接头低温ctod性能优异的超高强大厚度海工钢板，其特征在于，所述的海工钢板焊接接头-40℃ctod≥0.32mm，屈服强度大于690mpa，抗拉强度770～860mpa，断后延伸率≥17％，-60℃冲击吸收功≥120j。
4.根据权利要求1所述的一种焊接接头低温ctod性能优异的超高强大厚度海工钢板，其特征在于，所述的钢板厚度为80～120mm。
5.一种如权利要求1-4任意一项所述的焊接接头低温ctod性能优异的超高强大厚度海工钢板的制备方法，包括冶炼、连铸、加热、轧制及冷却、热处理，其特征在于：
6.根据权利要求5所述的一种焊接接头低温ctod性能优异的超高强大厚度海工钢板的制备方法，其特征在于，所述的冶炼工艺是在转炉内兑入预脱硫后铁水，采用双渣法冶炼，先加入电解镍、电解铜、钼铁合金，前期放掉高磷含量炉渣，后重新加入渣料造渣，再在转炉中加入合金进行脱氧、合金化。
