CN101328564B

CN101328564B - 具有优良焊接性的低屈强比ht780钢板及其制造方法

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Publication number: CN101328564B
Application number: CN2007100423576A
Authority: CN
Inventors: 刘自成
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2007-06-21
Filing date: 2007-06-21
Publication date: 2010-04-07
Anticipated expiration: 2027-06-21
Also published as: CN101328564A

Abstract

一种具有优良焊接性的低屈强比HT780钢板，其组成元素的重量百分比为：C：0.055～0.095％，Si：≤0.20％，Mn：0.90～1.20％，P：≤0.013％，S：≤0.003％，Cr：0.40～0.90％，Cu：0.25～0.55％，Ni：0.60～1.20％，Mo：0.30～0.50％，Nb：0.010～0.030％，Als：0.040～0.060％，Ti：0.008～0.020％，V：0.015～0.055％，N：≤0.0040％，Ca：0.001～0.005％，B：0.0008～0.0016％，其中，所述元素含量必须同时满足如下关系：12≤Mn/C≤18；(Ti-3.42N_total)≥0；Ni/Cu≥2.0；Ti/Nb在0.50～1.0之间；Ca/S在0.80～3.0之间；F×DI≥2×t，其中，F为硼钢淬透性因子；t为成品钢板厚度；DI＝0.311C^1/2(1+0.64Si)×(1+4.10Mn)×(1+0.27Cu)×(1+0.52Ni)×(1+2.33Cr)×(1+3.14Mo)×25.4(mm)；其余为铁和不可避免的夹杂。低屈强比HT780钢板的制造方法包括改进的直接淬火工艺和热处理工艺。

Description

具有优良焊接性的低屈强比HT780钢板及其制造方法

技术领域

本发明属于金属材料领域，尤其涉及低屈强比钢板及其制造方法，特别是具有优良焊接性的低屈强比HT780钢板及其制造方法。本发明具体涉及到在一种低C-中Mn-高Als-低N-(Cu+Ni+Mo+Cr)合金化-(Nb+Ti+V+B)微合金化的成分体系中通过TMCP+N’(α+γ两相区正火)+T工艺获得屈服强度≥650MPa、抗拉强度≥780MPa、-40℃的Charpy冲击功(单个值)≥100J、优良焊接性、屈强比≤0.80的细小铁素体+回火马氏体(包括部分下贝氏体)+极少量回火高碳马氏体显微组织的钢板。

背景技术

众所周知，低碳(高强度)低合金钢是最重要工程结构材料之一，广泛应用于石油天然气管线、海洋平台、造船、桥梁结构、压力容器、建筑结构、汽车工业、铁路运输及机械制造之中。低碳(高强度)低合金钢性能取决于其化学成分、制造过程的工艺制度，其中强度、韧性和焊接性是低碳(高强度)低合金钢最重要的性能，它最终决定于成品钢材的显微组织状态。随着科技不断地向前发展，人们对钢的强韧性、焊接性提出更高的要求，即在维持较低的制造成本的同时大幅度地提高钢板的综合机械性能和使用性能，以减少钢材的用量节约成本，减轻钢结构的自身重量、稳定性和安全性，更为重要的是为进一步提高钢结构安全稳定性和抗地震破坏性，要求低屈强比，即屈强比控制在0.80以下。目前世界范围内掀起了发展新一代高性能钢铁材料的研究高潮，通过合金组合设计优化和革新TMCP工艺技术获得更好的组织匹配，从而得到更高的强韧性匹配、更低的屈强比、更优良的焊接性。

传统的屈服强度大于800MPa的厚钢板主要通过淬火加回火(DQ+T或Q+T)，即所谓调质工艺来生产；这种工艺生产出钢板的强度、低温韧性及延伸率等技术指标均比较容易地满足用户的要求，但是钢板屈强比较高，一般均达到0.90以上【159-160回西山纪念技术讲座】。而高屈强比对钢结构抗震性、抗疲劳载荷破坏性、抗应力集中敏感性及结构稳定性影响较大，在高层建筑结构、大型桥梁结构、海洋平台结构等大型钢结构上使用时，存在安全较大的隐患；因此，大型钢结构采用高强钢时，一般希望屈强比控制在0.85以下，最好0.80以下【新しい建筑构造用钢材，平成10年出版，日本社团法人钢材俱乐部编撰】。现有大量专利文献只是说明如何实现母材钢板的低温韧性，就改善钢板焊接性能，获得优良焊接热影响区HAZ低温韧性说明较少，更没有涉及如何在提高钢板抗拉强度的同时，降低钢板的屈服强度，即降低钢板的屈强比(参见特开昭63-93845、特开昭63-79921、特开昭60-258410、特开平4-285119、特开平4-308035、特开平3-264614、特开平2-250917、特开平4-143246、美国专利4855106、美国专利5183198、美国专利4137104)。目前降低60公斤级及以上调质钢板的屈强比均采用二次淬火+回火工艺，即RQ+Q’+T【CAMP-ISIJ，1(1988)，P813；铁と钢，73(1987)，S345；CAMP-ISIJ，4(1991)，P1948；住友金属，40(1988)，P279；CAMP-ISIJ，1(1988)，P527，日本建筑学会大会学术讲演梗概集(关东)9(1993)，P1149；R&D神户制钢技报，(43-3)1992，P6；钢构技术，9(1994)，P29】和DQ+Q’+T【CAMP-ISIJ，1(1988)，P814；铁と钢，73(1987)，S1312；CAMP-ISIJ，1(1988)，P817；CAMP-ISIJ，(1988)，P1779】，其中DQ——直接淬火，RQ——再加热淬火，Q’——奥氏体/铁素体两相区淬火，T——回火。虽然用上述方法可以大幅度降低60公斤级钢板的屈强比，但是对80公斤级及其以上级钢板屈强比降幅较小，很难稳定地达到0.80以下，并且钢板的低温韧性水平也不能达到-40℃冲击功≥100J的要求，同时钢板焊接性能也较差，不能经受较大限能量焊接。

发明内容

本发明要解决的技术问题是提供一种具有优良焊接性的低屈强比HT780钢板及其制造方法。

本发明是在一种低C-中Mn-高Als-低N-(Cu+Ni+Mo+Cr)合金化-(Nb+Ti+V+B)微合金化的成分体系中通过TMCP+N’(α+γ两相区正火)+T工艺获得屈服强度≥650MPa、抗拉强度≥780MPa、-40℃的Charpy冲击功(单个值)≥100J、焊接性优良、屈强比≤0.80的细小铁素体+回火马氏体(包括部分下贝氏体)+极少量回火高碳马氏体显微组织的钢板。

本发明的低屈强比HT780钢板，其组成元素包括：Fe、C、Si、Mn、P、S、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、Als、Ti、N、Ca及不可避免的夹杂，组成元素的重量百分比为：

C：0.055～0.095％

Si：≤0.20％

Mn：0.90～1.20％

P：≤0.013％

S：≤0.003％

Cr：0.40～0.90％

Cu：0.25～0.55％

Ni：0.60～1.20％

Mo：0.30～0.50％

Nb：0.010～0.030％

Als：0.040～0.060％

Ti：0.008～0.020％

V：0.015～0.055％

N：≤0.0040％

Ca：0.001～0.005％

B：0.0008～0.0016％

且上述元素含量必须同时满足如下关系：

C、Mn之间的关系：12≤Mn/C≤18；

Ti与N之间的关系：(Ti-3.42N_total)≥0；

Cu与Ni之间的关系：Ni/Cu≥2.0；

Ti与Nb之间的关系：Ti/Nb在0.50～1.0之间；

Ca与S之间的关系：Ca/S在0.80～3.0之间；

F×DI≥2×t；其中F为硼钢淬透性因子，当钢中存在固溶B时，F取1.3；t为成品钢板厚度；DI＝0.311C^1/2(1+0.64Si)×(1+4.10Mn)×(1+0.27Cu)×(1+0.52Ni)×(1+2.33Cr)×(1+3.14Mo)×25.4(mm)。其中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo为这些元素的重量百分数。

其余为铁和不可避免的夹杂物。

根据本发明，优选地，具有优良焊接性的低屈强比HT780钢板的组成元素的重量百分比为：

C：0.06～0.09％

Si：0.10～0.18％

Mn：0.95～1.15％

P：0.009～0.012％

S：0.0017～0.0028％

Cr：0.43～0.90％

Cu：0.28～0.51％

Ni：0.74～1.20％

Mo：0.33～0.46％

Nb：0.015～0.027％

Als：0.042～0.056％

Ti：0.010～0.018％

V：0.025～0.053％

N：0.0023～0.0040％

Ca：0.0026～0.0043％

B：0.0008～0.0014％。

根据本发明的具有优良焊接性的低屈强比HT780钢板，屈强比≤0.80。

本发明的低屈强比HT780钢板的制造方法，包括如下步骤：直接淬火工艺和热处理工艺，具体包括：

a.采用低温浇铸，浇注过热度ΔT≤20℃，浇注温度T＝T_L+ΔT，其中T_L＝1538-(55×C+80×C²+13×Si+4.8×Mn+1.5×Cr+3.1×Ni)，以细化原始铸态组织，降低铸坯内部的偏析，其中，C、Si、Mn、Cr、Ni指这些元素的重量百分数；

b.为确保初始奥氏体晶粒均匀细小，必须采用板坯低温加热工艺，同时还要保证微合金化元素Nb的完全固溶，板坯加热温度控制在1100～1160℃之间，确保原始板坯奥氏体晶粒度均匀细小且未合金元素Nb完全固溶。

c.在完全再结晶温度范围内，采用大轧制道次压下率进行连续轧制，确保形变金属发生动态/静态再结晶，细化奥氏体晶粒；为此，轧制道次压下率≥10％，再结晶区(≥1000℃)累计压下率≥50％；

d.在未再结晶区进行控制轧制，道次压下率≥8％，未再结晶区(≤880℃)累计压下率≥40％，终轧温度控制在800～850℃之间；

e.从轧制结束到开始直接淬火之间的传搁时间应尽可能控制得短，力争控制在60秒以内，以≥5.0℃/s的冷却速度直接淬火至停冷温度，停冷温度≤300℃；

f.钢板正火温度(板温)为760～820℃，正火保持时间≥20min，正火保持时间为钢板中心温度达到正火目标温度时开始计时的保温时间，正火结束后钢板自然空冷至室温；

g.钢板回火温度(板温)为590～620℃，回火保持时间≥(1.0～2.0)(min/mm)×t，t是成品钢板厚度，单位为mm，回火保持时间为钢板中心温度达到回火目标温度时开始计时的保温时间，时间单位为min；回火结束后钢板自然空冷至室温。

根据本发明，对板厚≥40mm的钢板，钢板从停冷结束到入缓冷坑保温之间的间隔时间不大于60min，保温工艺为钢板温度表面大于300℃的条件下至少保温24小时。

本发明通过钢板合金元素的组合设计与特殊DQ+N’+T工艺相结合，在获得优异的母材钢板低温韧性、高强度(抗拉强度≥780MPa)、屈强比稳定低于0.80的同时，钢板的焊接性也同样优异；并且成功地解决了高强度调质钢板的强度与低屈强比在成分设计和工艺设计上相互冲突、很难调和的问题，即在提高调质钢板强度的同时，必将导致屈强比的升高；反之，在降低调质钢板屈强比的同时，必将导致强度的急剧下降；如何同时获得调质钢板的高强度、优良低温冲击韧性和低屈强比、并且母材钢板具有优良的焊接性是本开发钢种最大的难点之一，也是关键核心技术。针对上述要求，本发明钢采用了低C-中Mn-低N-(Nb+Ti+V+B)微合金钢的成分体系作为基础，适当提高钢中酸溶Als含量、控制Mn/C比在12～18之间、(Cu+Ni+Mo+Cr)合金化且Ni/Cu≥2.0、(Ti+Nb+V+B)微合金化且Ti/Nb比在0.50～1.0之间、Ca处理且Ca/S比在0.80～3.00之间、控制(Ti-3.42N_total)≥0及控制F×DI指数≥2×t(成品钢板厚度)等冶金技术手段，优化DQ(Direct Quenching，直接淬火)和N’(α+γ两相区正火)+T工艺，使成品钢板的显微组织为少量细小的细小铁素体+回火马氏体(包括部分下贝氏体)+少量回火高碳马氏体显微组织，平均晶团尺寸在20μm以下，获得均匀优异的力学性能、优良的焊接性及较低的屈强比，特别适用于高层建筑结构、桥梁结构、海洋采油平台结构等。

本发明钢采用了低C-中Mn-低N-(Nb+Ti+V+B)微合金钢的成分体系作为基础，适当提高钢中酸溶Als含量、控制Mn/C比在12～18之间、(Cu+Ni+Mo+Cr)合金化且Ni/Cu≥2.0、(Ti+Nb+V+B)微合金化且Ti/Nb比在0.50～1.0之间、Ca处理且Ca/S比在0.80～3.00之间、控制(Ti-3.42N_total)≥0及控制F×DI指数≥2×成品钢板厚度等冶金技术手段，优化DQ(Direct Quenching，直接淬火)和N’(α+γ两相区正火)+T工艺，使成品钢板的显微组织为少量细小的细小铁素体+回火马氏体(包括部分下贝氏体)+少量回火高碳马氏体显微组织，平均晶团尺寸在20μm以下；本发明钢板具有以下特征：

C对调质钢的强度、低温韧性及焊接性影响很大，从改善调质钢的低温韧性和焊接性角度，希望钢中C含量控制得较低；但是从调质钢的强度、生产制造过程中显微组织控制和制造成本角度，C含量不宜控制得过低；当C含量较高时，虽然有利于提高钢板强度，但是损害钢板的低温韧性和焊接性，因此C含量不宜过高。综合上述分析C含量范围控制在0.055～0.095％。

Mn作为最重要的合金元素在钢中除提高钢板的强度外，还具有扩大奥氏体相区、降低Ar₃点温度、细化调质钢板晶团而改善钢板低温韧性的作用、促进低温相变组织形成而提高钢板强度的作用；但是Mn在钢水凝固过程中容易发生偏析，尤其Mn含量较高时，不仅会造成浇铸操作困难，而且容易与C、P、S等元素发生共轭偏析现象；尤其钢中C含量较高时，加重铸坯中心部位的偏析与疏松，严重的铸坯中心区域偏析在后续的轧制和焊接过程中易形成异常组织；因此，根据C含量范围，选择适宜的Mn含量范围对于高强度调质钢板极其必要，根据本发明钢成分体系及C含量为0.055～0.095％，适合Mn含量为0.90～1.20％。

Si促进钢水脱氧并能够提高钢板强度，但是采用Al脱氧的钢水，Si的脱氧作用不大，Si虽然能够提高钢板的强度，但是Si严重损害钢板的低温韧性和焊接性，尤其在较大线能量焊接条件下，Si不仅促进M-A岛形成，而且形成的M-A岛尺寸较为粗大、分布不均匀，严重损害焊接热影响区(HAZ)的韧性，因此钢中的Si含量应尽可能控制得低，考虑到炼钢过程的经济性和可操作性，Si含量控制在0.20％以下。

P作为钢中有害夹杂对钢的机械性能，尤其低温冲击韧性和焊接性具有巨大的损害作用，理论上要求越低越好；但考虑到炼钢可操作性和炼钢成本，对于要求优良焊接性、-40℃韧性的高强度调质钢板，P含量需要控制在0.013％。

S作为钢中有害夹杂对钢的低温韧性具有很大的损害作用，更重要的是S在钢中与Mn结合，形成MnS夹杂物，在热轧过程中，MnS的可塑性使MnS沿轧向延伸，形成沿轧向MnS夹杂物带，严重损害钢板的横向冲击韧性、Z向性能和焊接性，同时S还是热轧过程中产生热脆性的主要元素，理论上要求越低越好；但考虑到炼钢可操作性、炼钢成本和物流顺畅原则，对于要求优良焊接性、-40℃韧性的高强度调质钢板，S含量需要控制在0.003％。

Cr作为弱碳化物形成元素，添加Cr不仅提高钢板的淬透性、促进马氏体/贝氏体形成，而且马氏体/贝氏体板条间位向差增大，增大裂纹穿过马氏体/贝氏体晶团的阻力，在提高钢板强度的同时，具有一定的改善钢板韧性之作用；但是当Cr添加量超过0.90％时，严重损害钢板的焊接性；因此Cr含量控制在0.40～0.90％之间。

添加Mo提高钢板的淬透性，促进马氏体/贝氏体形成，但是Mo作为强碳化物形成元素，在促进马氏体/贝氏体形成的同时，增大马氏体/贝氏体晶团的尺寸且形成的马氏体/贝氏体板条间位向差很小，减小裂纹穿过马氏体/贝氏体晶团的阻力；因此Mo在大幅度提高调质钢板强度的同时，降低了调质钢板的低温韧性；并且当Mo添加量超过0.50％时，不仅严重损害钢板的焊接性，而且增加钢板的生产成本。因此综合考虑Mo的相变强化作用及对母材钢板低温韧性和焊接性的影响，Mo含量控制在0.30～0.50％之间。

添加Ni不仅可以提高铁素体相中位错可动性，促进位错交滑移，而且增大马氏体/贝氏体板条间取向差；Ni作为奥氏体稳定化元素，降低Ar₃点温度，细化马氏体/贝氏体晶团尺寸，因此Ni具有同时提高调质钢板强度和低温韧性的功能；钢中加Ni还可以降低含铜钢的铜脆现象，减轻热轧过程的晶间开裂，提高钢板的耐大气腐蚀性。因此从理论上讲，钢中Ni含量在一定范围内越高越好，但是过高的Ni含量会硬化焊接热影响区，对钢的焊接性不利；同时Ni是一种很贵重元素，从性能价格比考虑，Ni含量控制在0.60～1.20％之间，以确保钢板的淬透性和钢板的强韧性水平而不损害钢板的焊接性。

Cu也是奥氏体稳定化元素，添加Cu也可以降低Ar₃点温度，提高钢板的淬透性和钢板的耐大气腐蚀性；但是Cu添加量过多，高于0.55％，容易造成铜脆、铸坯表面质量裂纹及内裂问题；Cu添加量过少，低于0.25％，所起任何作用很小；因此Cu含量控制在0.25～0.55％之间；Cu、Ni复合添加除降低含铜钢的铜脆现象、减轻热轧过程的晶间开裂之作用外，更重要的是Cu、Ni均为奥氏体稳定化元素，Cu、Ni复合添加可以大幅度降低Ar₃，提高奥氏体向铁素体相变的驱动力，导致马氏体/贝氏体板条可以向各个位向长大，导致马氏体/贝氏体板条间位向差变大，增加裂纹穿过马氏体/贝氏体晶团的阻力；并且在未再结晶区控轧效果的作用下，抑制上贝氏体形成，提高钢板抗拉强度和低温韧性。

B含量控制在0.0008～0.0016％之间，确保钢板淬透性的同时，不损害钢板的焊接性和热影响区(HAZ)韧性。

Ti含量在0.008～0.016％之间。抑制均热和热轧过程中奥氏体晶粒长大，改善钢板低温韧性，更重要的是抑制焊接过程中HAZ晶粒长大，改善HAZ韧性。

钢中的Als能够固定钢中的自由[N]，降低焊接热影响区(HAZ)自由[N]，改善焊接HAZ的低温韧性作用，因此Als下限控制在0.040％；但是钢中加入过量的Als不但会造成浇铸困难，而且会在钢中形成大量弥散的针状Al₂O₃夹杂物，损害钢板内质健全性、低温韧性和焊接性，因此Als上限控制在0.060％。

N的控制范围与Ti的控制范围相对应，对于超大线能量焊接钢板，N含量过低，生成TiN粒子数量少、尺寸大，不能起到改善钢的焊接性的作用，反而对焊接性有害；但是N含量过高时，钢中自由[N]增加，热影响区(HAZ)自由[N]含量增加，严重损害HAZ低温韧性，恶化钢的焊接性。因此N含量控制在0.0040％以下。

Nb含量在0.010～0.030％之间，以获得最佳的控轧效果，同时对焊接HAZ的韧性损害较小。

V含量在0.015～0.055％之间，并随着钢板厚度的增加，V含量可适当取上限值。添加V目的是通过V(C，N)在贝氏体/马氏体板条中析出，提高钢板的强度。V添加过少，低于0.015％，析出的V(C，N)太少，不能有效提高钢板的强度；V添加量过多，高于0.055％，损害钢板低温韧性和焊接性。

对钢进行Ca处理，一方面可以进一步纯洁钢液，另一方面对钢中硫化物进行变性处理，使之变成不可变形的、稳定细小的球状硫化物、抑制S的热脆性、提高钢的低温韧性和Z向性能、改善钢板韧性的各向异性。Ca加入量的多少，取决于钢中S含量的高低，Ca加入量过低，处理效果不大；Ca加入量过高，形成Ca(O，S)尺寸过大，脆性也增大，可成为断裂裂纹起始点，降低钢的低温韧性，同时还降低钢质纯净度、污染钢液。一般控制Ca含量按ESSP＝Ca×(1-1.24O)/1.25S，其中，Ca、O、S分别表示三种元素的重量百分数，ESSP为硫化物夹杂形状控制指数，取值范围在0.5～5之间为宜，因此Ca含量的合适范围为0.0010～0.0050％。

本发明采用低C-中Mn-低N-(Nb+Ti+V+B)微合金钢的成分体系作为基础，适当提高钢中酸溶Als含量、控制Mn/C比在12～18之间、(Cu+Ni+Mo+Cr)合金化且Ni/Cu≥2.0、(Ti+Nb+V+B)微合金化且Ti/Nb比在0.50～1.0之间、Ca处理且Ca/S比在0.80～3.00之间、控制(Ti-3.42N_total)≥0及控制F×DI指数≥2×t等冶金技术手段，优化DQ(直接淬火)和N’(α+γ两相区正火)+T工艺，使成品钢板的显微组织为少量细小的细小铁素体+回火马氏体(包括部分下贝氏体)+少量回火高碳马氏体显微组织，平均晶团尺寸在20μm以下，获得均匀优异的力学性能、优良的焊接性及较低的屈强比，特别适用于高层建筑结构、桥梁结构、海洋采油平台结构等。

本发明通过钢板合金元素的组合设计与特殊DQ+N’+T工艺相结合，在同时获得优异的母材钢板低温韧性、高强度、屈强比稳定低于0.80的同时，钢板的焊接性同样优异，并且成功地解决了高强度调质钢板的强度与低屈强比在成分设计和工艺设计上相互冲突、很难调和的问题，而且提高了钢结构的安全稳定性、抗地震波的破坏性和疲劳性能；良好的焊接性节省了用户钢构件制造的成本，缩短了用户钢构件制造的时间，为用户创造了巨大的价值，因而此类钢板不仅是高附加值、绿色环保性的产品，更重要的是形成了具有宝钢特色的高技术、高附加值厚板核心制造技术，提升了宝钢的品牌形象和核心竞争力。

附图说明

图1是在100倍的光学显微镜拍得的实施例2的显微组织照片。

具体实施方式

以下通过实施例以及与比较例的比较进一步说明本发明及其效果。

实施例1～4的组成元素重量百分比如表1所示。

实施例1～4的工艺参数如表2～3所示。

比较例1、比较例2是川崎制铁(现与NKK合并成JFE)产品。

比较例3、比较例4是新日铁产品。

实施例和比较例的钢板性能比较见表4。

表3

表4

注：YP：屈服强度，TS：抗拉强度，δ：伸长率，YR：屈强比，Akv(-40℃)为-40℃下的Charpy(单个值)冲击功。

Akv(-40℃)中带*的为前三个值的平均值。

本发明通过钢板合金元素的组合设计与特殊DQ+N’+T工艺相结合，在获得优异的母材钢板低温韧性、高抗拉强度(抗拉强度≥780MPa)、屈强比稳定低于0.80的同时，钢板的焊接性同样优异。并且成功地解决了高强度调质钢板的强度与低屈强比在成分设计和工艺设计上相互冲突、很难调和的问题，即在提高调质钢板强度的同时，必将导致屈强比的升高；反之，在降低调质钢板屈强比的同时，必将导致强度的急剧下降。

本发明使高强度调质钢板同时获得了高强度(抗拉强度≥780MPa)、优良的低温冲击韧性和低屈强比，而且母材钢板还能够承受较大限能量焊接。这不仅减少钢材的用量节约成本，减轻钢结构的自身重量、稳定性和安全性；更为重要的是提高钢结构安全稳定性、抗地震破坏性和疲劳性能；并且还提高了用户的现场焊接效率、降低了用户制造和使用成本。

根据本发明的技术制造的钢板可以广泛地运用于大型高层建筑结构、桥梁结构、海洋采油平台结构、低温压力容器等大型工程建设，具有广泛的市场前景，是高性能、高附加值产品；利用本发明技术，目前宝钢分公司即将准备为舟山连岛工程金塘大桥提供HT780特厚钢板(板厚90mm，替代从日本进口)；由于本发明不需要添加任何设备，生产工艺简单，过程控制容易，可以向所有具有加速冷却装备、调质热处理设备的中厚板生产厂家推广，具有很强的适应性、环保性和极高的经济性。

Claims

1.一种具有优良焊接性的低屈强比HT780钢板，其组成元素的重量百分比为：

C：0.055～0.095％

Si：≤0.20％

Mn：0.90～1.20％

P：≤0.013％

S：≤0.003％

Cr：0.40～0.90％

Cu：0.25～0.55％

Ni：0.60～1.20％

Mo：0.30～0.50％

Nb：0.010～0.030％

Als：0.040～0.060％

Ti：0.008～0.020％

V：0.015～0.055％

N：≤0.0040％

Ca：0.001～0.005％

B：0.0008～0.0016％

其中，所述元素含量必须同时满足如下关系：

12≤Mn/C≤18；

(Ti-3.42N_total)≥0；

Ni/Cu≥2.0；

Ti/Nb在0.50～1.0之间；

Ca/S在0.80～3.0之间；

F×DI≥2×t，其中，F为硼钢淬透性因子；t为成品钢板厚度，单位为mm；DI＝0.311C^1/2(1+0.64Si)×(1+4.10Mn)×(1+0.27Cu)×(1+0.52Ni)×(1+2.33Cr)×(1+3.14Mo)×25.4(mm)；

其余为铁和不可避免的夹杂。

2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，当钢中存在固溶B时，F取1.3。

3.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，所述组成元素的重量百分比为：

C：0.06～0.09％

Si：0.10～0.18％

Mn：0.95～1.15％

P：0.009～0.012％

S：0.0017～0.0028％

Cr：0.43～0.90％

Cu：0.28～0.51％

Ni：0.74～1.20％

Mo：0.33～0.46％

Nb：0.015～0.027％

Als：0.042～0.056％

Ti：0.010～0.018％

V：0.025～0.053％

N：0.0023～0.0040％

Ca：0.0026～0.0043％

B：0.0008～0.0014％。

4.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，所述钢板的屈强比≤0.80，焊接性优良。

5.制造如权利要求1所述钢板的方法，包括如下步骤：

a.采用低温浇铸，浇注过热度ΔT≤20℃，浇注温度T＝T_L+ΔT，其中T_L＝1538-(55×C+80×C²+13×Si+4.8×Mn+1.5×Cr+3.1×Ni)，以细化原始铸态组织，降低铸坯内部的偏析；

b.采用板坯低温加热工艺，所述的板坯加热温度控制在1100～1160℃之间，确保原始板坯奥氏体晶粒度均匀细小且微合金元素Nb完全固溶；

c.在完全再结晶温度范围内，采用大轧制道次压下率进行连续轧制，确保形变金属发生动态/静态再结晶，细化奥氏体晶粒；为此，轧制道次压下率≥10％，再结晶区累计压下率≥50％，终轧温度≥1000℃；

d.在未再结晶区进行控制轧制，道次压下率≥8％，未再结晶区累计压下率≥40％，开轧温度≤880℃，终轧温度控制在800～850℃之间；

e.从轧制结束到开始直接淬火之间的传搁时间控制在60秒以内，以≥5.0℃/s的冷却速度直接淬火至停冷温度，停冷温度≤300℃；

f.钢板正火温度指板温为760～820℃，正火保持时间≥20min，正火结束后钢板自然空冷至室温；

g.钢板回火温度指板温为590～620℃，回火保持时间≥(1.0～2.0)(min/mm)×t，t是成品钢板厚度，单位为mm；回火结束后钢板自然空冷至室温。

6.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，对板厚≥40mm的钢板，钢板从停冷结束到入缓冷坑保温之间的间隔时间不大于60min，保温工艺为钢板表面温度大于300℃的条件下至少保温24小时。

7.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，所述的步骤c中，终轧温度为1000～1025℃。

8.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，所述的步骤d中，开轧温度为840～870℃。