CN102041459B - 可大线能量焊接ht690钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

可大线能量焊接HT690钢板及其制造方法，采用低C--高Mn-(Nb+V+B)微合金化-超微Ti处理的成分体系，适当提高钢中酸溶Als含量且Als≥(Mn当量/C)×(N_total-0.292Ti)、(Mn当量)/C在20～40之间、Pcm≤0.205％、Ti/N在2.0～4.0之间、(Cu+Ni+Mo+Cr)合金化且Ni/Cu≥1.0、Ca处理且Ca/S比在0.80～3.00之间、控制F×DI指数≥0.80×成品钢板厚度，优化TMCP+回火工艺，使成品钢板的显微组织为细小回火贝氏体，平均晶团尺寸在25μm以下。本发明钢板在获得均匀优良的强韧性、强塑性匹配的同时，可以承受大线能量焊接，特别适用于水电压力水管、涡壳及海洋平台等大型钢结构，并且能够实现低成本稳定批量工业化生产。

Description

可大线能量焊接HT690钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及可大线能量焊接的钢板及其制造方法，特别涉及可大线能量焊接HT690钢板及其制造方法，该钢板屈服强度≥620MPa、抗拉强度≥690MPa、-40℃的Charpy冲击功(单个值)≥47J。

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、锅炉容器、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、塑性、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，人们对高强钢的强韧性、强塑性匹配提出更高的要求，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冷热加工性。目前日韩、欧盟范围内掀起了发展新一代高性能钢铁材料的研究高潮，力图通过合金组合设优化计和革新制造工艺技术获得更好的组织匹配，使高强钢获得更优良的强韧性、强塑性匹配。

传统的抗拉强度强度大于690MPa的钢板主要通过再加热淬火+回火(RQ+T)，即所谓离线调质方法来生产，这就要求钢板中心部位必须具有足够高的淬透性，即淬透性指数DI≥1.0×钢板厚度，其中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)，以确保钢板具有足够高的强度、优良的低温韧性及沿钢板厚度方向的显微组织与性能的均匀，因此不可避免地向钢中加入大量Cr、Mo、Ni、Cu等合金元素，这类钢板中的Mo和Cr含量一般要控制在≥0.50％，甚至贵重元素Ni含量要控制在≥1.00％以上。参见日本专利昭59-129724、平1-219121。因为Ni元素不但能够提高钢板的强度和淬透性，降低相变温度细化贝氏体/马氏体板条团晶粒尺寸；更重要的是Ni唯一能够改善贝氏体/马氏体板条本身低温韧性的元素。如此，钢板的合金含量较高，不仅导致钢板制造成本较高，而且碳当量Ceq、焊接冷裂纹敏感指数Pcm也较高，这给现场焊接带来较大的困难，焊前需要预热，焊后需要热处理，焊接成本升高、焊接效率降低、焊接现场工作环境恶化。现有大量专利文献只是说明如何实现母材钢板的强度和低温韧性，就改善钢板焊接能性，获得优良焊接热影响区HAZ低温韧性说明较少，更没有涉及如何确保调质钢板中心部位淬透性，以保证钢板强度、韧性及沿钢板厚度方向强度、韧性均匀性。(参见日本专利昭63-93845、昭63-79921、昭60-258410、特平开4-285119、特平开4-308035、平3-264614、平2-250917、平4-143246、US Patent4855106、US Patent5183198、USPatent4137104)。

目前改善超大线能量焊接钢板热影响区(HAZ)低温韧性的只有日本新日铁公司采用氧化物冶金技术美国专利4629505、WO 01/59167 A1，即在大线能量焊接过程中，在熔合线附近，由于强烈的高温作用，TiN粒子发生溶解而失去作用，Ti₂O₃比TiN更加稳定，即使到达钢的熔点，也不会发生溶解。Ti₂O₃粒子可成为奥氏体晶内针状铁素体形核位置，促进奥氏体晶内针状铁素体(acicular ferrite-AF)形核，有效地分割奥氏体晶粒，细化HAZ组织，形成高强高韧性的针状铁素体组织。

发明内容

本发明的目的是提供一种可大线能量焊接HT690钢板及其制造方法，钢板在获得均匀优良的强韧性、强塑性匹配的同时，可以承受大线能量焊接，特别适用于水电压力水管、涡壳及海洋平台等大型钢结构，并且能够实现低成本稳定批量工业化生产。

本发明的技术方案是，

本发明采用低C-高Mn-(Nb+V+B)微合金化-超微Ti处理的成分体系作为基础，适当提高钢中酸溶Als含量且Als≥(Mn当量/C)×(N_total-0.292Ti)、控制(Mn当量)/C在20～40之间、Pcm≤0.205％、Ti/N在2.0～4.0之间、(Cu+Ni+Mo+Cr)合金化且Ni/Cu≥1.0、Ca处理且Ca/S比在0.80～3.00之间、控制F×DI指数≥0.80×成品钢板厚度等冶金技术手段，优化TMCP+回火工艺，使成品钢板的显微组织为细小回火贝氏体(可能含有极少量的铁素体)，平均晶团尺寸在25μm以下，获得均匀优良的强韧性、强塑性匹配的同时，钢板可以承受大线能量焊接。

本发明的技术方案是：

可大线能量焊接HT690钢板，组成元素包括：Fe、C、Si、Mn、P、S、Cu、Ni、Cr、Mo、Als、Ti、N、Ca及不可避免的夹杂，组成元素的重量百分比为：

C：0.03％～0.07％

Si：≤0.25％

Mn：1.30％～1.60％

P：≤0.013％

S：≤0.003％

Cr：0.05％～0.20％

Cu：0.10％～0.30％

Ni：0.15％～0.45％

Mo：0.15％～0.35％

Als：0.040％～0.070％

Ti：0.006％～0.014％

Nb：0.015％～0.030％

V：0.025％～0.060％

N：≤0.0050％

B：0.0007％～0.0014％

Ca：0.001％～0.005％

且上述元素含量必须同时满足如下关系：

C、Mn当量之间的关系：20≤(Mn当量)/C≤40，其中Mn当量＝Mn+0.74Ni+0.16Cu+0.22Cr-0.73Mo，确保钢板在-40℃条件下钢板处于韧性断裂区，保证钢板具有优良的低温韧性；

Als、Ti与N之间的关系：Als≥(Mn当量/C)×(N_total-0.292Ti)，去除钢中固溶N，保证钢中B处于固溶状态的同时，消除焊接HAZ中的固溶N，保证大线能量焊接HAZ的低温韧性；

Ti/N在2.0～4.0之间，保证形成的TiN粒子均匀细小，抗奥斯瓦尔德熟化能力强，保证板坯加热轧制过程中奥氏体晶粒均匀细小，且抑制焊接HAZ晶粒长大，改善大线能量焊接HAZ的低温韧性；

Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B≤0.205％且C≤0.07％，确保钢板具有优良的焊接性，可承受大线能量焊接；

Cu与Ni之间的关系：Ni/Cu≥1.0，降低TMCP钢板Ar₃点温度，细化TMCP钢板显微组织，保证钢板母材低温韧性优良的同时，防止板坯产生铜脆；

Ca与S之间的关系：Ca/S在0.80～3.0之间，保证钢中硫化物球化，防止大线能量焊接过程中热裂纹产生的同时，改善钢板大线能量焊接性。

F×DI≥0.80×t；其中F为硼钢淬透性因子，当钢中存在固溶[B]时，F取1.2；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)，保证钢板强韧性、强塑性匹配的同时，钢板厚度方向力学性能均匀。

其余为铁和不可避免的夹杂。

在本发明的钢板成分体系设计中，为了获得均匀优良的强韧性、强塑性匹配，且钢板可以承受大线能量焊接，钢板化学成分具有以下特征：

C对TMCP钢板的强度、低温韧性、延伸率及焊接性影响很大，从改善TMCP钢板低温韧性和焊接性角度，希望钢中C含量控制得较低；但是从钢板钢的淬透性、强韧性、强塑性匹配及生产制造过程中显微组织控制与制造成本的角度，C含量不宜控制得过低，过低C含量易导致晶界迁移率过高，母材钢板与焊接HAZ晶粒粗大，严重劣化母材钢板与焊接HAZ的低温韧性；因次C含量合理范围为0.03％～0.07％。

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TMCP钢板贝氏体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、热处理及焊接过程中易形成异常组织，导致钢板低温韧性低下和焊接接头出现裂纹；因此根据C含量范围，选择适宜的Mn含量范围对于TMCP钢板极其重要，根据本发明钢成分体系及C含量为0.03％～0.07％，适合Mn含量为1.30％～1.60％，且C含量高时，Mn含量适当降低；反之亦然，即C含量低时，Mn含量适当提高。

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、延伸率及焊接性，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0.25％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、延伸率、焊接性(尤其大线能量焊接性)及焊接接头SR性能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，对于要求可大线能量焊接、-40℃韧性及优良强韧性/强塑性匹配的TMCP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，严重损害钢板的低温冲击韧性、延伸率、Z向性能、焊接性及焊接接头SR性能，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℃韧性及优良强韧性/强塑性匹配的TMCP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、在加速冷却过程中促进马氏体/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添加量过多时，严重损害钢板的焊接性，尤其大线能量焊接性与焊接接头SR性能；因此Cr含量控制在0.05％～0.20％之间。

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0.30％，容易造成铜脆、铸坯表面龟裂、内裂问题及尤其厚钢板焊接接头SR性能劣化；Cu添加量过少，低于0.10％，所起任何作用很小；因此Cu含量控制在0.10％～0.30％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/贝氏体板条的阻力。

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TMCP钢板强度、延伸率和低温韧性的功能；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，对钢板的焊接性及焊接接头SR性能不利；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0.15％～0.45％之间，以确保钢板的淬透性和钢板的强韧性、强塑性水平而不损害钢板的焊接性。

添加Mo提高钢板的淬透性，在加速冷却过程中促进马氏体/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TMCP钢板的低温韧性和延伸率；并且当Mo添加过多时，不仅严重损害钢板的延伸率、大线能量焊接性及焊接接头SR性能，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、延伸率和焊接性的影响，Mo含量控制在0.15％～0.35％之间。

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的低温韧性作用的同时，确保B处于固溶状态；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、低温韧性和大线能量焊接性，因此Als上限控制在0.070％。

Ti含量在0.006％～0.014％之间，抑制板坯加热和热轧过程中奥氏体晶粒过分长大，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；其次，Ti与N亲合力远大于B与N的亲合力，当钢中添加Ti时，N优先与Ti结合，生成弥散分布的TiN粒子，大幅度减少B与N的结合机会，保证B处于固溶状态。

钢中添加微量的Nb元素目的是进行未再结晶控制轧制、提高TMCP钢板强度和韧性，当Nb添加量低于0.015％时，除不能有效发挥的控轧作用之外，对TMCP钢板强化能力也不足；当Nb添加量超过0.030％时，大线能量焊接条件下诱发上贝氏体(Bu)形成和Nb(C，N)二次析出脆化作用，严重损害大线能量焊接热影响区(HAZ)的低温韧性，因此Nb含量控制在0.015％～0.030％之间，获得最佳的控轧效果、实现TMCP钢板强韧性/强塑性匹配的同时，又不损害大线能量焊接HAZ的韧性。

V含量在0.025％～0.060％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0.025％，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0.065％，损害钢板低温韧性、延伸率和大线能量焊接性。

钢中的N含量控制难度较大，为了确保钢板中固溶[B]的存在及防止大量AlN沿原奥氏体晶界析出，损害钢板的冲击韧性，钢中的N含量不得超过0.005％。

B含量控制在0.0007％～0.0014％之间，确保钢板淬透性的同时，不损害钢板的焊接性和HAZ韧性。

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、提高钢板的低温韧性、延伸率及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，降低钢的低温韧性和延伸率，同时还降低钢质纯净度、污染钢液。

一般控制Ca含量按ESSP＝(wt％Ca)[1-1.24(wt％O)]/1.25(wt％S)，其中ESSP为硫化物夹杂形状控制指数，取值范围0.5～5之间为宜，因此Ca含量的合适范围为0.0010％～0.0050％。

本发明的可大线能量焊接HT690钢板的制造方法，其包括如下步骤：

1)按权利要求1所述成分冶炼、铸造成板坯；

2)板坯加热，根据上述C、Mn、Nb、N及Ti含量范围，板坯加热温度控制在1050℃～1130℃之间；

3)轧制，钢板总压缩比≥3.6，即板坯厚度/成品钢板厚度；

第一阶段为普通轧制，采用轧机最大轧制能力进行不间断地轧制，累计压下率≥30％；

第二阶段采用未再结晶控制轧制，根据上述钢中Nb元素含量范围，为确保未再结晶控轧效果，控轧开轧温度控制在790℃～830℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥50％，终轧温度760℃～800℃；

4)控轧结束后，对钢板进行加速冷却，钢板开冷温度、终轧温度750℃～790℃，冷却速度≥5℃/s，停冷温度为450℃～550℃，随后钢板自然空冷至350℃后进行缓冷，缓冷工艺为钢板温度表面大于300℃的条件下至少保温24小时。

5)热处理工艺

钢板高温回火温度为600～650℃，钢板较薄时回火温度偏上限、钢板较厚时回火温度偏下限，回火保持时间≥(1.0～1.5)×成品钢板厚度，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。

在本发明的制造工艺中，

根据C、Mn、Nb、N及Ti含量范围，板坯加热温度控制在1050℃～1130℃之间，确保钢中Nb在板坯加热过程中全部固溶到奥氏体中去的同时，板坯奥氏体晶粒不发生反常长大；

钢板总压缩比(板坯厚度/成品钢板厚度)≥3.6，保证轧制形变穿透到钢板芯部，改善钢板中心部位显微组织与性能；

第一阶段为普通轧制，采用轧机最大轧制能力进行不间断地轧制，最大程度提高轧线产能的同时，确保形变金属发生动态/静态再结晶，细化奥氏体晶粒；

第二阶段采用未再结晶控制轧制，根据上述钢中Nb元素含量范围，为确保未再结晶控轧效果，控轧开轧温度控制在790℃～830℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥50％，终轧温度760℃～800℃；

控轧结束后，钢板立即以辊道的最大输送速度运送到ACC设备处，随即对钢板进行加速冷却；钢板开冷温度终轧温度750℃～790℃，冷却速度≥5℃/s，停冷温度为450℃～550℃，随后钢板自然空冷至350℃后进行缓冷，缓冷工艺为钢板温度表面大于300℃的条件下至少保温24小时。

热处理工艺

钢板高温回火温度(板温)为600～650℃，钢板较薄时回火温度偏上限、钢板较厚时回火温度偏下限，回火保持时间≥(1.0～1.5)×成品钢板厚度，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。

本发明的有益效果

本发明钢板通过简单成分组合设计，并与TMCP制造工艺相结合，不仅低成本地生产出综合性能优良的TMCP钢板，而且大幅度地缩短了钢板的制造周期，实现了制造过程的绿色环保。钢板的高性能高附加值集中表现在钢板具有优异的强韧性、强塑性匹配的同时，钢板的焊接性(尤其大线能量焊接性)也同样优异，并成功地解决了TMCP钢板沿钢板厚度方向性能不均匀的问题，极大地提高了大型重钢结构的安全稳定性、抗疲劳性能；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。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明做进一步说明。

其中，表1所示为本发明实施例的化学成分，表2～表4为本发明实施例的制造工艺，表5所示为本发明实施例的钢板性能。

从中可以看出，本发明的钢板性能可以达到：屈服强度≥620MPa、抗拉强度≥690MPa、-40℃的Charpy冲击功(单个值)≥47J。

本发明钢板通过简单成分组合设计，低C-高Mn-高Als-(Cu+Ni+Mo+Cr)合金化-(Nb+V+B)微合金化-超微Ti处理的成分体系中，并通过TMCP+高温回火工艺，不仅低成本地生产出综合性能优良的TMCP钢板，而且大幅度地缩短了钢板的制造周期，实现了制造过程的绿色环保。钢板的高性能高附加值集中表现在钢板具有优异的强韧性、强塑性匹配的同时，钢板的焊接性(尤其大线能量焊接性)也同样优异，并成功地解决了TMCP钢板沿钢板厚度方向性能不均匀的问题，极大地提高了大型重钢结构的安全稳定性、抗疲劳性能；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。

Claims (2)

1.可大线能量焊接HT690钢板，其成分重量百分比为：

C：0.03%～0.07%

Si：≤0.25%

Mn：1.30%～1.60%

P：≤0.013%

S：≤0.003%

Cr：0.05%～0.20%

Cu：0.10%～0.30%

Ni：0.15%～0.45%

Mo：0.15%～0.35%

Als：0.040%～0.070%

Ti：0.006%～0.014%

Nb：0.015%～0.030%

V：0.025%～0.060%

N：≤0.0050%

B：0.0007%～0.0014%

Ca：0.001%～0.005%

其余为铁和不可避免的夹杂；

且上述元素含量必须同时满足如下关系：

C、Mn当量之间的关系：20≤(Mn当量)/C≤40，其中Mn当量＝Mn+0.74Ni+0.16Cu+0.22Cr-0.73Mo；

Als、Ti与N之间的关系：Als≥(Mn当量/C)×(N_total－0.292Ti)；

Ti/N在2.0～4.0之间；

P_cm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B≤0.205%，且C≤0.07%；

Cu与Ni之间的关系：Ni/Cu≥1.0；

Ca与S之间的关系：Ca/S在0.80～3.0之间；

F×DI≥0.80×t；其中F为硼钢淬透性因子，当钢中存在固溶[B]时，F取1.2；t为成品钢板厚度，单位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，单位mm。

2.如权利要求1所述的可大线能量焊接HT690钢板的制造方法，其包括如下步骤：

1)按权利要求1所述成分冶炼、铸造成板坯；

2)板坯加热，根据上述C、Mn、Nb、N及Ti含量范围，板坯加热温度控制在1050℃～1130℃之间；

3)轧制，钢板总压缩比，即板坯厚度/成品钢板厚度≥3.6；

第一阶段为普通轧制，采用轧机最大轧制能力进行不间断地轧制，累计压下率≥30%；

第二阶段采用未再结晶控制轧制，根据上述钢中Nb元素含量范围，为确保未再结晶控制轧制效果，控制轧制开轧温度控制在790℃～830℃，轧制道次压下率≥7%，累计压下率≥50%，终轧温度760℃～800℃；

4)控制轧制结束后，对钢板进行加速冷却，钢板开冷温度750℃～790℃，冷却速度≥5℃/s，停冷温度为450℃～550℃，随后钢板自然空冷至350℃后进行缓冷，缓冷工艺为钢板表面温度大于300℃的条件下至少保温24小时；

5)热处理工艺

钢板高温回火温度为600～650℃，钢板较薄时回火温度偏上限、钢板较厚时回火温度偏下限，回火保持时间≥(1.0～1.5)×成品钢板厚度，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，成品钢板厚度单位为mm；回火结束后钢板自然空冷至室温。