CN102691010B - 一种优良塑韧性ht960钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种优良塑韧性HT960钢板及其制造方法，其成分重量百分比为：C：0.07％～0.12％、Si≤0.15％、Mn：0.80％～1.20％、P≤0.012％、S≤0.0030％、Cr：0.30％～0.60％、Mo：0.30％～0.60％、Ni：1.00％～1.60％、Cu：0.15％～0.45％、B：0.0008％～0.0016％、Ti：0.006％～0.014％、Nb：0.010％～0.030％、Als：0.025％～0.060％、V：0.030％～0.060％、N：≤0.0060％、O≤0.0040％、Ca：0.001％～0.004％、余铁和不可避免夹杂。通过TMCP+回火热处理工艺获得抗拉强度≥960MPa、屈服强度≥900MPa、-60℃夏比横向冲击功(单个值)≥47J、断裂延伸率δ₅≥15％且均匀延伸率Ag≥6％、优良焊接性的超高强钢板。

Description

一种优良塑韧性HT960钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及超高强钢板及其制造方法，特别涉及一种优良塑韧性HT960钢板及其制造方法，在低C-超低Si-中Mn-(Cu+高Ni+Mo+Cr)合金化-(Ti+Nb+V+B)微合金化的成分体系中通过TMCP+回火热处理工艺获得抗拉强度≥960MPa、屈服强度≥900MPa、-60℃夏比横向冲击功(单个值)≥47J、断裂延伸率δ₅≥15％且均匀延伸率Ag≥6％、优良焊接性的超高强钢板。

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、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与制造工艺，其中强度、韧性、塑性及焊接性是低碳(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。

随着冶金科技不断地向前发展，人们对超高强钢的韧性、塑性提出更高的要求，即钢板在超低温状态下(≤-60℃)，具有抗脆性断裂及塑性失稳断裂能力的同时，断裂延伸率达到抗拉强度800MPa及其以下级别钢板的水平；并且在较低的制造成本条件下，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，减轻钢构件的自身重量、稳定性和安全性，更为重要的是为进一步提高钢构件冷热加工性及服役过程中的安全可靠性。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显微组织匹配，超细化组织与结构，使超高强钢获得更优良的塑韧性。

现有抗拉强度≥980MPa的高强度钢板主要通过离线调质工艺(即RQ+T)生产。但是对于钢板厚度≤60mm，也可以采用在线调质工艺来生产(即DQ+T)；为了获得超高强度，钢板必要具有足够高的淬透性，即钢板淬透性指数DI≥3.50×成品钢板厚度；DI＝0.311(％C)^1/2[(1+0.64(％Si)]×[(1+4.10(％Mn)]×[(1+0.27(％Cu)]×[(1+0.52(％Ni)]×[(1+2.33(％Cr)]×[(1+3.14(％Mo)]×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板厚方向显微组织与性能的均匀，因而不可避免地向钢中加入大量Cr、Mo、Ni、Cu、V等合金元素，尤其Ni含量添加到2.00％以上，导致钢板的碳当量、冷裂纹敏感指数较高，严重影响钢板的焊接性。

此外，高合金含量的钢板表(亚)面层易产生过淬火，形成粗大的马氏体组织，使钢板表(近)面层的低温韧性与延伸率严重劣化。参见《电力土木》(日文)，1986，Vol.201，P33；《鉄と鋼》，1986，Vol.72，S612；《鉄と鋼》，1986，Vol.72，S614；《鉄と鋼》，1985，Vol.71，S1523；《鉄と鋼》，1986，Vol.72，S615；《鉄と鋼》，1986，Vol.73，S1398；《川崎制铁技报》(日文)，1988，Vol.20，P233；《制铁研究》(日文)，1986，Vol.322，P99；《CAMP-ISIJ》(日文)，1989，Vol.3，P207；《NKK技报》(日文)，1990，Vol.133，P37；《电力土木》(日文)，1994，Vol.249，P1；《住友金属》(日文)，1995，Vol.47，P1；《西山記念技术講座》191-192，2008，P162。

较低的延伸率、低温韧性不仅不利于钢板冷热加工性能，而且对钢板的抗疲劳性能、抗应力集中敏感性、抗裂性及结构稳定性影响较大。

在水电工程中的压力水管和涡壳、火电汽轮发电机及海洋采油平台结构等疲劳重载结构上使用时，存在安全较大的隐患；因此大型疲劳重载钢结构采用超高强钢时，一般希望100公斤级高强钢不仅具有优良的强韧性、强塑性匹配及焊接性，而且延伸率确保在14％以上，以保证钢板加工性能与抗疲劳性能。

现有大量专利与技术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，也没有涉及如何在提高钢板抗拉强度的同时，提高钢板的抗拉延伸率及厚度方向力学性能均匀性，更没有指出如何防止钢板表(亚)面层过淬。例如日本专利昭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、美国专利US Patent5798004、欧洲专利EP 0288054A2以及《西山纪念技术讲座》第159-160，P79～P80。

中国专利申请号201010227961.8公开了“强韧性、强塑性优良的960MPa级调质钢板及其制造方法”，虽然钢板综合力学性能也达到较高水平：抗拉强度≥980MPa、屈服强度≥890MPa、-60℃夏比横向冲击功(单个值)≥47J。但是该发明钢板制造技术采用控制轧制+离线淬火+回火工艺；这不仅制造工序多、制造周期长、制造成本高，而且制造过程耗能也相对较高(钢板轧制结束并自然空冷至室温，随后进行抛丸处理后，再次加热到淬火温度)，不利于节能与环保；更为重要的是采用离线淬火+回火工艺不能充分发挥合金元素淬透、淬硬性潜能，元素的淬透、淬硬性不能得到最大程度地发挥；因此为获得相同强度、韧性水平，必须添加更多的合金元素(尤其Ni、Mo、Cr等)，这不仅进一步增加了制造成本，而且损害钢板的焊接性，尤其对于超高强度钢板，焊接冷裂敏感性大幅度提高，需要在更高温度下焊接预热与后热(即PWHT)、合适的焊接热输入量范围更窄，相应地加工制作成本也就大幅度提高。

发明内容

本发明的目的是提供一种优良塑韧性HT960钢板及其制造方法，在低C-超低Si-中Mn-(Cu+高Ni+Mo+Cr)合金化-(Ti+Nb+V+B)微合金化的成分体系中，通过TMCP+回火热处理工艺获得抗拉强度≥960MPa、屈服强度≥900MPa、-60℃夏比横向冲击功(单个值)≥47J、断裂延伸率δ₅≥15％且均匀延伸率Ag≥6％、优良焊接性的超高强钢板。

采用在线TMCP+T相结合，在较少合金添加量的基础上，获得超高强度的同时，钢板塑韧性、焊接性也同样优异，并成功地解决了超高强钢板强度、塑性、低温韧性及焊接性之间的相互矛盾与钢板表(亚)面层过淬的问题；这是本钢种最大的难点之一，也是关键核心技术。

针对上述要求，本发明采用超低C-超低Si-中Mn-(Ti+Nb+V+B)微合金钢的成分体系作为基础，适当提高钢中酸溶Als含量且Als≥(Mn/C)×[(％N_total)-0.292(％Ti)]、9≤Mn/C≤15、控制[(％Als)+(9/8)(％O)]×N≤2.2×10^-4、Nb/Ti控制在1.0～1.5之间、(Cu+高Ni+Mo+Cr)合金化、(％C)×(％Si)≤1.2×10^-2、Mo当量≥0.35％、Ca处理且Ca/S比在1.00～3.00之间且(％Ca)×(％S)^0.18≤2.5×10^-3、控制F×DI指数×ζ≥3.0×成品钢板厚度等冶金技术控制手段，其中ζ为在线加速冷却淬透性贡献因子、F为B元素淬透性贡献因子，优化TMCP+离线回火工艺(T)，即使用ausforming工艺(从形变的奥氏体进行快速冷却，把形变强化效果遗传到最终显微组织中去的同时，促进马氏体/贝氏体板条形核并沿不同位向生长，致使新形成的马氏体/贝氏体板条细小，有效分割原奥氏体晶粒，导致packet细小均匀且block之间位向差大)，使成品钢板的显微组织为细小低碳回火马氏体+少量回火下贝氏体，平均晶团尺寸在20μm以下，获得优良的塑韧性HT950钢板，解决超高强度钢板表面层过度淬火问题，特别适用于水电压力水管、钢叉管、涡壳、海洋平台、大型工程机械等大型钢结构及设备。

具体地，本发明的优良塑韧性HT960钢板，其成分重量百分比为：

C：0.07％～0.12％

Si：≤0.15％

Mn：0.80％～1.20％

P：≤0.012％

S：≤0.0030％

Cr：0.30％～0.60％

Mo：0.30％～0.60％

Ni：1.00％～1.60％

Cu：0.15％～0.45％

B：0.0008％～0.0016％

Ti：0.006％～0.014％

Nb：0.010％～0.030％

Als：0.025％～0.060％

V：0.030％～0.060％

N：≤0.0060％

O≤0.0040％

Ca：0.001％～0.004％

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：9≤Mn/C≤15；确保钢板在-60℃条件下为断裂行为为塑性断裂。

(％C)×(％Si)≤1.2×10^-2，提高马氏体/贝氏体板条本征塑韧性的同时，细化相变前奥氏体晶粒尺寸，抑制HAZ中M/A岛析出、减少M/A岛数量、改善M/A岛形态，改善焊接HAZ的韧性。

Als、Ti与N之间的关系：Als≥(Mn/C)×[(％N_total)-0.292(％Ti)]，以确保钢中固溶[B]≥6ppm且AlN以细小弥散状态析出，改善钢板低温韧性及沿板厚方向钢板力学性能均匀。

[(％Als)+(9/8)(％O)]×N≤2.2×10^-4，抑制AlN在奥氏体晶界上项链状析出，恶化钢板横向塑韧性。

Mo当量＝Mo+0.26Cr+1.35V+2.87Nb-0.57Cu-0.12Mn≥0.35％；确保钢板抗回火软化性，保证超厚100公斤级调质钢板强韧性匹配；

Nb、Ti之间关系：Nb/Ti在1.0～1.5；，确保形成的(Ti，Nb)(C，N)粒子细小均匀，弥散分布在钢中，抑制加热、TMCP过程中奥氏体晶粒长大，改善钢板的低温韧性。

Ca与S之间的关系：Ca/S在1.00～3.00之间且(％Ca)×(％S)^0.18≤2.5×10^-3；以改善钢板低温韧性、焊接性、抗SR脆性、抗层状撕裂性能。

有效淬透性指数D_eff＝F×DI×ζ≥3.00×t；，确保钢板强度、塑韧性及沿板厚方向钢板性能均匀；

其中：ζ为在线加速冷却淬透性贡献因子；

F为B元素淬透性贡献因子，当钢中存在固溶[B]，且[B]≥5ppm时，

F取1.2；

t为成品钢板厚度，mm；

DI＝0.367(％C)^0.5[1+0.7(％Si)][(1+3.33(％Mn)][(1+0.35(％Cu)][(1+0.36(％Ni)][(1+2.16(％Cr)][(1+3(％Mo)][(1+1.75(％V)][(1+1.77(％Al)]×25.4，mm。以确保960MPa级TMCP钢板具有优良的强韧性/强塑性匹配且沿板厚方向力学性能均匀。

以上关系式中的成分数据按百分数计算，如碳含量为0.10％，关系式计算时，用0.10带入计算即可。

要获得抗拉强度≥960MPa、屈服强度≥900MPa、-60℃夏比横向冲击功(单个值)≥47J、断裂延伸率δ₅≥15％且均匀延伸率Ag≥6％、优良焊接性的超高强钢板；钢板显微组织设计非常重要，显微组织设计包括组织类型、尺寸、微观亚结构及第二相析出物等。

众所周知，对高强钢而言，马氏体与下贝氏体混合组织的强韧性、强塑性匹配最好，为了同时达到所有上述性能要求，960MPa级别钢板显微组织应该为低碳回火马氏体为主+少量的低碳回火下贝氏体，改善马氏体与贝氏体本征塑韧性；马氏体、贝氏体板条尺寸均匀细小，以提高板条本身形变协调能力，改善板条本身塑韧性；晶团尺寸(即packet结构)控制在20μm以下且packet结构内出现不同位向的板条团(即block结构)，以进一步细化packet结构，提高裂纹扩展所需的能量及packet内部协调形变能力；通过未再结晶控轧与相变过程控制，把未再结晶控轧过程中产生的形变位错与相变位错遗传到形成的马氏体与贝氏体中，形成巨大的位错强化；马氏体、贝氏体板条内均匀分布着高密度位错胞状结构、位错亚晶界，位错线网络上均匀弥散析出的纳米级碳氮化物粒子，在大幅度提高钢板强度同时，对塑韧性损害降到最小。

采用ausforming工艺不仅可以大幅度降低合金元素的用量，尤其Ni、Mo、Cr等贵重合金元素的用量，而且获得超高强度的同时，塑韧性、焊接性也同样优异，达到800MPa级高强钢的水平。

所谓ausforming工艺，即形变奥氏体在加速冷却过程中，发生马氏体/贝氏体相变，不同位向马氏体/贝氏体板条在高密度的形变带与原奥氏体晶界位错台阶上形核、长大，当不同位向板条团(即packet结构)长大过程中相遇，packet结构长大停止，由于高密度不同位向的packet结构长大过程中相遇几率大，长大空间受限，形成数量众多的不同位向的packet结构，分割原奥氏体晶粒，导致形成尺寸较小的packet结构；其次，同一packet结构中的马氏体/贝氏体板条生长时，受到高密度的位错网络阻挡，马氏体/贝氏体板条不仅细小；而且对于位错相变的马氏体/贝氏体来说，沿螺型位错线方向及刃型位错柏氏矢量方向长大时，板条生长的能量最小，形变过程中生成高密度的位错网络，导致马氏体/贝氏体板条以不同的变体形式长大，形成block结构，进一步细化显微组织的亚结构；再次，形变位错结构通过马氏体/贝氏体相变得到遗传，极大提高了位错强化效果；最后高密度的位错网络为碳氮化物析出提供了大量的场所，导致在钢板回火过程中数量众多的纳米级碳氮化物在位错上以非脆化形式弥散地析出；由此可以在较低合金含量条件下，获得超高强度的同时，塑韧性、焊接性也同样优良。

本发明成分设计如下：

C对超高钢板的强度、低温韧性、延伸率及焊接性影响很大，从改善超高钢板本征塑韧性与焊接性角度，希望钢中C含量控制得较低；但是从超高钢板的淬透性、塑韧性匹配、TMCP过程中显微组织控制及制造成本角度，C含量不宜控制得过低，尤其超高强度100公斤级钢板；因次C含量合理范围为0.07％～0.12％。

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、细化显微组织的packet结构尺度、增大block结构之间的位向差而改善钢板塑韧性的作用、促进低温相变组织马氏体与贝氏体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、Mo、Cr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TMCP及焊接过程中易形成异常组织，导致超高强度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含量范围对于超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0.07％～0.12％，适合Mn含量为0.80％～1.20％，且C含量高时，Mn含量适当降低，反之亦然；且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促进packet尺寸粗化，严重损害超高强度钢板的低温韧性、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)韧性和焊接接头SR性能，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0.15％以下。

P作为钢中有害夹杂对钢板的机械性能，尤其低温冲击韧性、延伸率、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，对于要求优良焊接性、-60℃韧性及优良强韧性与强塑性匹配的超高强度TMCP钢板，P含量需要控制在≤0.012％。

S作为钢中有害夹杂对钢板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、-60℃韧性及优良强韧性与强塑性匹配的超高强度TMCP钢板，S含量需要控制在≤0.0030％。

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packet结构的阻力，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，尤其焊接接头SR性能；但是对于超高强度100公斤级TMCP钢板，必须有一定的Cr含量，以保证钢板具有足够的淬透性；因此Cr含量控制在0.30％～0.60％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packet的尺寸且形成的马氏体/贝氏体block间位向差很小，减小裂纹穿过马氏体/贝氏体packet结构的阻力，此外Mo促进超高强度钢表(亚)面层过淬；因此Mo在大幅度提高钢板强度的同时，降低了超高强度钢板的低温韧性、延伸率，诱发钢板表(亚)面层过淬；并且当Mo添加过多时，不仅严重损害钢板的延伸率、焊接性及焊接接头SR性能，而且增加钢板SR脆性和生产成本；但是对于超高强度100公斤级超高强度TMCP钢板，必须有一定的Mo含量，以保证钢板具有足够的淬透性与抗回火软化性。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0.30％～0.60％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block结构间的位向差；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packet结构尺寸，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；但是对于超高强度100公斤级TMCP钢板，必须有足够的Ni含量，以保证钢板具有足够的淬透性、板厚方向性能均匀的同时，确保钢板的塑韧性；因此，Ni含量控制在1.00％～1.60％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0.45％，容易造成铜脆、铸坯表面龟裂、内裂问题及尤其超高强度钢板焊接接头SR性能劣化；对于100公斤级超高强度TMCP钢板而言，Cu添加量过少，低于0.15％，所起任何作用很小；因此Cu含量控制在0.15％～0.45％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block间位向差变大，增加裂纹穿过马氏体/贝氏体板条的阻力。

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、HAZ韧性及板坯表面质量。

Ti含量在0.006％～0.014％之间，抑制板坯加热、TMCP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；此外，Ti具有固N作用，消除钢中自由N，保证B元素以固溶B形式存在；然而，当Ti含量超过0.014％时，在高酸溶铝含量条件下，过剩Ti在马氏体/贝氏体板条上及晶团界上以TiC共格析出，严重脆化钢板显微组织。

钢中添加微量的Nb元素目的是进行未再结晶控制轧制，细化钢板显微组织及增加位错强化，改善钢板表(亚)面层淬火组织，防止钢板表(亚)面层过度淬火，提升TMCP钢板淬透性，提高超高强度TMCP钢板强度、韧性及塑性之间的匹配，当Nb添加量低于0.010％时，除不能有效发挥的控轧作用；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0.010％～0.030％之间，获得最佳的控轧效果、实现超高强度TMCP钢板强韧性/强塑性匹配及防止表(亚)面层过度淬火的同时，又不损害大线能量焊接及多道次焊接HAZ的韧性。

钢中的Als能够固定钢中的自由[N]，除降低焊接热影响区(HAZ)自由[N]，改善焊接HAZ的低温韧性作用之外，更重要的是保证钢中具有一定的固溶B、改善钢板淬透性；因此Als下限控制在0.025％；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％。

V含量在0.030％～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/马氏体板条中弥散析出，提高TMCP钢板的强度。V添加过少，低于0.030％，析出的V(C，N)太少，不能有效提高超高强度TMCP钢板的强度；V添加量过多，高于0.060％，损害钢板低温韧性、延伸率、焊接性及焊接SR性能。

为了确保钢板中固溶[B]的存在及防止大量粗大的AlN沿原奥氏体晶界析出，损害钢板横向冲击韧性与塑性，钢中的N含量不得超过0.006％。

为了确保超高强度TMCP钢板塑韧性，必须降低钢中夹杂物，其中氧化铝夹杂危害最大，因此钢中O含量≤0.0030％。

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与焊接性，此外采用Ca处理，改善高酸溶铝钢水的浇注；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、延伸率及钢板的焊接性，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0.80～4.00之间为宜，因此Ca含量的合适范围为0.0010％～0.0040％。

本发明的优良塑韧性HT960钢板的制造方法，其包括如下步骤：

a)冶炼、铸造

按上述成分冶炼，采用连铸浇铸，中间包浇注过热度ΔT控制在15℃～30℃，拉速控制在0.6m/min～1.0m/min，结晶器液面波动控制在≤5mm。

b)轧制，采用TMCP工艺，钢板总压缩比即板坯厚度/成品钢板厚度≥4.0；

第一阶段为普通轧制，为保证加热及轧制过程中发生[Al]+BN→AlN+[B]，确保钢中固溶[B]≥6ppm且Nb完全固溶，板坯加热温度控制在1100℃～1180℃之间；至少有2个道次采用低速大压下轧制，钢板轧制速度控制在≤1.2m/sec.，轧制形状因子(ΔH/R)^1/2≥0.18，其中ΔH为道次压下量，R为工作辊辊径，单位为mm；

第二阶段采用控制轧制，控轧开轧温度≤850℃，轧制道次压下率≥8％，未结晶区(≤850℃)累计压下率≥60％，终轧温度780℃～830℃；

未再结晶控轧结束后，随即对钢板进行加速冷却，钢板开冷温度770℃～820℃，冷却速度≥10℃/s，停冷温度低于Ms点温度；

钢板从停冷结束到入加热式缓冷坑保温之间的间隔时间不大于40min，保温工艺为钢板温度表面大于300℃的条件下至少保温36小时，保证超厚钢板脱氢充分，防止产生氢致裂纹；

c)回火工艺

钢板回火温度即板温为610～645℃，回火保持时间≥(0.65～1.0)×成品钢板厚度，回火保持时间为钢板中心温度达到回火温度时开始计时的保温时间，时间单位为min，厚度单位为mm；回火结束后钢板自然空冷至室温。

进一步，步骤b)中加速控制冷却的停冷温度≤350℃。

在本发明制造方法中，

TMCP工艺即热机械控制工艺(Thermo Mechanical Control Process)。为确保超高强度调质钢板显微组织均匀细小，尤其钢板表(亚)面层具有一定应变储存率，钢板总压缩比(板坯厚度/成品钢板厚度)≥4.0。

第一阶段为普通轧制，为保证加热及轧制过程中发生[Al]+BN→AlN+[B]，确保钢中固溶[B]≥6ppm且Nb完全固溶，板坯加热温度控制在1100℃～1180℃之间；至少有2个道次采用低速大压下轧制，钢板轧制速度控制在≤1.2m/sec.，轧制形状因子(ΔH/R)^1/2≥0.18，其中ΔH为道次压下量，R为工作辊辊径，以保证钢板显微组织均匀细小。

第二阶段采用控制轧制，控轧开轧温度≤850℃，轧制道次压下率≥8％，未结晶区(≤850℃)累计压下率≥60％，终轧温度780℃～830℃，为在未再结晶奥氏体中累积足够的形变量、形成高密度的位错网络结构、实现ausforming工艺奠定基础。

未再结晶控轧结束后，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770℃～820℃，冷却速度≥10℃/s，停冷温度低于Ms点温度，控制为≤350℃。

钢板从停冷结束到入加热式缓冷坑保温之间的间隔时间不大于40min，保温工艺为钢板温度表面大于300℃的条件下至少保温36小时，保证超厚钢板脱氢充分，防止产生氢致裂纹。

钢板回火温度(板温)为610～645℃，钢板相对较薄时回火温度偏上限、钢板相对较厚时回火温度偏下限，回火保持时间≥(0.65～1.0)×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

本发明在获得优良960MPa级超高强度TMCP钢板的同时，钢板的塑韧性、焊接工艺性也同样优异，并成功地解决了超高强钢板强度、塑性、低温韧性及焊接性之间的相互矛盾，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；

此外，本发明采用在线TMCP+回火工艺，充分发挥了合金元素淬透、淬硬性潜能，元素的淬透、淬硬性得到最大程度地发挥，可以在相当较少的合金含量下(尤其Ni、Mo、Cr等)，获得超高强度、优良的塑韧性，这不仅进一步减少了制造成本，而且改善了钢板的焊接性，尤其对于超高强度钢板，焊接冷裂敏感性大幅度减少，焊接预热、后热温度降低、合适的焊接热输入量范围更宽，相应地减少用户加工制作的成本。

附图说明

图1为本发明实施例4的显微组织(1/4厚度，×500)照片。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明做进一步说明。

表1为本发明成分的实施例。表2～表5为本发明实施例的制造工艺。

表6为本发明实施例的性能参数。

由图1可以看出，本发明钢组织为细小、低碳回火的马氏体组织和少量低碳回火的下贝氏体的混合组织。

本发明通过钢板合金元素的组合设计与TMCP+T工艺相结合，在获得优良960MPa级超高强度钢板的同时，钢板的塑韧性、焊接工艺性也同样优异，并成功地解决了超高强钢板强度、塑性、低温韧性及焊接性之间的相互矛盾，提高了大型重钢结构的安全稳定性、抗疲劳性能；而且，本发明采用在线TMCP+回火工艺，不仅充分发挥了合金元素淬透、淬硬性潜能，元素的淬透、淬硬性得到最大程度地发挥，可以在相当较少的合金含量下(尤其Ni、Mo、Cr等)，获得超高强度、优良的塑韧性；这不仅减少了合金成本、减少制造工序、缩短制造周期，而且改善了钢板的焊接性，尤其对于超高强度钢板，焊接冷裂敏感性大幅度减少，焊接预热、后热温度降低、合适的焊接热输入量范围更宽，极大地减少用户加工制作的成本。

本发明960MPa级超高强度钢板主要用作制造水电工程的压力水管、涡壳、大型工程机械结构及海洋石油平台，是重大国民经济建设的关键材料，目前国内各大钢厂(除宝钢以外)均不能生产；国内大型重型机械厂、水电工程、海洋工程等所需960MPa级超高强度钢板均从日本、德国进口；不仅钢板进口价格及附加技术服务费用极其昂贵(日本不直接出口水电钢叉管用钢板，而是以做成构件的形式出口，单价约450000元/吨)，而且交货期无法保证，迫使用户在设计图纸出来前，提前订购具有一定尺寸余量钢板，以便设计图纸出来后，根据设计图纸要求的钢板尺寸要求裁剪钢板，导致材料巨大的浪费。

随着我国国民经济发展，建设节约型和谐社会的要求，国家基础工程建设、能源工程建设(如水电工程)、海洋开发建设及建设所需的大型装备制造开发已摆到日事议程，作为战略性基础材料——960MPa级超高强度钢板具有广阔的市场前景；960MPa级超高强度钢板对于我国还属于一种全新的钢种，除宝钢以外，国内其它钢铁企业从未研究和生产过。目前960MPa级超高强度TMCP型钢板已在宝钢股份成功试制，钢板实物综合力学性能及焊接性优良，达到日本住友金属TMCP型HT950实物水平，具备批量供货条件，完全替代国外进口。

Claims (3)

1.一种优良塑韧性HT960钢板，其成分重量百分比为：

C：0.07％～0.12％

Si：≤0.15％

Mn：0.80％～1.20％

P：≤0.012％

S：≤0.0030％

Cr：0.30％～0.60％

Mo：0.30％～0.60％

Ni：1.00％～1.60％

Cu：0.15％～0.45％

B：0.0008％～0.0016％

Ti：0.006％～0.014％

Nb：0.010％～0.030％

Als：0.025％～0.060％

V：0.030％～0.060％

N：≤0.0060％

O≤0.0040％

Ca：0.001％～0.004％

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：9≤Mn/C≤15；

(％C)×(％Si)≤1.2×10^-2；

Als、Ti与N之间的关系：Als≥(Mn/C)×[(％N_total)－0.292(％Ti)]，以确保钢中固溶[B]≥6ppm且AlN以细小弥散状态析出，改善钢板低温韧性及沿板厚方向钢板力学性能均匀；

[(％Als)+(9/8)(％O)]×N≤2.2×10^-4；

Mo当量＝Mo+0.26Cr+1.35V+2.87Nb－0.57Cu－0.12Mn≥0.35％；

Nb、Ti之间关系：Nb/Ti在1.0～1.5；

Ca与S之间的关系：Ca/S在1.00～3.00之间，且(％Ca)×(％S)^0.18≤2.5×10^－3；

有效淬透性指数D_eff＝F×DI×ζ≥3.00×t；

其中：ζ为在线加速冷却淬透性贡献因子；

F为B元素淬透性贡献因子，当钢中存在固溶[B]，且[B]≥5ppm时，F取1.2；

t为成品钢板厚度，mm；

DI＝0.367(％C)^0.5[1+0.7(％Si)][(1+3.33(％Mn)][(1+0.35(％Cu)][(1+0.36(％Ni)][(1+2.16(％Cr)][(1+3(％Mo)][(1+1.75(％V)][(1+1.77(％Al)]×25.4，mm。

2.如权利要求1所述的优良塑韧性HT960钢板的制造方法，其包括如下步骤：

a)冶炼、铸造

按上述成分冶炼，采用连铸浇铸，中间包浇注过热度ΔT控制在15℃～30℃，拉速控制在0.6m/min～1.0m/min，结晶器液面波动控制在≤5mm；

b)轧制，采用TMCP工艺，钢板总压缩比即板坯厚度/成品钢板厚度≥4.0；

第一阶段为普通轧制，为保证加热及轧制过程中发生[Al]+BN→AlN+[B]，确保钢中固溶[B]≥6ppm，且Nb完全固溶，板坯加热温度控制在1100℃～1180℃之间；至少有2个道次采用低速大压下轧制，钢板轧制速度控制在≤1.2m/sec.，轧制形状因子(ΔH/R)^1/2≥0.18，其中ΔH为道次压下量，R为工作辊辊径，单位为mm；

第二阶段采用控制轧制，控轧开轧温度≤850℃，轧制道次压下率≥8％，未结晶区累计压下率≥60％，终轧温度780℃～830℃；

未再结晶控轧结束后，随即对钢板进行加速冷却，钢板开冷温度770℃～820℃，冷却速度≥10℃/s，停冷温度低于Ms点温度；

钢板从停冷结束到入加热式缓冷坑保温之间的间隔时间不大于40min，保温工艺为在钢板温度表面大于300℃的条件下至少保温36小时，保证超厚钢板脱氢充分，防止产生氢致裂纹；

c)回火工艺

钢板回火温度即板温为610～645℃，回火保持时间≥(0.65～1.0)×成品钢板厚度，回火保持时间为钢板中心温度达到回火温度时开始计时的保温时间，时间单位为min，厚度单位为mm；回火结束后钢板自然空冷至室温。

3.如权利要求2所述的优良塑韧性HT960钢板的制造方法，其特征是，步骤b)中加速冷却的停冷温度≤350℃。