CN102691015A - 一种低温韧性优良的TMCP型YP500MPa级厚板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及具有优良低温韧性的TMCP型YP500MPa级厚钢板，其重量百分比化学成分为：C：0.010-0.08％，Si：0.005-0.6％，Mn：0.5-2.50％，P≤0.015％，S≤0.005％，Nb：0.010-0.12％，Ti：0.005-0.03％，V＜0.120％，Cr≤1.50％，Mo≤0.80％，Cu≤1.2％，Ni≤1.60％，Al≤0.06％，Ca≤0.01％，N：0.003-0.008％，B≤0.0025％，O≤0.008％。余量为Fe和不可避免的其它杂质元素。其制造工艺中，连铸坯加热温度为1100-1250℃，再结晶区轧制温度为920-1170℃，非再结晶区轧制温度为680-910℃，精轧压缩比≥2T，T为成品厚度；冷却速度≥5℃/s，终止冷却温度为300-600℃。得到具有优良低温韧性的TMCP型YP500MPa级厚钢板。

Description

一种低温韧性优良的TMCP型YP500MPa级厚板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种具有优良低温韧性的TMCP型YP500MPa级钢板的生产制造方法，适合用于船舶及海洋平台。 

背景技术

随着造船工业的发展，对船体结构用钢性能的要求也越来越高，随着钢铁业的发展，具有高强度、优良韧性、可焊性以及高表面质量钢板的产量在不断增长，但船舶工业向大型化、轻量化、节能化发展以及船舶在一些特殊环境下的服役要求，使得对材料性能的要求愈加严格。 

各国船级社对船板钢的技术要求有所不同，但区别不大。按照各国船级社的材料规范，通常将船体结构用钢分为一般强度级别、高强度级别以及超高强度级别。一般强度级分为A，、B、D、E四个质量(韧性)级别，强度级别为235MPa，国内生产技术相对成熟；高强度级分为32kg、36kg、40kg级三个强度级别和AH、DH、EH、FH四个质量(韧性)级别，要求采用TMCP工艺生产，目前国内只有少数厂家能够生产和供货；超高强度级分为屈服420MPa、460MPa、500MPa、550MPa、620MPa、690MPa和AH、DH、EH、FH四个质量(韧性)级别，采用淬火+回火工艺和TMCP工艺皆可生产，但淬火+回火工艺生产流程长，工艺复杂，物流成本高，交货周期长，国内外目前主要研究考虑采用TMCP工艺生产超高强度船板钢，在保证质量性能的前提下，大大缩短生产成本和生产周期，但采用TMCP工艺生产超高强度船板钢目前在国内外还基本处于研究阶段。一般强度的船板钢主要用于建造沿海、内河和万吨级以下的海洋航区的船舶壳体，高强度船板钢由于具有强度高、综合性能好、能够减轻船体自重、提高载荷的优点，适用于建造远洋万吨级以上的船舶壳体，但目前世界上集装箱船规模越来越大，为提高集装箱船的运输效率，船的大型化是有效的，虽然为此进行了所用钢材的厚壁化，但采用高强船船板钢，其韧性有随厚 壁化而下降的倾向。而对于集装箱船，为实现运输高效化而采取的大型化和为节油而采取的轻量化是今后发展的必然方向，所以急需开发新一代具有更高的强度且高韧性的钢板，能使船体厚度减薄的同时强度性能不减，且高韧性化，提高船的可靠性和安全性。低温韧性优良的TMCP型YP500MPa级船舶及海洋平台用钢板即是针对这种技术要求而开发。 

JP9310119A公开了一种热影响区的韧性优异的钢板的制造方法，主要阐述了一种通过Mg-Ni合金的加入，应用氧化物冶金技术和TMCP工艺生产的一种具有大线能量焊接性能的厚板。与本专利相比，在合金成分设计上不同，最终产品达到的性能要求也不同，具体成分见表1的文献1。 

JP9279235A公开了一种热影响区的韧性优异的钢板的制造方法，与专利文献1类似，主要通过Mg氧化物冶金的方法，获得一种具有优良焊接热影响区韧性的厚板。与本专利相比，合金成分设计不同，具体见表1中的文献2。 

JP9279234A公开了一种在大热量输出焊接热影响区韧性优异的钢板的制造方法，与专利文献1、2相同，通过Mg氧化物冶金方法，获得具有大线能量焊接和优良焊接热影响区韧性的厚板生产制造方法，与本专利相比，在合金设计上不同，具体见表1中的文献3。 

JP9202920A公开了利用一种氧化物冶金技术生产的具有大线能量焊接性能和良好焊接热影响区冲击韧性的厚板；没有阐述其强度级别，成分设计与本发明不同，并且明确对DI＝(C/10)(sup1/2)(1+0.7Si)(5+5.1(Mn-1.2))(1+0.27Cu)(1+0.36Ni)(1+2.16Cr)(1+3Mo)的范围做了规定，因此在成分设计上更加严格，具体比较见表1中的文献4。 

JP62093346A公开了一种在焊接热影响区具有优良的COD值的高强度钢生产方法，与本专利在成分设计范围上不同，尤其是不同的C、Nb含量，在TMCP轧制过程中起到不同作用；另外，该专利产品性能主要体现焊接热影响区的性能，而本专利产品主要是在低温下具有优良冲击韧性的钢板，具体比较见表1中的文献5。 

KR20030053122A提出了一种屈服强度为350MPa钢板的成分设计和TMCP工艺方法。该专利采用0.06％～0.11％的较高碳含量，与该专利相比，本专利采用0.03％～0.08％的低C含量，同时采用高Nb路线，成分设计范 围不同。此外，二者TMCP工艺参数的范围和生产钢级也不同，不具可比性，具体比较见表1中的文献6。 

CN101177760A提出了一种高强度船用钢板及其生产方法，采用Ni、Cr、Mo元素合金化增加钢板淬透性，Mn含量控制在1.2％～1.6％，而本专利控制Mn含量在0.5％～2.5％，针对厚度达到80mm的厚板，本专利添加B元素以进一步增强钢板心部的冷却能力和使钢板厚度方向上性能均匀，提高厚钢板整体的强韧匹配性能，具体参见表1中的文献7。 

WO2007074989A公开了一种厚度方向性能均匀的焊接船板及其制造方法。与本专利C在0.03％～0.08％相比，该专利采用C在0.05％～1.0％的较高含量范围，影响厚钢板的低温韧性水平，且该专利对Ti/N和化学元素之间有严格限制： 

CP＝165x％C+6.8x％Si+10.2x％Mn+80.6x％Nb+9.5x％Cu+3.5x％Ni+12.5x％Cr+14.4x％Mo

CP＝40～50

与本发明不同，具体成分见表1中的文献8。 

JP2008214654A公开了一种抗止裂性能的钢板及其制造方法。与本专利相比，该专利采用C-Mn钢为基，选择性添加Nb、Ti微合金化元素或Ni、Cr、Mo等淬透性元素，且采用特殊的轧制工艺形成表面细晶粒组织来实现钢板的良好止裂性能。而本专利采用低C-Mn钢加Nb、Ti微合金化处理，采用TMCP工艺生产低温韧性优异的≤80mm厚钢板，且屈服强度达500MPa，化学成分设计原则和轧制工艺以及钢板目标性能与该专利皆不同，具体参见表1中的文献9。 

CN101705434A公开了一种具有超高强度和冲击韧性的船板钢及其制备方法。其与本发明相比，该技术限定C在0.3％～0.5％、Mn含量在0.8％～0.9％的很小范围，极大的增加生产难度，且要求必须用Al脱氧，此外，轧制工艺采用热轧+热处理方法。该技术化学成分设计和轧制工艺与本发明不同，具体成分见表1中的文献10。 

发明内容

本发明的目的在于提供一种具有优良低温韧性的TMCP型YP500MPa 级船体结构用厚板及其生产方法。成份采用低C路线，适当Mn含量，Nb、Ti微合金化，并添加Ni、Mo、Cu等合金元素，应用TMCP方式生产，生产周期短。该钢板厚度规格达到80mm，甚至达到100mm，屈服强度大于500MPa，-60℃低温冲击韧性优异，可用于制造大型船体结构和海洋平台结构。 

为实现上述目的，本发明的具有优良低温韧性的TMCP型YP500MPa级厚钢板，其化学成分(量百分比wt％)为：C：0.010-0.08％，Si：0.005-0.6％，Mn：0.5-2.50％，P≤0.015％，S≤0.005％，Nb：0.010-0.12％，Ti：0.005-0.03％，V＜0.120％，Cr≤1.50％，Mo≤0.80％，Cu≤1.2％，Ni≤1.60％，Al≤0.06％，Ca≤0.01％，N：0.003-0.008％，B≤0.0025％，O≤0.008％。余量为Fe和不可避免的其它杂质元素。 

本发明所述屈服500MPa级厚规格高强度高韧船板钢的化学成分限定理由如下： 

碳：钢中最经济、最基本的强化元素，通过固溶强化和析出强化对提高钢的强度有明显作用，但是提高C含量对钢的延性、韧性和焊接性有负面影响，因此近代钢的发展过程是不断降低C含量的过程。降低C含量一方面有助于提高钢的韧性，另一方面可改善钢的焊接性能，尤其对于厚度规格达到80mm及以上厚度的钢板，C含量应该小于0.08％，故设定C含量范围在0.010-0.08％。 

锰：通过固溶强化提高钢的强度，是钢中补偿因C含量降低而引起强度损失的最主要且最经济的强化元素。Mn还是扩大γ相区的元素，可降低钢的γ→α相变温度，有助于获得细小的相变产物，可提高钢的韧性、降低韧脆转变温度。因此对FH500的Mn含量设计在0.5-2.5％范围。 

铌：是现代微合金化钢中最主要的元素之一，对晶粒细化的作用十分明显。通过热轧过程中NbC应变诱导析出阻碍形变奥氏体的回复、再结晶，经控制轧制和控制冷却使非再结晶区轧制的形变奥氏体组织在相变时转变为细小的相变产物，以使钢具有高强度和高韧性，本发明配合适量C含量，充分发挥NbC的作用，设计Nb含量范围在0.010-0.12％。 

钛：强固N元素，Ti/N的化学计量比为3.42，利用0.02％左右的Ti就可固定钢中60ppm以下的N，在板坯连铸时可形成细小的高温稳定的 TiN析出相。这种细小的TiN粒子可有效地阻碍板坯再加热时的奥氏体晶粒长大，有助于提高Nb在奥氏体中的固溶度，同时对改善焊接热影响区的冲击韧性有明显作用，故本发明设计Ti含量范围0.005-0.030％. 

钼：提高淬透性的元素，扩大γ相区，推迟γ→α相变时先析出铁素体形成、促进针状铁素体形成的主要元素，对控制相变组织起重要作用，能有效提高材料强度；尤其在低合金厚板钢中添加少量的Mo能延长珠光体的孕育期，降低相变温度，降低贝氏体转变的临界冷速，有利于在较宽的冷速范围内促进贝氏体转变，使厚钢板具有较好的工艺适应性，能有效改善钢板厚度方向上强韧性能的稳定性。故本发明设计Mo含量≤0.80％。 

硫、磷：不可避免的钢中有害杂质元素，易形成偏析、夹杂等缺陷，恶化船板钢的焊接性能、冲击韧性。因此，本发明中厚规格EH500钢中控制P≤0.015、S≤0.005，且须通过Ca处理夹杂物改性技术，使夹杂物形态球化且分布均匀，减少其对韧性的影响。 

铜、镍：可通过固溶强化作用提高钢的强度，同时Cu还可改善钢的耐蚀性，Ni的加入主要是改善Cu在钢中易引起的热脆性，且对韧性非常益，在厚规格钢中还可补偿因厚度的增加而引起的强度下降。本发明设计Cu含量范围为≤1.20％，Ni含量范围为≤1.6％。 

铬：提高钢的淬透性的重要元素，可以单独或者复合添加，对于厚规格船板及海洋平台用钢而言添加较高Cr含量可以有效提高淬透性以弥补厚度带来的强度损失，改善厚度方向上性能的均匀性；但太高的铬和锰同时加入钢中，会导致低熔点Cr-Mn复合氧化物形成，在热加工过程中形成表面裂纹，同时会严重恶化焊接性能。因此本发明中Cr含量应限定在0-1.5％。 

钒：在钢中可起到固溶强化的作用，另一方面，V在较低温度轧制时的析出可阻碍位错的运动，使奥氏体中有大量的位错，促进贝氏体形核，细化贝氏体最终组织，但过量V会对钢板的韧性和焊接产生不利影响，故综合考虑，本发明中加入0-0.12％的V，根据工艺和需要进行选择性添加。 

钙：钙处理可以有效改变钢中硫化物形态，使易于变形的条状夹杂变为不易变形的、稳定细小的球状夹杂，提高钢板的Z向性能，另外还可以改善钢的低温韧性，保证力学性能的各向同性。若含量过多则对钢的韧性 易造成损害，甚至影响钢的焊接性能。本发明中Ca含量范围为0-0.01％。 

氮：氮的在钢中易与Ti、V等元素生产粗大析出物，降低钢的韧性、焊接性能、热应力区韧性，使钢材脆性增加；另一方面氮会造成连铸坯开裂，故对于高等级的船板和海洋工程用钢，应该尽量控制N含量。 

Al铝：为了脱氧而加入钢中的元素，添加适量的Al有利于细化晶粒，改善钢材的强韧性能。 

B硼：强淬透性元素，尤其针对厚度较大的钢板，增加B元素能有效的增强钢板心部的冷却能力，增强钢板心部的强韧性能，使大厚度钢板的整体性能均匀、稳定，但B含量过多不利于钢板的韧性，故设计B含量≤0.0025％。 

本发明的另一个目的是提供上述具有优良低温韧性的TMCP型YP500MPa级厚钢板的制造方法。 

热轧工艺：采用300mm厚连铸坯，加热温度1100-1250℃，再结晶区轧制温度范围：920-1170℃，非再结晶区轧制温度范围680-910℃，精轧压缩比≥2T(T：成品厚度)，冷却速度≥5℃/s，终止冷却温度300-600℃。 

优选地，再结晶区轧制温度为940-1130℃。 

优选地，非再结晶区轧制温度为680-850℃。 

优选地，冷却速度为5-15℃/s。 

优选地，终止冷却温度为300-560℃。 

因此，针对微合金化低碳针状铁素体组织具有高强度高韧性和良好焊接性能的特点，以晶粒细化、相变强化、析出强化和位错强化等材料强化理论为基础，借鉴宝钢长期船板钢生产经验和具有低碳针状铁素体组织特征的超高强度船板钢的试验室研究结果，对具有针状铁素体FH500高强船板钢的成分设计采用了较低的碳含量、Nb、Ti微合金化以及添加Ni、Mo、Cu的成分设计。炼钢工艺采用夹杂物形态控制的纯净钢冶炼技术，热轧工艺采用了控轧控冷的热机械处理技术，通过合理的成分和工艺进行最终产品的组织控制，以获得具有高强度高韧性的低碳针状铁素体组织。 

随着世界经济的发展和贸易的增长，船舶需求量不断上升；随着海上能源的开发，各类工程船舶的需求持续增长；21世纪，人类将面向海洋，致力于海洋生物和矿产资源的开发，船舶及海洋工程的研究领域也将扩 大；在政治影响未消除前，各国仍在大力增强海军力量，开发建造新型海军舰艇。从民用和军用双方面来看，船舶工业都有着广阔的发展前景。本发明的目的是提供一种具有-60℃下低温韧性优良的YP500MPa级TMCP钢板及其制造方法，主要体现在通过合理的成分设计和工艺控制，制造最大厚度达到100mm的厚规格船体用钢板，屈服强度达到500MPa，且具有优良的可焊性，可用于制造超大型集装箱船等船体结构和海洋平台结构。本专利成分设计采用低碳成分体系，以C-Mn系为基，辅以少量Cu、Ni、Mo、Cr合金化以及微Nb、Ti处理技术，特别是采用较高含量的Nb含量，提高钢板的非再结晶区温度，扩大精轧温度区域，同时，利用，；在工艺上采用TMCP轧制技术，较低的再加热温度、合理的精轧压缩比控制、合适的终轧温度以及精确的冷却控制，在保证钢板性能稳定性的同时具有良好的板形。 

本发明与现有技术的专利文献技术比较，主要区别在于成分设计以及工艺控制上，成分设计如表1所示。 

通过与国内外专利文献对比可发现，本发明钢采用经济的成份设计方法和厚板轧制制造工艺，不经过热处理，可生产具有高的强度、良好的低温冲击韧性以及良好的焊接性能(低的Pcm指数)的FH500级船体结构用厚钢板，与现有的专利在成分设计或工艺设计上存在较大差别。 

本发明钢板与现有专利文献技术相比，具有如下优点： 

(1)与以往上述已经申请的专利相比，采用TMCP工艺生产最大厚度规格达到100mm的钢板，屈服强度≥500MPa，且低温冲击功在-60℃温度下大于120J，表现出非常优良的低温韧性。 

(2)它以低碳为特点，采用控制轧制控制冷却技术，节省能源，工序简单，且能保证强度和厚规格钢板的冲击韧性以及良好焊接性能之间的匹配。 

具体实施方式

以下通过具体实施例对本发明的特点进行详细说明。 

本发明的实施例主要按照表2所示的成分并按照如下工艺制造厚板： 

板坯加热温度：1100-1250℃；再结晶控制轧制温度：940-1130℃；非再结晶轧制温度范围：680-850℃；终止冷却温度：300-600℃；冷却速度：5-15℃/s。 

实施例1 

用于制造厚度规格为30mm的高强船板钢。热轧工艺加热温度：1200℃，再结晶区轧制温度范围1130-980℃，中间待温厚度100mm，非再结晶区温度范围800-760℃。终止冷却温度380-400℃。冷却速度12-15℃/s。 

实施例2 

用于制造厚度规格为40mm的高强船板钢。热轧工艺加热温度：1130℃，再结晶区轧制温度范围1130-950℃，中间待温厚度120mm，非再结晶区温度范围800-750℃。终止冷却温度380-400℃。冷却速度12-15℃/s。 

实施例3 

用于制造厚度规格为88mm的高强船板钢。热轧工艺加热温度：1130℃，再结晶区轧制温度范围1100-950℃，中间待温厚度200mm，非再结晶区温度范围760-720℃。终止冷却温度330-360℃。冷却速度5-8℃/s。 

实施例4 

用于制造厚度规格为88mm的高强船板钢。热轧工艺加热温度：1200℃，再结晶区轧制温度范围1130-960℃，中间待温厚度200mm，非再结晶区温度范围760-720℃。终止冷却温度330-360℃。冷却速度5-8℃/s。 

实施例5 

用于制造厚度规格为50.0mm的高强船板钢。热轧工艺加热温度：1130±20℃，再结晶区轧制温度1130-980℃，中间待温厚度150mm，非再结晶区轧制温度780-740℃。终止冷却温度380-400℃。冷却速度10-12℃/s。 

实施例6： 

用于制造厚度规格为98mm的高强船板钢。热轧工艺加热温度：1130℃，再结晶区轧制温度范围1100-950℃，中间待温厚度200mm，非再结晶区温度范围740-710℃。终止冷却温度300-330℃。冷却速度5-8℃/s。 

实施例7 

用于制造厚度规格为68.0mm厚的FH500级高强船板钢。热轧工艺加热温度：1130±20℃，再结晶区轧制温度范围1130-960℃，中间待温厚度170mm，非再结晶区温度范围780-720℃。终止冷却温度360-380℃。冷却速度8-10℃/s。 

实施例8 

用于制造厚度规格为100mm的高强船板钢。热轧工艺加热温度：1200℃，再结晶区轧制温度范围1130-960℃，中间待温厚度200mm，非再结晶区温度范围740-690℃。终止冷却温度300-330℃。冷却速度5-8℃/s。 

实施例9： 

用于制造厚度规格为80.0mm厚的FH500级高强船板钢。热轧工艺加热温度：1130±20℃，再结晶区轧制温度范围1100-940℃，中间待温厚度200mm，非再结晶区温度范围760-710℃。终止冷却温度310-350℃。冷却速度6-8℃/s。 

实施例10： 

用于制造厚度规格为80.0mm的高强船板钢。热轧工艺加热温度：1150±20℃，再结晶区轧制温度范围1130-950℃，中间待温厚度200mm，非再结晶区温度范围760-720℃。终止冷却温度300-330℃。冷却速度6-8℃/s。 

实验例 

采用上述不同的实施工艺进行轧制，并对成品板进行棒状拉伸(Φ10mm)、-60℃下全尺寸夏比冲击(10×10×55mm)试验检验，得到的性能结果如表3所示。 

表3实施例的性能结果 

与以往的传统生产船板的方法相比，采用TMCP技术生产的船板具有更好的焊接性能和韧性及更低的制造成本。根据本发明进行的实施例，可以预计本发明在设备条件允许的情况下，生产操作较易进行，具有一定的推广应用的可能性。尤其随着世界经济的发展和贸易的增长，船舶需求量不断上升。从民用和军用双方面来看，船舶工业都有着广阔的发展前景。因此，具有优良低温韧性的高强度级别TMCP型YP500MPa船板钢具有广阔的应用前景。 

Claims (10)

1.具有优良低温韧性的TMCP型YP500MPa级厚钢板，其重量百分比化学成分为：C：0.010-0.08％，Si：0.005-0.6％，Mn：0.5-2.50％，P≤0.015，S≤0.005，Nb：0.010-0.12％，Ti：0.005-0.03％，V＜0.120％，Cr≤1.50％，Mo≤0.80％，Cu≤1.2％，Ni≤1.60％，Al≤0.06％，Ca≤0.01％，N：0.003-0.008％，B≤0.0025％，O≤0.008％。余量为Fe和不可避免的其它杂质元素。

2.如权利要求1所述的厚钢板，其特征在于，钢板的厚度为30-100mm，优选40-100mm，更优选80-100mm。

3.如权利要求1或2所述的厚钢板，其特征在于，V：0.02-0.10％，或Mo：0.3-0.5％，或Cu：0.10-0.40％，或Ni：0.3-1.5％，或Cr：0.3-1.5％。

4.如权利要求1-3任一所述的厚钢板，其特征在于，屈服强度为500MPa以上，-60℃冲击韧性大于120J。

5.如权利要求1-4任一所述的厚钢板的制造方法，包括：

连铸坯加热温度为1100-1250℃，再结晶区轧制温度为920-1170℃，非再结晶区轧制温度为680-910℃，精轧压缩比≥2T，T为成品厚度；

冷却速度≥5℃/s，终止冷却温度为300-600℃。

6.如权利要求5所述的方法，其特征在于，再结晶区轧制温度为1130-940℃。

7.如权利要求5或6所述的方法，其特征在于，非再结晶区轧制温度为720-850℃。

8.如权利要求5-7任一所述的方法，其特征在于，冷却速度：5-15℃/s。

9.如权利要求5-8任一所述的方法，其特征在于，终止冷却温度为300-560℃。

10.如权利要求5-9任一所述的方法制造的具有优良低温韧性的TMCP型YP500MPa级厚钢板，其厚度为30-100mm，优选为80-100mm，屈服强度为500MPa以上，-60℃冲击韧性为120J以上。