CN102719757B - 无镍高韧性80公斤级高强钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种无镍高韧性80公斤级高强钢及其制造方法，采用超低C－超低Si－中Mn－(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，且Als≥10×[(%N_total)－0.292(%Ti)]，Mn/C≥12，(%C)×(%Si)≤0.01、[(%Cr)+1.3(%Mo)]×[(%V)+(%C)]≥0.087，Ca处理，且Ca/S比1.00～3.00，(%Ca)×(%S)^0.18≤2.5×10^-3，F×DI指数×ζ≥2.0×成品钢板厚度，ζ为在线DQ淬透性贡献因子、F为B元素淬透性贡献因子，优化DQ(TMCP)＋离线回火工艺(T)，钢板显微组织为细小低碳回火马氏体＋回火下贝氏体，平均晶团尺寸20μm以下，获得优良的强塑性、强韧性，特别适用于水电压力水管、钢岔管、涡壳、海洋平台、大型工程机械等大型钢结构及设备。

Description

无镍高韧性80公斤级高强钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及低碳(高强度)低合金钢，特别涉及无镍高韧性80公斤级高强钢及其制造方法，该高强钢的抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥690MPa、-40℃夏比横向冲击功(单个值)≥47J、断裂延伸率δ₅≥18%、优良焊接性。

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，人们对高强钢的韧性、塑性、焊接性提出更高的要求，即钢板在低温状态下，具有高强度、高延伸率、抗脆性断裂及塑性失稳断裂能力的同时，钢板焊接性能优良；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强调质钢冷热加工性及服役过程中的安全可靠性。

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，使高强钢获得更优良的强塑性、强韧性匹配。

传统的抗拉强度≥780MPa的高强钢板主要通过离线调质工艺(RQ＋T)生产；这就要求钢板必要具有足够高的淬透性与淬硬性，即淬透性指数DI≥2×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)】，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性，因而不可避免地向钢中加入大量Cr、Mo、Ni、Cu等合金元素，尤其加入大量的Ni元素不可避免。如日本专利昭59-129724；平1-219121等所公开的。更重要的是采用传统调质钢成分体系与制造工艺，不仅钢板制造周期长，制造成本高，含Cu、Ni高的废钢处理困难、限制了废钢回收再利用的效能；而且对于传统调质工艺生产的80公斤级调质钢，由于钢板合金含量较高，导致钢板延伸率较低、屈强比较高、焊接性较差(焊接冷裂纹敏感性高、焊接热影响区脆化度高、再热裂纹敏感等)、板厚方向性能均匀性控制难度较大等特点；而较低的延伸率不仅不利于钢板冷热加工性能，而且对钢板的抗疲劳性能、抗应力集中敏感性及结构稳定性影响较大，在水电工程中的压力水管与钢岔管、火电汽轮发电机及海洋平台结构、船用浮吊及巨型挖掘机等大型工程建设和大型装备上使用时，存在安全较大的隐患；因此大型疲劳重载钢结构采用高强钢时，一般希望80公斤级高强钢具有优良的强韧性、强塑性匹配，尤其抗拉延伸率δ₅在18%以上。

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，如日本专利昭63－93845、昭63－79921、昭60－258410、特平开4－285119等。

中国专利“具有优良焊接性低屈强比HT780钢板及其制造方法”、“强韧性、强塑性的钢板及其制造方法”、“80公斤级超厚调质钢板及其制造方法”所公开的钢板综合力学性能也达到很高水平：抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥690MPa、-40℃及其以下温度夏比横向冲击功(单个值)≥47J，钢板焊接性优良，但是钢板中均不可避免地加入一定量的Cu、Ni合金元素，尤其要加入数量较多的Ni元素；还有如中国专利“低成本80公斤级特厚调质钢板及其制造方法”，其钢板化学成分不含Cu、Ni元素，但是冲击韧性只能满足-20℃及其以上温度要求。此外，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；而且采用离线淬火＋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

本发明的目的在于设计一种无镍高韧性80公斤级高强钢及其制造方法，采用在线DQ＋T相结合，在不添加Cu、Ni合金元素的基础上，获得高强度的同时，钢板塑韧性、焊接性也同样优异，并成功地解决了高强钢板强度、塑性、低温韧性及焊接性之间的相互矛盾的问题。

本发明的技术方案是：

本发明采用超低C－超低Si－中Mn－(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，且Als≥10×[(%N_total)－0.292(%Ti)]，Mn/C≥12，控制(%C)×(%Si)≤0.01、[(%Cr)+1.3(%Mo)]×[(%V)+(%C)]≥0.087，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≥2.0×成品钢板厚度等冶金技术控制手段，其中ζ为在线DQ淬透性贡献因子、F为B元素淬透性贡献因子，优化DQ(TMCP)＋离线回火工艺(T)，使成品钢板的显微组织为细小低碳回火马氏体＋回火下贝氏体，平均晶团尺寸在20μm以下，获得优良的强塑性、强韧性的80公斤级高强度钢板，特别适用于水电压力水管、钢岔管、涡壳、海洋平台、大型工程机械等大型钢结构及设备。

要获得抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥690MPa、-40℃夏比横向冲击功(单个值)≥47J、断裂延伸率δ₅≥18%、优良焊接性的高强钢板；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，对高强调质钢而言，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，780MPa级别钢板显微组织应该为低碳回火马氏体＋低碳回火下贝氏体，并改善马氏体与贝氏体本征塑韧性；其次马氏体、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以下是必要的；此外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，提高钢板强韧性匹配；

具体地，本发明的无镍高韧性80公斤级高强钢，其成分重量百分比为：

C：0.07%～0.12%

Si：≤0.10%

Mn：1.00%～1.50%

P：≤0.013%

S：≤0.0030%

Cr：0.40%～0.70%

Mo：0.20%～0.50%

B：0.0010%～0.0018%

Ti：0.008%～0.015%

Als：0.025%～0.060%

V：0.025%～0.055%

N：≤0.0060%

Ca：0.001%～0.003%

其余为Fe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：Mn/C≥12；确保钢板在－40℃条件下为断裂行为为塑性断裂。

(%C)×(%Si)≤0.01，提高马氏体/贝氏体板条本征塑韧性的同时，促进下贝氏体BL形成，细化钢板的晶团尺寸，改善母材钢板低温韧；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。

[(%Cr)+1.3(%Mo)]×[(%V)+(%C)]≥0.087，确保钢板抗回火软化性，保证80公斤级调质钢板强韧性、强塑性匹配及抗焊接SR软化性。

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、抗裂性与止裂性、焊接性、抗SR特性、抗层状撕裂性能。

有效淬透性指数D_eff＝F×DI×ζ≥2.00×t，确保钢板强度、低温韧性、塑韧性及沿板厚方向钢板性能均匀，其中，ζ为在线DQ淬透性贡献因子，ζ取值1.2；F为B元素淬透性贡献因子，当钢中存在固溶[B]时且[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，单位，mm；以确保780MPa级DQ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。系数取2也是为保证钢板强韧性匹配。

注：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。

在本发明成分设计中：

C对高强调质钢的强度、低温韧性、延伸率及焊接性影响很大，从改善高强调质钢本征塑韧性与焊接性角度，希望钢中C含量控制得较低；但是从高强调质钢的淬透性、强塑性、强韧性匹配、DQ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80公斤级高强调质钢；因次C含量合理范围为0.09%～0.14%。

Mn作为最重要的合金元素在钢中除提高调质钢的强度外，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DQ及焊接过程中易形成异常组织，导致高强调质钢的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含量范围对于高强度调质钢板极其必要，适合Mn含量为1.00%～1.50%，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80公斤调质钢板强度，但是采用Al脱氧的钢水，Si的脱氧作用不大，Si虽然能够提高调质钢板的强度，但是Si降低马氏体形成的临界冷却速度，抑制下贝氏体形成，严重损害高强调质钢板的低温韧性、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极低，因此，钢中Si含量控制在0.10%以下。

P作为钢中有害夹杂对调质钢板的机械性能，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、－40℃韧性及优良强韧性匹配的调质钢板，P含量需要控制在≤0.013%。

S作为钢中有害夹杂对调质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、－40℃韧性及优良强韧性匹配的调质钢板，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，回火及焊接热循环过程中，含铬碳化物在原奥氏体晶界析出聚集长大，严重损害钢板的低温韧性与焊接性，尤其焊接接头SR性能；但是对于80公斤级高强调质钢DQ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0.40%～0.70%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，因此Mo在大幅度提高钢板强度的同时，降低了高强调质钢的低温韧性、延伸率；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80公斤级高强调质钢板，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0.20%～0.50%之间。

B含量控制在0.0010%～0.0018%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0.008%～0.015%之间，抑制板坯加热、DQ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0.015%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，严重脆化高强调质钢显微组织。

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0.025%～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/马氏体板条中弥散析出，提高DQ调质钢板的强度。V添加过少，析出的V(C,N)太少，不能有效提高80公斤级DQ调质钢的强度；V添加量过多，高于0.055%，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%。

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，因此Ca含量的合适范围为0.0010%～0.0030%。

本发明的无镍高韧性80公斤级高强钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述成分冶炼，铸造采用连铸浇铸，中间包浇注过热度控制在8℃～30℃，拉速控制在0.6m/min～1.0m/min，结晶器液面波动控制在≤5mm；

2)轧制，钢板总压缩比即板坯厚度/成品钢板厚度≥3.0第一阶段为普通轧制，板坯加热温度控制在1100℃～1180℃之间；道次采用低速大压下轧制，轧制速度≤1.20m/s，轧制道次压下率≥8%；

第二阶段采用再结晶控制轧制，控轧开轧温度900℃～950℃，轧制道次压下率≥10%，再结晶区累计压下率≥50%，终轧温度860℃～900℃；

3)冷却

再结晶控轧结束后，随即对钢板进行加速冷却，开冷温度850℃～890℃，冷却速度≥8℃/s，停冷温度控制在≤350℃；

4)保温

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30min，保温工艺为钢板表面温度大于300℃的条件下至少保温36小时；

5)回火

钢板回火温度为600～640℃，回火保持时间≥(0.60～1.00)×t，t为钢板厚度，mm；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；回火结束后钢板自然空冷至室温。

进一步，连铸浇铸过程中，结晶器液面波动控制在≤5mm。

根据本发明钢板的成分体系及钢板强度、塑性及低温韧性要求，设计本发明制造工艺。

其中，板坯加热温度控制在1100℃～1180℃之间，保证板坯烧透同时奥氏体晶粒不发生反常变大。

为确保超高强度调质钢板显微组织均匀细小，钢板总压缩比(板坯厚度/成品钢板厚度)≥3.0。

轧制采用两阶段轧制，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]≥5ppm，板坯加热温度控制在1100℃～1180℃之间；道次采用低速大压下轧制，轧制速度≤1.20m/s，轧制道次压下率≥8%，以保证钢板显微组织均匀细小。第二阶段采用再结晶控制轧制，控轧开轧温度900℃～950℃，轧制道次压下率≥10%，再结晶区累计压下率≥50%，终轧温度860℃～900℃。

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30min，保温工艺为钢板表面温度大于300℃的条件下至少保温36小时，保证钢板脱氢充分，防止产生氢致裂纹。

钢板回火温度(板温)为600～640℃，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≥(0.60～1.00)×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780MPa级高强度调质钢板的同时，钢板的塑韧性、焊接工艺性也同样优异，并成功地解决了高强调质钢板强度、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；在线淬火不仅缩短了制造周期、降低了钢板制造成本，更重要的是本发明钢板采用在线DQ＋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Cu、Ni、Mo、Cr等)，获得高强度、优良的强塑性/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，尤其对于高强度调质钢板，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与工序，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；本发明形成了具有宝钢特色的高技术、高附加值80公斤级调质钢板制造一贯制工艺技术，提升了宝钢的品牌形象和核心竞争力。

附图说明

图1为本发明实施例5钢的显微组织(1/4厚度)照片。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明作进一步说明。

本发明实施例钢的成分参见表1，表2~表5为本发明实施例钢的制造工艺。表6为本发明实施例钢的性能。

参见图1，其为本发明实施例5的显微组织(1/4厚度)照片。通过成分、TMCP及后续的回火工艺结合，钢板的显微组织为细小低碳回火马氏体＋回火下贝氏体，平均晶团尺寸在20μm以下。

表1    单位：重量百分比

表2

表3

表4

表5

表6

本发明通过钢板合金元素的组合设计与DQ+T工艺相结合，在获得优良780MPa级高强度钢板的同时，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；该发明采用在线DQ＋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Cu、Ni、Mo、Cr等)，获得高强度、优良的塑韧性/强韧性；这不仅减少了合金成本、减少制造工序、缩短制造周期，更重要的是改善了钢板的焊接性，尤其对于80公斤级高强度调质钢板，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与工序。

本发明780MPa级高强度钢板主要用作制造水电工程的压力水管、涡壳与钢岔管、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。随着我国国民经济不断地发展，建设节约型和谐社会的要求；国家基础工程建设、清洁能源工程建设(如水电工程、风电)、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——780MPa级高强度调质钢板具有广阔的市场前景；780MPa级高强度钢板低成本制造技术对于我国还属于一种全新的工艺技术，除宝钢以外，国内其它钢铁企业研究开发刚刚起步，高性能780MPa级超高强度DQ型钢板已成功试制，钢板实物综合力学性能及焊接性优良，具备批量供货条件。

Claims (3)

1.无镍高韧性80公斤级高强钢，其成分重量百分比为：

C：0.07%～0.12%

Si：≤0.10%

Mn：1.00%～1.50%

P：≤0.013%

S：≤0.0030%

Cr：0.40%～0.70%

Mo：0.20%～0.50%

B：0.0010%～0.0018%

Ti：0.008%～0.015%

Als：0.025%～0.060%

V：0.025%～0.055%

N：≤0.0060%

Ca：0.001%～0.003%

其余为Fe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：Mn/C≥12；

(%C)×(%Si)≤0.01；

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；

[(%Cr)+1.3(%Mo)]×[(%V)+(%C)]≥0.087；

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≥2.00×t，其中，ζ为在线DQ淬透性贡献因子，ζ取值1.2；F为B元素淬透性贡献因子，当钢中存在固溶[B]时且[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，单位，mm；

成品钢板的显微组织为细小低碳回火马氏体＋回火下贝氏体，抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥690MPa、-40℃夏比横向冲击功(单个值)≥47J、断裂延伸率δ₅≥18%、优良焊接性。

2.如权利要求1所述的无镍高韧性80公斤级高强钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按权利要求1的成分冶炼，铸造采用连铸浇铸，中间包浇注过热度

控制在8℃～30℃，拉速控制在0.6m/min～1.0m/min；

2)轧制，钢板总压缩比即板坯厚度/成品钢板厚度≥3.0

第一阶段为普通轧制，板坯加热温度控制在1100℃～1180℃之间；道次采用低速大压下轧制，轧制速度≤1.20m/s，轧制道次压下率≥8%；第二阶段采用再结晶控制轧制，控轧开轧温度900℃～950℃，轧制道次压下率≥10%，再结晶区累计压下率≥50%，终轧温度860℃～900℃；

3)冷却

再结晶控轧结束后，随即对钢板进行加速冷却，开冷温度850℃～890℃，冷却速度≥8℃/s，停冷温度控制在≤350℃；

4)保温

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30min，保温工艺为钢板表面温度大于300℃的条件下至少保温36小时；

5)回火

钢板回火温度为600～640℃，回火保持时间≥(0.60～1.00)×t，t为钢板厚度，mm；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；回火结束后钢板自然空冷至室温；获得的成品钢板的显微组织为细小低碳回火马氏体＋回火下贝氏体，抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥690MPa、-40℃夏比横向冲击功(单个值)≥47J、断裂延伸率δ₅≥18%、优良焊接性。

3.如权利要求2所述的无镍高韧性80公斤级高强钢的制造方法，其特征是，连铸浇铸过程中，结晶器液面波动控制在≤5mm。

Images