CN102851589B - 低屈强比可超大热输入焊接低温结构用钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

低屈强比可超大热输入焊接低温结构用钢及其制造方法，其成分重量百分比为：C：0.035％～0.065％、Si：≤0.15％、Mn：1.30％～1.60％、P：≤0.013％、S：≤0.003％、Cu：0.10％～0.40％、Ni：0.30％～0.80％Als：0.005％～0.025％、Nb：0.008％～0.020％、Ti：0.007％～0.015％、N：0.0040％～0.0080％、B：0.0010％～0.0035％、Ca：0.0010％～0.0040％其余为Fe和不可避免的夹杂。采用优化TMCP工艺，使成品钢板的显微组织为铁素体+弥散分布的贝氏体，平均晶粒尺寸在15μm以下，获得均匀优异的力学性能和优良的焊接性，特别适用于低温压力容器(LPG用钢)、极地海洋结构及极地桥梁结构用钢等。

Description

低屈强比可超大热输入焊接低温结构用钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及低温结构用钢及其制造方法，特别涉及低屈强比可超大热输入焊接低温结构用钢及其制造方法，该低温结构用钢屈服强度≥420MPa、抗拉强度≥590MPa、－80℃冲击功(单值)≥47J、屈强比≤0.80，且可超大热输入焊接。

背景技术

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、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，人们对钢的强韧性及焊接性提出更高的要求，即在钢板在维持较低的制造成本的同时大幅度地提高性能，以减少钢材的用量节约成本，减轻钢结构的自身重量，提高结构的安全性。从二十世纪末到至今，世界范围内掀起了发展新一代钢铁材料研究高潮，要求在不增加贵重合金元素，如Ni、Cr、Mo、Cu等含量，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和更优良的焊接性。

现有屈服强度≥415MPa、－60℃的低温冲击韧性≥34J的厚钢板时，一般要在钢中添加一定量的Ni或Cu＋Ni元素(≥0.30%)，以确保母材钢板在-60℃条件下，具有优良的冲击韧性；但是－80℃条件下钢板冲击韧性显著劣化，无法满足－80℃冲击功(单值)≥47J，更不用说超大热输入(≥200KJ/cm)焊接条件下焊接热影响区(HAZ)韧性达到－80℃Akv≥34J。大量专利文献只是说明如何实现母材钢板的低温韧性，对于如何在焊接条件下，获得优良的热影响区(HAZ)低温韧性说明的较少，尤其采用超大热输入焊接时如何保证热影响区(HAZ)的低温韧性少之又少，且为了保证钢板的－80℃超低温韧性，钢中一般均加入较大数量的Ni(或Cu＋Ni)元素；但是钢板超大热输入焊接热影响区(HAZ)超低温韧性更无法达到－80℃要求。

目前改善超大热输入焊接钢板热影响区(HAZ)低温韧性的有采用氧化物冶金技术，该技术也只是解决-60℃及其以上温度条件下焊接热影响区冲击韧性的问题，对于超大热输入焊接热影响区－80℃冲击韧性也不能满足要求。

中国专利ZL200610025126.X公开的“可超大线能量焊接低温用厚钢板钢及其制造方法”成功地解决了-60℃条件下母材与超大热输入焊接热影响区低温冲击韧性的技术问题，但是该发明不能解决-80℃条件下母材低温韧性的技术问题，更不用说解决超大热输入焊接热影响区-80℃低温冲击韧性。本发明目标就是要解决-80℃条件下母材与超大热输入焊接热影响区低温冲击韧性技术问题的同时，实现低屈强比(≤0.80)，并成功地避开了新日铁公司专利的技术封锁，开发出具有宝钢特色的超大热输入焊接、低屈强比低温用钢的制造技术。

发明内容

本发明的目的在于提供一种低屈强比可超大热输入焊接低温结构用钢及其制造方法，通过简单的合金元素的组合设计，不添加大量贵重合金元素(尤其Ni、Cu)的基础上，通过优化TMCP制造工艺，使成品钢板的显微组织为铁素体＋弥散分布的贝氏体，平均晶粒尺寸控制在15μm以下；在获得优异的母材钢板－80℃低温韧性与低屈强比的同时，超大热输入焊接条件下HAZ－80℃低温韧性也同样优异，实现了高强度、低屈强比及优良焊接性的有机统一，特别适用于低温压力容器、极地海洋结构及桥梁结构等。此外，本发明通过在线TMCP控制过程进行实施，消除热处理工艺过程；不仅可以缩短钢板制造周期、降低钢板制造成本；而且降低了钢板生产组织难度、提高生产运行效率。相对较低的成分设计(尤其Cu、Ni含量)，大幅度降低了钢板的碳当量与Pcm指数，极大改善了钢板焊接性，尤其超大热输入焊接性，使用户现场焊接制作效率大幅度地提高，节约了用户构件制造的成本，缩短了用户构件制造的时间，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。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

本发明采用低C－低Si－高Mn－超低Als－中N－(Ti＋B)微合金化处理的低合金钢作为基础，大幅度降低钢中Als的含量，控制Ni当量≥0.65%、Ni/Cu≥0.8、0.8≤Nb/Ti≤2.0、23≤M/C≤43、Ti/N在1.0～2.0之间且0.714[(%N_total)－0.292(%Ti)－0.052Als]≤B≤0.714[(%N_total)－0.292(%Ti)]、Ca处理且Ca/S比控制在1.0～3.0之间及(%Ca)×(%S)^0.28≤1.0×10^－3等冶金技术手段，优化TMCP(Thermo-mechanical control process，热机械控制过程)工艺，使成品钢板的显微组织为铁素体＋弥散分布的贝氏体，平均晶粒尺寸在15μm以下，获得均匀优异的力学性能和优良的焊接性，特别适用于低温压力容器(LPG用钢)、极地海洋结构及极地桥梁结构用钢等。

改善钢板超大热输入焊接冶金学分析

就60公斤级钢板而言，改善大热输入焊接HAZ韧性主要有两种基本思路－－奥氏体晶界钉扎法与奥氏体晶粒分割法。

所谓奥氏体晶界钉扎法就是采用热稳定性高的第二相粒子，使其以细小弥散的状态均匀分布在钢中，钉扎大热输入焊接热循环过程中HAZ的奥氏体晶界，抑制HAZ的奥氏体晶粒长大，随后通过焊接热循环冷却过程中奥氏体/铁素体相变，形成细小均匀的铁素体＋珠光体组织，改善大热输入焊接HAZ的低温韧性。

此种方法的代表工艺是微Ti处理与HITUFF技术，通过向钢中添加微量的Ti元素与Mg元素，使其在钢中形成稳定性较高的TiN粒子与MgO粒子，并弥散分布在钢中，钉扎HAZ奥氏体晶粒长大，改善大热输入焊接HAZ的韧性。

所谓奥氏体晶粒分割法就是在钢中植入一定尺寸的特殊第二相粒子(0.1μm～0.5μm)，使其以弥散的状态均匀分布在钢中，在焊接热循环冷却过程中，抑制奥氏体晶界铁素体形核、促进奥氏体晶内形核，分割原奥氏体晶粒，形成细小均匀的铁素体＋珠光体组织，达到改善大热输入焊接HAZ韧性。

此种方法的代表工艺是Ti₂O₃冶金技术，通过钢中弥散分布的Ti₂O₃粒子，诱发奥氏体晶内形核，分割HAZ奥氏体晶粒，获得均匀细小的针状铁素体组织，实现HAZ强韧化。

此外，B具有改善钢板超大线能量焊接的热影响区HAZ的低温韧性，Ti和B均是氮化物强形成元素，但是在焊接热循环过程中，TiN与BN作用根本不同，TiN在相对较高的温度下(≤1300℃)具有较高稳定性，能够有效抑制距离熔合线较远的HAZ晶粒长大，但是在熔合线(FL)附近时，焊接热循环峰值温度变得很高(>1350℃)，TiN粒子部分溶解，不能有效抑制HAZ晶粒长大。虽然在高温下BN粒子没有TiN粒子稳定而在焊接热循环加热及保温过程中全部固溶于钢中，但是由于B在钢中的高扩散性，BN在焊接热循环冷却过程中重新快速析出(Ti、Als的扩散性很低，TiN、AlN在焊接热循环冷却过程中无法重新析出，即TiN、AlN析出动力学速度很慢)，BN粒子由于晶体结构的特殊性，与铁素体具有低能位向关系(100)_BN//(110)_α，BN粒子能够成为铁素体形核的有效位置，促进铁素体晶粒在奥氏体晶内形核，细化HAZ组织。

为使BN粒子促进形成细小的铁素体晶粒，首先要促进BN的形成，并达到一定的数量，采用Ca处理以形成超细微Ca(O，S)夹杂物，促进BN的析出，即BN常在Ca(O，S)夹杂物上非均匀形核；其次，用B和Ti一起合金化，使钢中形成细小弥散的Fe₂₃(CB)₆＋TiN＋MnS复合粒子，由于在这种复合粒子周围的基体相中，形成贫C、贫Mn的微区，提高铁素体相变温度(Ac₃)，增大铁素体形核驱动力(Ac₃－Ar₃)，促进铁素体晶粒形核，细小的针状铁素体在Fe₂₃(CB)₆＋TiN＋MnS复合粒子上形核，细化HAZ组织，改善HAZ低温韧性；同时，偏聚于奥氏体晶界上的数个ppm自由的B，提高钢的淬硬性，抑制晶界粗大铁素体形成，也促进奥氏体晶内铁素体形核，细化超大热输入焊接HAZ显微组织，改善焊接HAZ低温韧性。

为此，本发明成分与工艺设计如下：

低屈强比可超大热输入焊接低温结构用钢，其成分重量百分比为：

C：0.035%～0.065%

Si：≤0.15%

Mn：1.30%～1.60%

P：≤0.013%

S：≤0.003%

Cu：0.10%～0.40%

Ni：0.30%～0.80%

Als：0.005%～0.025%

Nb：0.008%～0.020%

Ti：0.007%～0.015%

N：0.0040%～0.0080%

B：0.0010%～0.0035%

Ca：0.0010%～0.0040%

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：

23≤Mn/C≤43，以保证钢板显微组织均匀细小，且在－80℃下夏比冲击试样断口纤维率至少高于50%；

Ni当量≥0.65%，降低－80℃条件下铁素体位错1/2<111>(110)运动的P－N力，以确保－80℃下条件下铁素体1/2<111>(110)位错具有较高的可动性，改善钢板超低温韧性；Ni当量＝(%Ni)＋0.21(%Cu)＋0.37(%Mn)－0.32(%Mo)－0.27(%Cr)－1.1(%Si)；

Ni/Cu≥0.8，防止Cu脆，改善母材钢板低温冲击韧性的同时，防止超大热输入焊接时的再热脆化；

0.8≤Nb/Ti≤2.0，确保Ti(C,N)、Nb(C,N)粒子细小，以均匀弥散状态分布在钢中，抑制板坯加热及焊接HAZ晶粒长大，细化低温镍钢显微组织与焊接性，保证在较大热输入焊接条件下，钢板HAZ优良；

Ti/N在1.0～2.0，且0.714[(%N_total)－0.292(%Ti)－0.052Als]≤B≤0.714[(%N_total)－0.292(%Ti)]；保证整个焊接热影响区显微组织均匀细小；即距离熔合线较远的HAZ区域，焊接峰值温度较低(≤1250℃)，TiN在焊接热循环过程中基本不发生溶解，钉扎奥氏体晶界；而在距离熔合线较近的HAZ区域，焊接峰值温度较高(>1250℃)，大部分TiN粒子发生溶解，TiN粒子失去钉扎奥氏体晶界之作用，这是钢中的B与N在焊接热循环冷却过程中形成BN，诱发奥氏体晶内铁素体形核，分割原奥氏体晶粒；如此实现超大热输入焊接HAZ组织控制。

Ca/S在1.00～3.00之间，且(%Ca)×(%S)^0.28≤1.0×10^－3；钢中夹杂物含量少且均匀细小地弥散在钢中；改善钢板低温韧性与焊接HAZ韧性。

Pcm≤0.20%，其中Pcm＝%C＋%Si/30＋(%Mn＋%Cu＋%Cr)/20＋%Ni/60＋%Mo/15＋%V/10＋5(%B)。

在本发明钢的成分设计中：

C对钢的强度、低温韧性及焊接性影响很大，从改善钢的低温韧性及焊接性，希望钢中C含量控制得较低；但是从钢的强度和生产制造过程中显微组织控制角度，C含量不宜过低，过低的C含量(<0.035%)不仅造成Ac₁、Ac₃、Ar₁、Ar₃点温度较高，而且奥氏体晶界迁移率过高，给晶粒细化带来很大的困难，容易形成混晶组织，造成钢低温韧性低下和超大热输入焊接热影响区低温韧性严重劣化，因此钢中C含量控制下限不宜低于0.035%。当C含量提高时，虽然有利于钢板显微组织细化，但是损害钢板的焊接性，尤其在超大线能量焊接条件下；由于热影响区(HAZ)晶粒严重粗化且焊接热循环冷却过程中的冷却速度很慢，在热影响区(HAZ)易形成粗大的铁素体侧板条(FSP)、魏氏组织(WF)、上贝氏体(Bu)等异常组织，且M－A岛数量增加、尺寸增大，严重损害热影响区(HAZ)的韧性，因此C含量不宜高于0.065%。

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、细化铁素体晶粒而改善钢板低温韧性的作用、促进贝氏体形成而提高钢板强度的作用；因此在不添加其它合金元素(Cu、Ni、Cr、Mo、V等)的条件下，采用TMCP工艺制造屈服强度≥420MPa的钢板，钢中内控Mn含量不能低于1.30%。Mn在钢水凝固过程中容易发生偏析，尤其过高的Mn含量，不仅会造成连铸操作困难，而且容易与C、P、S等元素发生共轭偏析现象，加重连铸坯中心的偏析与疏松，严重的连铸坯中心偏析在后续的控轧和焊接过程中易形成异常组织；同时，Mn含量过高还会形成粗大的MnS粒子，这种粗大的MnS粒子在热轧过程中沿轧向延伸，严重恶化母材钢板(尤其横向)、焊接热影响区(HAZ)【尤其超大热输入焊接条件下】的冲击韧性，造成Z向性能低下、抗层状撕裂性能差；此外，过高Mn含量还会提高钢的淬硬性、提高钢中焊接冷裂纹敏感性系数(Pcm)、影响钢的焊接工艺性(较小的线能量焊接时，易形成脆硬组织如马氏体；较大的线能量焊接时，易形成粗大的上贝氏体)。因此，钢中Mn含量的上限不能超过1.60%。

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，尤其在超大热输入焊接条件下，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0.15%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，对于要求可大热输入焊接、－80℃韧性的钢板，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－80℃韧性、可超大热输入焊接的钢板，S含量需要控制在≤0.003%。

作为奥氏体稳定化元素，加入少量的Cu可以同时提高钢板强度与耐候性，改善低温韧性而不损害焊接性；但加入过多的Cu(>0.45%)时，在TMCP工艺过程中，将发生细小弥散的ε-Cu沉淀(Cu在铁素体中固溶度约0.45%左右)，损害钢板的低温韧性尤其超大热输入焊接性(具有诱发热裂纹的危险)，同时在浇铸与轧制过程中还可能造成铜脆；但如果加入Cu含量过少(<0.10%)，对提高强度、韧性及低酸度下抗HIC/SSC无效，因此Cu含量控制在0.10%～0.40%之间。

Ni是钢板获得优良超低温韧性而不损害焊接性的唯一合金元素，也是超低温用钢不可或缺的合金元素；同时钢中加Ni还可以降低铜脆发生、减轻热轧过程的开裂。因此从理论上讲，钢中Ni含量在一定范围内越高越好，但是Ni是一种很贵的合金元素，从低成本批量生产角度及废钢回收角度(高Ni钢回收难度较大)，适宜的加入量为0.30%～0.80%，远低于传统的-80℃超低温TMCP高强钢的Ni含量，且适宜的Ni含量有助于提高钢板抗应力腐蚀与焊接再热裂纹能力。

钢中添加微量的Nb元素目的是进行未再结晶控轧，当Nb添加量低于0.008%时，不能发挥有效的控轧作用；当Nb添加量超过0.020%时，超大热输入焊接条件下诱发上贝氏体(B_I、B_II)形成，严重损害超大热输入焊接热影响区(HAZ)的低温韧性，因此Nb含量控制在0.008%～0.020%之间，获得最佳的控轧效果的同时，又不损害超大热输入焊接HAZ的韧性。

钢中加入微量的Ti目的是与钢中N结合，生成稳定性很高的TiN粒子，抑制焊接HAZ区奥氏体晶粒长大和改变二次相变产物，改善钢的焊接性和HAZ的低温韧性。钢中添加的Ti含量要与钢中的N含量匹配，匹配的原则是TiN不能在液态钢水中析出而必须在固相中析出；因此TiN的析出温度必须确保低于1400℃；当加入Ti含量过少(<0.007%)，形成TiN粒子数量不足，不足以抑制HAZ的奥氏体晶粒长大和改变二次相变产物而改善HAZ的低温韧性；加入Ti含量过多(>0.015%)时，TiN析出温度超过1400℃，在钢液凝固过程中，可能液析出大尺寸TiN粒子，这种大尺寸TiN粒子不但不能抑制HAZ的奥氏体晶粒长大，反而成为裂纹萌生的起始点；因此Ti含量的最佳控制范围为0.007%～0.015%。

为了确保在焊接热循环冷却过程中抑制Al与N结合，形成AlN，促进B与N结合，形成BN，改善钢板超大热输入焊接HAZ低温韧性，钢中Als越低越好；但是随着钢中Als降低到0.005%时，在板坯加热与轧制过程中奥氏体晶粒容易长大，钢板晶粒尺寸控制困难，以造成晶粒不均匀，严重时产生混晶，严重损害钢板低温韧性与焊接性；然而钢中Als超过0.025%时，焊接热循环冷却过程中BN析出受到抑制；综上所述，适宜的Als含量控制在0.005%～0.025%。

N的控制范围与Ti、B的控制范围相对应，对于超大热输入焊接钢板，Ti/N在1.0～2.0之间最佳。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，尤其超大线能量焊接条件下热影响区(HAZ)自由[N]含量急剧增加，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%～0.0080%。

在本发明技术中B元素是改善钢板超大热输入焊接不可缺少的合金元素，正如上述，B在在超大热输入焊接过程中具有双重作用，一是通过固溶B在HAZ奥氏体晶界上偏聚，抑制晶界铁素体形核，二是通过BN促进HAZ奥氏体晶内形核，细化超大热输入焊接HAZ的显微组织。为了实现上述目的，钢中B含量控制在0.0010%～0.0035%。

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＝(wt%Ca)[1-124(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%～0.0040%。

为取保超大线能量焊接钢板的热影响区(HAZ)低温韧性，焊接冷裂纹敏感指数Pcm≤0.20%，其中Pcm＝%C＋%Si/30＋(%Mn＋%Cu＋%Cr)/20＋%Ni/60＋%Mo/15＋%V/10＋5(%B)。

本发明的低屈强比可超大热输入焊接低温结构用钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述成分冶炼，采用连铸工艺，并采用轻压下技术，连铸轻压下率控制在3%～7%之间，中间包浇注温度1530℃～1560℃，拉坯速度0.6m/min～1.2m/min；

2)板坯加热，

加热温度1000℃～1130℃，板坯出炉后采用高压水除鳞，除鳞不尽可反复除鳞；

3)轧制

第一阶段为普通轧制，采用轧机最大能力进行不间断的轧制，保证形变金属发生动态/静态再结晶，细化奥氏体晶粒；

第二阶段采用奥氏体单相区控制轧制，控轧开轧温度790℃～830℃，轧制道次压下率≥8%，累计压下率≥50%，终轧温度780℃～820℃；

第三阶段采用奥氏体/铁素体两相区控制轧制，控轧开轧温度700℃～730℃，轧制道次压下率≥7%，累计压下率≥30%，终轧温度690℃～720℃；

4)冷却

控轧结束后，立即对钢板进行加速冷却，钢板开冷温度680℃～710℃，冷却速度≥5℃/s，停冷温度为450℃～550℃，随后钢板自然空冷至300℃以上缓冷脱氢；

成品钢板厚度≥30mm采用缓冷脱氢工艺，缓冷工艺为钢板在300℃以上至少保温36小时。

本发明的有益效果

本发明通过强化元素与微合金合金元素的组合设计，不添加大量贵重合金元素(尤其Ni、Cu)的基础上，通过优化TMCP制造工艺，在获得优异的母材钢板－80℃低温韧性与低屈强比的同时，超大热输入焊接条件下HAZ－80℃低温韧性也同样优异，实现了高强度、低屈强比、优良焊接性与短制造周期、低成本制造的有机统一，特别适用于低温压力容器、极地海洋结构及桥梁结构等；此外，相对较低的成分设计(尤其Cu、Ni含量)，大幅度地降低了钢板的碳当量与Pcm指数，极大改善了钢板焊接性，尤其超大热输入焊接性，使用户现场焊接制作效率大幅度地提高，节约了用户构件制造的成本，缩短了用户构件制造的时间，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。

附图说明

图1为本发明实施例5钢的显微组织。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

表1为本发明成分实施例，表2、表3为本发明制造方法实施例，本发明实施例钢的性能参见表4。

从图1可以看出，本发明钢的显微组织为均匀细小铁素体+弥散贝氏体。

本发明通过钢板合金元素的组合设计与TMC工艺相结合，在获得优良的超低温韧性、低屈强比的同时，钢板的强度、塑韧性、焊接工艺性也同样优异，并成功地解决了高强度、低屈强比、超低温韧性及焊接性之间的相互矛盾，极大地提高了大型钢构件的安全可靠性；此外，该发明技术采用在线TMCP工艺，不仅充分发挥了合金元素的强化效能，元素的相变强化作用得到最大程度地发挥，可以较少地添加贵重合金元素(尤其Ni、Cu等)；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590MPa级高强度钢板，焊接冷裂敏感性大幅度降低，实现了焊接无预热与后热处理，并能够承受超大热输入焊接，极大地减少用户加工制作的成本。

本发明590MPa高强度钢板生产过程中不需要添加任何设备，制造工艺简洁、生产过程控制容易，因此制造成本低廉，具有很高性价比和市场竞争力；且技术适应性强，可以向所有具有热处理设备的中厚板生产厂家推广，具有很强的商业推广性，具有较高的技术贸易价值。

随着我国国民经济发展，建设节约型和谐社会的要求，能源开发已摆到日事议程，人类海洋开发已由浅海向深海、由温带海洋向极地海洋进发。590MPa级－80℃低温钢板对于大型海洋工程、破冰船、LPG储罐及极地地区桥梁等具有广阔的市场前景。

Claims (2)

1.低屈强比可超大热输入焊接低温结构用钢，其成分重量百分比为：

C：0.035%～0.065%

Si：≤0.15%

Mn：1.30%～1.60%

P：≤0.013%

S：≤0.003%

Cu：0.10%～0.40%

Ni：0.30%～0.80%

Als：0.005%～0.025%

Nb：0.008%～0.020%

Ti：0.007%～0.015%

N：0.0040%～0.0080%

B：0.0010%～0.0035%

Ca：0.0010%～0.0040%

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：

23≤Mn/C≤43，以保证钢板显微组织均匀细小，且在－80℃下夏比冲击试样断口纤维率至少高于50%；

Ni当量≥0.65%，Ni当量＝(%Ni)＋0.21(%Cu)＋0.37(%Mn)－0.32(%Mo)－0.27(%Cr)－1.1(%Si)；

Ni/Cu≥0.8；

0.8≤Nb/Ti≤2.0；

Ti/N在1.0～2.0，且0.714[(%N_total)－0.292(%Ti)－0.052Als]≤B≤0.714[(%N_total)－0.292(%Ti)]；

Ca/S在1.00～3.00之间，且(%Ca)×(%S)^0.28≤1.0×10^－3；

Pcm≤0.20%，其中Pcm＝%C＋%Si/30＋(%Mn＋%Cu＋%Cr)/20＋%Ni/60＋%Mo/15＋%V/10＋5(%B)。

2.低屈强比可超大热输入焊接低温结构用钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述成分冶炼，采用连铸工艺，并采用轻压下技术，连铸轻压下率控制在3%～7%之间，中间包浇注温度1530℃～1560℃，拉坯速度0.6m/min～1.2m/min；

2)板坯加热，

加热温度1000℃～1130℃，板坯出炉后采用高压水除鳞，除鳞不尽可反复除鳞；

3)轧制

第一阶段为普通轧制，采用轧机最大能力进行不间断的轧制，保证形变金属发生动态/静态再结晶，细化奥氏体晶粒；

第二阶段采用奥氏体单相区控制轧制，控轧开轧温度790℃～830℃，轧制道次压下率≥8%，累计压下率≥50%，终轧温度780℃～820℃；

第三阶段采用奥氏体/铁素体两相区控制轧制，控轧开轧温度700℃～730℃，轧制道次压下率≥7%，累计压下率≥30%，终轧温度690℃～720℃；

4)冷却

控轧结束后，立即对钢板进行加速冷却，钢板开冷温度680℃～710℃，冷却速度≥5℃/s，停冷温度为450℃～550℃，随后钢板自然空冷至300℃以上缓冷脱氢；

成品钢板厚度≥30mm采用缓冷脱氢工艺，缓冷工艺为钢板在300℃以上至少保温36小时。

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