CN102851611B - 耐深水压力壳体用超高强韧性钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

耐深水压力壳体用超高强韧性钢板及其制造方法，其成分重量百分比为：C 0.05％～0.09％、Si≤0.10％、Mn 0.45％～0.95％、P≤0.012％、S≤0.0030％、Cr 0.40％～0.80％、Mo 0.40％～0.80％、Ni 3.50％～5.50％、Cu 0.20％～0.50％、Ti 0.003％～0.010％、Als 0.010％～0.030％、V 0.040％～0.080％、N≤0.0060％、O≤0.0030％、Ca 0.001％～0.004％、其余为铁和不可避免的夹杂。制造方法采用优化TMCP+离线调质工艺(QT)，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15μm以下，解决超高强度钢板表面层过度淬火问题，特别适用于超高水头(≥1200m)电站的水电压力水管与钢叉管、极地海洋平台及深水耐压壳体。

Description

耐深水压力壳体用超高强韧性钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及超高强度钢板及其制造方法，特别涉及耐深水压力壳体用超高强韧性钢板及其制造方法，其抗拉强度≥1000MPa、屈服强度≥900MPa、-84℃夏比横向冲击功(单个值)≥100J、断裂延伸率δ₅≥17％且均匀延伸率Ag≥7％，焊接性优良。

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与革新制造工艺技术相结合，获得更好的复相组织之间的匹配、超细化组织与马氏体/贝氏体精细结构，使超高强钢获得更优良的塑韧性；自2000年以来，研究成果陆续用于新一代高性能钢板的开发，取得了突破性进展，新型高性能钢板问世方兴未艾。

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。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。

中国专利申请号201010227961.8公开的“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；更为重要的是该发明技术只能解决-60℃条件下钢板的韧性问题，-80℃条件下的超低温韧性储备明显不足，尤其在低温高压力条件下，钢板低温韧性劣化速度过快；表现为在-80℃超低温条件下，钢板已经进入韧脆转变区，冲击功波动大，焊接接头韧性尤其熔合线、焊接热影响区(HAZ)冲击韧性不能满足要求。

发明内容

本发明的目的是提供一种耐深水压力壳体用超高强韧性钢板及其制造方法，采用在线TMCP+QT相结合，通过相对低成本的合金组合设计，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，大幅度降低超高强度钢板在超低温条件下的表面缺陷(缺口)敏感性；这是本钢种最大的难点之一，也是关键核心技术之一。

针对上述要求，本发明采用超低C-超低Si-中Mn-(Ti+Nb+V)微合金钢的成分体系作为基础，适当降低酸溶铝Als且Als≤10×[(％N_total)-0.292(％Ti)]，控制7≤Mn/C≤16、奥氏体稳定化指数A≥5.0％、[(％Als)+(9/8)(％O)]×N≤1.95×10^-4、Ni当量≥3.50％、(Cu+Ni+Mo+Cr)合金化、(％C)×(％Si)≤6.0×10^-3、Ca处理且Ca/S比在1.00～3.00之间且(％Ca)×(％S)^0.18≤2.5×10^-3、优化TMCP+离线调质工艺(QT)，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15μm以下，获得综合性能优良的深水耐压壳体用超高强度钢板，解决超高强度钢板表面层过度淬火问题，特别适用于超高水头(≥1200m)电站的水电压力水管与钢叉管、极地海洋平台及深水耐压壳体。

要获得抗拉强度≥1000MPa、屈服强度≥900MPa、-84℃夏比横向冲击功(单个值)≥100J、断裂延伸率δ₅≥17％且均匀延伸率Ag≥7％、优良焊接性的超高强深水耐压壳体钢板；钢板显微组织设计非常重要，显微组织设计包括组织类型、不同相比例、晶粒尺寸、马氏体/贝氏体精细结构及第二相析出物等。

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，1000MPa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15μm以下；其次，packet结构内出现不同位向的变体结构(即block结构中相邻板条分别为110、

)，以细化block结构，提高裂纹扩展所需的能量及packet内部协调形变能力；更重要的是增大相同变体马氏体/贝氏体板条之间的位向角，减小马氏体/贝氏体板条尺寸，增大马氏体/贝氏体板条长宽比(L/W)等马氏体/贝氏体精细结构控制，进一步细化block结构。

为获得上述显微组织与马氏体/贝氏体板条精细结构控制，成分设计与制造工艺极其关键。

众所周知，奥氏体稳定化元素与铁素体稳定化元素对马氏体/贝氏体板条团的形貌、尺寸及精细结构影响具有本质不同，奥氏体稳定化元素对马氏体/贝氏体相变过程的影响主要集中在降低相变温度，铁素体稳定化元素对马氏体/贝氏体相变过程的影响主要体现在延迟相变过程，即奥氏体稳定化元素使马氏体/贝氏体相变在更低温度下进行，而铁素体稳定化元素使马氏体/贝氏体相变发生迟豫；由于奥氏体稳定化元素大幅度降低马氏体/贝氏体相变温度，导致相变过冷度ΔT大幅度增加，致使马氏体/贝氏体相变驱动力增大【相变驱动力ΔG_V∝(ΔT)ⁿ，其中n为维向常数】；根据能量平衡定律，在相变过程中相变驱动力除了一部分以体系耗散形式(即以热能形式释放)消耗掉，其余的以晶体缺陷的形式储存在新相组织中，这些晶体缺陷主要表现为晶团界面、板条间界面、不同的相变位向变体之间的界面、位错等，且体系耗散能随着温度的降低而减少；因此，奥氏体稳定化元素增大马氏体/贝氏体相变驱动力的同时，体系耗散的能量也相对较少，大量的相变驱动力以界面能、位错等晶团缺陷储存在新形成的马氏体/贝氏体中；表现为在相变过程中，马氏体/贝氏体形核位置多、形核速率大、不同位向变体板条相互竞争形核、相同位向变体板条沿不同方向长大；显微组织与亚结构精细结构形貌表现为晶团(即packet结构)数量多、原奥氏体晶粒被有效分割、packet尺寸细小、packet结构内位向变体密度高(block结构)、相同位向变体板条之间的位向角度大、板条内部位错密度高，在随后的回火过程中，packet结构、block结构及相同位向变体板条的位向结构保持不变，而高密度位错使碳氮化物析出更加弥散细小，如此钢板的超低温韧性大幅度提高的同时，钢板强度、塑性也大幅度提高。相反，铁素体稳定化元素并不改变马氏体/贝氏体相变温度，只是延迟相变过程的发生，因而相变驱动力未发生变化，相变仍然在较高温度下进行，相变驱动力相对较小，并且相变过程中通过系统耗散而消耗的能量较多，因此只有很少一部分相变驱动力以晶体缺陷的形式储存在新相组织中，表现为在相变过程中，马氏体/贝氏体形核位置少、形核速率低、不同位向变体板条形核数量少、相同位向变体板条沿同一方向长大；显微组织与亚结构精细结构形貌表现为晶团(即packet结构)数量少、原奥氏体晶粒未被有效分割、packet尺寸粗大、packet结构内位向变体密度低(block结构)、相同位向变体板条的位向角度小、板条内部位错密度低，在随后的回火过程中，packet结构、block结构及相同位向变体板条的位向结构保持不变，而低密度位错使碳氮化物析出少，以发生Ostwarld熟化，形成粗大碳氮化物，成为裂纹的形核点，如此钢板的超低温韧性低下的同时，钢板强度、塑性匹配性较差；通过研究发现马氏体/贝氏体相变温度与奥氏体稳定化指数有关，随着奥氏体稳定化指数单调增加，马氏体/贝氏体相变单调降低。

为改善马氏体/贝氏体等体心立方结构金属晶体结构低温条件下d电子轨道的电子云均匀性，降低位错1/2<111>(110)运动的点阵摩擦力(即P-N力)，提高位错1/2<111>(110)在超低温条件下的可动性，促进1/2<111>(110)交滑移，改善马氏体/贝氏体板条的本征塑韧性，钢板中需要添加一定的Ni元素，以Ni当量表征低温条件下位错1/2<111>(110)可动性；B元素具有抑制不同位向板条形核，减少同一奥氏体晶粒内Packet数量、降低packet结构内不同位向变体的密度(即block结构密度)、减小相同位向变体板条之间的位向角，因此本发明钢种的成分中不添加B元素来进行相变强化。

通过上述研究与分析，结合本发明钢种的性能要求，本发明的成分与工艺设计如下：

耐深水压力壳体用超高强韧性钢板，其成分重量百分比为：

C：0.05％～0.09％

Si：≤0.10％

Mn：0.45％～0.95％

P：≤0.012％

S：≤0.0030％

Cr：0.40％～0.80％

Mo：0.40％～0.80％

Ni：3.50％～5.50％

Cu：0.20％～0.50％

Ti：0.003％～0.010％

Als：0.010％～0.030％

V：0.040％～0.080％

N：≤0.0060％

O≤0.0030％

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：7≤Mn/C≤16；确保钢板在-84℃条件下为断裂行为为塑性断裂。

(％C)×(％Si)≤6.0×10^-3，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≤10×[(％N_total)-0.292(％Ti)]，以确保钢中AlN以细小弥散状态析出，细化淬火前奥氏体晶粒尺寸，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≤1.95×10^-4，抑制粗大AlN在奥氏体晶界上项链状析出，恶化钢板横向塑性与韧性。

奥氏体稳定化指数A≥5.0％，其中A＝2.54+40.53(％C+％N)+0.43(％Cu+％Ni+％Mn)-0.22(％Al)-2.64(％P+％S)-1.26(％Cr+％Mo)-(％Si)，确保马氏体/贝氏体相变在低温下进行，增大相变驱动力，细化马氏体/贝氏体晶团尺寸(即packet结构)与block精细结构，增大相同位向变体板条之间的位向角，保证耐深水压力壳体用超高强韧性钢板低温条件下的强韧性匹配。

Ni当量≥3.50％，降低超低温下马氏体/贝氏体板条中位错1/2<111>(110)运动的P-N力，以确保-84℃下马氏体/贝氏体板条中1/2<111>(110)位错具有较高的可动性，改善钢板超低温韧性；根据试验研究与量子力学第一原理分析，舍去高次幂项简化得出：Ni当量＝(％Ni)+0.21(％Cu)+0.37(％Mn)-0.32(％Mo)-0.27(％Cr)-1.1(％Si)

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。

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，(％C)用0.10带入计算即可。

在本发明成分设计中：

C，C对深水耐压壳体用超高强韧性钢板的强度、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、制造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；因此C含量合理范围为0.05％～0.09％。

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制造过程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含量范围对于耐深水压力壳体钢板极其必要，根据本发明钢成分体系及C含量为0.05％～0.09％，适合Mn含量为0.45％～0.95％，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，严重损害耐深水压力壳体钢板的低温韧性、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0.10％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、-84℃韧性及优良强韧性与强塑性匹配的耐深水压力壳体钢板，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、-840℃韧性及优良强韧性与强塑性匹配的耐深水压力壳体钢板，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；但是对于耐深水压力壳体钢板，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％～0.80％之间。

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，降低了调质钢板的低温韧性、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；但是对于耐深水压力壳体钢板，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0.40％～0.80％之间。

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结构与block结构尺寸，因此Ni具有同时提高调质钢板强度、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；但是对于耐深水压力壳体钢板，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3.50％～5.50％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海水腐蚀性；但是Cu添加量过多，高于0.50％，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；对于耐深水压力壳体钢板而言，Cu添加量过少，低于0.20％，所起任何作用很小；因此Cu含量控制在0.20％～0.50％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相变温度，提高奥氏体向马氏体/贝氏体相变的驱动力，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结构内板条位向差变大，增加裂纹穿过马氏体/贝氏体板条的阻力。

Ti，含量在0.003％～0.010％之间，抑制板坯加热、制造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，保证耐深水压力壳体超高强韧性钢板与焊接HAZ的韧性；然而对于显微组织为马氏体/贝氏体的高强调质钢，当Ti含量超过0.010％时，过剩Ti易在马氏体/贝氏体板条上及晶团界上以TiC析出，严重劣化钢板低温韧性。

钢中的Als能够固定钢中的自由[N]，除降低母材钢板、焊接热影响区(HAZ)自由[N]，改善母材钢板、焊接HAZ的低温韧性作用之外；更重要的是保证钢中AlN以细小的弥散状态析出、抑制热处理过程中奥氏体晶粒长大、均匀细化淬火前奥氏体晶粒尺寸，为最终获得细小均匀马氏体/贝氏体组织奠定基础，根据Als-Ti-N之间的平衡关系，Al的添加量与钢中Ti含量存在联动关系，根据本发明耐深水压力壳体用超高强韧性钢板，适宜的Al含量控制在0.010～0.030％之间。

V，含量在0.040％～0.080％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0.040％，析出的V(C，N)太少，不能有效提高超高强度钢板的强度；V添加量过多，高于0.080％，损害钢板低温韧性、延伸率、焊接性及焊接SR性能。

为了防止大量粗大的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0.0060％。

为了确保耐深水压力壳体用超高强韧性钢板的塑性与低温韧性，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％。

本发明的耐深水压力壳体用超高强韧性钢板的制造方法，包括如下步骤：

1)冶炼、浇铸

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0.40～0.8m/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≥4.0

第一阶段为普通轧制，板坯加热温度控制在1050℃～1150℃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，mm，R为工作辊辊径，mm；以保证钢板及厚度方向显微组织均匀细小。

第二阶段采用控制轧制，控轧开轧温度860℃～900℃，轧制道次压下率≥8％，累计压下率≥50％，终轧温度840℃～870℃；

3)冷却

控轧结束后，对钢板进行加速冷却，钢板开冷温度即终轧温度830℃～860℃，冷却速度≥8.0℃/s，停冷温度400℃～500℃，随后自然空冷至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，保证超过强度钢板脱氢充分，防止产生氢致裂纹；

4)调质工艺

淬火，淬火温度800℃～850℃，淬火保持时间20～40min，其中淬火保持时间为钢板中心温度达到淬火目标温度时开始计时的保温时间，时间单位为min；

回火，回火温度即板温为600～650℃，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≥(0.70～1.00)×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。

在本发明钢的制造方法中：

为确保超高强韧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，促进钢板表(亚)面发生再结晶，细化表(亚)显微组织，钢板总压缩比(板坯厚度/成品钢板厚度)≥4.0。

本发明的有益效果

本发明在低C-超低Si-中Mn-(Cu+高Ni+Mo+Cr)合金化-(Ti+Nb+V)微合金化的成分体系中通过TMCP+低温调质热处理工艺，获得抗拉强度≥1000MPa、屈服强度≥900MPa、-84℃夏比横向冲击功(单个值)≥100J、断裂延伸率δ₅≥17％且均匀延伸率Ag≥7％、优良焊接性的深水耐压壳体用超高强度钢板。

在获得优良1000MPa级超高强韧性钢板的同时，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，提高了深水下耐压壳体的安全可靠性；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TMCP+QT工艺，不仅减少一次淬火热处理，充分均匀细化钢板的马氏体/贝氏体packet结构；而且充分发挥了合金元素淬透、淬硬性潜能与析出强化效能，可以在不添加B元素的条件下，以相当较少的合金含量下(尤其Ni、Mo、Cr、V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、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3钢的显微组织(板厚1/4)。

具体实施方式

下面结合附图和实施例对本发明做进一步说明。

本发明成分实施例参见表1，表2～表5为本发明实施例的制造方法。表6为本发明实施例钢的性能。

参见图1，可以看出本发明的显微组织均匀细小马氏体、贝氏体组织。

综上所述，本发明通过钢板合金元素的组合设计与TMCP+QT工艺相结合，在获得优良1000MPa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，提高了深水耐压壳体的安全可靠性。

本发明1000MPa级超高韧钢板主要用作制造深水耐压壳体与极地海洋石油工程及超高水头电站钢叉管肋板，是重大国民经济建设的关键材料。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--1000MPa级超高韧钢板具有广阔的市场前景。

Claims (2)

1.耐深水压力壳体用超高强韧性钢板，其成分重量百分比为：

C：0.05%～0.09%

Si：≤0.10%

Mn：0.45%～0.95%

P：≤0.012%

S：≤0.0030%

Cr：0.40%～0.80%

Mo：0.40%～0.80%

Ni：3.50%～5.50%

Cu：0.20%～0.50%

Ti：0.003%～0.010%

Als：0.010%～0.030%

V：0.040%～0.080%

N：≤0.0060%

O≤0.0030%

Ca：0.001%～0.004%

其余为铁和不可避免的夹杂；

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：7≤Mn/C≤16；

(%C)×(%Si)≤6.0×10^-3；

Als、Ti与N之间的关系：Als≤10×[(%N_total)－0.292(%Ti)]；

[(%Als)＋(9/8)(%O)]×N≤1.95×10^-4；

奥氏体稳定化指数A≥5.0%，其中A＝2.54＋40.53(%C＋%N)＋0.43(%Cu＋%Ni＋%Mn)－0.22(%Al)－2.64(%P＋%S)－1.26(%Cr＋%Mo)－(%Si)；

Ni当量≥3.50%，Ni当量＝(%Ni)＋0.21(%Cu)＋0.37(%Mn)－0.32(%Mo)－0.27(%Cr)－1.1(%Si)；

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；

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15μm以下。

2.如权利要求1所述的耐深水压力壳体用超高强韧性钢板的制造方法，包括如下步骤：

1)冶炼、浇铸

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0.40～0.8m/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≥4.0，

第一阶段为普通轧制，板坯加热温度控制在1050℃～1150℃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，mm，R为工作辊辊径，mm；

第二阶段采用控制轧制，控轧开轧温度860℃～900℃，轧制道次压下率≥8%，累计压下率≥50%，终轧温度840℃～870℃；

3)冷却

控轧结束后，对钢板进行加速冷却，钢板开冷温度830℃～860℃，冷却速度≥8.0℃/s，停冷温度400℃～500℃，随后自然空冷至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，保证超过强度钢板脱氢充分，防止产生氢致裂纹；

4)调质工艺

淬火，淬火温度800℃～850℃，淬火保持时间20～40min，其中淬火保持时间为钢板中心温度达到淬火温度时开始计时的保温时间，时间单位为min；

回火，回火温度即板温为600～650℃，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≥(0.70～1.00)×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＋少量回火下贝氏体，平均晶团尺寸在15μm以下。