CN104789892A - 具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板及其制造方法 - Google Patents

具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板，其化学元素质量百分比含量为：C：0.05-0.11％、Si：0.10-0.40％、Mn：1.60-2.20％、S≤0.003％、Cr：0.20-0.70％、Mo：0.20-0.80％、Nb：0.02-0.06％、Ni：3.60-5.50％、Ti：0.01-0.05％、Al：0.01-0.08％、0＜N≤0.0060％、0＜O≤0.0040％、0＜Ca≤0.0045％，余量为Fe和不可避免的杂质；此外还满足：Ni+Mn≥5.5。本发明还公开了上述钢板的制造方法，其包括步骤：冶炼、铸造、加热、两阶段轧制、淬火、淬火后冷却和回火。

Description

具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种厚钢板及其制造方法，尤其涉及一种高强韧厚钢板及其制造方法。
背景技术
用于工程机械、煤矿机械、港口机械和桥梁的钢板通常需要具有良好的强韧性，以具备实现结构受力和受冲击载荷时保持稳定工作状态的能力。为了保证大型机械、潜水器、桥梁用钢的安全性和稳定性，一般采用屈服强度为基础，除以一定的安全系数来选用钢材。屈服强度和抗拉强度之比称为屈强比。在工程应用中，屈强比主要体现为：当钢结构在受到超过屈服强度的极限应力时，钢板从屈服开始到完全失效过程的安全性系数。钢板的屈强比较低，当钢板受到高于屈服强度的应力时，在应力达到抗拉强度导致材料断裂或结构失稳之前，有较宽的安全范围。钢板的屈强比过高，当钢板在达到屈服强度之后，迅速达到抗拉强度而发生断裂。因此，在对钢结构安全性要求高的场合，需采用具有较低屈服强度的钢板。如果钢板用以建造在高纬度极寒地区使用的装备和结构，需要具有高强度之外，同时需在极寒温度下(-80℃)具有良好的低温冲击韧性，避免装备在收到冲击时发生脆断。同时，为了保证钢结构在极寒温度下和高性能要求场合的安全性，需采用兼具高强度和低屈强比的钢材。
钢板的屈服现象明显时，屈服强度采用上屈服强度、下屈服强度；钢板的屈服现象不明显时，采用0.2％塑性变形的强度Rp0.2作为屈服强度。低碳钢板的上屈服强度是由于间隙原子在位错附近形成柯垂尔气团，阻碍位错开始运动。位错开动之后，柯垂尔气团的作用消失，需要在钢板上施加的力下降，形成下屈服。如果位错开动包括了柯垂尔气团及位错环和位错墙的交互作用，则屈服现象不明显。屈服强度代表着大尺度范围位错增殖和运动而使滑移带变宽的应力。现有技术中认为屈服强度是可运动的刃型位错全部滑出晶体对应的应力。抗拉强度是材料在拉伸过程中可抵抗的最大应力，通常伴随着微裂纹的形核长大和扩展。钢板强度增加时，由于组织细化，位错密度高，受到冲击作用时吸收的能量较低，此类钢板韧性降低。同时，由于钢板强度较高，屈强比难以有效降低到0.8以下。
公开号为CN103352167A，公开日为2013年10月16日，名称为“一种低屈强比高强度桥梁用钢及其制造方法”的中国专利文献公开了一种桥梁用钢。该专利文献所公开的桥梁用钢中的各化学成分按重量百分比(wt.％)为：C：0.06～0.10％，Si：0.20～0.45％，Mn：1.20～1.50％，P：≤0.010％，S：≤0.0020％，Ni：0.30～0.60％，Cu：0.20～0.50％，Mo：0.15～0.50％，Nb：0.025～0.060％，Ti：≤0.035％，Alt：0.020～0.040％，其余为Fe及不可避免的杂质。该专利文献所公开的桥梁用钢的微观组织为贝氏体+铁素体+珠光体。
公开号为CN103103452A，公开日为2013年5月15日，名称为“一种低温用途的低屈强比高强度高韧性钢及其制备方法”的中国专利文献记载了一种高韧性钢及其制造方法。该高韧性钢的各化学成分质量百分比(wt.％)为：C：0.05～0.10，Si：0.15～0.35，Mn：1.0～1.8，P<0.014，S<0.001，Nb：0.03～0.05，Ti：0.0012～0.02，Ni：0.5～1.0，Cr：0.1～0.4，Cu：0.5～1.0，Mo：0.1～0.5，Alt：0.001～0.03，余量为Fe和微量杂质。该专利文献所公开的高韧性钢的微观组织为细小的贝氏体+铁素体，还包括残余奥氏体膜的微观组织。
公开号为CN101676427A，公开日为2010年3月24日，名称为“一种高强度低屈强比钢板”的中国专利文献涉及了一种高强度低屈服比的钢板，该钢板的各化学元素的质量百分比(wt.％)为：C：0.15～0.20％，Si：1.0～2.0％，Mn：1.8～2.0％，Al≤0.036％，V：0.05～0.1％，P≤0.01％，S≤0.005％，Cr：0.8～1.0％，余量为Fe和其它不可避免的杂质。该钢板的微观组织为细小的贝氏体+马氏体。
发明内容
本发明的目的在于提供一种具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板，其具有较大的抗拉强度、屈服强度和延伸率以及较小的屈强比，并且具备了良好的低温韧性。由此，本发明所述的钢板兼具良好的高强韧性和低屈强比。
为了实现上述目的，本发明提出了一种具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板，其化学元素质量百分比含量为：
C：0.05-0.11％；
Si：0.10-0.40％；
Mn：1.60-2.20％；
S≤0.003％；
Cr：0.20-0.70％；
Mo：0.20-0.80％；
Nb：0.02-0.06％；
Ni：3.60-5.50％；
Ti：0.01-0.05％；
Al：0.01-0.08％；
0＜N≤0.0060％；
0＜O≤0.0040％；
0＜Ca≤0.0045％，余量为Fe和不可避免的杂质；
此外，Ni和Mn元素还满足：Ni+Mn≥5.5。
本发明所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板中的各化学元素的设计原理为：
C：C元素在钢中添加量的变化会导致钢板发生相变的类型不同。如果C元素和合金元素含量较低，就发生铁素体、珠光体等扩散型相变。如果C元素和合金元素含量较高，则会发生马氏体相变。C原子的增加可使得奥氏体稳定性增加，然而，C元素含量过高，则会导致钢板的塑性和韧性下降。在直接淬火过程中，C的含量过低会无法在钢板中形成具有高强度的组织。综合C元素对钢板的强韧性和强塑性的影响，本发明所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板中的C含量应当控制为：0.05wt.％≤C≤0.11wt.％。
Si：添加到钢中的Si元素通过置换原子固溶强化提高钢板的强度，但是，过高含量的Si会增加钢板焊接时的热裂纹倾向。为此，本发明的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板中的Si含量控制在0.10～0.40wt.％的范围之间。
Mn：Mn通过固溶强化来提高钢板的强韧性。另外，Mn是奥氏体稳定化元素，以有利于扩大奥氏体相区。本发明的技术方案中，联合加入Ni、Mn和C，并控制回火过程中的奥氏体相区，使得钢板在回火时形成逆转变奥氏体。与此同时，在马氏体中的Mn元素还可以提高抗拉强度。逆转奥氏体和马氏体双相组织可有效降低钢板的屈强比。由此，基于本发明的技术方案，应当将钢板中的Mn元素的质量百分含量设定为1.60～2.20％，从而来调节钢板的屈强比和强韧性。
S：S在钢中会形成硫化物，其会降低钢板的低温冲击韧性。在本发明所述的钢板中，S元素是需要控制的杂质元素，可以采用Ca化处理球化硫化物，以降低S对低温冲击韧性的影响。对于本发明的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板来说，S的含量不超过0.003wt.％。
Cr：Cr可以提高钢板的淬透性，使得钢板在冷却时形成马氏体组织。Cr含量过高就会增加钢板的碳当量，恶化焊接性。考虑到钢板厚度因素，需要添加适量的Cr，为此，本发明的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板中的Cr含量控制为0.20～0.70wt.％。
Mo：Mo可以有效地抑制扩散性相变，使得钢板在冷却时形成强度较高的低温相变组织。若Mo含量过低时，对钢板扩散性相变抑制的效果未能充分发挥，使得钢板在冷却时不能得到更多的马氏体组织，从而会降低钢板的强度。若Mo含量过高时，导致碳当量增加，恶化焊接性能。考虑到钢板的厚度因素，需要控制钢板中的Mo含量为0.20～0.80wt.％。
Nb：添加到钢中的Nb可以抑制奥氏体晶界运动，使钢板在较高温度发生再结晶。在较高温度奥氏体化时固溶到奥氏体中的Nb会在轧制时因应变诱导析出效应，在位错和晶界处形成NbC颗粒，抑制晶界运动，提高钢板强韧性。然而，一旦Nb含量过高，则有可能形成粗大的NbC，恶化钢板的低温冲击性能。因此，在本发明的高强韧厚钢板中加入的Nb的含量应当控制为0.02～0.06wt.％，以有效地控制钢板的力学性能。
Ni：Ni在钢中可以与Fe形成固溶体，通过降低晶格的层错能提高钢板韧性。为了获得具有良好低温韧性的高强韧厚钢板，需要在钢板中添加一定的Ni。Ni会增加奥氏体的稳定性，使得钢板在冷却过程中形成马氏体和残余奥氏体组织，降低屈强比。不过，Ni含量增加，会使钢板在回火过程中形成逆转奥氏体组织，逆转奥氏体和马氏体会降低钢板的屈强比。为此，本发明所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板中的Ni含量应控制为3.60～5.50wt.％。
Ti：Ti会在钢液中与N形成钛氮化物，随后在较低的温度范围成氧化物和碳化物。但是，Ti含量过高则会导致钢液中形成粗大的TiN。TiN颗粒为立方形，颗粒的角部容易导致应力集中，称为裂纹的形成源。综合考虑Ti在钢板中的添加作用，将本发明的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板中的Ti含量控制在0.01～0.05wt.％范围之间。
Al：加入钢中的Al，通过形成氧化物和氮化物来细化晶粒。为了提高钢板的韧性并保证其焊接性能，将本发明的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板中的Al含量需要控制为0.01～0.08wt.％。
N：在本发明的技术方案中，N是需要控制的添加元素。N能够与Ti和Nb形成氮化物。在奥氏体化过程中，钢板中未溶解的氮化物会阻碍奥氏体晶界运动，达到细化奥氏体晶粒的效果。如果N元素含量过高，N与Ti则会形成粗大的TiN，恶化钢板的力学性能。与此同时，N原子还会在钢中的缺陷处富集，形成气孔和疏松。因而，N含量应当控制为0＜N≤0.0060wt.％。
O：O在钢中与Al、Si和Ti形成氧化物。钢板在加热奥氏体化过程中，Al的氧化物会起到抑制奥氏体长大，细化晶粒的作用。不过，O含量较多的钢板在焊接时具有热裂纹倾向，所以需要将具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板中的O含量控制为0＜O≤0.0040wt.％。
Ca：Ca加入钢中会形成CaS，起到球化硫化物的作用，提高钢板的低温冲击韧性。因此，本发明的高强韧厚钢板中的Ca含量需要控制为0＜Ca≤0.0045wt.％。
在本发明的技术方案中，N、O及Ca均是需要控制的添加元素。
本技术方案中，不可避免的杂质主要是P元素，P元素的含量应越低越好。
除此之外，本发明的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板中的Ni元素和Mn元素还需要满足：Ni+Mn≥5.5wt.％。
为了保证钢板在回火后形成逆转奥氏体，有效地拉开屈服强度和抗拉强度之间的差距，降低屈强比，需要对钢板中的Ni和Mn的总量进行限定。Ni和Mn均会扩大奥氏体相区，令所获得奥氏体的回火温度降低。Mn对钢板强度的贡献高于Ni对钢板强度的贡献。综合考量厚钢板的力学性能需要具备超低屈强比且较高强韧性的情况下，上述Ni和Mn元素除了需要符合各自的成分限定要求之外，Ni和Mn的总量还需要达到5.5wt.％以上。
进一步地，在本发明所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板中，Ti和N还需要满足：Ti/N≥3.0。
Ti和N合金元素需要满足以下条件：Ti/N≥3.0的原因在于：Ti和N会在液相中析出，形成方型TiN。当TiN颗粒过大时，就会影响钢板的疲劳性能，当TiN含量较少时，则对奥氏体晶粒长大的抑制作用不明显。
进一步地，在本发明所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板中，Ca和S还需要满足：1.2≤Ca/S≤3.5。
通常Ca含量需要根据ESSP＝(Ca wt％)*[1-1.24(O wt％)]/1.25(S wt％)来控制，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。对于钙硫比需要对其进行控制，就本发明的技术方案来说，Ca和S元素应满足：1.2≤Ca/S≤3.5。
进一步地，本发明所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板还具有0.01～0.10wt.％的V和0.50～1.00wt.％的Cu的至少其中之一。
加入钢中的V可以通过固溶强化和MC型碳化物的析出强化效果来提高钢板的强韧性。然而，当V元素含量过高时，MC型碳化物会在热处理过程中发生粗化，影响低温韧性。为了保证钢板的力学性能，需要将本发明的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板中的V元素的含量控制为0.01wt.％≤V≤0.10wt.％。
加入钢中的Cu在冷却和回火过程中会形成细小的ε-Cu，抑制位错运动，从而提高钢板的强度，同时，加入钢中的Cu又不影响钢板的韧性。但是，Cu加入钢中，因其熔点约为1083℃，为了避免加热过程中Cu溶解进入晶界，需要将Cu的含量控制为0.50～1.00wt.％。
更进一步地，在具有V元素的情况下，本发明所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板中的C、Nb和V还满足：0.45*C≤Nb+V≤1.55*C(“*”表示“乘以”)。
Nb和V会在冷却和回火过程中形成碳化物。如果C含量过高，则会形成粗大的Nb和V的碳化物，由此会明显恶化钢板在-84℃时的低温冲击韧性。如果C含量过低，则形成的弥散的碳化物较少，会降低钢板的强度。Nb对抑制钢板再结晶，降低厚度，提高钢板力学性能有影响。综合考虑Nb和V对刚钢板强韧性的影响，C和Nb、V之间的关系需要满足：0.45*C≤Nb+V≤1.55*C，以保证钢板的强韧性匹配。
更进一步地，在具有Cu元素的情况下，本发明所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板中的Ni、Mn和Cu还满足：Ni≥1.45(Mn+Cu)。
Cu的熔点约为1083℃，钢中的Cu在加热时是可能会熔化，从而导致钢板表面质量变差、内裂等问题。为了避免Cu对钢板质量的影响，需要添加一定含量的Ni。Mn含量过高会形成粗大的MnS颗粒，降低钢板的低温韧性。出于提高钢板低温韧性的目的，需要添加一定含量的Ni作为补充。综合考虑Mn和Cu的作用，以及两种元素与Ni之间的匹配关系，需要保证Ni含量满足：Ni≥1.45(Mn+Cu)。
本发明的技术方案采用高Ni、高Mn、低C的成分体系，同时，本发明的技术方案还限定了Ni+Mn的总量，C与Nb+V的成分关系，Ni与Mn+Cu的成分关系，以及Ti/N比和Ca/S比，并结合后序的工艺设计，用以获得强韧性、屈强比且超低温冲击性优异的厚钢板。
进一步地，本发明所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板的微观组织具有逆转奥氏体和回火马氏体。其中，所谓逆转奥氏体是指回火过程中由铁素体再次转变生成的奥氏体。
不同于现有技术中通过软相和硬相结合的微观组织来获得具有较低屈服强度和较高的抗拉强度的钢材料，也不同于现有技术中利用铁素体和马氏体双相钢以获得抗拉强度较高且屈强比较低的钢板，本发明的技术方案通过回火马氏体和逆转变奥氏体的微观组织来获得具有屈强比低、强度高且低温韧性良好的钢板。
更进一步地，上述逆转奥氏体的相比例为3～10％。
进一步地，本发明所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板的厚度为5-60mm。
本发明还提供了一种具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板的制造方法，通过该制造方法可以获得屈强比低、强韧性高且低温韧性良好的厚钢板。
本发明所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板的制造方法包括步骤：冶炼、铸造、加热、两阶段轧制、淬火、淬火后冷却和回火。
进一步地，上述铸造步骤采用浇铸工艺，浇铸温度为1490～1560℃，浇铸的过热度控制为8～35℃。
采用上述浇铸温度，并控制一定的过热度，可以有效地促进夹杂物上浮，从而保证了板坯质量。
进一步地，在上述加热步骤，控制加热温度为1080～1250℃，在板坯中心达到该温度后保持60～300min。
加热步骤主要发生碳氮化物溶解和奥氏体晶粒长大过程。碳化物形成元素如Nb、V、Ti、Cr和Mo的碳化物或碳氮化物部分溶解于钢中，合金元素原子通过扩散固溶在奥氏体中。在1080～1250℃加热温度之间可以实现钢板的奥氏体化。
进一步地，在上述两阶段轧制步骤中，控制再结晶区轧制单道次压下率≥8％，再结晶区轧制总压下率≥50％；控制未再结晶区轧制单道次压下率≥12％，未再结晶区轧制总压下率≥50％。
加热后进行轧制，在轧制步骤中，部分碳氮化物通过应变诱导析出效应在缺陷处形核长大，以细化最终晶粒，从而提高钢板力学性能。加热后的钢板采用两阶段轧制技术，再结晶区轧制单道次压下率和再结晶区轧制总压下率以及未再结晶区轧制单道次压下率和未再结晶区轧制总压下率均不存在上限限制，也就是说，在设备和生产条件允许的情况下，上述参数可以在满足下限限制的情况下尽可能地大。将再结晶区轧制单道次压下率控制为≥8％，再结晶区轧制总压下率控制为≥50％，可以使得奥氏体晶粒发生充分变形，并发生再结晶，细化晶粒；控制未再结晶区轧制单道次压下率≥12％，未再结晶区轧制总压下率≥50％，有利于充分提高位错密度，一方面促进Nb、V等在位错线和零位错上形成细小弥散的析出，另一方面为相变形核提供充分的形核位置。
进一步地，在上述两阶段轧制步骤中，控制未再结晶区轧制的开轧温度为800～860℃，终轧温度为770～840℃，以有利于提高钢板的位错密度，细化最终组织，形成具有较高强度和较高韧性的钢板。
更进一步地，在上述淬火步骤采取水淬工艺，入水温度为750～820℃，冷却速率为10～150℃/s，终冷温度为室温到350℃。
在上述淬火步骤中，由于钢板中的Cr、Mn、Mn、Ni等合金元素的综合作用，形成了细化的马氏体组织。马氏体组织中的C元素会导致晶格畸变，大幅度地提高了钢板的屈服强度和抗拉强度。
更进一步地，在上述淬火后冷却步骤，对于厚度≤30mm的钢板，采取堆垛冷却或冷床冷却的方式将钢板冷却到室温；对于厚度＞30mm的钢板，采取堆垛冷却或者保温缓冷的方式将钢板冷却到室温。
由于本发明的厚钢板的厚度范围为5～60mm，因此，优选地，对于不同厚度的钢板需要采用不同的冷却方式。
更进一步地，在上述回火步骤中，控制回火温度为650～720℃，且在钢板中心达到该回火温度后，继续保温10～180min。
钢板经过冷却后在指定温度下完成回火步骤。在回火过程中由于成分中不同合金元素的作用，发生了以下系列转变：1)合金元素Ni和Mn有利于奥氏体稳定化，回火温度与合金成分设计中的Ni和Mn含量密切相关。回火温度过低，无法形成逆转奥氏体，不能实现低屈强比的设计目的；而回火温度过高，钢板的强度大幅度地下降，不仅无法实现高强度，同时也无法实现低屈强比。2)在回火过程中，Nb、V和Ti与C和N形成碳氮化物。若回火温度过高，碳氮化物粗化明显，降低低温冲击韧性，钢板无法实现在极低温度下仍具有良好的低温冲击韧性；若回火温度过低，则Nb、V和Ti析出不充分，对强度的贡献较低。3)回火过程中形成的ε-Cu析出，会抑制钢板中位错的运动，提高钢板的强度。如果回火温度较低，则Cu无法充分析出，对钢板强度的贡献降低。4)在回火过程中，钢中的位错会发生湮灭，位错密度减小，小角晶界数目会减少，导致钢板的强度降低。回火温度越高，则位错密度减少的程度越严重，钢板强度就降低得越明显。5)回火后会形成Cr、Mo和C结合复杂碳化物。综合回火步骤的上述作用以及本发明的成分体系和经加热、轧制、冷却步骤后所形成的微观组织，将回火温度设定为650～720℃，当钢板中心达到指定温度后的继续保温时间为10～180min。
本发明所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板具有较高的抗拉强度，其抗拉强度≥1100Mpa，屈服强度≥690Mpa，且延伸率≥14％。
另外，本发明所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板具有较低的屈强比，其屈强比低于0.65。
此外，本发明所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板具有良好的低温冲击韧性，其-84℃低温冲击功大于60J。
本发明所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板的厚度规格可以达到5～60mm。
通过本发明所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板的制造方法能够生产获得抗拉强度高，屈强比低，低温韧性好且厚度范围适宜的钢板。
此外，本发明所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板的制造方法可以在中、厚钢板生产线上稳定生产。
具体实施方式
下面根据具体的实施例对本发明所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板及其制造方法做进一步的解释和说明，然而，该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
按照下述步骤制造实施例A1-A6中的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板，所获得的厚钢板的微观组织具有相比例为3-10％的逆转奥氏体和回火马氏体：
1)冶炼：钢水冶炼，精炼并控制钢中的各化学元素的质量百分比配比如表1.所示；
2)铸造：采用浇铸工艺，浇铸温度为1490～1560℃，浇铸的过热度控制为8～35℃；
3)加热：控制加热温度为1080～1250℃，在板坯中心达到该温度后保持60～300min；
4)两阶段轧制步骤：
4i)再结晶区轧制：控制再结晶区轧制单道次压下率≥8％，再结晶区轧制总压下率≥50％；再结晶区轧制的温度为本领域内常用的，一般开轧温度为1050-1220℃，终轧温度880℃以上；
4ii)未再结晶区轧制：开轧温度为800～860℃，终轧温度为770～840℃，控制未再结晶区轧制单道次压下率≥12％，未再结晶区轧制总压下率≥50％；
5)淬火：采取水淬工艺，入水温度为750～820℃，冷却速率为10～150℃/s，终冷温度为室温到350℃；
6)淬火后冷却：对于厚度≤30mm的钢板，采取堆垛冷却或冷床冷却的方式将钢板冷却到室温；对于厚度＞30mm的钢板，采取堆垛冷却或者保温缓冷的方式将钢板冷却到室温；
7)回火：控制回火温度为650～720℃，且在钢板中心达到该回火温度后，继续保温10～180min。
上述制造方法所涉及各步骤中的具体工艺参数详细参见表2。
表1列出了制成实施例A1-A6的厚钢板中的各化学元素的质量百分比含量。
表1.(wt.％，余量为Fe和其他不可避免的杂质)
表2列出了实施例A1-A6中的厚钢板的制造方法的工艺参数。
表2.
上述厚钢板经过测试后所获得力学性能参数如表3所示，表3列出了实施例A1-A6中的厚钢板的各项力学性能参数。
表3列出了实施例A1-A6中的厚钢板的各项力学性能参数。
表3.
序号 屈服强度(MPa) 抗拉强度(MPa) 屈强比 延伸率(％) 冲击功Akv[-84℃](J)
A1 723 1130 0.64 14 89
A2 770 1222 0.63 15 97
A3 781 1240 0.63 15 115
A4 804 1297 0.62 15 91
A5 813 1311 0.62 15 88
A6 751 1173 0.64 14 74
由表3可以看出，本案实施例A1-A6中的厚钢板的屈强比≤0.64，抗拉强度≥1130MPa，屈服强度≥723MPa、延伸率≥14％，且夏氏冲击功Akv(-84℃)≥74J，由此说明，实施例A1-A6的厚钢板同时具有超低屈服比，较高的强度(屈服强度和抗拉强度)以及良好的超低温韧性，可以应用于极寒地区，以及对安全性要求较高的结构和装备中。
需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。

Claims (17)

1.一种具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板，其特征在于，其化学元素质量百分比含量为：
C：0.05-0.11％、Si：0.10-0.40％、Mn：1.60-2.20％、S≤0.003％、Cr：0.20-0.70％、Mo：0.20-0.80％、Nb：0.02-0.06％、Ni：3.60-5.50％、Ti：0.01-0.05％、Al：0.01-0.08％、0＜N≤0.0060％、0＜O≤0.0040％、0＜Ca≤0.0045％，余量为Fe和不可避免的杂质；
此外还满足：Ni+Mn≥5.5。
2.如权利要求1所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板，其特征在于，还满足：Ti/N≥3.0。
3.如权利要求1所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板，其特征在于，还满足：1.2≤Ca/S≤3.5。
4.如权利要求1所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板，其特征在于，还具有0.01-0.10％的V和0.50-1.00％的Cu的至少其中之一。
5.如权利要求4所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板，其特征在于，在具有V元素的情况下，还满足：0.45C≤Nb+V≤1.55C。
6.如权利要求4所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板，其特征在于，在具有Cu元素的情况下，还满足：Ni≥1.45(Mn+Cu)。
7.如权利要求1所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板，其特征在于，其微观组织具有逆转奥氏体和回火马氏体。
8.如权利要求7所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板，其特征在于，所述逆转奥氏体的相比例为3-10％。
9.如权利要求1所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板，其特征在于，其厚度为5-60mm。
10.如权利要求1-9中任意一项所述的具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板的制造方法，其特征在于，包括步骤：冶炼、铸造、加热、两阶段轧制、淬火、淬火后冷却和回火。
11.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在所述铸造步骤采用浇铸工艺，浇铸温度为1490-1560℃，浇铸的过热度控制为8-35℃。
12.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在所述加热步骤，控制加热温度为1080-1250℃，在板坯中心达到该温度后保持60-300min。
13.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在所述两阶段轧制步骤中，控制再结晶区轧制单道次压下率≥8％，再结晶区轧制总压下率≥50％；控制未再结晶区轧制单道次压下率≥12％，未再结晶区轧制总压下率≥50％。
14.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在所述两阶段轧制步骤中，控制未再结晶区轧制的开轧温度为800-860℃，终轧温度为770-840℃。
15.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在所述淬火步骤采取水淬工艺，入水温度为750-820℃，冷却速率为10-150℃/s，终冷温度为室温到350℃。
16.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在所述淬火后冷却步骤，对于厚度≤30mm的钢板，采取堆垛冷却或冷床冷却的方式将钢板冷却到室温；对于厚度＞30mm的钢板，采取堆垛冷却或者保温缓冷的方式将钢板冷却到室温。
17.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在所述回火步骤中，控制回火温度为650-720℃，且在钢板中心达到该回火温度后，继续保温10-180min。
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