CN106319388B - 一种80公斤级低预热型高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种80公斤级低预热型高强度钢板及其制造方法，其化学成分重量百分比为：C 0.050～0.080％，Si 0.01～0.35％，Mn 1.00～1.60％，P≤0.013％，S≤0.0030％，Ni 1.00～1.60％，Cu 0.85～1.45％，Cr 0.30～0.60％，Mo 0.15～0.45％，V 0.030～0.060％，Ti 0.008～0.018％，Nb 0.010％～0.030％，Ca0.0010～0.0040％，余Fe和夹杂；满足：Mn/C≥18，(％Cu)×(％V)≥0.030，15≤[(％Mn)+0.13(％Ni)+0.07(％Cu)+0.57(％Cr)+0.76(％Mo)+0.49(％V)+0.16(％Si)+2.11(％C)+0.81(％Nb)]×V_冷速≤55，Ca/S为0.80～1.50，且2.5×10^－6≤(％Ca)×(％S)≤2.5×10^－3。本发明采用在线淬火+回火热处理工艺，获得的钢板具有高强度的同时，其塑韧性、焊接性也优异。

Description

一种80公斤级低预热型高强度钢板及其制造方法

技术领域

本发明属于低碳(高强度)低合金钢领域，具体涉及一种80公斤级低预热型高强度钢板及其制造方法，其抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥690MPa、-40℃夏比横向冲击功(单个值)≥100J、断裂延伸率δ₅≥17％、焊接预热温度≤50℃，特别适用于水电压力水管、钢叉管、涡壳、海洋平台、大型工程机械等大型钢结构及设备。

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)低合金钢的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，即钢板在低温状态下(≤-40℃)，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60公斤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和革新制造工艺技术(TMCP及DQ)获得更好的显微组织匹配，超细化组织与结构，使高强调质钢板获得更优良的塑韧性、焊接性。

近年来，随着海洋平台、水电压力钢管与蜗壳、桥梁结构等重钢结构向超大型化、轻量化发展，80公斤级高强度调质钢板逐渐成为该类工程用钢的主力；虽然80公斤级调质钢板经过30多年的发展与不断完善，但是为了避免焊接冷裂纹的发生、保证重钢结构质量与安全可靠，焊前需要对钢板预热到100℃以上，高预热温度导致作业环境恶化、钢板局部变形严重，造成焊接作业施工难度、现场焊接质量难于控制，开发80公斤级低预热型(现场预热温度≤50℃)高强度调质钢板刻不容缓。

现有抗拉强度≥780MPa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≥2.00×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，尤其添加微量的B元素(10ppmm左右)，以提高钢板的淬透性，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，硬化钢板焊接热影响区HAZ，HAZ的最高硬度通常超过Hv350，导致焊接热影响区HAZ出现延迟冷裂纹的风险急剧增加【西山記念技术講座，1980，P150】；此外，高合金、含B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【电力土木(日文)，1986，Vol.201，P33；鉄と鋼，1986，Vol.72，S612；鉄と鋼，1986，Vol.72，S614；鉄と鋼，1985，Vol.71，S1523；鉄と鋼，1986，Vol.72，S615；鉄と鋼，1986，Vol.73，S1398；川崎制铁技报(日文)，1988，Vol.20，P233；制铁研究(日文)，1986，Vol.322，P99；CAMP-ISIJ日文)，1989，Vol.3，P207；NKK技报(日文)，1990，Vol.133，P37；电力土木(日文)，1994，Vol.249，P1；住友金属(日文)，1995，Vol.47，P1；西山記念技术講座191-192，2008，P162】。

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高强钢时，一般希望80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15％以上，以保证钢板加工性能与抗疲劳性能。

现有专利与技术文献仅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(参见日本专利昭63－93845、昭63－79921、昭60－258410、特平开4－285119、特平开4－308035、平3－264614、平2－250917、平4－143246、、美国专利USPatent5798004、欧洲专利EP 0288054A2)。

现有技术中采用了B微合金化来提高钢板的淬透性，导致钢板焊接热影响区最高硬度偏高，为确保焊接热影响区不出现延迟冷裂纹与构件的安全可靠性，实际现场焊接作业时，焊前预热温度需要控制在75℃以上，虽然较日本上世纪70～90年代中期的同类钢板焊前预热温度有较大程度地降低，但是预热温度仍然偏高，给现场焊接作业带来较大的不便。(参见中国专利ZL201210209649.5、ZL201210078314.4、ZL201210078313.X、ZL200910055353.0、ZL200810036416.3)。

发明内容

本发明的目的在于提供一种80公斤级低预热型高强度钢板及其制造方法，该高强度钢板的显微组织为细小低碳回火贝氏体，抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥690MPa、-40℃夏比横向冲击功≥100J、断裂延伸率δ₅≥17％、焊接预热温度≤50℃，特别适用于水电压力水管、钢叉管、涡壳、海洋平台、大型工程机械等大型钢结构及设备。

本发明采用超低C－Mn－(Ti+Nb+V)微合金钢的成分体系作为基础，Mn/C≥18、(高Cu+高Ni+Mo+Cr)合金化且Ni/Cu≥0.80、(％Cu)×(％V)≥0.030，15≤[(％Mn)+0.13(％Ni)+0.07(％Cu)+0.57(％Cr)+0.76(％Mo)+0.49(％V)+0.16(％Si)+2.11(％C)+0.81(％Nb)]×V_冷速≤55，Ca处理且Ca/S比在0.80～1.50之间且(％Ca)×(％S)^0.18≤2.5×10^－3，优化直接淬火(DQ)+离线回火工艺(T)，使用ausforming工艺，从形变的奥氏体进行快速冷却，把形变强化效果遗传到最终显微组织中去的同时，促进贝氏体板条形核并沿不同位向生长，致使新形成的贝氏体板条细小，有效分割原奥氏体晶粒，导致packet细小均匀且block之间位向差大，使成品钢板的显微组织为细小低碳回火贝氏体，平均晶团尺寸在20μm以下，获得优良的塑韧性80公斤级低焊接预热型调质钢板，消除了高强度钢板表面层过度淬火问题，特别适用于水电压力水管、钢叉管、涡壳、海洋平台、大型工程机械等大型钢结构及设备。

具体地，本发明的80公斤级低预热型高强度钢板，其化学成分重量百分比为：C：0.050～0.080％，Si：0.01～0.35％，Mn：1.00～1.60％，P：≤0.013％，S：≤0.0030％，Ni：1.00～1.60％，Cu：0.85～1.45％，Cr：0.30～0.60％，Mo：0.15～0.45％，V：0.030～0.060％，Ti：0.008～0.018％，Nb：0.010～0.030％，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：

Mn/C≥18，该控制可以改善贝氏体组织相貌，细化贝氏体晶团(packet)尺寸，增大贝氏体板条之间位向角，增加裂纹穿过贝氏体板条所消耗的能量，减小回火贝氏体内部碳化物析出尺寸，改善回火贝氏体内部碳化物的分布与形貌，提高贝氏体组织低温冲击韧性，确保高强调质钢板韧脆转变温度低于-40℃。

(％Cu)×(％V)≥0.030，确保ε-Cu与V(C，N)粒子分别以细小弥散地状态在贝氏体板条中充分析出、ε-Cu粒子与V(C，N)粒子之间相互促进析出，充分发挥ε-Cu沉淀硬化与V(C，N)粒子析出强化作用，保证贝氏体钢板的强度达到80公斤级水平；这是本发明关键技术之一。

15≤[(％Mn)+0.13(％Ni)+0.07(％Cu)+0.57(％Cr)+0.76(％Mo)+0.49(％V)+0.16(％Si)+2.11(％C)+0.81(％Nb)]×V_冷速≤55，通过化学成分与直接淬火冷却速度之间的匹配，其作用为：

1)抑制不含B元素的钢板在直接淬火(即在线淬火)过程中先共析的铁素体晶粒的析出(不含B元素的钢板，通过未再结晶控轧后，形变状态的奥氏体在直接淬火过程中，极易析出先共析的铁素体晶粒，导致调质钢板强度急剧降低)，确保得到贝氏体组织，保证调质钢板强度达到80公斤级水平；

2)避免过度淬火形成马氏体组织，造成ε-Cu在马氏体板条内以密集、弥散的状态析出而导致调质钢板的塑性、韧性严重劣化。这是本发明关键技术之一。

Ca处理，且Ca/S比在0.80～1.50之间，且2.5×10^－6≤(％Ca)×(％S)≤2.5×10^－3：对钢水进行Ca处理，不仅可以进一步脱O、脱S、净化钢水、球化硫化物夹杂，更重要的是Ca与钢中的O、S生成纳米级Ca(O，S)粒子，钉扎焊接热影响区奥氏体晶粒长大，细化热影响区显微组织，降低热影响区硬度、抑制热影响区延迟冷裂纹析出、提高热影响区低温韧性；为了保证钢中硫化球化，Ca/S比控制在0.80～1.50之间；为了保证钢中存在足够数量的Ca(O，S)粒子抑制焊接热影响区奥氏体晶粒长大，控制2.5×10^－6≤(％Ca)×(％S)；此外，当Ca(O，S)粒子数量过多时，Ca(O，S)粒子不仅发生粗大化，而且降低钢板纯净性，危害钢板低温冲击韧性、焊接性及焊接热影响区低温韧性[粗大的Ca(O，S)粒子成为裂纹形核点)，因此(％Ca)×(％S)≤2.5×10^－3。

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。

本发明钢板显微组织为细小低碳回火贝氏体，抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥690MPa、-40℃夏比横向冲击功(单个值)≥100J、断裂延伸率δ₅≥17％、焊接预热温度≤50℃。

在本发明的成分设计中：

C：对高强度调质钢板的强度、低温韧性、延伸率及焊接性尤其焊接冷裂纹敏感性影响很大，从改善高钢板本征塑韧性、焊接性、尤其是降低高强度调质钢板焊接HAZ的冷裂纹敏感性与低温韧性的角度，希望钢中C含量控制得较低；但是从高强度调质钢板的淬透性、塑韧性匹配、在线调质工艺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；因次C含量合理范围为0.050～0.080％。

Si：促进钢水脱氧并能够提高调质钢板强度，但是，对于采用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促进packet尺寸粗化，严重损害调质钢板的低温韧性、延伸率及焊接性，尤其在较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；但是，本发明采用超低碳贝氏体+ε-Cu弥散析出强韧化机制，因此钢中的Si含量上限可以适当提高，以降低其它贵重合金元素的用量；因此，Si含量控制在0.35％以下。

Mn：作为最重要的合金元素在钢中除提高调质钢板的强度外，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调质钢板强度的作用；但是，Mn在钢水凝固过程中容易发生偏析，尤其钢水中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在线调质及焊接过程中易形成异常组织，导致高强调质钢板低温韧性低下和焊接接头出现裂纹；因此，适合Mn含量为1.00～1.60％。

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，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，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、促进贝氏体形成，而且贝氏体板条间位向差增大，增大裂纹穿过贝氏体packet结构的阻力，在提高调质钢板强度的同时，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，尤其提高焊接热影响区冷裂纹敏感性、降低热影响区低温韧性；但是对于80公斤级调质钢板，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0.30～0.60％之间。

Mo：能够大幅度提高钢板的淬透性，促进贝氏体形成，但是Mo作为强碳化物形成元素，在促进贝氏体形成的同时，增大贝氏体packet的尺寸且形成的贝氏体block间位向差很小，减小裂纹穿过贝氏体packet结构的阻力，此外Mo促进高强调质钢板表(亚)面层过淬；因此Mo在大幅度提高调质钢板强度的同时，降低了调质钢板的低温韧性、延伸率，诱发钢板表(亚)面层过淬火；并且当Mo添加过多时，不仅严重损害钢板的延伸率、焊接性，尤其焊接热影响区冷裂纹敏感性、大幅度降低热影响区低温韧性，而且增加钢板SR脆性和生产成本；但是对于80公斤级调质钢板，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、焊接性(尤其冷裂纹敏感性)及制造成本的影响，Mo含量控制在0.15～0.45％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，细化贝氏体晶团packet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还可以降低高铜含量钢板的铜脆现象，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80公斤级调质钢板，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，确保钢板的强度、低温韧性；因此，Ni含量控制在1.00～1.60％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：本发明钢板采用在钢板回火过程中，大量ε-Cu在贝氏体板条中弥散析出，实现调质钢板的强化；当钢中Cu含量低于0.85％时，贝氏体板条中的ε-Cu析出数量不足，不能实现有效的强化；而当钢中Cu含量高于1.45％时，极易造成大量弥散ε-Cu密集析出，严重恶化钢板的低温韧性；同时过高的Cu含量也容易导致板坯、钢板发生铜脆现象，不仅在板坯表面，更重要的是在后续的热轧与焊接过程中，钢板表面及焊接热影响区产生严重的表面龟裂；为了消除铜脆现象，一般采取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；此外，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Ar₃，提高奥氏体向铁素体相变的驱动力，导致贝氏体板条可以向各个位向长大，导致贝氏体block间位向差变大，增加裂纹穿过贝氏体板条的阻力，提高调质钢板的低温韧性。

Ti：含量在0.008％～0.018％之间，抑制板坯加热、热轧及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；然而，当Ti含量超过0.018％时，过剩Ti可能在贝氏体板条上及晶团界上以TiC共格析出，严重脆化钢板显微组织。

Nb：钢中添加微量的Nb元素目的是进行未再结晶控制轧制，细化钢板显微组织及增加位错强化，改善钢板表(亚)面层淬火组织，防止钢板表(亚)面层过度淬火，提升DQ钢板淬透性，提高超高强度DQ钢板强度、韧性及塑性之间的匹配，当Nb添加量低于0.010％时，除不能有效发挥的控轧作用；当Nb添加量超过0.030％时，大热输入焊接条件下诱发粗大的上贝氏体(Bu)形成和Nb(C,N)二次析出脆化作用，严重损害大热输入焊接热影响区(HAZ)的低温韧性，因此Nb含量控制在0.010～0.030％之间，获得最佳的控轧效果、实现高强在线调质钢板的强韧性/强塑性匹配，消除表(亚)面层过度淬火的同时，又不损害大热输入焊接及多道次焊接HAZ的低温韧性。

V：含量在0.030～0.060％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)在贝氏体板条中弥散析出，提高DQ+T钢板的强度。V添加过少，低于0.030％，析出的V(C,N)太少，不能有效提高高强度DQ+T钢板的强度；V添加量过多，高于0.060％，损害钢板低温韧性、延伸率、焊接性及焊接SR性能。

Ca：对钢进行Ca处理，一方面可以进一步纯洁钢液，净化与强化高铜含量的调质钢板的晶界，抑制钢板的低温沿晶脆断；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、提高调质钢板低温韧性、改善调质钢板韧性的各向异性及焊接性，其次通过球化钢中硫化物，减少长条状的MnS夹杂，极大程度改善钢板抗氢致裂纹特性；更重要的是Ca在钢中形成热稳定性很高、不易聚集长大、弥散分布的纳米尺寸级Ca(O，S)粒子，钉扎焊接热影响区奥氏体晶粒长大，细化热影响区显微组织，降低热影响区硬度、提高热影响区低温韧性及氢致裂纹特性，因此Ca含量的合适范围为0.0010～0.0040％。

本发明钢板的显微组织为细小低碳回火贝氏体，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，即在低于25℃预热条件下完全消除了高强度调质钢板焊接冷裂纹问题，并消除了钢板表(亚)面层过淬火的问题。

本发明的80公斤级低预热型高强度钢板的制造方法，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述成分冶炼、连铸成坯，采用低过热度浇铸，连铸中间包浇注过热度ΔT为8℃～23℃，拉速为0.6m/min～1.0m/min；为确保高强度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；

2)板坯加热

为保证加热及轧制过程中板坯不发生晶间液化而产生的热裂纹，采用板坯低温加热技术，确保铌的析出物Nb(C，N)完全固溶，以保证后续的未再结晶控轧，两者权衡考虑后，板坯加热温度设为1050℃～1130℃；

3)轧制，钢板总压缩比(板坯厚度/成品钢板厚度)≥3.6

第一阶段为普通轧制，轧机以不间断的模式连续将出炉板坯轧制到中间坯厚度即成品厚度2倍以上，最大程度地细化奥氏体晶粒；

第二阶段采用未再结晶控制轧制，控轧开轧温度800℃～880℃，轧制道次压下率≥8％，未结晶区(≤850℃)累计压下率≥50％，终轧温度780℃～840℃，为在未再结晶奥氏体中累积足够的形变量、形成高密度的位错网络结构、实现ausforming工艺奠定基础；

4)冷却

未再结晶控轧结束后，钢板立即以辊道的最大输送速度运送到ACC设备处，随即对钢板进行加速冷却；钢板开冷温度770℃～830℃，冷却速度≥10℃/s，停冷温度低于Ms点温度，控制为≤300℃；

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，保温工艺为钢板温度表面大于300℃的条件下至少保温24小时，保证超厚钢板脱氢充分，防止产生氢致裂纹；

5)回火热处理

钢板回火温度为600～650℃，钢板中心温度达到回火温度时开始计时，回火保持时间15min～60min，回火结束后钢板自然空冷至室温；

进一步，步骤1)中，结晶器液面波动≤5mm。

获得显微组织为细小低碳回火贝氏体，抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥690MPa、-40℃夏比横向冲击功(单个值)≥100J、断裂延伸率δ₅≥17％、焊接预热温度≤50℃的高强度调质钢板。

对于本发明钢板的成分体系，系统地回火特性研究发现：ε-Cu粒子时效析出峰值温度约为550℃，钢板在时效峰值附近进行回火时，ε-Cu粒子以细小弥散地状态发生共格析出，导致钢板发生严重的析出脆化；因此，本发明钢板回火工艺采用过时效处理，适当粗化ε-Cu粒子，造成ε-Cu粒子与铁素体之间共格界面的丧失，以获得高铜含量的调质钢板最佳的强韧性、强塑性匹配。

本发明的有益效果：

本发明采用在线淬火(DQ)+T相结合，在较少合金添加量的基础上，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，消除了钢板表(亚)面层过淬火的问题；在获得优良80公斤级级高强调质钢板的同时，钢板的低温韧性、焊接性也同样优异，尤其是焊接冷裂纹敏感性极低，现场焊接施工预热温度≤50℃，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；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Mo元素)，获得高强度、优良的塑韧性、这不仅进一步减少了制造成本，而且改善了钢板现场焊接条件、焊接施工难度与成本，缩短钢结构制造周期，尤其对于高强度钢板，焊接冷裂敏感性大幅度降低，焊接预热温度低、后热处理省略、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5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做进一步说明。

本发明实施例成分参见表1，表2、表3、表4为本发明制造工艺的实施例；表5为本发明实施例钢板性能，图1为本发明实施例5的显微组织(1/4厚度)照片。

从图1可以看出，成品钢板的显微组织为细小低碳回火贝氏体，平均晶团尺寸在20μm以下。

本发明采用在线淬火(DQ)+T相结合，在较少合金添加量的基础上，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，即在低于25℃预热条件下完全消除了高强度调质钢板焊接冷裂纹问题，并消除了钢板表(亚)面层过淬火的问题。

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、海军新一代舰艇用钢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――80公斤级超低焊接预热型调质钢板具有广阔的市场前景。

Claims (4)

1.一种80公斤级低预热型高强度钢板，其化学成分重量百分比为：

C：0.050～0.080％；

Si：0.01～0.35％；

Mn：1.00～1.60％；

P：≤0.013％；

S：≤0.0030％；

Ni：1.00～1.60％；

Cu：0.85～1.45％；

Cr：0.30～0.60％；

Mo：0.15～0.45％；

V：0.030～0.060％；

Ti：0.008～0.018％；

Nb：0.010～0.030％；

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：

Mn/C≥18；

(％Cu)×(％V)≥0.030；

15≤[(％Mn)+0.13(％Ni)+0.07(％Cu)+0.57(％Cr)+0.76(％Mo)+0.49(％V)+0.16(％Si)+2.11(％C)+0.81(％Nb)]×V_冷速≤55；控轧结束后进行冷却，钢板开冷温度770℃～830℃，V_冷速为直接淬火冷却速度，冷却速度≥10℃/s，停冷温度≤300℃；

Ca/S为0.80～1.50，且2.5×10^－6≤(％Ca)×(％S)≤2.5×10^－3；

所述高强度钢板的显微组织为细小低碳回火贝氏体。

2.根据权利要求1所述的80公斤级低预热型高强度钢板，其特征在于，所述高强度钢板的抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥690MPa、-40℃夏比横向冲击功≥100J、断裂延伸率δ₅≥17％、焊接预热温度≤50℃。

3.根据权利要求1或2所述的80公斤级低预热型高强度钢板的制造方法，包括：

1)冶炼、铸造

按上述成分冶炼、连铸成坯，连铸中间包浇注过热度ΔT为8℃～23℃，拉速为0.6m/min～1.0m/min；

2)板坯加热

板坯加热温度1050℃～1130℃；

3)轧制，钢板总压缩比≥3.6；

第一阶段为普通轧制，轧机以不间断的模式，连续将出炉板坯轧制到中间坯厚度即成品厚度2倍以上；

第二阶段控轧开轧温度800℃～880℃，轧制道次压下率≥8％，未结晶区累计压下率≥50％，终轧温度780℃～840℃；

4)冷却

控轧结束后进行冷却，钢板开冷温度770℃～830℃，冷却速度≥10℃/s，停冷温度≤300℃；

钢板从停冷结束到入加热式缓冷坑间隔时间不大于30min，钢板表面温度大于300℃，至少保温24小时；

5)回火热处理

钢板回火温度为600～650℃，钢板中心温度达到回火温度时开始计时，回火保持时间15min～60min，回火结束后钢板自然空冷至室温。

4.根据权利要求3所述的80公斤级低预热型高强度钢板的制造方法，其特征在于，步骤1)中，结晶器液面波动≤5mm。