CN109423572B - 高止裂、抗应变时效脆化特性的耐海水腐蚀钢板及其制造方法 - Google Patents

高止裂、抗应变时效脆化特性的耐海水腐蚀钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

高止裂、抗应变时效脆化特性的耐海水腐蚀钢板及其制造方法，其成分重量百分比为：C 0.040～0.070％，Si≤0.15％，Mn 0.85～1.15％，P≤0.013％，S≤0.0030％，Cu 0.90～1.20％，Ni 0.60～1.00％，Mo 0.05～0.30％，Nb 0.010～0.030％，Ti 0.008～0.014％，Al 0.040～0.070％，N≤0.0050％，B≤0.0003％，Ca 0.0010～0.0040％，余Fe和不可避免杂质；该钢板具有高强度，优良的低温韧性、止裂特性及抗应变时效脆化特性，而且钢板还具有优良的耐海水腐蚀性，能够承受大热输入焊接，特别适用于冰海地区的破冰船壳体、海洋平台、跨海大桥、海洋风塔结构、水电金属结构(压力钢管、蜗壳、钢岔管及水轮机金属构件)及压力容器等，并且能够实现稳定批量工业化生产。

Description

高止裂、抗应变时效脆化特性的耐海水腐蚀钢板及其制造 方法
技术领域
本发明涉及耐海水腐蚀钢板，特别涉及一种高止裂、抗应变时效脆化特性的耐海水腐蚀钢板及其制造方法，该钢板屈服强度≥490MPa、抗拉强度≥610MPa、-60℃的夏比冲击功(单个值)≥100J、NDT(无塑性转变温度)≤-80℃的耐海水腐蚀钢板，且可以实现大热输入焊接与钢构件的超低成本制造。
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、船舶制造、桥梁结构、锅炉压力容器、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、焊接性提出更高的要求，即在维持较低制造成本的同时大幅度地提高钢板的综合机械性能和使用性能，以减少钢材的用量而节约成本，减轻钢构件自身重量、稳定性和安全性。目前世界范围内掀起了发展新一代高性能钢铁材料的研究高潮，通过合金组合设计、革新控轧/TMCP技术及热处理工艺获得更好的显微组织匹配，从而使钢板得到更优良强韧性、强塑性匹配、耐海水腐蚀性、更优良的焊接性及抗疲劳性能。
现有技术在制造屈服强度≥490MPa、-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％)(【The Firth(1986)internationalSymposium and Exhibit on Offshore Mechanics and Arctic Engineering】，1986，Tokyo，Japan，354；“DEVELOPMENTS IN MATERIALS FOR ARCTIC OFFSHORE STRUCTURES”；“Structural Steel Plates for Arctic Use Produced by Multipurpose AcceleratedCooling System”(日文)，川崎制铁技报，1985，No.1 68～72；“Application ofAccelerated Cooling For Producing 360MPa Yield Strength Steel plates of up to150mm in Thickness with Low Carbon Equivalent”，Accelerated Cooling RolledSteel，1986，209～219；“High Strength Steel Plates For Ice－Breaking VesselsProduced by Thermo－Mechanical Control Process”，Accelerated Cooling RolledSteel，1986，249～260；“420MPa Yield Strength Steel Plate with Superior FractureToughness for Arctic Offshore Structures”，Kawasaki steel technical report，1999，No.40，56；“420MPa and 500MPa Yield Strength Steel Plate with High HAZtoughness Produced by TMCP for Offshore Structure”，Kawasaki steel technicalreport，1993，No.29，54；“Toughness Improvement in Bainite Structure by Thermo-Mechanical Control Process”(日文)住友金属，Vol.50,No.1(1998),26；“冰海地区使用的海洋平台结构用钢板”(日文)，钢铁研究，1984，第314号，19～43】)，以确保母材钢板具有优异的低温韧性；但钢板NDT很难达到-80℃，钢板的止裂特性、抗应变时效特性及耐海水腐蚀性也均未涉及，钢板的焊接性也不能达到焊前无预热焊后无处理(包括消应、消氢处理)；采用≤50KJ/cm的热输入焊接时，热影响区HAZ的韧性也能够达到-60℃Akv≥34J；但是采用大热输入(≥100kJ/cm)焊接时，焊接热影响区(HAZ)的低温韧性一般比较难以达到，热影响区(HAZ)低温韧性发生严重劣化。
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，尤其采用大热输入焊接时如何保证热影响区(HAZ)的低温韧性(止裂性、NDT)少之又少，且为了保证钢板的低温韧性，钢中一般均加入一定量的Ni或Cu+Ni元素，钢板大热输入焊接热影响区(HAZ)低温韧性也很少能够达到－60℃(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US 4855106、US5183198、US4137104)。
中国专利申请号201410300713.X、201310244712.3、ZL201310244706.8、ZL201310124065.2、ZL201310244713.8、ZL201210209637.2公开的可以大热输入焊接各类低温钢板，为了保证大热输入焊接热影响区低温韧性，钢中均不可避免地添加一定数量贵重合金元素Cu与Ni，且钢板大热输入焊接热影响区(HAZ)低温韧性较难保证，更没有涉及钢板抗应变时效脆化特性与耐海水腐蚀性。
发明内容
本发明的目的在于设计一种高止裂、抗应变时效脆化特性的耐海水腐蚀钢板及其制造方法，该钢板具有高强度，优良的低温韧性、止裂特性及抗应变时效脆化特性，其屈服强度≥490MPa、抗拉强度≥610MPa、-60℃的夏比冲击功(单个值)≥100J、NDT(无塑性转变温度)≤-80℃；而且钢板还要具有优良的耐海水腐蚀性，能够承受大热输入焊接，特别适用于冰海地区的破冰船壳体、海洋平台、跨海大桥、海洋风塔结构、水电金属结构(压力钢管、蜗壳、钢岔管及水轮机金属构件)及压力容器等，并且能够实现稳定批量工业化生产。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
高止裂、抗应变时效脆化特性的耐海水腐蚀钢板是厚板产品中难度较大的品种之一，其原因是该类钢板不仅要求超低C、低碳当量、高强度，优良的低温韧性、止裂特性及抗应变时效脆化特性；而且钢板还要具有优良的耐海水腐蚀性，能够承受大热输入焊接，焊接热影响区具有优良的低温冲击韧性、止裂特性及抗应变时效脆化特性；然而这些性能要求很难同时满足。超低C、低碳当量与高强度，高强度、优良的低温韧性、止裂特性及抗应变时效脆化特性与优良焊接性尤其大热输入焊接性在成分设计和工艺设计上相互冲突，很难调和，即降低C含量、碳当量的同时，很难实现钢板的高强度；在提高强度的同时，很难实现钢板优良的焊接性，尤其大热输入焊接条件下焊接热影响区的低温韧性、止裂特性、抗应变时效脆化特性及焊接接头耐海水腐蚀性严重裂化。
如何平衡高强度、低温韧性、止裂特性、抗应变时效脆化特性及耐海水腐蚀性是本产品最大的难点之一，也是关键核心技术；因此本发明在关键技术路线、成分和工艺设计上，综合了影响钢板的低碳当量、高强度，优良的低温韧性、止裂特性、抗应变时效脆化特性优良的耐海水腐蚀性且能够承受大热输入焊接等关键因素。
本发明从合金设计入手，采用超低C－高Cu－中Ni－Nb微合金化－超微Ti处理的成分体系作为基础，控制(Cu当量)≥1.20、[(％C)+2.35(％N)]/0.54[(％Ti)+0.28(％Nb)]≤4.55、Ni/Cu≥0.67、(Ni当量)×(精轧累计压下率ξ)×[(T开轧-T终轧)/T开轧]≥0.75、(淬透性指数η)×V冷速[(T开冷-T停冷)/(T开冷+T停冷)]≥82.5，(碳当量Pcm)×[％C]≤0.010，且Ti/N在2.5～3.8之间，优化TMCP+T工艺，使成品钢板的显微组织为均匀细小的铁素体+弥散分布的贝氏体，显微组织平均晶粒尺寸在10μm以下，母材钢板获得高强度，优良的低温韧性、止裂特性及抗应变时效脆化特性；而且钢板还要具有优良的耐海水腐蚀性，能够承受大热输入焊接。
具体的，本发明高止裂、抗应变时效脆化特性的耐海水腐蚀钢板，其成分重量百分比为：
C：0.040％～0.070％
Si：≤0.15％
Mn：0.85％～1.15％
P：≤0.013％
S：≤0.0030％
Cu：0.90～1.20％
Ni：0.60～1.00％
Mo：0.05～0.30％
Nb：0.010％～0.030％
Ti：0.008％～0.014％
Al：0.040％～0.070％
N：≤0.0050％
B：≤0.0003％
Ca：0.0010％～0.0040％
其余为Fe和不可避免的杂质；且必须同时满足如下关系：
控制(Cu当量)≥1.20，A)保证钢中有足够的纳米级ε-Cu粒子以弥散状态析出，确保钢板的强度；B)保证钢板足够的耐海水腐蚀性，这是本发明关键技术之一，其中，Cu当量＝(％Cu)+0.43(％Ni)+0.26(％Mo)。
[(％C)+2.35(％N)]/0.54[(％Ti)+0.28(％Nb)]≤4.55，基本消除钢中的固溶N原子、大幅度降低钢中的固溶C原子，改善钢板抗应变时效脆化特性。
Ni/Cu≥0.67，确保在高Cu含量条件下，板坯与钢板不出现铜脆龟裂现象，保证板坯与钢板的冶金质量。
(Ni当量)×(精轧累计压下率ξ)×[(T开轧-T终轧)/T开轧]≥0.75，1)确保钢板显微组织均匀细小，钢板的显微组织平均晶粒尺寸在10μm以下；2)抑制铁素体原子低温下d-d电子云轨道的方向性(向共价键转变趋势)、降低铁素体位错低温下滑移的晶格摩擦力(P-N力)、提高铁素体位错低温条件下的可动性，保证钢板在低温条件下具有优良的本征韧性；两者相结合，确保母材钢板获得优良的低温韧性、止裂特性及抗应变时效脆化特性，这是本发明关键技术之一；其中，Ni当量＝(％Ni)+0.26(％Cu)-0.35(％Mo)。
(淬透性指数η)×V冷速[(T开冷-T停冷)/(T开冷+T停冷)]≥82.5，保证钢板在控轧随后的加速冷却过程中，形成均匀细小的铁素体+弥散分布的贝氏体，保证钢板强度、强韧性匹配与强塑性匹配，这是本发明关键技术之一；
其中，淬透性指数
η＝0.311C0.5(1+0.64Si)×(1+4.10Mn)×(1+0.27Cu)×(1+0.52Ni)×(1+2.33Cr)×(1+3.14Mo)×25.4；
(碳当量Pcm)×[％C]≤0.010，且Ti/N在2.5～3.8之间，确保钢板具有优良的焊接性，钢板可承受大热输入焊接，这是本发明关键技术之一；
Pcm＝(％C)+(％Si)/30+(％Mn)/20+(％Cu)/20+(％Ni)/60+(％Cr)/20+(％Mo)/15+(％V)/10+5(％B)。
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。
在本发明钢板成分体系设计中：
为了获得高强度、优良的低温韧性、止裂性、抗应变时效脆化特性及大热输入焊接性，本发明TMCP+T型钢板化学成分具有以下特征：
C对TMCP+T型钢板的强度、低温韧性、延伸率及焊接性尤其大热输入焊接性影响很大，从改善TMCP钢板低温韧性、止裂特性、抗应变时效脆化特性与大热输入焊接性角度，希望钢中C含量控制得较低；但是从钢板的强度、生产制造过程中显微组织控制与制造成本的角度，C含量不宜控制得过低；过低C含量易导致晶界迁移率过高，母材钢板与焊接HAZ显微组织晶粒粗大或出现混晶，而且钢中C含量过低导致晶界弱化，严重劣化母材钢板与焊接HAZ的低温韧性、止裂性、抗应变时效脆化特性；因此，C含量合理范围为0.040％～0.070％。
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、止裂性、抗应变时效脆化特性，尤其合金含量高的钢板在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的低温韧性与抗裂止裂特性，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。
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TMCP钢板显微组织而改善钢板低温韧性、止裂特性及抗应变时效脆化特性的作用、促进低温相变组织形成而提高钢板强度的作用。但是，当钢中合金含量较高、尤其含有大量的Cu、Ni等奥氏体稳定元素时，Mn不仅损害钢板耐海水腐蚀性，而且Mn在钢水凝固过程中促进偏析，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、Si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轧制与加速冷却及焊接过程中易形成异常组织，导致钢板低温韧性、止裂性、抗应变时效脆化特性低下和焊接接头出现裂纹；因此适合Mn含量为0.85％～1.15％之间。
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、止裂性、抗应变时效脆化特性、延伸率及焊接性(尤其大热输入焊接性)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，P含量适宜的范围≤0.013％。
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与钢中的Mn结合，形成MnS夹杂物，尤其钢中Mn含量较高时，形成的MnS不仅数量众多，而且尺寸巨大；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尤其抗应变时效脆化特性、止裂性(MnS不仅为裂纹起裂点，而且降低裂纹扩展需要的能量、大幅度降低裂纹的扩展阻力)、延伸率、Z向性能、焊接性(尤其大热输入焊接性)，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，S含量需要控制在≤0.0030％。
Cu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大气、耐海水腐蚀性；更为重要的是本发明钢板采用在钢板回火过程中，大量纳米尺度的ε-Cu在铁素体中弥散析出，实现TMCP+T钢板的强化；当钢中Cu含量较高时(Cu含量≥0.50％)，通过调整合适的回火温度，使ε-Cu以过时效的形式在铁素体中大量弥散地析出纳米级尺度ε-Cu粒子，大幅度提高钢板的强度而不严重损害钢板的低温韧性、止裂性抗应变时效脆化特性及焊接性，为了确保钢中有足够的纳米级尺度ε-Cu粒子析出，钢中Cu含量必须不低于0.90％；但是过高Cu含量不仅导致过量的纳米级尺度ε-Cu粒子析出，严重损害钢板的低温韧性、止裂性抗应变时效脆化特性，而且也容易导致板坯、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，因此钢中Cu含量上限不得超过1.25％。
添加Ni不仅可以促进铁素体相中位错交滑移，提高位错可动性，而且增大马氏体/贝氏体板条间位向差；Ni作为奥氏体稳定化元素，降低Ar3点温度，细化马氏体/贝氏体晶团尺寸，因此Ni具有同时提高TMCP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，且Ni对碳当量贡献值最低。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，对钢板的焊接性不利；同时Ni是一种很贵重元素，从性价比的角度，钢中Ni含量尽可能地降低，从抑制板坯与钢板铜脆发生的角度，钢中Ni含量尽可能地提高，综合钢板力学性能、钢板健全性及制造成本，钢中Ni含量控制在0.60％～1.00％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/贝氏体晶团的尺寸且形成的马氏体/贝氏体板条间位向差很小，减小裂纹穿过马氏体/贝氏体晶团的阻力；因此Mo在大幅度提高钢板强度的同时，降低了钢板的低温韧性、止裂性、抗应变时效脆化特性及大热输入焊接性；更重要的是Mo添加量超过0.30％时，大幅度增加钢板的制造成本。因此综合考虑Mo的相变强化作用及对母材钢板强度、低温韧性、止裂性、抗应变时效脆化特性、大热输入焊接性及制造成本的影响，本发明采用超低Mo合金化，Mo含量控制在0.05％～0.30％。
钢中添加微量的Nb元素目的是进行未再结晶控制轧制、提高TMCP+T钢板强度和韧性，当Nb添加量低于0.015％时，除不能有效发挥的控轧作用之外，对TMCP钢板强化、韧化能力也不足；当Nb添加量超过0.030％时，大热输入焊接条件下诱发上贝氏体(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的低温韧性、止裂性、抗应变时效脆化特性，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TMCP+T钢板强韧性/强塑性匹配的同时，又不损害大热输入焊接热影响区的韧性。
Ti含量在0.008％～0.014％之间，抑制均热和热轧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，添加Ti可以消除钢中固溶的N含量，减少固溶的C含量，改善钢板抗应变时效脆化特性。
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，更重要的是改善钢板抗应变时效脆化特性；因此Als下限控制在0.040％；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、止裂性、抗应变时效脆化特性、焊接性及抗应变时效脆化特性及抗SR脆化特性，因此Als上限控制在0.070％。
为了降低钢中固溶N含量，改善钢板抗应变时效脆化特性，钢中N含量≤0.0050％。
为了保证形成细小铁素体+超低碳贝氏体组织，钢中B含量不得高于0.0003％，以确保先共析块状铁素体在原奥氏体晶界形核、生成。
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。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，降低钢的低温韧性和延伸率，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0.5～5之间为宜，因此Ca含量的合适范围为0.0010％～0.0040％。
本发明的高止裂、抗应变时效脆化特性的耐海水腐蚀钢板的制造方法，其包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按上述成分冶炼、铸造成板坯；
2)板坯加热，加热温度控制在1050℃～1150℃；
3)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，累计压下率≥50％；
第二阶段精轧采用未再结晶控制轧制，控轧开轧温度控制在780℃～820℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥30％，终轧温度760℃～800℃；
4)控轧结束后，钢板立即运送到加速冷却设备处，对钢板进行加速冷却，钢板开冷温度750℃～790℃，冷却速度≥7℃/s，停冷温度为400℃～550℃，随后钢板自然空冷至350℃后进行缓冷。
5)回火，采用过时效处理，钢板回火温度为600～650℃，回火保持时间15min～60min，回火结束后钢板自然空冷至室温；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。
本发明制造工艺中：
板坯加热温度控制在1050℃～1150℃之间，确保钢中Nb在板坯加热过程中全部固溶到奥氏体中去的同时，板坯奥氏体晶粒不发生反常长大。
钢板总压缩比(板坯厚度/成品钢板厚度)≥3.0，保证轧制形变穿透到钢板芯部，改善钢板中心部位显微组织与性能。
第一阶段为普通轧制，采用轧机最大轧制能力进行连续不间断地进行轧制，累计压下率≥50％，确保形变钢坯发生再结晶，细化奥氏体晶粒；
第二阶段采用未再结晶控制轧制，根据上述钢中Nb元素含量范围，为确保未再结晶控轧效果，控轧开轧温度控制在780℃～820℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥30％，终轧温度760℃～800℃。；
控轧结束后，钢板立即以辊道的最大输送速度运送到DQ设备处，随即对钢板进行加速冷却；钢板开冷温度终轧温度750℃～790℃，冷却速度≥7℃/s，停冷温度为400℃～550℃，随后厚度≥50mm的钢板自然空冷至350℃后进行缓冷。
对于本发明钢板的成分体系，系统地回火特性研究发现：纳米级尺度的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粒子以极其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TMCP+T钢板最佳的强韧性、强塑性匹配；钢板回火温度(板温)为600～650℃，回火保持时间15min～60min，回火结束后钢板自然空冷至室温；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。
本发明的有益效果：
本发明钢板通过成分组合设计，并与TMCP+T制造工艺相结合，不仅大幅度地缩短制造周期，而且降低制造成本，生产出综合性能优良的TMCP+T钢板，为企业创造巨大的价值，实现了制造过程的绿色环保。钢板的高性能高附加值集中表现在钢板具有高强度、优异的低温韧性的同时，钢板的焊接性(尤其大热输入焊接性)也同样优异，成功地解决了在超低C、低碳当量条件下，钢板获得高强度、优良的低温韧性、止裂性及抗应变时效脆化特性，极大地提高了大型重钢结构的安全稳定性；良好的焊接性(尤其可大热输入单道次焊接)节省了用户钢构件制造的成本，大幅度地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。
附图说明
图1为本发明实施例3钢的显微组织(1/4厚度)。
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。
本发明实施例钢成分参见表1，表2～表4为本发明实施例钢制造工艺，表5、表6为本发明实施例钢板性能。
由图1可以看出，钢板显微组织为均匀细小的铁素体+弥散分布的贝氏体，显微组织平均晶粒尺寸在10μm以下。
本发明钢板通过成分组合设计，并与TMCP+T制造工艺相结合，不仅大幅度低成本地生产出综合性能优良的TMCP钢板，而且大幅度地缩短了钢板的制造周期，为企业创造巨大的价值，实现了制造过程的绿色环保。钢板的高性能高附加值集中表现在钢板具有高强度、优异的低温韧性、止裂性及抗应变时效脆化特性的同时，钢板的焊接性(尤其大热输入焊接性)也同样优异，成功地解决了在超低C、低碳当量条件下，钢板获得高强度、优良的低温韧性、止裂性及抗应变时效脆化特性，极大地提高了大型重钢结构的安全稳定性；良好的焊接性(尤其大热输入单道次焊接)节省了用户钢构件制造的成本，大幅度地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。
本发明钢板主要用于低温船体结构用钢、海洋平台、跨海大桥、海洋风塔结构、水电金属结构及寒冷地区的钢结构等，并且能够实现低成本稳定批量工业化生产。
随着我国国民经济发展，建设节约型和谐社会的要求，水电工程建设(大型水电站、高水头抽水蓄能电站)、海洋开发及各类能源介质储备中心建设已摆到日事议程，目前我国水电工程建设(大型水电站、高水头抽水蓄能电站)、海洋开发及各类能源介质储备中心建设及其相关装备制造业方兴未艾，水电工程建设(大型水电站、高水头抽水蓄能电站)、海洋开发及各类能源介质储备中心建设及其相关装备制造业的关键材料――可大热输入低温止裂、抗应变时效脆化耐海水腐蚀钢板具有广阔的市场前景。
Figure BDA0001394577300000121
Figure BDA0001394577300000131
Figure BDA0001394577300000141

Claims (2)

1.高止裂、抗应变时效脆化特性的耐海水腐蚀钢板，其成分重量百分比为：
C：0.040％～0.070％
Si：≤0.15％
Mn：0.85％～1.15％
P：≤0.013％
S：≤0.0030％
Cu：0.90～1.20％
Ni：0.60～1.00％
Mo：0.05～0.30％
Nb：0.010％～0.030％
Ti：0.008％～0.014％
Al：0.040％～0.070％
N：≤0.0050％
B：≤0.0003％
Ca：0.0010％～0.0040％
其余为Fe和不可避免的夹杂；且须同时满足如下关系：
控制(Cu当量)≥1.20，Cu当量＝(％Cu)+0.43(％Ni)+0.26(％Mo)；
[(％C)+2.35(％N)]/0.54[(％Ti)+0.28(％Nb)]≤4.55；
Ni/Cu≥0.67；
(Ni当量)×(精轧累计压下率ξ)×[(T开轧-T终轧)/T开轧]≥0.75，其中，Ni当量＝(％Ni)+0.26(％Cu)-0.35(％Mo)；
(淬透性指数η)×V冷速[(T开冷-T停冷)/(T开冷+T停冷)]≥82.5，淬透性指数η＝0.311C0.5(1+0.64Si)×(1+4.10Mn)×(1+0.27Cu)×(1+0.52Ni)×(1+2.33Cr)×(1+3.14Mo)×25.4；T开轧、T终轧、T开冷、T停冷 分别指开轧温度、终轧温度、开冷温度、停冷温度，单位℃；
(碳当量Pcm)×[％C]≤0.010，且Ti/N在2.5～3.8之间；
Pcm＝(％C)+(％Si)/30+(％Mn)/20+(％Cu)/20+(％Ni)/60+(％Cr)/20+(％Mo)/15+(％V)/10+5(％B)；
所述的耐海水腐蚀钢板的显微组织为均匀细小的铁素体+弥散分布的贝氏体，显微组织平均晶粒尺寸在10μm以下；
所述的耐海水腐蚀钢板的屈服强度≥490MPa、抗拉强度≥610MPa、-60℃的夏比冲击功单个值≥100J、NDT无塑性转变温度≤-80℃。
2.如权利要求1所述的高止裂、抗应变时效脆化特性的耐海水腐蚀钢板的制造方法，其包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按权利要求1所述的成分冶炼、铸造成板坯；
2)板坯加热，加热温度控制在1050℃～1150℃；
3)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，累计压下率≥50％；
第二阶段采用未再结晶控制轧制，控轧开轧温度控制在780℃～820℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥30％，终轧温度760℃～800℃；
4)控轧结束后，钢板立即运送到加速冷却设备处，对钢板进行加速冷却，钢板开冷温度750℃～790℃，冷却速度≥7℃/s，停冷温度为400℃～550℃，随后钢板自然空冷至350℃后进行缓冷；
5)回火，采用过时效处理，钢板回火温度为600～650℃，回火保持时间15min～60min，回火结束后钢板自然空冷至室温；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；最终获得的耐海水腐蚀钢板的显微组织为均匀细小的铁素体+弥散分布的贝氏体，显微组织平均晶粒尺寸在10μm以下；所述的耐海水腐蚀钢板的屈服强度≥490MPa、抗拉强度≥610MPa、-60℃的夏比冲击功单个值≥100J、NDT无塑性转变温度≤-80℃。
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