CN110241357B

CN110241357B - 一种800MPa级强韧耐候厚钢板及其制备方法

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Publication number: CN110241357B
Application number: CN201910494782.1A
Authority: CN
Inventors: 李红文; 许晓红; 苗丕峰; 李经涛; 吴小林; 韩全军; 韩雷; 马菁
Original assignee: Jiangyin Xingcheng Special Steel Works Co Ltd
Current assignee: Jiangyin Xingcheng Special Steel Works Co Ltd
Priority date: 2019-06-10
Filing date: 2019-06-10
Publication date: 2021-03-26
Anticipated expiration: 2039-06-10
Also published as: CN110241357A

Abstract

本发明涉及一种800MPa级强韧耐候厚钢板，其特征在于：所述钢板由以下质量百分比的组分熔炼而成：C：≤0.12％，Si：0.05％～0.55％，Mn：1.20％～1.70％，P≤0.010％，S≤0.001％，Cr:0.45％～1.20％，Cu:0.30％～1.20％，Ni：0.30％～1.40％，Alt：≥0.030％，Ti：0.002％～0.030％，V:0.002％～0.10％，Mo：0.10％～0.80％，B：0.0001％～0.0030％，Ce:0.001～0.010，Cr+Cu:0.80％～1.60％，Cr+Mn+Mo:2.00％～3.00％，

I＞6.5，CEV≤0.64，Pcm≤0.27，余量为Fe和不可避免的杂质。本发明厚钢板的热处理方法为：钢板两次淬火，然后按400℃～720℃、保温2.5～4.5min/mm回火，获得细小均匀的板条状回火贝氏体或回火索氏体加铁素体的微观组织。本发明的钢板具有厚度大、屈强比低、强度高、韧性好、耐大气腐蚀等优点，可广泛应用于大型桥梁、建筑等钢结构的建造。

Description

一种800MPa级强韧耐候厚钢板及其制备方法

技术领域

本发明属于冶金技术领域，具体涉及一种用于大型桥梁等钢结构制造的800MPa级强韧耐候厚钢板及其制备方法。

背景技术

从上世纪70年代开始，美、日、欧等国家和地区就在桥梁工程中一定范围内开始逐步提高所用钢材的强度，使用免涂装耐候钢材和可焊性更好综合性能更为优良的高性能钢材，上世纪90年代，800MPa级高性能桥梁钢开始应用于美、日等桥梁工程中。当前，我国桥梁建设方兴未艾，我国已经成为桥梁建设大国，正在向桥梁建设强国迈进，对于高强度、耐候、高性能桥梁钢的需求日益增加，800MPa级高强度桥梁钢的应用也已提上了日程。同时，当代桥梁建设日益向大跨度、重载荷、耐大气腐蚀、抗震、长寿等方向发展，加上高层建筑等钢结构对大型化的建设需求，钢结构制作所用材料—钢板，也逐步向高强度、高韧性、耐大气腐蚀、抗震、大厚度等方向发展。

中国专利申请号为200410096795.7的专利文献，公开了一种高抗拉强度高韧性低屈强比贝氏体钢及其生产方法,其钢板耐候系数达不到耐候钢要求，适用钢板厚度12mm～60mm，钢板只达到-20℃冲击韧性要求，组织为贝氏体，不同于本发明多边形铁素体加回火索氏体。

中国专利申请号为201310416388.9的专利文献，公开了一种屈服强度≥690MPa的低屈强比结构用钢及其生产方法，钢板厚度只有12mm，Mn含量高达2.10％～3.50％，高Mn是保证钢板微观组织及强韧性和焊接热影响区性能不可或缺的元素，不热处理，轧制工艺生产，耐候元素达不到耐候钢的下限要求，冲击韧性只达到-20℃。

中国专利申请号为201310649811.X的专利文献，公开了一种屈强比<0.8的低碳贝氏体建筑用钢及生产方法，轧制工艺生产，不热处理。不耐候。应用于建筑。钢板质量等级只有D级(-20℃低温韧性)。

中国专利申请号为201510021680.X的专利文献，公开了一种低屈强比高性能桥梁钢及其制造方法，钢板厚度只有12mm，Φ450mm二辊可逆热轧实验轧机轧制，不热处理，工艺上强调轧后超快速冷却，微观组织由高温和低温贝氏体和细化的马-奥岛组元组成，对厚钢板不适用。

中国专利申请号为201510125485.1的专利文献，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及其制造方法,要添加3.5％以上的贵重合金Ni，成本大幅度提高，不耐候。

中国专利申请号为201680075889.7的专利文献，公开了低屈强比高强度钢材及其制造方法，其钢板不耐候，钢板厚度不超过60mm，优选之后15mm～30mm，控轧工艺生产，钢材的微细组织作为主相包含贝氏体铁素体和粒状贝氏体，作为二次相包含M-A，没有对钢材韧性的要求。

中国专利申请号为201710445091.3的专利文献，公开了一种低屈强比高强韧厚规格钢板及其制造方法，回火工艺生产，耐候元素达不到耐候钢的下限要求，不耐候，Mn 含量高达5.5％～6.0％，增加了钢偏析倾向，微观组织为回火马氏体+回转变奥氏体,不同于本发明多边形铁素体加回火索氏体。

本发明的难度及优势主要表现在：

⑴、钢板大厚度，达到厚度50mm～80mm；

⑵、钢板高强度、高韧性，力学性能达到:Rm：810MPa～930MPa，A≥14％，-40℃纵横向KV2≥120J；

⑶、钢板屈强比低，屈强比(Rp0.2/Rm)≤0.85；

⑷、钢板耐候，耐大气腐蚀指数＞6.5；

⑸、钢板热处理工艺生产，性能均匀稳定。

发明内容

本发明所要解决的技术问题是针对上述现有技术提供一种高强度、高韧性的800MPa级强韧耐候厚钢板及其制备方法，提高产品的性能均匀和稳定性。

本发明解决上述问题所采用的技术方案为：一种800MPa级强韧耐候厚钢板，所述钢板由以下质量百分比的组分熔炼而成：C：≤0.12％，Si：0.05％～0.55％，Mn：1.20％～1.70％，P≤0.010％，S≤0.001％，Cr:0.45％～1.20％，Cu:0.30％～1.20％，Ni：0.30％～1.40％，Alt：≥0.030％，Ti：0.002％～0.030％，V:0.002％～0.10％，Mo：0.10％～0.80％，B：0.0001％～0.0030％，Ce:0.001～0.010，Cr+Cu:0.80％～1.60％，Cr+Mn+Mo:2.00％～3.00％，

I＞6.5，CEV≤0.64，Pcm≤0.27，余量为Fe和不可避免的杂质，其中

I＝26.01×Cu+3.88×Ni+1.20×Cr+1.49×Si+17.28×P-7.29× Cu×Ni-9.10×Ni×P-33.9×Cu²

本发明钢板采用化学成分设计低碳当量(CEV)和低焊接裂纹敏感性指数(Pcm) 提高钢板焊接性能，Cr、Cu、Si、Ni等提高钢的耐大气腐蚀性能，适量碳和Ni、Cr、 Mn、Mo等合金元素配比，保证钢板淬透性，为钢板理想微观组织提供基础保证，解决钢板强度、韧性等性能问题，Al、Ti、Ce、Ca等净化钢质并分别细化钢板生产不同工序阶段的组织，改善钢中残留夹杂物形态，结合极低的P、S等有害元素含量，提高钢板综合性能。

钢板中各组分及含量在本发明中的作用是：

⑴、碳(C)

碳提高钢的淬透性，提高钢的强度，但以间隙原子或以碳化物形式析出并过分长大会恶化钢的低温韧性和焊接性能，过多碳化物影响合金元素对淬透性的贡献，因此将碳(C)含量控制在≤0.12％。

⑵、硅(Si)

是炼钢过程中最经济的还原剂和脱氧剂。残留于钢中的硅元素可以提高钢的耐大气腐蚀性能。但当含量超过0.55％时，钢的洁净度降低，会显著地提高钢的韧脆转变温度，同时也会恶化塑性。加热时表面易增加氧化铁皮且不易去除。是封闭奥氏体相区元素，残留于钢中的硅元素降低奥氏体的稳定性，影响钢的淬透性。因此，将Si的适宜量控制在0.05％～0.55％。

⑶、锰(Mn)

与γ-Fe可无限固溶，为开启奥氏体相区元素，强烈降低钢的马氏体转变温度和钢中相变的速度，提高钢的淬透性，增加奥氏体冷却的过冷度。是钢中重要的强韧化元素，提高钢的低温韧性，对改善钢的屈强比有利。但含量过高时会增加钢材连铸偏析的趋势，因此本发明采用Mn的含量为1.20％～1.70％。

⑷、磷(P)

可以提高钢的耐腐蚀性能，但属于低温脆性元素，对低温韧性极为有害，也是一种易于偏析的元素，显著扩大液相和固相之间的两相区，在钢凝固过程中偏析于晶粒之间，形成高磷脆性层，使钢的局部产生严重的偏析，会降低钢的塑性和韧性，使钢易产生脆性裂纹，本发明主要将磷(P)作为脆性元素对待，尽量降低其含量。

⑸、硫(S)

是钢中的有害元素，在铁中的溶解度极低，通常以硫化物夹杂的形式存在，极易在中心偏析聚集，破坏钢基体的连续性，严重影响钢的韧性和塑性。因此尽量降低其含量。

⑹、铬(Cr)

是提高钢耐大气腐蚀性能最主要的元素之一。封闭奥氏体相区元素，但使奥氏体等温转变曲线图形右移，降低奥氏体转变临界冷速，提高钢的淬透性，改善调质后钢材的韧性和塑性，提高钢的抗拉强度(Rm)，同时略提高钢的塑性。与γ-Fe无限固溶，仅在缺少碳时才进入固溶体，含量过高，易产生碳化物析出，影响钢的韧性，恶化焊接性能，淬火后回火时，可能会发生二次硬化现象。因此将铬(Cr)控制在0.45％～1.20％。

⑺、铜(Cu)

是提高钢耐大气腐蚀性能最主要的元素之一。与γ-Fe有限固溶，扩大奥氏体相区，降低奥氏体转变临界冷速，增加奥氏体的稳定性，提高钢的淬透性。Cu与Fe形成代位固溶体，含量适中时可一定程度上起强化作用，提高钢的强度。但含量过高时，钢坯加热或热轧时易产生热脆，恶化钢板表面性能。本发明铜(Cu)控制在0.30％～0.80％。

⑻、镍(Ni)

晶格常数和γ-Fe相近，与γ-Fe可无限固溶，使δ-Fe和α-Fe相区缩小，为开启奥氏体相区元素，降低奥氏体转变临界冷速增加奥氏体的稳定性，提高钢的淬透性,利于本发明组织控制。在奥氏体、铁素体中形成固溶体、不形成碳化物，通过形成简单的置换固溶体起着强化铁素体的作用，有利于提高钢的淬硬性，可提高钢的强度。Ni能够细化钢的晶粒，始终使铁的韧性保持极高的水平，使其脆性转变温度极低，提高钢的低温韧性。此外，Ni可以有效阻止Cu热脆引起的网裂。本发明镍(Ni)控制在0.30％～1.40％。

⑼、铝(AL)

AL是强脱氧元素，在Si脱氧后，用AL终脱氧，降低钢中氧及氧化物夹杂含量，提高钢的综合性能；钢中一定残留铝具有加热过程抑制奥氏体晶粒粗化的作用。一般酸溶铝(ALs)控制在0.015％以上，全铝(ALt)控制在0.020％以上。

⑽、钛(Ti)

Ti和N、O、C都有极强的亲和力，与S的亲和力比Fe强，是良好的脱氧和有效的固定N、C的元素，Ti虽是强碳化物形成元素，但不和其他元素联合形成复合化合物，微量Ti可形成细小的钛的碳化物，TiC结合力强、稳定、不易分解，在钢中只有加热到1000℃以上才能缓慢地溶入固溶体中，在未溶入之前，TiC颗粒有效钉扎奥氏体晶界，抑制奥氏体晶粒的粗化。另外，钢板中高度弥散分布的Ti的化合物可以阻止焊接过程中晶粒长大，改善焊接热影响区的韧性。主要缺点是淬透性较差。本发明控制微Ti处理，Ti在0.002％～0.030％。

⑾、钒(V)

与γ-Fe无限固溶，属于封闭奥氏体相区元素。V和C、N、O有极强的亲和力，与之易形成稳定的化合物，仅在缺少C、N、O时才进入固溶体，当以碳化物形式存在时降低钢的淬透性，若在高温时溶入固溶体则使奥氏体等温转变曲线图形右移，增加钢的淬透性。V增加淬火钢的回火稳定性，并产生二次硬化效应，在调质钢中V主要是提高强度和屈强比，细化晶粒。综合考虑，V的含量控制在0.002％～0.10％。

⑿、钼(Mo)

封闭奥氏体相区元素，但使奥氏体等温转变曲线图形右移，珠光体和贝氏体转变曲线分开，降低奥氏体转变临界冷速，显著提高钢的淬透性、淬硬性，尤其是能够提高钢的回火温定性，利于调质后获得细晶粒的回火索氏体，使钢板强韧性得到改善，防止和降低钢的回火脆性。

⒀、钙(Ca)

首先Ca是极强的脱氧元素，利于钢液深脱氧；其次Ca可以改变脱氧、脱硫产物性质，一方面降低夹杂物，另一方面改善残留于钢中的夹杂物的有害影响；此外，钢中残留Ca的化合物还可以改善钢的焊接性能。Ca控制在0.0010％～0.0030％。

⒁、氮(N)

与γ-Fe有限固溶，为扩大奥氏体相区元素。N与Fe形成间隙固溶体，不利于钢的韧性，但若N与V、Ti等元素配合，可以发挥其细化组织的作用。本发明限制N含量在0.0020％～0.0080％。

⒂、硼(B)

B能显著提高钢板淬透性、淬硬性从而提高强度与硬度，其作用随钢中C含量增加而减弱、直至消失。略微促进钢的回火脆性。但其在晶界偏聚，会对钢板韧性产生影响。 B含量控制在0.0002％～0.0030％。

⒃、铈(Ce)

能改善钢中残留夹杂物形态。在较低碳含量的钢中，影响钢的相变点，减缓奥氏体向贝氏体转变，提高钢的淬透性，可细化组织。可改变碳化物析出部位，由在晶界和晶内分布变为主要在晶内分布，且细化碳化物，抑制碳化物相的聚集、粗化，提高钢的强度和韧性。

本发明的目的还在于提供一种具有上述化学成分组成的，用于大型桥梁等钢结构制作的800MPa级强韧耐候厚钢板及其热处理方法，具体步骤如下：

⑴、将熔炼化学成分质量百分比组成为：C：≤0.12％，Si：0.05％～0.55％，Mn：1.20％～1.70％，P≤0.010％，S≤0.001％，Cr:0.45％～1.20％，Cu:0.30％～1.20％，Ni：0.30％～1.40％，Alt：≥0.030％，Ti：0.002％～0.030％，V:0.002％～0.10％，Mo：0.10％～ 0.80％，B：0.0001％～0.0030％，Ce:0.001～0.010，Cr+Cu:0.80％～1.60％，Cr+Mn+Mo:2.00％～3.00％，

钢板的耐候指数I＞6.5，钢板的碳当量CEV≤0.64，钢板的焊接冷裂纹敏感指数Pcm≤0.27，

余量为Fe和不可避免的杂质，其中

I＝26.01×Cu+3.88×Ni+1.20×Cr+1.49×Si+17.28×P-7.29×

Cu×Ni-9.10×Ni×P-33.9×Cu²

的连铸板坯加热至1220±40℃，并在此温度均热保温3.5～5.5min/cm坯厚，确保板坯烧透、芯部也达到目标温度且微合金化元素固溶，同时确保原始板坯奥氏体晶粒度均匀细小。

⑵、在四辊可逆式轧钢机上将连铸板坯轧制成钢板，总压缩比≥4.5，采用两阶段轧制后，其中第一阶段开轧温度1000～1150℃，轧制结束温度920～1000℃，变形率≥60％；第二阶段开轧温度800～880℃，终轧温度750～850℃，变形率≥50％。轧后钢板ACC 水冷，冷却返红温度600±50℃。水冷后钢板堆垛缓冷至室温。

⑶、钢板热处理，热处理是本发明的重要工艺环节，具体包括以下步骤：

第一步，在连续式加热炉中将钢板重新加热至AC3+(10～50)℃,在钢板芯部达到目标温度并保温10～40min后出钢，加热时间控制十分重要，钢板必须完成奥氏体均匀化和合金元素固溶过程，同时尽量缩短保温时间，避免奥氏体晶粒长大。出钢后快速淬火，从出钢到开始淬火的时间间隔不超过30s，淬火在连续辊压式淬火机上进行，控制水量和对应辊道运行速度，保证钢板芯部的淬火冷却速度≥15℃/s，钢板出淬火机的温度≤ 100℃；

第二步，在连续式加热炉中再次将钢板加热至AC1+(20～80)℃,在钢板芯部达到目标温度并保温10～40min后出钢，加热温度控制极为重要，此步加热要达到非完全奥氏体化，钢板出钢前的组织为奥氏体加铁素体两相组织，其中，铁素体的比例控制在5～ 12％，铁素体的比例过低，屈强比升高，铁素体比例过高，强度达不到要求；加热时间控制也十分重要，奥氏体必须完成奥氏体均匀化和合金元素固溶过程，同时尽量缩短保温时间，避免晶粒长大。出钢后快速淬火，从出钢到开始淬火的时间间隔不超过30s，淬火在连续辊压式淬火机上进行，控制水量和对应辊道运行速度，保证钢板芯部的淬火冷却速度≥18℃/s，控制奥氏体转化为板条状贝氏体或板条状马氏体，组织细小均匀，否则，钢板韧性大幅度降低、达不到目标要求，钢板出淬火机的温度≤100℃。

第三步，回火，在连续式加热炉中将钢板加热至400℃～720℃、保温2.5～4.5min/mm，然后出炉空冷，回火温度过低或保温时间过短，钢板韧性、塑性大幅度降低、达不到目标要求；回火温度过高或保温时间过长，钢板强度大幅度降低、屈强比大幅度升高、达不到目标要求。

经热处理后生产出性能合格的钢板，热处理是本发明的重点，其中淬火重点在于加热温度、保温时间、淬火设备、淬火速度及冷却速度等多项工艺参数的确定，保证淬火后得到理想的板条状回火贝氏体或马氏体加铁素体组织，全断面组织均匀；回火重点是加热温度、保温时间工艺参数的设计，控制碳化物合理析出和长大，保证回火后得到理想的板条状回火贝氏体或回火索氏体加铁素体组织，组织细小均匀，达到理想的力学性能。

本发明钢板采用化学成分设计低碳当量(CEV)和低焊接裂纹敏感性指数(Pcm) 提高钢板焊接性能，Cr、Cu、Si、Ni等提高钢的耐大气腐蚀性能，适量碳和Ni、Cr、 Mn、Mo等合金元素配比，保证钢板淬透性，为钢板理想微观组织提供基础保证，解决钢板强度、韧性等性能问题，Al、Ti、Ce、Ca等净化钢质并分别细化钢板生产不同工序阶段的组织，改善钢中残留夹杂物形态，结合极低的P、S等有害元素含量，提高钢板综合性能。结合合理的淬火、回火工艺设计，实现最终钢板得到理想的板条状回火贝氏体或回火索氏体加铁素体组织，组织细小均匀，达到理想的力学性能，可广泛用于大型桥梁、建筑等钢结构的制造。

与现有技术相比，本发明的优点在于：

⑴、钢板大厚度，达到厚度50mm～80mm；

⑵、钢板高强度、高韧性，力学性能达到:Rm≥810MPa～930MPa,A≥14％,-40℃纵横向KV2≥120J；

⑶、钢板屈强比低，屈强比(Rp0.2/Rm)≤0.85；

⑷、钢板耐候，耐大气腐蚀指数＞6.5；

⑸、钢板热处理工艺生产，性能均匀稳定。

附图说明

图1为800MPa级强韧耐候50mm厚钢板在厚度1/4处的微观金相组织。

图2为800MPa级强韧耐候50mm厚钢板在厚度1/2处的微观金相组织。

图3为800MPa级强韧耐候80mm厚钢板在厚度1/4处的微观金相组织。

图4为800MPa级强韧耐候80mm厚钢板在厚度1/2处的微观金相组织。

具体实施方式

以下结合附图实施例对本发明作进一步详细描述。

实施例一

本实施例的钢板厚度50mm。其是由以下质量百分数的组分熔炼而成：将熔炼化学成分质量百分比组成为：C：≤0.07％，Si：0.25，Mn：1.35％，P:0.008％，S:0.001％，Alt：0.032％，Ti：0.015％，V:0.002，B：0.0006％，Ce:0.003，Cr+Cu:1.00％，Cr+Mn+Mo:2.46％，

I：7.0，CEV：0.59，Pcm：0.24，余量为Fe和不可避免的杂质，其中

I＝26.01×Cu+3.88×Ni+1.20×Cr+1.49×Si+17.28×P-7.29×

Cu×Ni-9.10×Ni×P-33.9×Cu²

的连铸板坯加热至1260℃，并在此温度均热保温4.2min/cm坯厚，确保板坯烧透、芯部也达到目标温度且微合金化元素固溶，同时确保原始板坯奥氏体晶粒度均匀细小。

⑵、在四辊可逆式轧钢机上将连铸板坯轧制成钢板，总压缩比≥7.4，采用两阶段轧制后，其中第一阶段开轧温度1090℃，轧制结束温度990℃，变形率67％；第二阶段开轧温度860℃，终轧温度840℃，变形率58％。轧后钢板ACC水冷，冷却返红温度610℃。水冷后钢板堆垛缓冷至室温。

⑶、钢板热处理包括以下步骤：

第一步，在连续式加热炉中将钢板重新加热至AC3+40℃,在钢板芯部达到目标温度并保温25min后出钢，出钢后快速淬火，从出钢到开始淬火的时间间隔10s，淬火在连续辊压式淬火机上进行，控制水量和对应辊道运行速度，钢板芯部的淬火冷却速度19℃ /s，钢板出淬火机的温度80℃；

第二步，在连续式加热炉中再次将钢板加热至AC1+65℃,在钢板芯部达到目标温度并保温30min后出钢，从出钢到开始淬火的时间间隔11s，淬火在连续辊压式淬火机上进行，控制水量和对应辊道运行速度，钢板芯部的淬火冷却速度20℃/s，钢板出淬火机的温度100℃。

第三步，回火，在连续式加热炉中将钢板加热至580℃、保温3.5min/mm，然后出炉空冷。

本实施例800MPa级强韧耐候厚钢板性能如下：

800MPa级强韧耐候50mm厚钢板性能

本实施例微观组织如图1和2，回火索氏体+铁素体，约10％的铁素体，晶粒细小、均匀。

实施例二

本实施例的钢板厚度60mm。其是由以下质量百分数的组分熔炼而成：将熔炼化学成分质量百分比组成为：C：≤0.09％，Si：0.15，Mn：1.40％，P:0.008％，S:0.0008％， Alt：0.031％，Ti：0.020％，V:0.003，B：0.0003％，Ce:0.002，Cr+Cu:1.00％，Cr+Mn+Mo: 2.55％，

I：7.06，CEV：0.63，Pcm：0.26，余量为Fe和不可避免的杂质，其中

I＝26.01×Cu+3.88×Ni+1.20×Cr+1.49×Si+17.28×P-7.29×

Cu×Ni-9.10×Ni×P-33.9×Cu²

的连铸板坯加热至1250℃，并在此温度均热保温4.0min/cm坯厚，确保板坯烧透、芯部也达到目标温度且微合金化元素固溶，同时确保原始板坯奥氏体晶粒度均匀细小。

⑵、在四辊可逆式轧钢机上将连铸板坯轧制成钢板，总压缩比≥6.17，采用两阶段轧制后，其中第一阶段开轧温度1050℃，轧制结束温度960℃，变形率62％；第二阶段开轧温度830℃，终轧温度810℃，变形率57％。轧后钢板ACC水冷，冷却返红温度 580℃。水冷后钢板堆垛缓冷至室温。

⑶、钢板热处理包括以下步骤：

第一步，在连续式加热炉中将钢板重新加热至AC3+20℃,在钢板芯部达到目标温度并保温35min后出钢，出钢后快速淬火，从出钢到开始淬火的时间间隔9s，淬火在连续辊压式淬火机上进行，控制水量和对应辊道运行速度，钢板芯部的淬火冷却速度18℃/s，钢板出淬火机的温度65℃；

第二步，在连续式加热炉中再次将钢板加热至AC1+50℃,在钢板芯部达到目标温度并保温30min后出钢，从出钢到开始淬火的时间间隔8s，淬火在连续辊压式淬火机上进行，控制水量和对应辊道运行速度，钢板芯部的淬火冷却速度19℃/s，钢板出淬火机的温度60℃。

第三步，回火，在连续式加热炉中将钢板加热至600℃、保温4.0min/mm，然后出炉空冷。

本实施例800MPa级强韧耐候厚钢板性能如下：

800MPa级强韧耐候60mm厚钢板性能

实施例三

本实施例的钢板厚度80mm。其是由以下质量百分数的组分熔炼而成：将熔炼化学成分质量百分比组成为：C：≤0.06％，Si：0.27，Mn：1.33％，P：0.009％，S：0.0008％， Alt：0.040％，Ti：0.022％，V：0.002，B：0.0005％，Ce：0.003，Cr+Cu：1.02％，Cr+Mn+Mo： 2.52％，

I：7.17，CEV：0.60，Pcm：0.24，余量为Fe和不可避免的杂质，其中

I＝26.01×Cu+3.88×Ni+1.20×Cr+1.49×Si+17.28×P-7.29×

Cu×Ni-9.10×Ni×P-33.9×Cu²

的连铸板坯加热至1220℃，并在此温度均热保温5.3min/cm坯厚，确保板坯烧透、芯部也达到目标温度且微合金化元素固溶，同时确保原始板坯奥氏体晶粒度均匀细小。

⑵、在四辊可逆式轧钢机上将连铸板坯轧制成钢板，总压缩比≥5.63，采用两阶段轧制后，其中第一阶段开轧温度1020℃，轧制结束温度950℃，变形率63％；第二阶段开轧温度790℃，终轧温度780℃，变形率52％。轧后钢板ACC水冷，冷却返红温度 550℃。水冷后钢板堆垛缓冷至室温。

⑶、钢板热处理包括以下步骤：

第一步，在连续式加热炉中将钢板重新加热至AC3+20℃，在钢板芯部达到目标温度并保温40min后出钢，出钢后快速淬火，从出钢到开始淬火的时间间隔8s，淬火在连续辊压式淬火机上进行，控制水量和对应辊道运行速度，钢板芯部的淬火冷却速度15℃/s，钢板出淬火机的温度48℃；

第二步，在连续式加热炉中再次将钢板加热至AC1+30℃,在钢板芯部达到目标温度并保温35min后出钢，从出钢到开始淬火的时间间隔8s，淬火在连续辊压式淬火机上进行，控制水量和对应辊道运行速度，钢板芯部的淬火冷却速度18℃/s，钢板出淬火机的温度30℃。

第三步，回火，在连续式加热炉中将钢板加热至530℃、保温4.0min/mm，然后出炉空冷。

本实施例800MPa级强韧耐候厚钢板性能如下：

800MPa级强韧耐候80mm厚钢板性能

本实施例微观组织见附图3和4，板条回火贝氏体+铁素体，约9％的铁素体，晶粒细小、均匀。

除上述实施例外，本发明还包括有其他实施方式，凡采用等同变换或者等效替换方式形成的技术方案，均应落入本发明权利要求的保护范围之内。

Claims

1.一种800MPa级强韧耐候厚钢板的制备方法，所述钢板由以下质量百分比的组分熔炼而成：C：≤0.12%，Si：0.05%～0.55%，Mn：1.20%～1.70%，P≤0.010%，S≤0.001%， Cr: 0.45%～1.20%，Cu: 0.30%～1.20%，Ni：0.30%～1.40%，Alt：≥0.030%，Ti：0.002%～0.030%，V:0.002%～0.10%，Mo：0.10%～0.80%，B：0.0001%～0.0030%，Ce: 0.001～0.010%，Cr+Cu:0.80%～1.60%，Cr+Mn+Mo: 2.00%～3.00% ，

，I＞6.5，CEV≤0.64，Pcm≤0.27，余量为Fe和不可避免的杂质，其特征在于：所述方法包括以下步骤：

步骤一、将熔炼上述化学成分质量百分比组成的连铸板坯加热至1220±40℃，并在此温度均热保温3.5～5.5min/cm坯厚；

步骤二、将连铸板坯轧制成钢板，总压缩比≥4.5，轧后钢板ACC水冷，冷却返红温度600±50℃，水冷后钢板堆垛缓冷至室温；

步骤三、钢板热处理

1）将钢板重新加热至AC3+(10～50)℃，在钢板芯部达到目标温度并保温10～40min后出钢，出钢后快速淬火；

2）再次将钢板加热至AC1+(20～80)℃，在钢板芯部达到目标温度并保温10～40min后出钢，加热达到非完全奥氏体化，钢板出钢前的组织为奥氏体加铁素体两相组织，出钢后快速淬火，控制奥氏体转化为板条状贝氏体或板条状马氏体；

3）回火，将钢板加热至400℃～720℃、保温2.5～4.5min/mm，然后出炉空冷，回火后的组织为板条状回火贝氏体加铁素体组织或回火索氏体加铁素体组织，组织细小均匀。

2.根据权利要求1所述的一种800MPa级强韧耐候厚钢板的制备方法，其特征在于：

其中：

，

。

3.根据权利要求1或2所述的一种800MPa级强韧耐候厚钢板的制备方法，其特征在于：所述钢板的Rp0.2≥690MPa，Rm≥810MPa～900MPa，A≥14%，-40℃纵横向KV2≥120J，屈强比Rp0.2/Rm≤0.85，厚度达到50mm～80mm，采用淬火加回火工艺生产。

4.根据权利要求1或2所述的一种800MPa级强韧耐候厚钢板的制备方法，其特征在于：步骤二中采用两阶段轧制，其中第一阶段开轧温度1000～1150℃，轧制结束温度920～1000℃，变形率≥60%；第二阶段开轧温度800～880℃，终轧温度750～850℃，变形率≥50%。

5.根据权利要求1或2所述的一种800MPa级强韧耐候厚钢板的制备方法，其特征在于：步骤三的钢板热处理1）中从出钢到开始淬火的时间间隔不超过30s，控制水量和对应辊道运行速度，保证钢板芯部的淬火冷却速度≥15℃/s，钢板出淬火机的温度≤100℃。

6.根据权利要求1或2所述的一种800MPa级强韧耐候厚钢板的制备方法，其特征在于：步骤三的钢板热处理2）中铁素体的比例控制在5～12%，从出钢到开始淬火的时间间隔不超过30s，淬火在连续辊压式淬火机上进行，控制水量和对应辊道运行速度，保证钢板芯部的淬火冷却速度≥18℃/s。