CN110616300B - 一种优良ctod特性的低温用钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种优良CTOD特性的低温用钢及其制造方法，采用超低碳C－中Mn－超低Nb系低合金钢作为基础，通过主合金元素的组合设计、微合金元素的活用及夹杂物元素无害化处理，优化TMCP工艺，使成品钢板的显微组织为细小的铁素体+少量的弥散分布的低碳下贝氏体，其屈服强度≥420MPa、抗拉强度≥530MPa、‑40℃的CTOD≥0.15mm，Akv(‑60℃)≥47J，且可大热输入焊接。本发明低温用钢在获得优异的母材钢板低温韧性的同时，大热输入焊接时HAZ的低温韧性及CTOD也同样优异；成功解决了低碳当量与高强度之间的矛盾、高强度与HAZ低温韧性尤其CTOD之间的矛盾、低成本制造与优良的低温韧性、大热输入焊接性之间的矛盾。

Description

一种优良CTOD特性的低温用钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及低温用钢，特别涉及一种优良CTOD特性的低温用钢及其制造方法，其屈服强度≥420MPa、抗拉强度≥530MPa、-40℃的CTOD≥0.15mm，Akv(-60℃)≥47J，且可大热输入焊接。
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、现场控制技术不断地向前发展，人们对高强钢的韧性、塑性、焊接性提出更高的要求；即钢板在低温状态下，具有高强度、高延伸率、抗脆性断裂及塑性失稳断裂能力的同时，钢板焊接性能优良；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强钢冷、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获得更好的显微组织匹配，超细化组织与结构，在不增加贵重合金元素(如Cu、Ni、Mo等)，通过合金组合设计优化和革新TMCP工艺技术获得更好的组织匹配，从而得到更高的强韧性和更优良的焊接性。
现有技术制造屈服强度≥355MPa、-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，采用<100KJ/cm的热输入焊接时，热影响区HAZ的韧性也能够达到－60℃Akv≥34J；但是采用大线能量(≥200KJ/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。
上述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，尤其采用超大热输入焊接时如何保证热影响区(HAZ)的低温韧性少之又少，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 Patent4855106、US Patent5183198、US Patent4137104)。
目前改善大热输入焊接钢板热影响区(HAZ)低温韧性的主要技术有氧化物冶金技术(美国专利US Patent 4629505、WO 01/59167 A1)、Ti-B处理技术(日本专利特公昭59－2733、特公昭59－3537、特愿昭56－127555、特愿昭56－209177)及超低N-高Al-微Ti处理(日本溶接学会志，1982，Vol.51(2)，118)。
中国专利ZL201310124065.2“可大热输入焊接超低温用钢及其制造方法”、中国专利ZL201310244712.3“超高韧性优良焊接性HT550钢板及其制造方法”、中国专利ZL201410300713.X“一种可大热输入焊接550MPa级钢板及其制造方法”及中国专利ZL201310244706.8“低成本可大热输入焊接高强韧性钢板及其制造方法”，圆满地解决了钢板母材及焊接热影响区低温冲击韧性不稳定的问题，且钢板可以承受较大热输入焊接，成功地应用于国内外重大工程建设；但是上述专利均未涉及母材钢板及焊接热影响区低温CTOD的问题，对抑制焊接局部脆性区域(LBZ)形成的影响因素、缩小LBZ范围也未做系统的研究，所涉及的钢种也未低于-60℃。
发明内容
本发明的目的在于提供一种优良CTOD特性的低温用钢及其制造方法，在获得优异的母材钢板低温韧性的同时，大热输入焊接时HAZ的低温韧性及CTOD(Crack Tip OpeningDisplacement，裂纹尖端张开位移)也同样优异；成功解决了低碳当量与高强度之间的矛盾、高强度与HAZ低温韧性尤其CTOD之间的矛盾、低成本制造与优良的低温韧性、大热输入焊接性之间的矛盾。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
本发明采用超低碳C－中Mn－超低Nb系低合金钢作为基础，通过主合金元素的组合设计、微合金元素的活用及夹杂物元素无害化处理，优化TMCP工艺，使成品钢板的显微组织为细小的铁素体+少量的弥散分布的低碳下贝氏体，平均晶粒尺寸在15μm以下，获得均匀优异的力学性能、优良的焊接性及在低温下抗裂止裂特性，其屈服强度≥420MPa、抗拉强度≥530MPa、-40℃的CTOD≥0.15mm，Akv(-60℃)≥47J，且可大热输入焊接，特别适用于海工机械、低温压力容器、海洋平台及低温地区的桥梁用结构等。
具体的，本发明的一种优良CTOD特性的低温用钢，其成分重量百分比为：
C：0.050％～0.090％
Si：≤0.15％
Mn：1.00％～1.60％
P：≤0.013％
S：≤0.0020％
Cu：0.05％～0.30％
Ni：0.05％～0.30％
Nb：0.010％～0.030％
Al：≤0.010％
Ti：0.010％～0.020％
N：0.0045％～0.0085％
Ca：0.0010％～0.0040％
B：0.0010％～0.0020％
其余为Fe和不可避免的夹杂，且上述成分含量必须同时满足如下关系：
C、Mn之间的关系：Mn/C≥15且(％Mn)×(％C)≤0.13；
0.95≤[(Ar3+20℃)×ξ1]/[(Ar3-30℃)×ξ2]≤1.40；
其中，Ar3为奥氏体γ→铁素体α相变温度，℃；
t为成品钢板厚度mm；
ξ1为第一阶段控轧累计压下率，％；
ξ2为第二阶段控轧累计压下率，％；
Ar3＝910-310(％C)-80(％Mn)-20(％Cu)-15(％Cr)-55(％Ni)-80(％Mo)-0.35(t-8)；
B、Ti、N之间的关系：0.60≤0.714[(％N)-0.292(％Ti)]/(％B)≤1.05；
Ti与N之间的关系：Ti/N在1.0～2.0之间；
Ca/S在1.0～3.0之间，且(％Ca)×(％S)0.28≤2.5×10－3；
碳当量Ceq≤0.36％，Pcm≤0.18％，其中，
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5；
Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B。
本发明所述低温用钢的金相组织是均匀细小的等轴铁素体+少量弥散分布的下贝氏体，平均晶粒尺寸在15μm以下。
本发明所述低温用钢的屈服强度≥420MPa、抗拉强度≥530MPa、-40℃的CTOD≥0.15mm，Akv(-60℃)≥47J。
在本发明的钢板成分体系设计中：
C对钢的强度、低温韧性及焊接性影响很大，从改善钢的低温韧性、CTOD及焊接性，希望钢中C含量控制得较低；但是从钢的强度和生产制造过程中显微组织控制及制造成本的角度，C含量不宜过低，过低的C含量不仅造成Ac1、Ac3、Ar1、Ar3点温度较高，奥氏体晶界迁移率过高，给晶粒细化带来较大的困难，容易形成混晶组织，造成钢低温韧性低下和大热输入焊接热影响区低温韧性严重劣化；而且炼钢过程炉外精炼的成本上升；因此钢中C含量控制下限不宜低于0.050％。当C含量提高时，虽然一定程度上有利于钢板显微组织细化，但是损害钢板的焊接性，尤其在大热输入焊接条件下；由于热影响区(HAZ)晶粒严重粗化且焊接热循环冷却过程中的冷却速度很慢，在热影响区(HAZ)易形成粗大的铁素体侧板条(FSP)、魏氏组织(WF)、上贝氏体(Bu)等异常组织，且M-A岛数量增加、尺寸增大，严重损害热影响区(HAZ)的韧性、CTOD，因此C含量不宜高于0.09％。
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增加钢水凝固偏析程度，严重损害钢板的低温韧性和焊接性，尤其在大热输入焊接条件下，Si不仅促进危害较大的块状的M-A岛形成，而且形成的M-A岛尺寸大、分布不均匀，严重损害焊接热影响区(HAZ)的韧性与CTOD，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、细化铁素体晶粒而改善钢板低温韧性与CTOD的作用、促进贝氏体形成而提高钢板强度的作用，钢中内控Mn含量不应低于1.00％。Mn在钢水凝固过程中容易发生偏析，尤其较高的Mn含量，不仅会造成连铸操作困难，而且容易与C、P、S等元素发生共轭偏析现象，加重连铸坯中心的偏析与疏松，严重的连铸坯中心偏析在后续的控轧和焊接过程中易形成异常组织；同时，Mn含量较高还会形成粗大的MnS粒子，这种粗大的MnS粒子在热轧过程中沿轧向延伸，严重恶化母材钢板(尤其横向)、焊接热影响区(HAZ)(尤其大热输入焊接条件下)的低温韧性与CTOD，造成Z向性能低下、抗层状撕裂性能差；此外，较高Mn含量还会提高钢的淬硬性、提高钢中焊接冷裂纹敏感性系数(Pcm)、影响钢的焊接工艺性(较小的线能量焊接时，易形成脆硬组织如马氏体；较大的线能量焊接时，易形成粗大的上贝氏体)。因此，钢中Mn含量的上限不能超过1.60％。
P作为钢中有害夹杂对钢的机械性能，尤其低温冲击韧性和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，对于要求可大热输入焊接、低温CTOD的钢板，P含量需要控制在≤0.013％。
S作为钢中有害夹杂对钢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，严重损害钢板的横向冲击韧性、Z向性能和焊接性，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，对于要求可大热输入焊接、低温CTOD的钢板，S含量需要控制在≤0.0020％。
作为奥氏体稳定化元素，加入少量的Cu可以降低Ar3点相变温度，同时提高钢板强度、改善低温韧性而不损害其焊接性；但加入过多的Cu不仅提高制造成本，而且在热轧和TMCP过程中，将发生Cu的GP沉淀区形成，损害钢板的低温韧性，同时还可能造成铜脆；但如果加入Cu含量过少，对提高强度、韧性复合改善效果较小，综合考虑上述因素，Cu含量控制在0.05％～0.30％之间。
Ni是钢板获得优良超低温韧性不可缺少的合金元素，Ni可以降低铁素体位错低温P-N力，促进位错交滑移而改善低温铁素体本征塑韧性与母材的低温CTOD；同时钢中加Ni还可以降低铜脆发生，减轻热轧过程的开裂。因此从理论上讲，钢中Ni含量在一定范围内越高越好，但是Ni是一种很贵的合金元素，从低成本、批量化生产及大热输入焊接性的角度，适宜的加入量为0.05％～0.30％。
钢中添加微量的Nb元素目的是进行未再结晶控轧，当Nb添加量低于0.010％时，不能充分有效地发挥的控轧作用；当Nb添加量超过0.030％时，大热输入焊接条件下诱发上贝氏体(Bu)形成及二次析出硬化，严重损害大热输入焊接热影响区(HAZ)的低温韧性与CTOD，因此Nb含量控制在0.010％～0.030％之间，获得最佳的控轧效果的同时，又不损害大热输入焊接HAZ的低温韧性与CTOD。
钢中加入微量的Ti目的是与钢中N结合，生成稳定性很高的TiN粒子，抑制焊接HAZ区奥氏体晶粒长大和改变二次相变产物，改善钢的焊接性和HAZ的低温韧性。钢中添加的Ti含量要与钢中的N含量匹配，匹配的原则是TiN不能在液态钢水中析出而必须在固相中析出；当加入Ti含量过少，形成TiN粒子数量不足，不足以抑制HAZ的奥氏体晶粒长大和改变二次相变产物而改善HAZ的低温韧性；加入Ti含量过多时，可能析出大尺寸TiN粒子，这种大尺寸TiN粒子不但不能抑制HAZ的奥氏体晶粒长大，反而成为裂纹萌生的起始点；更重要的是钢中N不能形成足够BN，细化焊接HAZ晶粒；因此Ti含量的最佳控制范围为0.008％～0.016％。
N的控制范围与Ti、B的控制范围相对应；对于大热输入焊接Ti-B微合金处理的低温钢板，Ti/N有一个适当的范围；N含量过低，不仅生成TiN粒子数量少、尺寸大，不能起到改善钢的焊接性的作用，反而对焊接性有害；更为重要的是不能生成足量的BN粒子，促进奥氏体晶内形核，分割焊接热影响区(HAZ)粗大的奥氏体晶粒，细化HAZ的晶粒尺寸；但是N含量过高时，钢中自由[N]增加，尤其大线能量焊接条件下热影响区(HAZ)自由[N]含量急剧增加，严重损害HAZ低温韧性与CTOD，恶化钢板的焊接性。因此N含量控制在0.0045％～0.0085％之间。
B是强淬硬性元素，数个ppm的固溶B原子偏聚在奥氏体晶界，强烈抑制先共析铁素体形成，大热输入焊接HAZ抑制晶界侧板条铁素体形核，促进奥氏体晶内针状铁素体形核，改善大线能量焊接的热影响区HAZ的低温韧性：⑴Ti和B均是氮化物强形成元素，但是在焊接热循环过程中，TiN与BN作用根本不同，TiN在相对较高的温度下(≤1300℃)具有较高稳定性，能够有效抑制距离熔合线较远的HAZ晶粒长大，但是在熔合线(FL)附近时，焊接热循环峰值温度变得很高(>1350℃)，TiN粒子部分溶解，不能有效抑制HAZ晶粒长大。虽然在高温下BN粒子没有TiN粒子稳定而全部固溶于钢中，但是由于B在钢中的高扩散性，BN在焊接热循环冷却过程中重新快速析出(Ti、Als的扩散性很低，TiN、AlN在焊接热循环冷却过程中无法重新析出，即TiN、AlN析出动力学速度很慢)，BN粒子由于晶体结构的特殊性，与铁素体具有低能位向关系，BN粒子能够成为针状铁素体形核的有效位置，促进针状铁素体晶粒在奥氏体晶内形核，细化HAZ组织；为使BN粒子促进形成细小的铁素体晶粒，首先要促进BN的形成，并达到一定的数量，采用Ca处理以形成超细微Ca(O，S)夹杂物，促进BN的析出，即BN常在Ca(O，S)夹杂物上非均匀形核，细化大热输入焊接HAZ组织及低温韧性；为了实现上述目的，钢中B含量在0.0010％～0.0020％之间为宜。
为了抑制AlN形成，保证足量BN粒子的形成，细化大热输入焊接HAZ显微组织，提高焊接HAZ低温韧性，钢中铝Al≤0.010％。
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、提高钢的低温韧性和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，同时还降低钢质纯净度、污染钢液；因此Ca含量的合适范围为0.0010％～0.0040％。
C、Mn之间的关系：Mn/C≥15且(％Mn)×(％C)≤0.13；以保证Mn发挥最大改善低温塑韧性作用的同时，钢板内质的均质性(即偏析程度)优良，钢板厚度方向(尤其板厚中心部位)塑韧性均匀优良，断口韧脆转变温度低于-60℃，保证钢板具有优良的超低温韧性与CTOD；
0.95≤[(Ar3+20℃)×ξ1]/[(Ar3-30℃)×ξ2]≤1.40；确保钢板晶粒均匀细小的同时，形成较强的(110)<111>，(100)<011>织构，改善钢板在超低温条件下纵向、横向抗裂止裂特性及CTOD，在低碳当量、低Pcm的条件下，实现强韧性、强塑性匹配及优良的抗裂止裂特性与CTOD，其中，
Ar3为奥氏体γ→铁素体α相变温度，℃，
t为成品钢板厚度，mm；
ξ1为第一阶段控轧累计压下率；ξ2为第二阶段控轧累计压下率，％；
Ar3＝910-310(％C)-80(％Mn)-20(％Cu)-15(％Cr)-55(％Ni)-80(％Mo)-0.35(t-8)；
B、Ti、N之间的关系：0.60≤0.714[(％N)-0.292(％Ti)]/(％B)≤1.05，确保大热输入焊接热循环过程中，在焊接HAZ的粗大奥氏体晶内生成数量足够、分布弥散的BN粒子的同时，焊接HAZ原奥氏体晶界上短时间偏聚数个ppm的固溶B元素，抑制奥氏体晶界粗大仿晶型铁素体、铁素体侧板条(即魏氏组织铁素体WF)形成，促进铁素体在奥氏体晶内形核，有效分割大热输入焊接HAZ的粗大奥氏体晶粒，形成细小均匀的等轴铁素体+珠光体组织，细化焊接HAZ显微组织，改善大热输入焊接HAZ的超低温韧性；
Ti与N之间的关系：Ti/N在1.0～2.0之间，保证TiN粒子以细小弥散的状态析出，提高距离溶合线较远区域的大热输入HAZ低温韧性及CTOD；
Ca/S在1.0～3.0之间且(％Ca)×(％S)0.28≤2.5×10－3；钢中夹杂物含量少且均匀细小地弥散在钢中；改善钢板的低温韧性、CTOD、大热输入焊接HAZ低温韧性。
为保证大热输入焊接钢板的热影响区(HAZ)低温韧性，
碳当量Ceq≤0.36％、Pcm≤0.18％，其中，
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5，
Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B。
根据本发明具有极其优良超低温冲击韧性(Akv(-60℃)≥47J)的钢板组织是均匀细小的等轴铁素体+少量弥散分布的低碳下贝氏体；
本发明的所述的优良CTOD特性的低温用钢的制造方法，其特征是，
1)冶炼、铸造
按权利要求1所述成分冶炼、铸造成板坯；铸造采用连铸，中间包钢水浇铸温度≤1545℃，采用电磁搅拌或连铸坯轻压下工艺，轻压下量控制在2％～4％之间；
2)板坯低温加热，加热温度控制在1100℃～1150℃之间；
3)轧制，
3.1粗轧
完全再结晶温度范围即≥960℃内，大轧制道次压下率进行连续轧制，轧制道次压下率≥7％，总压下率≥50％；
3.2精轧
第一阶段未再结晶控轧开轧温度Ar3+50℃～Ar3+20℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥30％，终轧温度Ar3+30℃～Ar3；
第二阶段未再结晶控轧开轧温度Ar3～Ar3-30℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥30％，终轧温度Ar3-20℃～Ar3-50℃；
4)第二阶段未再结晶控轧结束后钢板立即运送到冷却设备处，间隔时间≤15秒，随即对钢板进行加速冷却；钢板开冷温度Ar3-30℃～Ar3-60℃，冷却速度≥8℃/s，停冷温度控制为350℃～450℃；随后钢板从停冷结束自然空冷到室温。
在本发明制造方法中：
本发明铸造工艺采用连铸工艺，连铸工艺控制浇铸温度，中间包钢水浇铸温度≤1545℃，低温浇铸法较好，以细化原始铸态组织。为控制连铸坯中心Mn偏析，采用电磁搅拌或连铸坯轻压下工艺，轻压下量控制在2％～4％之间。
为确保初始奥氏体晶粒均匀细小，必须采用板坯低温加热工艺的同时，还要保证微合金化元素Nb的完全固溶。板坯加热温度控制在1100℃～1150℃之间，确保原始板坯奥氏体晶粒度均匀并且较为细小。
在粗轧过程中(即完全再结晶温度范围内)，大轧制道次压下率进行连续轧制，确保变形金属发生动态/静态再结晶，细化奥氏体晶粒；为此轧制道次压下率≥7％，再结晶区(≥960℃)总压下率≥50％；
第一阶段未再结晶控轧开轧温度Ar3+50℃～Ar3+20℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥30％，终轧温度Ar3+30℃～Ar3。
第二阶段未再结晶控轧开轧温度Ar3～Ar3-30℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥30％，终轧温度Ar3-20℃～Ar3-50℃。
第二阶段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，间隔时间≤15秒，随即对钢板进行加速冷却；钢板开冷温度终轧温度Ar3-30℃～Ar3-60℃，冷却速度≥8℃/s，停冷温度控制为350℃～450℃；随后钢板从停冷结束自然空冷到室温。
本发明的有益效果：
本发明去除大量贵重元素Cu、Ni的添加(Cu含量大于0.30％、Ni含量大于0.30％)，优化奥氏体单相再结晶控轧、奥氏体单相未再结晶控轧及奥氏体+铁素体两相区控轧工艺，匹配以合适的加速冷却工艺，在获得优异的母材钢板超低温强韧性/强塑性匹配与大热输入焊接HAZ低温韧性的的同时，钢板超低温抗裂止裂特性及CTOD也同样优异；其次，本发明钢板的制造技术不仅可以降低钢板制造成本、缩短了钢板生产周期，也降低了钢板生产组织难度(Ni、Cu元素含量较高的钢板，连铸坯表面质量较差，一般均需要下线进行表面清理，有时还需要进行表面着色渗透检查(即所谓PT检查)和带温切割等)，还消除了大量含Cu、Ni的废钢回收的困难；更重要的是极大地提高了现场焊接效率，节约了用户构件制造的成本，缩短了用户构件制造的时间，为用户创造了巨大的价值。
附图说明
图1为本发明实施例5钢板的显微组织照片。
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。
本发明实施例钢成分参见表1，表2～表4为本发明钢制造方法的实施例，表5为本发明实施例钢性能。
由图1可以看出，本发明实施例5钢板组织是细小的铁素体+少量的弥散分布的低碳下贝氏体，平均晶粒尺寸在15μm以下。
本发明通过简单的合金元素的组合设计，无需大批量添加Ni、Cu贵重元素，优化TMCP制造工艺，在获得优异的母材钢板低温韧性的同时，大热输入焊接时HAZ的低温韧性也同样优异；成功解决了低碳当量与高屈服强度/抗拉强度之间、高屈服强度/抗拉强度与优良的超低韧性之间及低成本制造与优良的超低温韧性、焊接性之间的矛盾；因此为解决上述矛盾，充分挖掘成分设计与TMCP工艺之间匹配的潜力。
本发明钢板的制造方法不仅可以降低钢板制造成本、缩短了钢板生产周期，也降低了钢板生产组织难度(Ni、Cu元素含量较高的钢板，连铸坯表面质量较差，一般均需要下线进行表面清理，有时还需要进行表面着色渗透检查(即所谓PT检查)和带温切割等)，还消除了大量含Cu、Ni的废钢回收的困难；更重要的是极大地提高了现场焊接效率，节约了用户构件制造的成本，缩短了用户构件制造的时间，为用户创造了巨大的价值。由于本发明不需要添加任何设备，生产工艺简单，过程控制容易，可以向所有具有加速冷却装备的中厚板生产厂家推广，具有很强的适应性、环保性和极高的经济性。
Figure BDA0001700011780000131
Figure BDA0001700011780000141
Figure BDA0001700011780000151

Claims (6)

1.一种优良CTOD特性的低温用钢，其成分重量百分比为：
C：0.050％～0.090％
Si：≤0.15％
Mn：1.00％～1.60％
P：≤0.013％
S：≤0.0020％
Cu：0.05％～0.30％
Ni：0.05％～0.30％
Nb：0.010％～0.030％
Al：≤0.010％
Ti：0.010％～0.020％
N：0.0045％～0.0085％
Ca：0.0010％～0.0040％
B：0.0010％～0.0020％
其余为Fe和不可避免的夹杂，且上述成分含量必须同时满足如下关系：
C、Mn之间的关系：Mn/C≥15且(％Mn)×(％C)≤0.13；
0.95≤[(Ar3+20℃)×ξ1]/[(Ar3-30℃)×ξ2]≤1.40；
其中，Ar3为奥氏体γ→铁素体α相变温度，℃；
ξ1为第一阶段控轧累计压下率，％；
ξ2为第二阶段控轧累计压下率，％；
Ar3＝910-310(％C)-80(％Mn)-20(％Cu)-15(％Cr)-55(％Ni)-80(％Mo)-0.35(t-8)；
t为成品钢板厚度，mm；
B、Ti、N之间的关系：0.60≤0.714[(％N)-0.292(％Ti)]/(％B)≤1.05；
Ti与N之间的关系：Ti/N在1.0～2.0之间；
Ca/S在1.0～3.0之间，且(％Ca)×(％S)0.28≤2.5×10－3；
碳当量Ceq≤0.36％，Pcm≤0.18％，其中，
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5；
Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B。
2.如权利要求1所述的优良CTOD特性的低温用钢，其特征是，所述低温用钢的金相组织是均匀细小的等轴铁素体+少量弥散分布的低碳下贝氏体。
3.如权利要求1或2所述的优良CTOD特性的低温用钢，其特征是，所述低温用钢的屈服强度≥420MPa、抗拉强度≥530MPa、-40℃的CTOD≥0.15mm，Akv(-60℃)≥47J。
4.如权利要求1所述的优良CTOD特性的低温用钢的制造方法，其特征是，
1)冶炼、铸造
按权利要求1所述成分冶炼、铸造成板坯；铸造采用连铸，中间包钢水浇铸温度≤1545℃，采用电磁搅拌或连铸坯轻压下工艺，轻压下量控制在2％～4％之间；
2)板坯低温加热，加热温度控制在1100℃～1150℃之间；
3)轧制，
3.1粗轧
完全再结晶温度范围即≥960℃内，大轧制道次压下率进行连续轧制，轧制道次压下率≥7％，总压下率≥50％；
3.2精轧
第一阶段未再结晶控轧开轧温度Ar3+50℃～Ar3+20℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥30％，终轧温度Ar3+30℃～Ar3；
第二阶段未再结晶控轧开轧温度Ar3～Ar3-30℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥30％，终轧温度Ar3-20℃～Ar3-50℃；
4)第二阶段未再结晶控轧结束后钢板立即运送到冷却设备处，间隔时间≤15秒，随即对钢板进行加速冷却；钢板开冷温度Ar3-30℃～Ar3-60℃，冷却速度≥8℃/s，停冷温度控制为350℃～450℃；随后钢板从停冷结束自然空冷到室温。
5.如权利要求4所述的优良CTOD特性的低温用钢的制造方法，其特征是，所述低温用钢的金相组织是均匀细小的等轴铁素体+少量弥散分布的低碳下贝氏体。
6.如权利要求4所述的优良CTOD特性的低温用钢的制造方法，其特征是，所述低温用钢的屈服强度≥420MPa、抗拉强度≥530MPa、-40℃的CTOD≥0.15mm，Akv(-60℃)≥47J。
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