CN112011725A - 一种低温韧性优异的钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种低温韧性优异的钢板，其化学元素质量百分比为：C0.02％～0.15％；Si0.10％～0.5％；Mn0.30％～1.60％；Cr0.10％～1.00％；Ni0.30％～1.00％；Ti0.005％～0.10％；Mo0‑0.60％；Cu0.10％～0.80％；Al0.01％～0.06％；Nb0.003～0.06％，V0～0.08％，0＜N≤0.035％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。此外，本发明还公开了上述的低温韧性优异的钢板的制造方法，其包括步骤：(1)冶炼和铸造；(2)加热；(3)轧制；(4)冷却。

Description

一种低温韧性优异的钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种钢板及其制造方法，尤其涉及一种韧性表现优异的钢板及其制造方法。
背景技术
建造用于极地的船舶，因为需要应用在低温寒冷海域，而海洋环境复杂多变，因而要经受超低温、冰雪磨蚀、低温风浪碰撞、强烈的海洋风暴及冻土碰撞等带来的诸多挑战，对船舶用低温钢的设计、选材和建造加工等提出了更高的要求。因而，极地船舶所采用的低温钢要求具有优良的极寒低温综合性能，其结构材料不仅需要具有高的强度、良好的塑性，而且还需要在-60℃、-80℃下具有优异的冲击韧性，特别是在极地海域严寒至-40℃的超低温环境下，需要钢板的断裂韧性良好，焊接性能优异。
现有技术中，生产高强韧厚钢板的技术通常有两种，一种是钢板在轧制后淬火+回火的调质热处理，另一种是控制轧制和控制冷却(Thermo-mechanical Control Process，简称TMCP)处理。采用TMCP生产的钢板，化学成分体系相对简单，合金元素添加较少，进而低碳当量有利于极大提高焊接性能，且生产成本经济，但轧制和冷却工艺控制难度较大。采用调质热处理生产的钢板性能稳定，但合金成分添加相对复杂，碳当量较高，使得钢板焊接冷裂纹等应用性能控制难度较大，且无法有效降低生产成本。
TMCP技术起源于二十世纪八十年代，包括两阶段控制轧制和加速冷却。第一阶段在再结晶区轧制变形，变形奥氏体中累计的位错成为再结晶驱动力，奥氏体晶粒发生再结晶，细化了晶粒。第二阶段在未再结晶区轧制变形，奥氏体中累计了大量的位错密度，为连续冷却过程中的相变提供了形核驱动力和形核位置。轧制后通过加速冷却装置，过冷奥氏体发生相变，可形成铁素体、珠光体、针状铁素体、贝氏体和马氏体等一种或多种复相组织，从而获得具有不同力学性能的钢板。获得成分体系和工艺参数的最优匹配是TMCP生产高强韧厚板的核心技术。不同合金元素对钢的奥氏体再结晶、不同类型相变的影响有很大差异，造成最终组织和力学性能有明显不同。在提高钢材强度的同时获得超低温下断裂韧性优异的钢材，需要合理的利用微合金化TMCP技术，重点通过微合金化设计和轧制工艺调整细化晶粒，使钢材获得理想的组织形态，进而获得高强高韧性能。
目前，涉及极地船舶用低温韧性高强钢，其制造主要是通过控轧TMCP方法获得。
例如：公开号为CN106086650A，公开日为2016年11月9日，名称为“一种可大线能量焊接的极地船用钢板及其制备方法”的中国专利文献公开了一种可大线能量焊接的极低船用钢板。在该专利文献所公开的技术方案中，该钢板的化学成分按质量百分比计为C0.03～0.07％，Si0.15～0.30％，Mn1.10～1.50％，P≤0.0070％，S≤0.0030％，Ti0.008～0.020％，N0.0030～0.0060％，Cu0.10～0.30％，Ni0.10～0.40％，Nb0.010～0.040％，Al0.020～0.050％，余量为Fe，钢板基体组织为铁素体+珠光体，其中珠光体弥散分布于铁素体晶粒之间，铁素体晶粒尺寸为4～8um。钢材具有优异的-60℃、-80℃低温冲击韧性、抗低温应变时效性能，经最大线能量200KJ/cm高效焊接后，焊接性能优异。
需要指出的是，该专利文献所公开的极低船用钢板适应200KJ/cm大线能量焊接，但其厚度较薄，仅在40mm以下。并且虽然钢板母材低温冲击韧性达到-80℃满足要求，但焊接性能仅能符合-60℃要求，且在断裂止裂韧性方面未有有效控制，因此在极寒地区等恶劣环境下的应用会受到限制，且焊接结构体的焊接部位韧性薄弱会给船体整体结构本身带来隐患。
又例如：公开号为CN105256117A，公开号为2016年1月20日，名称为“一种极地用-80℃低温韧性优异的高强度船用TMCP钢的制造方法”的中国专利文献公开了一种极地用-80℃低温韧性优异的高强度船用TMCP钢的制造方法。在该专利文献所公开的技术方案中，采用以常见连铸坯为原料，低磷硫冶炼工艺，采用TMCP工艺轧制。轧制时将中间坯近表加速冷却至Ar3以下，靠中间坯心部热量将近表重新返温，待中间坯表面温度稳定到设定开轧温度后进行未再结晶区轧制，轧后采用超快冷设备加速冷却，从而得到-80℃低温韧性优异的高强度船用TMCP钢。
然而，需要指出的是，该专利文献所获得的钢板，其化学成分配比不确定，容易造成钢板的批量生产性能稳定性较差，或者添加过量合金元素保证性能稳定性，但势必造成生产成本过高。此外，其精轧开始控制温度在Ar3温度以下利用回温轧制钢板，对于大厚度规格可进行，但会伴随着生产节奏缓慢、效率低下的问题，而对于薄规格钢板，由于钢板本身的降温较快，因此利用钢板的芯部回温工艺适应性较差，钢板性能难度保证，实际执行难度大，效果差。
基于此，期望获得一种低温韧性优异的钢板，其在低温条件下仍可以具有极好的韧性，且焊接性能较好，强度高。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种低温韧性优异的钢板，该低温韧性优异的钢板在低温条件下仍可以具有极好的韧性，且焊接性能较好，强度高。
为了实现上述目的，本发明提出了一种低温韧性优异的钢板，其化学元素质量百分比为：
C 0.02％～0.15％；Si 0.10％～0.5％；Mn 0.30％～1.60％；Cr 0.10％～1.00％；Ni 0.30％～1.00％；Ti 0.005％～0.10％；Mo 0-0.60％；Cu 0.10％～0.80％；Al0.01％～0.06％；Nb 0.003～0.06％，V 0～0.08％，0＜N≤0.035％，余量为Fe和其他不可避免的杂质。
在本发明所述的低温韧性优异的钢板中，各化学元素的设计原理如下所述：
C：在本发明所述的低温韧性优异的钢板中，C是最基本的强化元素。C溶解于钢中可以形成间隙固溶体，以起到固溶强化的作用，另外，C还可以与强碳化物的形成元素结合而生成碳化物析出，起到了沉淀强化的作用。与此同时，C还能够提高钢的淬透性。不过，含量太高的C对于钢板的延性、韧性、止裂性能和焊接性能均会产生不利影响，并且还会降低Nb、V等微合金化元素的固溶，从而影响析出强化效果。因此，本发明所述的低温韧性优异的钢板中将C的质量百分比控制在0.02％～0.15％之间。
Si：在本发明所述的低温韧性优异的钢板中，添加Si可以使其作为还原剂和脱氧剂，从而可以消除FeO夹杂对钢的不良影响。此外，Si以固溶态存在于铁素体或奥氏体中，可以提高铁素体或奥氏体的硬度和强度。并且，Si还可以起到缩小奥氏体相区。但随着硅含量的增加，会降低钢的焊接性能。基于此，本发明所述的低温韧性优异的钢板将Si的质量百分比控制在0.10％～0.5％。
Mn：在本发明所述的低温韧性优异的钢板中，可以通过Mn的固溶强化作用来提高钢板的强度，以补偿钢板中由于C含量的降低而引起钢板强度的损失。此外，Mn还是扩大γ相区的元素，其可以降低钢的γ→α相变温度，有助于在钢板中获得细小的相变产物，用以提高钢板的韧性及止裂性能。然而，当Mn含量过高时，容易在钢板中心位置产生偏析，从而降低钢板中心部位的低温韧性。因此，在本发明所述的技术方案中，将Mn的质量百分比限定为0.30％～1.60％。
Cr：在本发明所述的低温韧性优异的钢板中，Cr是提高钢板的淬透性的重要元素之一。对于本案的钢板来说，需要通过添加较多的Cr元素来提高钢板的淬透性以弥补厚度带来的强度损失。此外，Cr在提高钢板强度的同时，还可以改善钢板在厚度方向上的性能的均匀性。另外，Cr还可以抑制先共析铁素体及珠光体的转变，有利于获得针状铁素体组织。然而，含量过高的Cr和Mn同时加入钢板中，就会导致低熔点的Cr-Mn复合氧化物的形成，这样会使得钢板在热加工过程中形成表面裂纹，并且还会严重恶化钢板的焊接性能。因此，在本发明所述的低温韧性优异的钢板中控制Cr的质量百分比在0.10％～1.00％。
Ni：在本发明所述的低温韧性优异的钢板中，Ni是提高材料的低温韧性的元素。加入适量的Ni能够降低晶体的层错能，有利于位错的滑移运动，改善材料的冲击韧性，尤其能够改善本案钢板中心部位的冲击韧性。此外，Ni还可以提升Mo的淬透性效果。然而，若Ni含量太高的话，板坯表面容易生成黏性较高的氧化铁皮，在后序的加工制造过程中难以去除，从而影响钢板的表面质量和疲劳性能。另外，当Ni含量太高时，不利于钢板的焊接性能。因此，在本发明所述的低温韧性优异的钢板可以控制Ni的质量百分比在0.30％～1.00％。
Ti：在本发明所述的低温韧性优异的钢板中，Ti是较强的固N元素。并且在一些优选的实施方式中，还可以通过控制Ti/N的质量百分比，以起到利用很少量的Ti实现固定一定含量的N元素，例如，0.02wt.％左右的Ti就可以固定钢中质量百分比含量为60ppm以下的N，优选地，可以将Ti/N控制在2.8～3.8。在板坯连铸时，所加入的Ti可以和N形成细小的高温稳定的TiN析出相。这种细小的TiN粒子能够有效地阻碍板坯再加热时的奥氏体晶粒的长大，有助于提高Nb在奥氏体中的固溶度。对于厚度较厚的钢板而言，添加适当的Ti含量，有利于形成稳定的TiN粒子，在焊接时可以起到抑制热影响区晶粒长大的作用，以改善焊接热影响区的冲击韧性。基于此，在本发明所述的技术方案中，将Ti的质量百分比控制在0.005％～0.10％。
Mo：在本发明所述的低温韧性优异的钢板中，Mo是提高钢板的淬透性的元素。此外，Mo不仅能够有效地提高钢板的强度，还能够抑制先共析铁素体及珠光体的转变，以有助于钢板获得针状铁素体组织。但是，随着Mo含量的增加，钢板的屈服强度逐渐提高，而钢板的塑性却会逐渐降低。因此，在本发明所述的低温韧性优异的钢板中，将Mo的质量百分比含量控制在0-0.60％。
Cu：在本发明所述的低温韧性优异的钢板中，Cu能够适当地提高钢板的淬透性，并且Cu还可以提高钢板的抗大气腐蚀能力。然而，向钢中添加含量过高的Cu元素会恶化钢板的焊接性能，因而，在本案中，将Cu元素的质量百分比控制为0.10％～0.80％。
Al：在本发明所述的技术方案中，Al是为了脱氧而加入钢中的元素。在脱氧完全后，Al降低了钢板中的O的含量，从而改善钢板的时效性能。此外，添加适量的Al还有利于细化晶粒，从而改善钢材的强韧性能。基于此，在本发明所述的低温韧性优异的钢板中将Al的质量百分比控制在0.01％～0.06％。
Nb：在本发明所述的低温韧性优异的钢板中，Nb是提高再结晶终止温度最有效的元素之一。Nb能够有效地降低轧机载荷，对晶粒细化的作用十分明显。对于本案的钢板而言，轧制变形在再结晶及非再结晶轧制阶段完成，在此阶段Nb通过应变诱导析出以阻碍形变奥氏体的回复、再结晶，从而起到细化晶粒尺寸的效果。但是受到C含量的限制及加热温度的影响，含量太高的Nb无法固溶，同样也不能发挥Nb的有利作用。同时，Nb还是一种昂贵的金属元素，添加较多的Nb也会相应地增加生产制造成本。因而，在本发明所述的低温韧性优异的钢板中控制Nb的质量百分比在0.003～0.06％。
V：在本发明所述的低温韧性优异的钢板中，V是钢中的细化晶粒元素，也有析出强化的效果，但过量的V元素添加容易造成粗大V化物的析出长大，恶化低温冲击韧性。因此，在本发明所述的低温韧性优异的钢板中控制V的质量百分比在0～0.08。
N：可以形成微细的Ti氮化物，在焊接过程中，可以有效地抑制奥氏体晶粒的长大，提升钢板焊接性能，但是若其含量超过0.035％，将导致N的析出物显著长大，降低母材和焊接热影响区的韧性。
进一步地，在本发明所述的低温韧性优异的钢板中，其各化学元素还满足下列各式的至少其中之一：Ti/N＝2.8～3.8，Cr+Ni+Cu≥0.6％。
进一步地，在本发明所述的低温韧性优异的钢板中，在其他不可避免的杂质中，控制P≤0.010％并且/或者S≤0.005％。
上述方案中，由于P和S是钢中不可避免的有害杂质元素，它们极易在钢中形成偏析、夹杂等缺陷，恶化钢板的焊接性能、冲击韧性。因此，可以控制P和S的质量百分比为：P≤0.010％，并且/或者S≤0.0050％。
另外，对于S元素来说，可以通过Ca处理夹杂物改性技术来使得S的夹杂物形态球化且分布均匀，减少其对钢板的韧性和腐蚀性的影响。因此，在一些优选的实施方式中，Ca和S还可以满足：1.0≤Ca/S≤2.0，以便获得良好的硫化物处理效果，从而提高钢板的低温韧性和塑性性能。
进一步地，在本发明所述的低温韧性优异的钢板中，钢板的厚度为10mm～80mm。
进一步地，在本发明所述的低温韧性优异的钢板中，钢板的微观组织满足下述各项的至少其中之一：
(a)在钢板表面至厚度方向的1/8处区域内，钢板的微观组织为90％以上的针状铁素体+粒状铁素体；
(b)在钢板厚度方向上的1/8～3/8处区域内，钢板的微观组织为60-80％针状铁素+20-30％多边形铁素体+10％珠光体；
(c)在钢板厚度方向上的3/8～5/8处区域内，钢板的微观组织为40-60％以上的多边形针状铁素体+40％-50％针状铁素体+5％的珠光体。
进一步地，在本发明所述的低温韧性优异的钢板中，钢板性能满足下列各项的至少其中之一：
抗拉强度≥510MPa；
-60℃～-80℃下的夏比冲击功≥200J；
-40℃～-60℃下的钢板CTOD断裂韧性值≥0.38mm；
-60℃～-80℃下的焊接接头HAZ区域冲击功≥64J；
至少-10℃下的低温断裂止裂韧性Kca≥6000N/mm3/2。
相应地，本发明的另一目的还在于提供一种上述的低温韧性优异的钢板的制造方法，通过该制造方法获得的钢板可以在低温条件下仍可以具有极好的韧性，且焊接性能较好，强度高。
为了达到上述发明目的，本发明提出了一种上述的低温韧性优异的钢板的制造方法，其包括步骤：
(1)冶炼和铸造；
(2)加热；
(3)轧制：控制初轧温度≥950℃，累计压下率≥50％；控制精轧温度为710℃～930℃，累计压下率≥40％；
(4)冷却：以2～30℃/s的冷却速率冷却至终冷温度300～550℃。
在本发明所述的技术方案中，需要初轧温度高于950℃，累计压下率大于50％，是因为：在此温度以上，发生再结晶，可以细化奥氏体晶粒。当累计压下率小于50％时，加热过程中所形成的粗大奥氏体晶粒还会残存，会降低了母材的韧性，因此，需要将累计压下率控制在累计压下率≥50％。
此外，控制以2～30℃/s的冷却速率冷却至终冷温度300～550℃，是因为：当冷却速率小于2℃/s时，母材强度不能满足要求。当冷却速率大于30℃/s时，将降低母材的韧性。当终冷温度大于550℃时，母材的强度不能满足要求，而当终冷温度小于300℃时，将降低母材的韧性。因此，在本发明所述的制造方法中，控制以2～30℃/s的冷却速率冷却至终冷温度300～550℃。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，将铸坯加热到1000～1250℃，铸坯加热保温时间≤1.5min/mm，总加热保温时间为300～450min，其中在930℃～1250℃高温段的保温时间≤200min。
上述方案中，连铸坯加热保温时间按≤1.5min/mm控制，总加热保温时间300-450mm，930℃-1250℃高温段保温时间≤200min，是因为：加热总时间太长或者高温段加热时间太长，将会显著增加原始奥氏体晶粒尺寸长大效果，不利于后续轧制细化及最终钢板强韧性能的稳定控制。而加热时间太短，则不利于合金元素的充分固溶。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，将铸坯加热到1050～1200℃，铸坯加热保温时间≤1.2min/mm。
上述方案中，轧制前的加热温度小于1050℃时，Nb的碳氮化物不能完全固溶。当加热温度大于1250℃时，将导致奥氏体晶粒的长大。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，控制初轧的每一道次的压下率≥8％，确保再结晶充分发生，且能够有效增加厚板坯中心部位的变形渗透。
本发明所述的低温韧性优异的钢板及其制造方法相较于现有技术具有如下所述的优点以及有益效果
本发明所述的钢板不仅需要满足高强度的要求，而且还需要获得极好的满足-60℃～80℃以下母材低温韧性和焊接低温韧性要求，因此在设计时采用超低C来提高钢板母材和焊接韧性，同时将Si的值控制在本案的所限定的范围之间，可以在超低碳情况下，获得良好的强度和韧性平衡。在此基础上，利用Ni在低温条件下的优良性能，通过控制Ni、Cr和Cu的质量百分比可以显著地降低钢板韧脆转变温度，提高钢板的低温韧性和断裂止裂韧性稳定性，使得钢板金属即使在-80℃下也具有非常高的冲击值。另外通过Mo和Nb、Ti的固溶、沉淀、析出强化保证钢板强度达到510MPa以上。
此外，本发明所述的制造方法也同样具有上述优点和有益效果。
附图说明
图1显示了实施例2的低温韧性优异的钢板的显微组织。
具体实施方式
下面将结合说明书附图和具体的实施例对本发明所述的低温韧性优异的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。
实施例1-7
上述实施例1-7的低温韧性优异的钢板采用以下步骤制得：
(1)按照表1所示的化学成分进行冶炼和铸造。
(2)加热：将铸坯加热到1000～1250℃，铸坯加热保温时间≤1.5min/mm，总加热保温时间300～450min，其中在930℃～1250℃高温段的保温时间≤200min。
(3)轧制：控制初轧温度≥950℃，累计压下率≥50％；控制精轧温度为710℃～930℃，累计压下率≥40％；，并且控制初轧的每一道次的压下率≥8％。
(4)冷却：以2～30℃/s的冷却速率冷却至终冷温度300～550℃。
表1列出了实施例1-7的低温韧性优异的各化学元素的质量百分配比。
表1.(wt％，余量为Fe和除了P以及S以外的其他杂质)
Figure BDA0002075186800000091
表2列出了实施例1-7的低温韧性优异的钢板的具体工艺参数。
表2.
Figure BDA0002075186800000092
采用50KJ/cm埋弧焊接方式对本案实施例1-7所得到的钢板进行焊接，在板厚1/2部的熔合线上取冲击试样，导入V型切口进行冲击韧性检测，在-60℃下进行三个样品的夏比冲击试验，焊接热影响区冲击韧性的数据是三次测量结果的平均值。
表3列出了本案实施例1-7中母材的拉伸性能和冲击韧性，以及焊接热影响区的拉伸、冲击韧性。母材的屈服强度、抗拉强度和伸长率为两个测试数据的平均值，母材和焊接热影响区-60℃夏比冲击功是三个测试数据的平均值。CTOD试验为全厚度尺寸试样，显示值为是三个测试数据的平均值。-10℃下的断裂止裂韧性指标Kca测试采用全厚度大尺寸双重拉伸试验检测。
表3.
Figure BDA0002075186800000101
由表3可以看出，本案各实施例的低温韧性优异的钢板，其钢板母材力学性能满足：屈服强度≥315MPa，抗拉强度≥510MPa，-60℃低温环境下夏比冲击功≥200J，-60℃下CTOD断裂韧性值≥0.38mm，-60℃低温环境下焊接接头冲击功≥64J。至少-10℃下的低温断裂止裂韧性Kca≥6000N/mm3/2。并且本案各实施例在进行焊接后，具有良好的焊接性能良好，断裂止裂韧性优异。
图1显示了实施例2的低温韧性优异的钢板的显微组织。
如图1所示，实施例2的低温韧性优异的钢板的微观组织为铁素体+针状铁素体+少量珠光体，其中，在钢板表面至厚度方向的1/8处区域内，钢板的微观组织为90％以上的针状铁素体+粒状铁素体；而在钢板厚度方向上的1/8～3/8处区域内，钢板的微观组织为60-80％的针状铁素+20-30％的多边形铁素体+珠光体；在钢板厚度方向上的3/8～5/8处区域内，钢板的微观组织为40-60％的多边形针状铁素体+40-50％针状铁素体+珠光体。
综上所述可以看出，本发明所述的钢板不仅需要满足高强度的要求，而且还需要获得极好的满足-60℃～80℃以下母材低温韧性和焊接低温韧性要求，因此在设计时采用超低C来提高钢板母材和焊接韧性，同时将Si的值控制在本案的所限定的范围之间，可以在超低碳情况下，获得良好的强度和韧性平衡。在此基础上，利用Ni在低温条件下的优良性能，通过控制Ni、Cr和Cu的质量百分比可以显著的降低钢板韧脆转变温度，提高钢板的低温韧性和断裂止裂韧性稳定性，使得钢板金属即使在-80℃下也具有非常高的冲击值。另外通过Mo和Nb、Ti的固溶、沉淀、析出强化保证钢板强度达到510MPa以上。
此外，本发明所述的制造方法也同样具有上述优点和有益效果。
需要说明的是，本发明的保护范围中现有技术部分并不局限于本申请文件所给出的实施例，所有不与本发明的方案相矛盾的现有技术，包括但不局限于在先专利文献、在先公开出版物，在先公开使用等等，都可纳入本发明的保护范围。
此外，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。
还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种低温韧性优异的钢板，其特征在于，其化学元素质量百分比为：
C 0.02％～0.15％；Si 0.10％～0.5％；Mn 0.30％～1.60％；Cr 0.10％～1.00％；Ni0.30％～1.00％；Ti 0.005％～0.10％；Mo 0-0.60％；Cu 0.10％～0.80％；Al 0.01％～0.06％；Nb 0.003～0.06％，V 0～0.08％，0＜N≤0.035％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述的低温韧性优异的钢板，其特征在于，其各化学元素还满足下列各式的至少其中之一：Ti/N＝2.8～3.8，Cr+Ni+Cu≥0.6％。
3.如权利要求1所述的低温韧性优异的钢板，其特征在于，在其他不可避免的杂质中，控制P≤0.010％并且/或者S≤0.005％。
4.如权利要求1所述的低温韧性优异的钢板，其特征在于，所述钢板的厚度为10mm～80mm。
5.如权利要求1所述的低温韧性优异的钢板，其特征在于，所述钢板的微观组织满足下述各项的至少其中之一：
(a)在钢板表面至厚度方向的1/8处区域内，钢板的微观组织为90％以上的针状铁素体+粒状铁素体；
(b)在钢板厚度方向上的1/8～3/8处区域内，钢板的微观组织为60-80％的针状铁素+20-30％的多边形铁素体+珠光体；
(c)在钢板厚度方向上的3/8～5/8处区域内，钢板的微观组织为40-60％的多边形针状铁素体+40-50％针状铁素体+珠光体。
6.如权利要求1所述的低温韧性优异的钢板，其特征在于，所述钢板性能满足下列各项的至少其中之一：
抗拉强度≥510MPa；
-60℃～-80℃下的夏比冲击功≥200J；
-40℃～-60℃下的钢板CTOD断裂韧性值≥0.38mm；
-60℃～-80℃下的焊接接头HAZ区域冲击功≥64J；
至少-10℃下的低温断裂止裂韧性Kca≥6000N/mm3/2。
7.如权利要求1-6中任意一项所述的低温韧性优异的钢板的制造方法，其包括步骤：
(1)冶炼和铸造；
(2)加热；
(3)轧制：控制初轧温度≥950℃，累计压下率≥50％；控制精轧温度为710℃～930℃，累计压下率≥40％；
(4)冷却：以2～30℃/s的冷却速率冷却至终冷温度300～550℃。
8.如权利要求7所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(2)中，将铸坯加热到1000～1250℃，铸坯加热保温时间≤1.5min/mm，总加热保温时间为300～450min，其中在930℃～1250℃高温段的保温时间≤200min。
9.如权利要求8所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(2)中，将铸坯加热到1050～1200℃，铸坯加热保温时间≤1.2min/mm。
10.如权利要求7所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(3)中，控制初轧的每一道次的压下率≥8％。
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Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112831720A (zh) * 2020-12-30 2021-05-25 钢铁研究总院 一种440MPa级极地船体用钢及其制备方法
CN113201691A (zh) * 2021-04-28 2021-08-03 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 590MPa级液压胀形用热轧钢板及其制备方法
CN113430458A (zh) * 2021-06-11 2021-09-24 鞍钢集团北京研究院有限公司 一种屈服强度1040MPa以上级超高强钢板及其制造方法
CN114134404A (zh) * 2021-05-20 2022-03-04 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种经济型破冰船用fh36钢板及其制备方法
CN114150231A (zh) * 2021-11-16 2022-03-08 中联先进钢铁材料技术有限责任公司 一种高断裂韧性420MPa级海工平台用钢板及制备方法
CN114196877A (zh) * 2021-11-16 2022-03-18 石钢京诚装备技术有限公司 一种高强度、高韧性高铁构架钢及其冶炼方法
CN115216685A (zh) * 2021-04-19 2022-10-21 宝山钢铁股份有限公司 一种具有高止裂性能的大厚度钢板及其制造方法
CN116397162A (zh) * 2023-03-22 2023-07-07 鞍钢股份有限公司 一种低温延展性优异的船用高强钢板及其制造方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104561831A (zh) * 2015-01-30 2015-04-29 宝山钢铁股份有限公司 一种具有高止裂性能的钢板及其制造方法
CN106756517A (zh) * 2017-02-17 2017-05-31 上海海事大学 一种用于极地船舶的钢板及其制造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104561831A (zh) * 2015-01-30 2015-04-29 宝山钢铁股份有限公司 一种具有高止裂性能的钢板及其制造方法
CN106756517A (zh) * 2017-02-17 2017-05-31 上海海事大学 一种用于极地船舶的钢板及其制造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
余伟等: "《热轧钢材的组织性能控制：原理、工艺与装备》", 31 October 2016, 冶金工业出版社 *

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112831720A (zh) * 2020-12-30 2021-05-25 钢铁研究总院 一种440MPa级极地船体用钢及其制备方法
CN115216685A (zh) * 2021-04-19 2022-10-21 宝山钢铁股份有限公司 一种具有高止裂性能的大厚度钢板及其制造方法
CN113201691A (zh) * 2021-04-28 2021-08-03 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 590MPa级液压胀形用热轧钢板及其制备方法
CN114134404A (zh) * 2021-05-20 2022-03-04 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种经济型破冰船用fh36钢板及其制备方法
CN113430458A (zh) * 2021-06-11 2021-09-24 鞍钢集团北京研究院有限公司 一种屈服强度1040MPa以上级超高强钢板及其制造方法
CN113430458B (zh) * 2021-06-11 2022-04-19 鞍钢集团北京研究院有限公司 一种屈服强度1040MPa以上级超高强钢板及其制造方法
CN114150231A (zh) * 2021-11-16 2022-03-08 中联先进钢铁材料技术有限责任公司 一种高断裂韧性420MPa级海工平台用钢板及制备方法
CN114196877A (zh) * 2021-11-16 2022-03-18 石钢京诚装备技术有限公司 一种高强度、高韧性高铁构架钢及其冶炼方法
CN116397162A (zh) * 2023-03-22 2023-07-07 鞍钢股份有限公司 一种低温延展性优异的船用高强钢板及其制造方法
CN116397162B (zh) * 2023-03-22 2024-05-14 鞍钢股份有限公司 一种低温延展性优异的船用高强钢板及其制造方法

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