CN112143959B

CN112143959B - 低屈强比、高韧性及优良焊接性钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN112143959B
Application number: CN201910566626.1A
Authority: CN
Inventors: 刘自成; 王鹏建; 顾晔
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2019-06-27
Filing date: 2019-06-27
Publication date: 2022-01-14
Anticipated expiration: 2039-06-27
Also published as: CN112143959A

Abstract

低屈强比、高韧性及优良焊接性钢板及其制造方法，采用低碳C‑低Si‑高Mn‑微(Nb+Ti)微合金钢成分体系作为基础，控制55≤[H×(t_弛豫)×ξ]/[(T_终轧)×1.4DI]≤150、Ca处理且Ca/S比在1.0～3.0之间及(％Ca)×(％S)^0.28≤2.5×10^－3、CEV≤0.395％、Ti/N＝1.5～2.5，Als/(N‑0.292Ti)≥15等手段，采用控轧及弛豫加速冷却工艺，使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15μm以下，母材钢板获得较高强度、优良的低温冲击韧性、低屈强比的同时，钢板具有优良的焊接性，焊接热影响区低温韧性优异，特别适用于桥梁结构、建筑结构、风电结构、船体抗撞结构、海洋结构及工程机械等。

Description

低屈强比、高韧性及优良焊接性钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种低屈强比、高韧性及优良焊接性钢板及其制造方法。

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。

现有制造屈服强度≥420MPa、-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<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；但是采用超大热输入(≥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。

现有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，钢板超大热输入焊接热影响区(HAZ)低温韧性也很少能够达到－60℃(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US Patent4855106、USPatent5183198、US Patent4137104)。

目前改善超大热输入焊接钢板热影响区(HAZ)低温韧性的只有日本新日铁公司采用氧化物冶金技术(如美国专利US Patent 4629505、WO 01/59167 A1)，即在大热输入焊接过程中，在熔合线附近，由于长时间高温作用，TiN粒子发生溶解而失去作用，Ti₂O₃比TiN更加稳定，即使到达钢的熔点，也不会发生溶解。Ti₂O₃粒子可成为奥氏体晶内针状铁素体形核位置，促进奥氏体晶内针状铁素体(acicular ferrite－AF)形核，有效地分割奥氏体晶粒，细化HAZ组织，形成高强高韧性的针状铁素体组织。

中国专利申请号201410300713.X、申请号201310244712.3、ZL201310244706.8、ZL201310124065.2、ZL201310244713.8、ZL201210209637.2公开的系列可以大热输入焊接各类低温钢板，为了保证钢板优良的焊接性与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以降低钢中C含量，但是钢板没有涉及钢板低屈强比特性。

中国专利申请号201810631503.7公开的“一种优良CTOD特性的低温用钢及其制造方法”，其着重考虑如何实现高CTOD值特性，也没有涉及如何保证钢板具有低的屈强比，更没有讨论如何在保证高韧性、高焊接性(低碳当量)条件下，确保钢板具有低屈强比特性。

发明内容

本发明的目的在于提供一种低屈强比、高韧性及优良焊接性钢板及其制造方法，钢板获得较高强度、优良的低温冲击韧性、低屈强比的同时，钢板具有优良的焊接性，焊接热影响区低温韧性优异；其钢板屈服强度≥420MPa、抗拉强度≥540MPa、屈强比≤0.85、-40℃的夏比冲击功(单个值)≥120J，特别适用于桥梁结构、建筑结构、风电结构、船体抗撞结构、海洋结构及工程机械等，并且能够实现低成本、稳定批量地工业化生产。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

低屈强比、高韧性及优良焊接性TMCP钢板是厚板产品中难度很大的品种之一，其原因是该类钢板不仅要求低碳含量、低碳当量、较高强度、优良的低温韧性，钢板还要具有优良的焊接性，钢板能够承受较大热输入焊接、焊接热影响区具有优良的低温冲击韧性，更重要的是钢板具有低屈强比、钢板屈强比≤0.85，然而这些性能要求在材料机理上常常相互相互对立，很难同时满足；其原因是低碳含量、低碳当量、低成本与较高强度、低屈强比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，很难实现钢板的较高强度与低屈强比，即便实现了较高强度，低屈强比也很难保证；在提高钢板强度的同时，较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具有优良的低温韧性，此外在低碳含量、低碳当量条件下，提高钢板强度时，钢板低屈强比很难保证。如何平衡较高强度、低温韧性、低屈强比、优良焊接性与低成本制造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，综合了影响钢板高强度、优良的低温韧性、低屈强比、优良焊接性及低成本制造等关键因素，成功地从合金组合设计入手，采用低碳C-低Si-高Mn-微(Nb+Ti)微合金钢成分体系作为基础，控制55≤[H×(t_弛豫)×ξ]/[(T_终轧)×1.4DI]≤150、Ca处理且Ca/S比在1.0～3.0之间及(％Ca)×(％S)^0.28≤2.5×10^－3、CEV≤0.395％、Ti/N在1.5～2.5之间且Als/(N-0.292Ti)≥15等冶金技术手段，采用控制轧制及弛豫加速冷却(即特殊TMCP)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15μm以下，母材钢板获得较高强度、优良的低温冲击韧性、低屈强比的同时，钢板具有优良的焊接性，焊接热影响区低温韧性优异，特别适用于桥梁结构、建筑结构、风电结构、船体抗撞结构、海洋结构及工程机械等，并且能够实现低成本、稳定批量地工业化生产。

具体的，本发明所述低屈强比、高韧性及优良焊接性钢板，其成分重量百分比为：

C：0.08％～0.12％

Si：≤0.20％

Mn：1.30％～1.60％

P：≤0.013％

S：≤0.0040％

Cu：≤0.13％

Ni：≤0.13％

Mo：≤0.10％

Nb：0.008％～0.025％

Ti：0.008％～0.014％

N：≤0.0060％

Ca：0.0010％～0.0040％

B：≤0.0004％

其余为Fe和不可避免的夹杂，且，同时满足如下关系：

55≤[H×(t_弛豫)×ξ]/[(T_终轧)×1.4DI]≤150：第二阶段采用未再结晶控制轧制；

其中，H为成品钢板厚度，单位为mm；

t_弛豫为轧后弛豫时间，单位为s；

T_终轧为未再结晶终轧温度，单位为℃；

ξ为未再结晶控轧累计压下率，单位为％；

DI为钢板的淬透性指数，DI＝0.311C^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)]；

Ca处理，且，Ca/S比在1.0～3.0之间及(％Ca)×(％S)^0.28≤2.5×10^－3；

CEV≤0.395％，CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15；

Ti/N在1.5～2.5之间，且Als/(N-0.292Ti)≥15.5。

本发明所述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15μm以下。

所述钢板的屈服强度≥420MPa、抗拉强度≥540MPa、屈强比≤0.85、-40℃的夏比冲击功单个值≥120J。

在本发明钢的板成分设计中：

C对TMCP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、抗裂止裂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、低屈强比控制与制造成本的角度，C含量不宜控制得过低；过低C含量不仅易导致晶界迁移率过高、母材钢板与焊接HAZ显微组织晶粒粗大及屈强比高企，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；因此，C含量合理范围为0.080％～0.12％。

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、延伸率及焊接性，尤其Mn含量高的钢板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的低温韧性，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0.20％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、促进低温相变组织形成而提高钢板强度的作用；但是，Mn在钢水凝固过程中容易发生偏析，尤其Mn含量过高时，不仅会造成浇铸操作困难，而且容易与C、P、S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TMCP及焊接过程中易形成异常组织，导致钢板低温韧性低下和焊接接头出现裂纹，此外过高的Mn含量对控制钢板低屈强比不利；因此适合Mn含量为1.30％～1.6％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、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(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≤0.0040％。

为平衡在低碳含量、低碳当量的条件下，钢板高强度与焊接性、高强度与低屈强比及高韧性(即细晶化)与低屈强比之间的矛盾，钢中可以适当添加Cu含量≤0.13％、Ni含量≤0.13％及Mo含量≤0.10％，以钢板获得较高强度、优良的低温韧性、低屈强比的同时，钢板具有优良的焊接性，焊接热影响区低温韧性优异。

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钢板强度和韧性，当Nb添加量低于0.008％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0.025％时，不仅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，更重要的是易造成钢板的高屈强比，因此Nb含量控制在0.015％～0.025％之间，获得最佳的控轧效果、实现TMCP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、N含量≤0.0050％且Ti/N在1.5～2.5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。

为确保TMCP工艺过程中，钢板形成铁素体+贝氏体两相组织，钢中参与B含量不得超过0.0004％。

55≤[H×(t_弛豫)×ξ]/[(T_终轧)×1.4DI]≤150：第二阶段采用未再结晶控制轧制后，钢板在轧线上摆动空冷一段时间后，随即进行加速冷却至停冷温度，这个工艺称为弛豫加速冷却工艺；在弛豫冷却过程中，轧制钢板的未再结晶奥氏体组织发生奥氏体向铁素体相变(γ→α)，形成先共析铁素体，未相变的奥氏体发生C的富集，提高了未相变奥氏体的稳定性，在随后的加速冷却过程中，富碳的奥氏体转变成硬度较高的贝氏体(可能含有少量马氏体)，钢板最终显微组织为铁素体+贝氏体且铁素体与贝氏体两相硬度差加大，一定数量铁素体保证了钢板的低屈强比、适当数量的高硬度贝氏体保证了钢板的高强度，铁素体+贝氏体两相组织保证了钢板的低温韧性，因而同时实现了钢板的高韧性与低屈强比；其次，轧制过程中形变的铁素体，发生位错重组与多边化等回复过程，极大地降低了形变铁素体的硬度(即强度)，也降低了钢板屈强比、提高了钢板低温韧性；因此通过上述公式控制轧后弛豫时间，可以控制先共析铁素体的数量、形变铁素体的回复程度及未相变的奥氏体的富碳量，实现在低碳、低碳当量条件下，同时获得高强度、高韧性、优良焊接性及低屈强比；其中H为成品钢板厚度，单位为mm，t_弛豫为轧后弛豫时间，单位为s，T_终轧为未再结晶终轧温度，单位为℃，ξ为未再结晶控轧累计压下率，单位为％，DI为钢板的淬透性指数，DI＝0.311C^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)]。

Ca处理且Ca/S比在1.0～3.0之间及(％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、钢板焊接性尤其大热输入焊接HAZ低温韧性。

CEV≤0.395％，确保钢板具有优良的焊接性，其中CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15。

Ti/N在1.5～2.5之间且Als/(N-0.292Ti)≥15.5，1)保证焊接热循环过程中，TiN以细小弥散状态存在，抑制焊接热影响区HAZ奥氏体晶粒长大，改善HAZ低温韧性；2)在焊接热循环过程中熔合线附近的部分TiN粒子分解，产生的固溶[N]被钢中的酸溶铝Als捕获，形成AlN粒子，极大地抑制了固溶[N]的脆化作用，改善焊接热影响区低温韧性，这是本发明关键技术之一

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。

本发明所述的低屈强比、高韧性及优良焊接性钢板的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按所述成分冶炼、铸造成板坯；

2)板坯加热，加热温度控制在1080℃～1150℃；

3)轧制，钢板总压缩比即板坯厚度/成品钢板厚度≥3.6；

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轧制，累计压下率≥50％；

第二阶段采用未再结晶控制轧制，开轧温度控制在740℃～800℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥45％，终轧温度730℃～770℃；

4)冷却

控轧结束后，钢板在轧线上进行摆动空冷即弛豫冷却15s～60s，弛豫冷却结束后钢板立即运送到加速冷却设备处，随即对钢板进行加速冷却；冷却速度≥7℃/s，停冷温度为400℃～600℃，随后钢板进行缓冷，缓冷工艺为钢板表面温度大于350℃的条件下至少保温24小时。

在本发明所述制造工艺中：

根据上述C、Mn、Nb及Ti含量范围，板坯加热温度控制在1080℃～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)≥3.6，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740℃～800℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥45％，终轧温度730℃～770℃；

控轧结束后，钢板在轧线上进行摆动空冷(即弛豫冷却)15s～60s，弛豫冷却结束后钢板立即以辊道的最大输送速度运送到加速冷却设备处，随即对钢板进行加速冷却；冷却速度≥7℃/s，停冷温度为400℃～600℃，随后钢板进行缓冷，缓冷工艺为钢板温度表面大于350℃的条件下至少保温24小时。

本发明的有益效果：

本发明钢板通过不添加或少量贵重合金元素Cu、Ni及Mo，低成本地成分组合设计，并与弛豫冷却型TMCP制造工艺相结合，不仅较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较高强度、高韧性及优良的焊接性，尤其实现了钢板低屈强比的控制，成功地解决了在低C、低碳当量条件下，钢板同时获得高强度、高韧性及低屈强比的矛盾，极大地提高了大型重钢结构的抗震、抗疲劳特性；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。

附图说明

图1为本发明实施例2钢的显微组织(1/4厚度)照片。

图2为本发明实施例6钢的显微组织(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。

本发明实施例钢的成分参见表1，其成分余量为Fe和其他不可避免杂质。本发明实施例的制造工艺参见表2、表3，表4所示为本发明实施例钢的性能。

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15μm以下

本发明钢板主要适用于桥梁结构、建筑结构、风电结构、船体抗撞结构、海洋结构及工程机械等，并且能够实现低成本稳定批量工业化生产。

Claims

1.低屈强比、高韧性及优良焊接性钢板，其成分重量百分比为：

C：0.08％～0.12％

Si：≤0.20％

Mn：1.30％～1.60％

P：≤0.013％

S：≤0.0040％

Cu：≤0.13％

Ni：≤0.13％

Mo：≤0.10％

Nb：0.008％～0.025％

Ti：0.008％～0.014％

N：≤0.0060％

Ca：0.0010％～0.0040％

B：≤0.0004％

其余为Fe和不可避免的夹杂，且，同时满足如下关系：

其中，H为成品钢板厚度，单位为mm；

t_弛豫为轧后弛豫时间，单位为s；

T_终轧为未再结晶终轧温度，单位为℃；

ξ为未再结晶控轧累计压下率，单位为％；

CEV≤0.395％，CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15；

Ti/N在1.5～2.5之间，且Als/(N-0.292Ti)≥15.5；

所述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15μm以下；

所述钢板的屈服强度≥420MPa、抗拉强度≥540MPa、屈强比≤0.85、-40℃的夏比冲击功单个值≥120J；且，所述钢板通过如下方法获得，包括；

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1080℃～1150℃；

3)轧制，钢板总压缩比即板坯厚度/成品钢板厚度≥3.6；

4)冷却

2.如权利要求1所述的低屈强比、高韧性及优良焊接性钢板的制造方法，其特征是，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按权利要求1所述成分冶炼、铸造成板坯；所述钢板成分重量百分比为：

C：0.08％～0.12％

Si：≤0.20％

Mn：1.30％～1.60％

P：≤0.013％

S：≤0.0040％

Cu：≤0.13％

Ni：≤0.13％

Mo：≤0.10％

Nb：0.008％～0.025％

Ti：0.008％～0.014％

N：≤0.0060％

Ca：0.0010％～0.0040％

B：≤0.0004％

其余为Fe和不可避免的夹杂，且，同时满足如下关系：

其中，H为成品钢板厚度，单位为mm；

t_弛豫为轧后弛豫时间，单位为s；

T_终轧为未再结晶终轧温度，单位为℃；

ξ为未再结晶控轧累计压下率，单位为％；

CEV≤0.395％，CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15；

Ti/N在1.5～2.5之间，且Als/(N-0.292Ti)≥15.5；

2)板坯加热，加热温度控制在1080℃～1150℃；

3)轧制，钢板总压缩比即板坯厚度/成品钢板厚度≥3.6；

4)冷却

控轧结束后，钢板在轧线上进行摆动空冷即弛豫冷却15s～60s，弛豫冷却结束后钢板立即运送到加速冷却设备处，随即对钢板进行加速冷却；冷却速度≥7℃/s，停冷温度为400℃～600℃，随后钢板进行缓冷，缓冷工艺为钢板表面温度大于350℃的条件下至少保温24小时；获得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15μm以下；钢板的屈服强度≥420MPa、抗拉强度≥540MPa、屈强比≤0.85、-40℃的夏比冲击功单个值≥120J。