CN112813340B - 一种优良抗冲击断裂的钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种优良抗冲击断裂的钢板及其制造方法，采用低C‑低Si‑中Mn‑(Ti+Nb)微合金化处理的合金成分体系作为基础，通过控制[(％C)+5.16(％P)+3.47(％S)]×[1.21(％Mn)+6.73(％Si)]≤0.49、(％Als)/[(％N)‑0.292(％Ti)]≥12及Ca处理，Ca/S比控制在1.0～3.0，且(％Ca)×(％S)0.28≤2.5×10－3等冶金技术手段；制造方法采用优化TMCP工艺，使成品钢板的显微组织为细小的等轴铁素体+弥散分布的贝氏体，且贝氏体镶嵌在等轴铁素体晶粒之中，显微组织平均晶粒尺寸在20μm以下，钢板获得高强度、优良的抗冲击断裂特性(即优良的塑韧性)、优良的焊接性(尤其大热输入焊接性)。

Description

一种优良抗冲击断裂的钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及到一种优良抗冲击断裂的钢板及其制造方法，其屈服强度≥355MPa、抗拉强度≥490MPa、-40℃横向冲击韧性KV2≥100J、均匀延伸率≥28、抗冲击断裂的钢板。
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、高止裂特性(即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、可大热输入高效率焊接；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、欧盟及北美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与新一代在线形变热处理工艺技术相结合，获得更好的显微组织(第二相组成、比例、尺寸、形貌及分布等)，超细化显微组织与亚结构。在不增加贵重合金元素(如Cu、Ni、Mo、V等)条件下，通过合金组合优化设计与新一代TMCP工艺技术相结合，获得优良的显微组织(第二相组成、比例、尺寸、形貌及分布等)及位错亚结构，从而得到更高的强韧性/强塑性匹配、更高延伸率尤其均匀延伸率(抗冲击断裂性能)和更优良的焊接性。
现有技术在制造屈服强度≥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的线能量焊接时，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。
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，钢板大线能量焊接热影响区(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、USPatent4137104)。
目前改善大线能量焊接钢板热影响区(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 01/59167A1)、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处理技术(日本溶接学会志，1982，Vol.51(2)，118)。
中国专利申请号ZL201410300713.X、ZL201310244712.3、ZL201310244706.8、ZL201310124065.2、ZL201310244713.8、ZL201210209637.2、ZL201410815614.5、201710183350.X、201910149978.7公开的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，钢板(尤其超厚钢板)中均添加一定数量贵重合金元素Cu、Ni，钢板大热输入焊接性能虽然较好，但焊接热影响区韧性，尤其厚钢板焊接热影响区低温韧性不太稳定，尤其止裂特性-40℃条件下高止裂特性(Kca(-40℃)≥8000N/mm3/2)不但母材钢板没有涉及，更不用说焊接热影响区HAZ的高止裂特性了，钢板也没有涉及抗冲击断裂特性。
发明内容
本发明的目的在于提供一种优良抗冲击断裂的钢板及其制造方法，所述钢板在获得优异的母材钢板低温韧性尤其优良抗冲击断裂特性的同时，钢板具有优良的焊接性，大热输入焊接条件下，焊接HAZ的低温韧性、抗冲击断裂特性也同样优异；成功解决了低合金成本、低碳当量与高强度、优良的抗冲击断裂特性(即优良的塑韧性)、优良的焊接性(尤其大热输入焊接性)之间的矛盾；而且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；更重要的是钢板良好焊接性、可大热输入焊接极大地提高了用户现场焊接效率，节约了用户构件制造的成本，缩短了用户构件制造的时间。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
本发明从合金组合设计入手，采用低C-低Si-中Mn-(Ti+Nb)微合金化处理的合金体系作为基础，通过控制[(％C)+5.16(％P)+3.47(％S)]×[1.21(％Mn)+6.73(％Si)]≤0.49、(％Als)/[(％N)-0.292(％Ti)]≥12及Ca处理且Ca/S比控制在1.0～3.0之间且(％Ca)×(％S)0.28≤2.5×10－3等冶金技术手段；制造工艺采用优化TMCP(热机械控制过程)工艺，使成品钢板获得高强度、优良的抗冲击断裂特性(即优良的塑韧性)、优良的焊接性(尤其大热输入焊接性)。
具体的，本发明的优良抗冲击断裂的钢板，其成分重量百分比为：
C：0.060％～0.10％，
Si：≤0.20％，
Mn：1.30％～1.60％，
P：≤0.013％，
S：≤0.003％，
Cu：0.05％～0.30％，
Ni：0.05％～0.25％，
Cr：0.10％～0.35％，
Nb：0.010％～0.030％，
Ti：0.008％～0.016％，
Als：0.040％～0.070％，
N：0.0040％～0.0080％，
Ca：0.0010％～0.0035％，
其余为Fe和不可避免的杂质；且上述元素含量必须同时满足如下关系：
[(％C)+5.16(％P)+3.47(％S)]×[1.21(％Mn)+6.73(％Si)]≤0.49；降低钢水凝固过程中C、Si、Mn、及S元素共轭偏析(共轭偏析是指通过元素之间的相互作用而互相促进、叠加强化的现象)发生的程度，减少板坯内部偏析，改善钢板内质“三性”---健全性、纯净性及均质性，提高钢板的低温韧性、抗冲击载荷断裂特性(即塑韧性)、Z向性能及焊接性，促进大热输入焊接过程中碳化物析出，抑制M-A岛形成，改善焊接热影响区低温韧性与抗冲击载荷断裂特性(即塑韧性)与焊接性；这是本发明关键核心技术之一。
(％Als)/[(％N)-0.292(％Ti)]≥12；主要有两方面的作用：
1)在焊接热循环过程中，保证距离熔合线较远的HAZ区域，焊接峰值温度较低(≤1200℃)，TiN在焊接热循环过程中基本不发生溶解，即TiN粒子在焊接热循环过程中不易发生Ostward熟化(即大粒子吞食小粒子，导致粒子数量大幅度减少，粒子尺寸变大，失去对晶界的钉扎作用)，保证TiN粒子在焊接热循环过程中数量、尺寸及分布保持稳定，不发生粗化，有效钉扎焊接热影响区奥氏体晶界、抑制奥氏体晶粒过分长大；
2)在距离熔合线较近的HAZ区域，焊接峰值温度较高(＞1200℃)，大部分TiN粒子发生溶解，产生大量固溶[N]，这时钢中大量Als与固溶[N]在焊接热循环冷却过程中形成AlN，大幅度降低焊接HAZ固溶[N]、改善焊接HAZ低温韧性及抗冲击载荷断裂特性(即塑韧性)。
Ca处理，Ca/S比在1.00～3.00，且(％Ca)×(％S)0.28≤2.5×10－3；
确保硫化球化且夹杂物对低温韧性和焊接性影响降低到最小的同时，Ca(O,S)粒子均匀细小分布在钢中，抑制大热输入焊接热影响区奥氏体晶粒长大，改善焊接热影响区低温韧性。
6.81×10-4≤[(DIOL)×(T停冷)]/[H×ξ×η×(T开冷)×(Vc)]≤2.31×10-3，
保证不同厚度的钢板显微组织均可得到细小的等轴铁素体+弥散分布的贝氏体，平均晶粒尺寸在20μm以下；同时作为第二相的低碳贝氏体晶团，数量适宜且以细小弥散地状态地镶嵌在等轴铁素体晶粒之中；确保钢板获得优异的低温韧性尤其优良抗冲击断裂特性的同时，钢板具有优良的焊接性，在大热输入焊接条件下，焊接HAZ的低温韧性、抗冲击断裂特性也同样优异；成功解决了低合金成本、低碳当量与高强度、优良的抗冲击断裂特性(即优良的塑韧性)、优良的焊接性(尤其大热输入焊接性)之间的矛盾。
其中，
DIOL为在线淬透性指数，单位为mm；
DIOL＝0.514C0.5(1+0.7Si)(1+3.33Mn)(1+0.35Cu)(1+0.36Ni)(1+2.16Cr)(1+3Mo)(1+1.75V)(1+1.77Al)×25.4；
T停冷为加速冷却停止温度，单位为℃；
H为钢板厚度，单位mm；
ξ为未再结晶控轧累计压下率，单位为％；
η为钢板在奥氏体+铁素体两相区迟豫冷却时间，单位为s；
T开冷为加速冷却开始冷却温度、单位℃；
Vc为加速冷却速度，单位为℃/s。
本发明所述钢板的显微组织细小的等轴铁素体+弥散分布的贝氏体，且贝氏体镶嵌在等轴铁素体晶粒之中，显微组织平均晶粒尺寸在20μm以下。
本发明所述钢板的屈服强度≥355MPa、抗拉强度≥490MPa、-40℃横向冲击韧性KV2≥100J、均匀延伸率≥28。
在本发明钢的成分设计中：
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、抗冲击载荷断裂特性(即塑韧性)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角度，C含量不宜过低，过低的C含量(＜0.050％)不仅造成Ac1、Ac3、Ar1、Ar3点温度较高，而且奥氏体晶界迁移率较高，给晶粒细化带来一定的困难，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，而且造成奥氏体稳定元素Mn、Cu和Ni大量添加，导致钢板合金成本居高不下，因此从组织控制与钢板合金成本角度，钢中C含量控制下限不宜低于0.060％；当C含量提高时，虽然有利于钢板显微组织细化，但是损害钢板的焊接性，尤其抗冲击载荷断裂特性(即塑韧性)和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，因此C含量不宜高于0.10％，因此，C含量合理范围为0.060％～0.10％。
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、抗冲击载荷断裂特性(即塑韧性)和焊接性，尤其在大热输入焊接条件下，Si不仅促进块状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，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、细化铁素体晶粒而改善钢板低温韧性的作用、促进TMCP工艺过程中的贝氏体形成而提高钢板强度的作用，钢中内控Mn含量不能低于1.30％。Mn在钢水凝固过程中容易发生偏析，尤其过高的Mn含量(当Mn含量＞1.60％时)，不仅容易与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，而且Mn含量过高还会形成粗大的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)、抗冲击载荷断裂特性(即塑韧性)、焊接热影响区(HAZ)(尤其大热输入焊接条件下)的冲击韧性(即促进粗大的上贝氏体形成、提高块状M-A尺寸与数量)，抗层状撕裂性能差；此外，过高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(较小的热输入焊接时，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，Mn含量合理范围为1.30％～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、抗冲击载荷断裂特性(即塑韧性)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、-40℃韧性的钢板，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、抗冲击载荷断裂特性(即塑韧性)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，严重损害钢板的冲击韧性(尤其横向冲击韧性)、抗冲击载荷断裂特性(即塑韧性)、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-40℃韧性、焊接性优良的钢板，S含量需要控制在≤0.003％。
Cu也是奥氏体稳定化元素，添加Cu也可以降低Ar1、Ar3点温度，提高钢板耐大气腐蚀性，细化TMCP钢板显微组织，改善TMCP钢板低温韧性；但是Cu添加量过多，高于0.45％，容易造成铜脆、铸坯表面龟裂、内裂问题，尤其厚钢板抗冲击载荷断裂特性(即塑韧性)、焊接接头性能劣化，考虑到Cu是比较贵重合金元素，从成本效益考虑，Cu的上限控制在0.30％为宜。Cu添加量过少，低于0.05％，基本不起任何作用，因此，Cu含量合理范围为0.05％～0.30％。
添加Ni不仅可以降低BCC晶体结构位错点阵摩擦力(即P-N力)、提高铁素体相低温位错可动性、促进位错交滑移，改善铁素体本征塑韧性；此外，Ni作为强奥氏体稳定化元素，大幅度降低Ar1、Ar3点温度，提高奥氏体向铁素体相变的驱动力，导致奥氏体在更低温度下发生相变，大幅度细化TMCP钢板显微组织，提高裂纹穿过铁素体晶粒的扩展阻力，大幅度提高TMCP钢板低温韧性，因此Ni具有同时提高TMCP钢板强度、低温韧性而不降低延伸率之功效(即塑韧性)；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。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含量不仅会硬化焊接热影响区、对钢板的焊接性、焊接接头韧性性能不利，而且大幅度提高钢板的合金成本(Ni是贵重合金元素)，因此Ni含量合理范围为0.05％～0.25％。
Cr元素的加入可以在不损害钢板的低温韧性、塑韧性、弯曲冷加工的条件下，提高钢板的耐候性与强度，弥补低C所造成的强度损失；但如果加入Cr含量过少(＜0.10％)，Cr对钢板强度贡献较小，达不到低C当量条件下钢板具有高强度之要求；加入量过多(＞0.35％)，损害钢板的低温韧性、抗冲击载荷断裂特性(即塑韧性)、弯曲冷加工性，尤其损害钢板焊接性，钢板不能承受大热输入焊接，焊接热影响区低温韧性劣化(焊接热影响区形成粗大的羽毛状上贝氏体组织)与塑韧性降低，因此，Cr含量合理范围为0.10％～0.35％。
钢中添加微量的Nb元素目的是有效实施TMCP工艺，当Nb添加量低于0.010％时，不能有效发挥未再结晶控轧细化晶粒之作用；当Nb添加量超过0.030％时，大热输入焊接条件下易诱发粗大的上贝氏体(Bu)形成，并促进块状M-A岛形成，严重损害大热输入焊接热影响区(HAZ)的低温韧性、抗冲击载荷断裂特性(即塑韧性)，因此Nb含量控制在0.010％～0.030％之间，获得最佳的TMCP效果的同时，又不损害大热输入焊接HAZ的低温韧性。
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，控制焊接HAZ区奥氏体晶粒长大、抑制粗大的FSP、Bu等脆化组织产生，改善钢的焊接性和HAZ的低温韧性及抗冲击载荷断裂特性(即塑韧性)。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(＜0.008％)，形成TiN粒子数量不足，不足以抑制HAZ的奥氏体晶粒长大、抑制粗大的FSP、Bu等脆化组织产生而改善HAZ的低温韧性及抗冲击载荷断裂特性(即塑韧性)；加入Ti含量过多(＞0.018％)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；因此Ti含量的最佳控制范围为0.008％～0.016％。
钢板中的Als能够固定钢中的自由[N]，更重要的是降低焊接热影响区(HAZ)自由[N]，促进铁素体在焊接冷却循环中析出、抑制块状M-A岛形成，改善大热输入焊接HAZ的低温韧性冲击及抗冲击载荷断裂特性(即塑韧性)作用；但钢中加入过量的Als不但会在钢中形成大量弥散的针状Al2O3夹杂物，严重损害钢板低温冲击韧性、抗冲击载荷断裂特性(即塑韧性)和焊接性，因此，最佳Als含量控制在0.040％～0.070％之间。
N的控制范围与Ti的控制范围相对应，对于大热输入焊接钢板，N含量过低，生成TiN粒子数量少、分布不均匀、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；但是N含量过高时，钢中自由[N]增加，尤其大热输入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、抗冲击载荷断裂特性(即塑韧性)，恶化钢的焊接性。因此N含量控制在0.0040～0.0080％。
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、抗冲击载荷断裂特性(即塑韧性)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)尺寸过大且钢中夹杂物数量增多、脆性也增大，可成为断裂裂纹起始点，降低钢的低温韧性、抗冲击载荷断裂特性(即塑韧性)与焊接性，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％～0.0035％。
本发明所述的优良抗冲击断裂的钢板的制造方法，其包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按照上述成分冶炼、连铸成板坯；连铸轻压下率控制在2～4％之间，中间包浇注温度≤1560℃；
2)板坯加热，加热温度控制在1080℃～1150℃之间；
3)轧制
控制开轧温度740～800℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥50％，终轧温度730～770℃；
4)冷却
控轧结束后，进行弛豫冷却30～100s，之后再进行加速冷却，钢板开冷温度680～720℃，冷却速度≥5℃/s，停冷温度为200～500℃，随后钢板自然空冷至室温。
在本发明所述的制造方法中：
本发明的铸造工艺采用连铸工艺，重点控制浇铸温度，中间包钢水浇铸温度≤1560℃，低温浇铸法较好，以细化原始铸态组织。为抑制连铸坯中心共轭偏析，采用轻压下工艺，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，采用板坯低温加热工艺，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1080℃～1150℃之间，确保原始板坯奥氏体晶粒度均匀并且较为细小。
控轧开轧温度740℃～800℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥50％，终轧温度730℃～770℃。
控轧结束后，钢板从控轧结束到加速冷却之间的弛豫冷却时间为30～100s，主要有三方面作用：
1)保证形变先共析铁素体晶粒适当地发生原位回复，从而改善钢板低温止裂特性；
2)未相变的形变奥氏体继续发生γ→α相变生成细小无应变的铁素体；
3)剩余富碳奥氏体在加速冷却过程中形成下贝氏体BL；
钢板开冷温度680℃～720℃，冷却速度≥5℃/s，停冷温度控制为200℃～500℃；随后钢板从停冷结束自然空冷到室温。
本发明的有益效果：
本发明通过简单的合金元素的组合设计，不添加贵重合金元素Mo与V、少量添加贵重合金元素Ni与Cu、适当添加廉价合金元素Cr，优化TMCP制造工艺，在获得优异的母材钢板低温韧性尤其优良抗冲击断裂特性的同时，钢板具有优良的焊接性，大热输入焊接条件下，焊接HAZ的低温韧性、抗冲击断裂特性也同样优异。
钢板的高性能高附加值集中表现在具有高强度、优异的低温韧性尤其优良的抗冲击断裂特性的同时，钢板的焊接性(尤其大热输入焊接性)也同样优异，成功地解决了低合金成本、低碳当量与高强度、优良的抗冲击断裂特性(即优良的塑韧性)、优良的焊接性(尤其大热输入焊接性)在成分设计、工艺设计上相互冲突、很难调和的关键技术问题，极大地提高了大型重钢结构服役过程中的安全稳定性尤其突发撞击事故；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。
附图说明
图1为本发明实施例5钢的显微组织照片。
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。
本发明实施例钢板成分参见表1，表2～表4为本发明实施例的工艺参数，表5为本发明实施例的性能参数。
由图1可知，钢板的显微组织细小的等轴铁素体+弥散分布的贝氏体，且贝氏体镶嵌在等轴铁素体晶粒之中，显微组织平均晶粒尺寸在20μm以下。
通过简单的合金元素的组合设计，不添加贵重合金元素Mo与V、少量添加贵重合金元素Ni与Cu、适当添加廉价合金元素Cr，优化TMCP制造工艺，在获得优异的母材钢板低温韧性尤其优良抗冲击断裂特性的同时，钢板具有优良的焊接性，大热输入焊接条件下，焊接HAZ的低温韧性、抗冲击断裂特性也同样优异。
本发明钢板的高性能高附加值集中表现在具有高强度、优异的低温韧性尤其优良的抗冲击断裂特性的同时，钢板的焊接性(尤其大热输入焊接性)也同样优异，成功地解决了低合金成本、低碳当量与高强度、优良的抗冲击断裂特性(即优良的塑韧性)、优良的焊接性(尤其大热输入焊接性)在成分设计、工艺设计上相互冲突、很难调和的关键技术问题，极大地提高了大型重钢结构服役过程中的安全稳定性尤其突发撞击事故；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。
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，可进行批量生产。
随着我国国民经济发展，建设节约型和谐社会的要求，基础设施建设(如桥梁工程、市政工程、隧道工程等)、船舶制造、海洋开发及重大装备制造已摆到日事议程，目前我国基础设施建设、海洋工程开发及重大装备制造方兴未艾，基础设施建设、海洋工程开发及相关装备制造业的关键材料---优良抗冲击断裂特性的钢板具有广阔的市场前景。
Figure BDA0002544990690000131
Figure BDA0002544990690000141
Figure BDA0002544990690000151
Figure BDA0002544990690000161

Claims (4)

1.一种优良抗冲击断裂的钢板，其成分重量百分比为：
C：0.060％～0.10％，
Si：≤0.20％，
Mn：1.30％～1.60％，
P：≤0.013％，
S：≤0.003％，
Cu：0.05％～0.30％，
Ni：0.05％～0.25％，
Cr：0.10％～0.35％，
Nb：0.010％～0.030％，
Ti：0.008％～0.016％，
Als：0.040％～0.070％，
N：0.0040％～0.0080％，
Ca：0.0010％～0.0035％，
其余为Fe和其他不可避免的杂质；且上述元素含量必须同时满足如下关系：
[(％C)+5.16(％P)+3.47(％S)]×[1.21(％Mn)+6.73(％Si)]≤0.49；
(％Als)/[(％N)-0.292(％Ti)]≥12；
Ca处理，且Ca/S比在1.00～3.00之间，且(％Ca)×(％S)0.28≤2.5×10－3；
6.81×10-4≤[(DIOL)×(T停冷)]/[H×ξ×η×(T开冷)×(Vc)]≤2.31×10-3，其中，
DIOL为在线淬透性指数，单位为mm；
DIOL＝0.514C0.5(1+0.7Si)(1+3.33Mn)(1+0.35Cu)(1+0.36Ni)(1+2.16Cr)(1+3Mo)(1+1.75V)(1+1.77Al)×25.4；
T停冷为加速冷却停止温度，单位为℃；
H为钢板厚度，单位mm；
ξ为未再结晶控轧累计压下率，单位为％；
η为钢板在奥氏体+铁素体两相区迟豫冷却时间，单位为s；
T开冷为加速冷却开始冷却温度、单位℃；
Vc为加速冷却速度，单位为℃/s；
所述钢板的显微组织为细小的等轴铁素体+弥散分布的贝氏体，且贝氏体镶嵌在等轴铁素体晶粒之中，显微组织平均晶粒尺寸在20μm以下；
所述钢板的屈服强度≥355MPa、抗拉强度≥490MPa、-40℃横向冲击韧性KV2≥100J、均匀延伸率≥28%。
2.如权利要求1所述的优良抗冲击断裂的钢板的制造方法，其特征是，包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按照权利要求1所述成分冶炼、连铸成板坯；连铸轻压下率控制在2～4％之间，中间包浇注温度≤1560℃；
2)板坯加热，加热温度控制在1080℃～1150℃之间；
3)轧制
控制开轧温度740～800℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥50％，终轧温度730～770℃；
4)冷却
控轧结束后，进行弛豫冷却30～100s，之后再进行加速冷却，钢板开冷温度680～720℃，冷却速度≥5℃/s，停冷温度为200～500℃，随后钢板自然空冷至室温。
3.如权利要求2所述的优良抗冲击断裂的钢板的制造方法，其特征是，所述钢板的显微组织细小的等轴铁素体+弥散分布的贝氏体，且贝氏体镶嵌在等轴铁素体晶粒之中，显微组织平均晶粒尺寸在20μm以下。
4.如权利要求2所述的优良抗冲击断裂的钢板的制造方法，其特征是，所述钢板的屈服强度≥355MPa、抗拉强度≥490MPa、-40℃横向冲击韧性KV2≥100J、均匀延伸率≥28%。
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Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH108193A (ja) * 1996-06-21 1998-01-13 Nkk Corp 大入熱溶接性、溶接割れ感受性および耐候性に優れた高張力鋼およびその製造方法
CN101545077A (zh) * 2008-03-24 2009-09-30 宝山钢铁股份有限公司 一种低温用钢及其制造方法
CN101956147A (zh) * 2010-09-29 2011-01-26 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 高强度低裂纹敏感性厚板及其制造方法
CN103320692A (zh) * 2013-06-19 2013-09-25 宝山钢铁股份有限公司 超高韧性、优良焊接性ht550钢板及其制造方法
JP2018066042A (ja) * 2016-10-19 2018-04-26 新日鐵住金株式会社 熱加工制御型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼
CN108660389A (zh) * 2017-03-29 2018-10-16 鞍钢股份有限公司 一种具有优异止裂性的高强厚钢板及其制造方法
CN109321847A (zh) * 2017-07-31 2019-02-12 东北大学 一种可大线能量焊接eh420级海洋工程用厚钢板及其制备方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH108193A (ja) * 1996-06-21 1998-01-13 Nkk Corp 大入熱溶接性、溶接割れ感受性および耐候性に優れた高張力鋼およびその製造方法
CN101545077A (zh) * 2008-03-24 2009-09-30 宝山钢铁股份有限公司 一种低温用钢及其制造方法
CN101956147A (zh) * 2010-09-29 2011-01-26 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 高强度低裂纹敏感性厚板及其制造方法
CN103320692A (zh) * 2013-06-19 2013-09-25 宝山钢铁股份有限公司 超高韧性、优良焊接性ht550钢板及其制造方法
JP2018066042A (ja) * 2016-10-19 2018-04-26 新日鐵住金株式会社 熱加工制御型５９０ＭＰａ級Ｈ形鋼
CN108660389A (zh) * 2017-03-29 2018-10-16 鞍钢股份有限公司 一种具有优异止裂性的高强厚钢板及其制造方法
CN109321847A (zh) * 2017-07-31 2019-02-12 东北大学 一种可大线能量焊接eh420级海洋工程用厚钢板及其制备方法

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