CN113737088A - 低屈强比、高韧性及高焊接性800MPa级钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种低屈强比、高韧性及高焊接性800MPa级钢板及其制造方法，通过设计低C－低Si‑中Mn‑微(Ti+Nb)处理的合金体系，以合理的(Cu+Ni+Cr+Mo)匹配组合的合金化为基础，并结合控制钢板在线淬透性指数DI_OL，使成品钢板的显微组织为均匀细小的低碳贝氏体+少量低碳板条马氏体，马氏体含量≤5％，平均马氏体/贝氏体晶团尺寸在30μm以下，所述钢板的屈服强度≥650MPa、抗拉强度≥780MPa、‑40℃横向冲击韧性KV₂≥100J(剪切面积FA≥75％)、屈强比YR≤0.85，热输入焊接≥50kJ/cm，特别适用于海洋平台、海上风电、工程机械及桥梁结构。

Description

低屈强比、高韧性及高焊接性800MPa级钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及低碳低合金钢制造技术，特别涉及一种低屈强比、高韧性及高焊接性800MPa级钢板及其制造方法，其屈服强度≥650MPa、抗拉强度≥780MPa、-40℃横向冲击韧性KV₂≥100J(剪切面积FA≥75％)、屈强比YR≤0.85且可较大热输入焊接(≥50kJ/cm)。

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、北美范围尤其中国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)，超细化显微组织及亚结构精细化控制(packet与block尺寸、形貌，variant之间的位向角控制等)。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。

传统的抗拉强度强度大于770MPa(屈服强度≥690MPa、屈强比≥0.92)的钢板主要通过再加热淬火+回火(RQ+T)工艺，即所谓离线调质方法来生产，这就要求钢板中心部位必须具有足够高的淬透性，即淬透性指数DI≥3.0×钢板厚度，其中DI＝0.311C^1/2(1+0.64Si)×(1+4.10Mn)×(1+0.27Cu)×(1+0.52Ni)×(1+2.33Cr)×(1+3.14Mo)×25.4(mm)，以确保钢板具有足够高的强度、优良的超低温韧性及沿钢板厚度方向的显微组织与性能的均匀，因此不可避免地向钢中加入一定数量的C、Cr、Mo、Ni、Cu等合金元素尤其数量较多的Ni元素(参见日本专利昭59－129724、平1－219121)，因为Ni元素不但能够提高钢板的强度和淬透性，降低相变温度细化贝氏体/马氏体板条团晶粒尺寸；更重要的是Ni唯一能够改善贝氏体/马氏体板条本征低温韧性的元素，增大贝氏体/马氏体板条之间的位向角，增加裂纹在贝氏体/马氏体晶团packet中的扩展阻力。如此，钢板的合金含量较高(即碳当量Ceq、Pcm较高)，不仅导致钢板制造成本较高，而且碳当量Ceq、焊接冷裂纹敏感指数Pcm也较高，这给现场焊接带来较大的困难，焊前需要预热，焊后需要热处理，焊接成本升高、焊接效率降低、焊接现场工作环境恶化。

现有大量专利文献只是说明如何实现母材钢板的强度和低温韧性，就改善钢板焊接能性，获得优良焊接热影响区HAZ低温韧性说明较少，更没有涉及如何控制调质钢板的低屈强比、确保中心部位淬透性，以保证钢板强度、韧性、低屈强比及沿钢板厚度方向强度、韧性均匀性(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(参见美国专利US Patent 4629505、WO 01/59167 A1)，即在大热输入焊接过程中，在熔合线附近，由于强烈的高温作用，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；日本住友金属采用添加B、控制B/N≥0.5、低硅、超低铝、中等含N量等技术手段，解决60公斤级钢板大热输入焊接性的问题，取得良好的效果并成功用于工程实绩(参见《铁と钢》，1978，Vol.64，P2205)。

还有如中国宝山钢铁股份有限公司自2008年以来，陆续开发出系列高韧性、优良焊接性的800MPa调质钢板(参见中国专利ZL201610064771.6、ZL201510338132.X、ZL201510338133.4、ZL201210209649.5、ZL201210078314.4、201210078313.X、ZL200910055353.0、ZL200910048287.4、ZL200810036416.3等)，这些钢种均采用离线调质热处理工艺生产(即RQ+T)，钢板力学性能(尤其低温韧性、抗裂止裂特性)、焊接性优良，产品实物质量达到国际领先水平；但是钢板屈强比较高，均≥0.92；此外，该类钢板均采用离线调质热处理工艺生产，生产制造工序多、制造周期长，制造成本相对较高。

发明内容

本发明的目的在于提供一种低屈强比、高韧性及高焊接性800MPa级钢板及其制造方法，成功解决了低碳当量与高强度、低屈强比、较小的性能各向异性(纵、横向)、优良低温韧性(尤其高抗裂止裂特性)、优良的焊接性(尤其较大热输入焊接性)之间的矛盾；即综合了影响钢板高强度、低屈强比、较小的性能各向异性(纵、横向)、优良低温韧性(尤其高抗裂止裂特性)、优良的焊接性及低成本制造等关键因素，获得高强度、低屈强比、高韧性(尤其高抗裂止裂特性)、较小的性能各向异性及优良的焊接性且可较大热输入焊接，特别适用于海洋平台、海上风电、工程机械及桥梁结构等。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

本发明通过简单的合金元素的组合匹配设计，低C－低Si-中Mn-微(Ti+Nb)处理的合金体系中，通过合理的(Cu+Ni+Cr+Mo)匹配组合的合金化作为基础，并结合控制钢板在线淬透性指数DI_OL，使成品钢板的显微组织为均匀细小的低碳贝氏体+少量低碳板条马氏体，马氏体含量≤5％，平均马氏体/贝氏体晶团尺寸在30μm以下，获得高强度、低屈强比、高韧性(尤其高抗裂止裂特性)、较小的性能各向异性及优良的焊接性且可较大热输入焊接。

具体的，本发明所述的低屈强比、高韧性及高焊接性800MPa级钢板，其成分重量百分比为：

C：0.06％～0.10％

Si：≤0.20％

Mn：1.10％～1.45％

P：≤0.013％

S：≤0.0030％

Cu：0.10％～0.45％

Ni：0.50％～0.90％

Cr：0.35％～0.65％

Mo：0.20％～0.50％

Nb：0.010％～0.040％

Ti：0.008％～0.015％

Als：0.030％～0.070％

N：0.0030％～0.0070％

Ca：0.0010％～0.0035％

其余为Fe和其它不可避免的夹杂；且上述元素含量必须同时满足如下关系：

[1.57(％C)^0.5+7.86(％Si)+23.23(％P)+8.17(％S)]×[1.21(％Mn)+2.65(％Mo)]≤4.65；

[(％Ni)+0.83(％Cu)]/(％C)≥7.95；

Ca处理，Ca/S比控制在1.0～3.0，且(％Ca)×(％S)^0.28≤2.5×10^－3；5×10^-3≤[(DI_OL)×(T_开冷)×(V_冷速)]/[(ξ_未再结晶)×(T_停冷)×(T_回火)×(H_板厚)]≤3×10^-2；

其中，H_板厚为成品钢板厚度，单位为mm；

ξ_未再结晶为未再结晶区累计压下率，单位为％；

T_开冷加速冷却开始温度，单位为℃；

T_停冷为加速冷却停止温度，单位为℃；

T_回火为回火温度，单位为℃；

V_冷速为加速冷却的冷却速度，单位为℃/s；

DI_OL为钢板在线淬透性指数，

DI_OL＝0.514C^0.5(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，单位为mm。

本发明所述钢板的显微组织为均匀细小的低碳贝氏体+少量低碳板条马氏体，马氏体含量≤5％。

本发明所述钢板的屈服强度≥650MPa、抗拉强度≥780MPa、-40℃横向冲击韧性KV₂≥100J(剪切面积FA≥75％)、屈强比YR≤0.85，热输入焊接≥50kJ/cm。

在本发明所述钢的成分设计中：

C对T调质钢板(TMCP+T工艺称为在线调质工艺，其生产出的钢板也称为调质钢板)的强度、低温韧性、延伸率及焊接性影响很大，从改善调质钢板低温韧性和焊接性角度，希望钢中C含量控制得较低；但是从调质钢板的高强度、低屈强比实现、强韧性/强塑性匹配、低温韧性及生产制造过程中显微组织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显微组织晶粒粗大且易产生混晶，而且钢中C含量过低可造成晶界弱化，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0.06％～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虽然能够提高调质钢板的强度，但是Si抑制铁素体中碳化物析出、稳定过冷奥氏体、降低马氏体相变临界冷却速度、促进粗大的马氏体相变，严重损害调质钢板(尤其高强度调质钢板)的低温韧性、止裂特性、延伸率及焊接性；Si不仅降低调质钢板本征韧性，促进M-A岛形成且形成的M-A岛尺寸较为粗大、分布不均匀，严重损害焊接热影响区(HAZ)韧性；而且Si促进钢水凝固偏析，易导致钢板高碳马氏体组织生成，严重恶化钢板低温冲击韧性；因此钢中的Si含量应尽可能控制得低，Si含量控制在≤0.20％。

Mn作为最重要的合金元素在钢中除提高调质钢的强度外，还具有扩大奥氏体相区、大幅度降低Ar₃点温度、细化贝氏体/马氏体packet结构尺寸、贝氏体板条/马氏体板条晶界的位向差而提高调质钢板与低温韧性、促进低温相变组织贝氏体/马氏体形成而使调质钢板具有优良的强韧性/强塑性匹配；但是Mn在钢水凝固过程中容易发生偏析，尤其Mn含量较高时，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控轧、调质热处理及焊接过程中易形成异常组织，导致高强调质钢板低温韧性严重裂化(尤其伴随长条状MnS夹杂物出现时)和焊接接头出现裂纹；因此根据强度级别、制造工艺(在线调质工艺钢板Mn含量可以比离线调质工艺钢板锰含量略高些)与钢中C含量范围，选择适宜的Mn含量范围为1.10％～1.45％。

P作为钢中有害夹杂不仅促进钢水凝固偏析，而且对调质钢板低温冲击韧性(尤其芯部低温冲击韧性)、延伸率、焊接性及焊接接头SR性能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，对于要求优良焊接性、-40℃冲击韧性及塑韧性匹配的800MPa级调质钢板，P含量需要控制在≤0.013％。

S作为钢中有害夹杂不仅促进钢水凝固偏析，而且对调质钢板低温冲击韧性、延伸率、焊接性及焊接接头SR性能具有巨大的损害作用；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，严重损害钢板芯部低温冲击韧性、钢板的延伸率、Z向性能及焊接性，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和炼钢成本，对于要求优良焊接性、-40℃冲击韧性及塑韧性匹配的800MPa级调质钢板，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，提高钢板的淬透性及钢板的耐大气腐蚀性，细化在线调质钢板显微组织，改善在线调质钢板超低温韧性；但是Cu添加量过多，高于0.45％，容易造成铜脆、铸坯表面龟裂、内裂问题及尤其厚钢板焊接接头性能劣化；Cu添加量过少，低于0.10％，所起的上述作用很小；因此Cu含量控制在0.10％～0.45％之间。

添加Ni不仅可以提高铁素体相中位错可动性，促进位错交滑移，改善铁素体晶粒和贝氏体板条的本征塑韧性；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，大幅度细化细化在线调质钢板显微组织，增大马氏体/贝氏体板条之间的位向角，提高裂纹在马氏体/贝氏体晶团中的扩展阻力，大幅度提高在线调质钢板超低温韧性，因此Ni具有同时提高在线调质钢板强度、延伸率和低温韧性尤其抗裂止裂特性的功能；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，对钢板的焊接性及焊接接头SR性能不利；而且大幅度提高钢板屈强比，对低屈强比控制极为不利；同时Ni是一种很贵重元素，从性能价格比考虑，Ni含量控制在0.50％～0.90％之间。

Cr作为弱碳化物形成元素，添加Cr不仅提高钢板的淬透性、促进低温相变产物--马氏体/贝氏体形成，而且马氏体/贝氏体板条间位向差增大，增大裂纹穿过马氏体/贝氏体晶团的阻力，在提高钢板强度的同时，具有一定的改善钢板韧性之作用；但是当Cr添加量过多时，严重损害钢板的焊接性，尤其较大热输入焊接时，焊接HAZ严重劣化；但是对于800MPa级在线调质钢板，必须有一定的Cr含量，以保证钢板具有足够的淬透性；因此，Cr含量控制在0.35％～0.65％之间。

添加Mo可以大幅度地提高钢板的淬透性，在加速冷却过程中促进马氏体/贝氏体形成，但是Mo作为强碳化物形成元素，在促进马氏体/贝氏体形成的同时，增大马氏体/贝氏体晶团的尺寸且形成的马氏体/贝氏体板条间位向差很小，减小裂纹穿过马氏体/贝氏体晶团的阻力；因此Mo在大幅度提高在线调质钢板强度、降低钢板屈强比的同时，降低了在线调质钢板的低温韧性和延伸率；并且当Mo添加过多时，不仅严重损害在线调质钢板的延伸率、大热输入焊接性及焊接接头性能，而且增加在线调质钢板的生产成本；但是通过添加Mo元素，降低C含量来平衡在线调质钢板强韧性、强塑性匹配，改善在线调质钢板低温韧性、焊接性非常有效；因此，综合考虑Mo的相变强化作用、对在线调质钢板低温韧性、延伸率、低屈强比和焊接性的影响及制造成本因素，Mo含量控制在0.20％～0.50％之间。

钢中添加微量的Nb元素目的是进行未再结晶控制轧制、提高在线调质钢板强度和韧性，当Nb添加量低于0.010％时，除不能有效发挥的控轧作用之外，对在线调质钢板强韧化能力也不足；当Nb添加量超过0.040％时，不仅诱发大热输入焊接条件下上贝氏体(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(HAZ)的低温韧性；而且易造成钢板纵横向性能严重的各向异性；因此Nb含量控制在0.010％～0.040％之间，获得最佳的控轧效果、实现在线调质钢板强韧性/强塑性匹配的同时，又不损害大热输入焊接HAZ的韧性与较小的纵横向性能各向异性。

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Bu等脆化组织产生，改善钢的焊接性和HAZ的低温韧性及抗裂/止裂特性。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Bu等脆化组织产生而改善HAZ的低温韧性；加入Ti含量过多(>0.015％)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％～0.015％。

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的低温冲击韧性作用；因此Als下限控制在0.030％；但是钢中加入过量的Als不但会造成浇铸困难，而且会在钢中形成大量弥散的针状Al₂O₃夹杂物，损害钢板内质健全性、低温韧性和大热输入焊接性；此外Als还促进较大热输入焊接过程中块状M-A形成，严重劣化焊接接头抗裂/止裂特性；因此Als上限控制在0.070％。

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、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，恶化钢的焊接性。因此N含量控制在0.0030％～0.0070％。

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％。

在本发明成分设计中特别控制：

[1.57(％C)^0.5+7.86(％Si)+23.23(％P)+8.17(％S)]×[1.21(％Mn)+2.65(％Mo)]≤4.65；

1)减轻钢水凝固过程中C、Mn、P、S及Mo等元素共轭偏析(元素间偏析相互加强的现象)发生的程度，降低板坯偏析，抑制钢板高碳马氏体生成，改善钢板低温冲击韧性与环境脆性的敏感度；

2)增大马氏体相变临界冷却速度，促进低碳马氏体+下贝氏体(M+B_L)组织形成，钢板获得优良低温冲击韧性，尤其钢板芯部具有优良的低温冲击韧性与抗裂止裂特性；

3)改善钢板焊接性，减少焊接HAZ的M-A岛数量、减小M-A岛尺寸、改善M-A岛形状(由块状转变为条状)与分布，提高焊接HAZ低温冲击韧性与抗裂止裂特性；这是本发明关键核心技术之一；

4)匹配元素之间的匹配关系，确保钢板具有优良焊接性的同时，钢板具有高强度、高塑性与低屈强比；这是本发明关键技术之一。

[(％Ni)+0.83(％Cu)]/(％C)≥7.95；

1)降低低温条件下(-40℃及其以下)铁素体(即BCC晶体结构)位错运动的P-N力、促进铁素体位错交滑移、改善马氏体/贝氏体板条的本征低温韧性、低温抗裂止裂特性；

2)降低奥氏体相γ(FCC晶体结构)→铁素体相α(BCC晶体结构)热力学平衡相变温度，增大马氏体/贝氏体相变驱动力，增加variant之间大角度晶界的频度，提高裂纹穿过block的阻力，改善钢板低温韧性、低温抗裂止裂特性；这是本发明关键技术之一。

Ca处理，Ca/S比控制在1.0～3.0之间且(％Ca)×(％S)^0.28≤2.5×10^－3；

1)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过度长大，改善焊接热影响区低温韧性；

2)保证硫化物充分球化的同时，Ca(O，S)粒子(即夹杂物)数量对母材钢板与焊接接头低温韧性、抗裂止裂特性及抗疲劳特性优良。

5×10^-3≤[(DI_OL)×(T_开冷)×(V_冷速)]/[(ξ_未再结晶)×(T_停冷)×(T_回火)×(H_板厚)]≤3×10^-2；

1)确保钢板TMCP工艺效果显著，马氏体/贝氏体晶团尺寸均匀细小；

2)实现钢板在线淬透性与TMCP工艺、回火热处理工艺相匹配，成品钢板显微组织为均匀细小的贝氏体+少量马氏体组织，马氏体含量不超过10％，确保钢板拉伸曲线不仅表现为连续屈服状态，而且极限抗拉强度高，获得高强度、低屈强比；

3)成功地解决了低C含量、低合金含量、合理成本与高强度、低屈强比、高韧性、较小的性能各向异性及优良焊接性等在成分设计、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的安全服役性能与抗震性能；这是本发明关键技术之一。

本发明还基于所述成分低C－低Si-中Mn-微(Ti+Nb)处理的合金体系的特点以及合理的(Cu+Ni+Cr+Mo)匹配组合的合金化，优化TMCP(Thermo-mechanical controlprocess，热机械控制过程)+T工艺，即控制5×10^-3≤[(DI_OL)×(T_开冷)×(V_冷速)]/[(ξ_未再结晶)×(T_停冷)×(T_回火)×(H_板厚)]≤3×10^-2，使成品钢板的显微组织为均匀细小的低碳贝氏体(包括板条贝氏体与粒状贝氏体)+少量低碳板条马氏体，马氏体含量≤5％，平均马氏体/贝氏体晶团尺寸在30μm以下，获得高强度、低屈强比、高韧性(尤其高抗裂止裂特性)、较小的性能各向异性及优良的焊接性且可较大热输入焊接。

具体的，本发明所述低屈强比、高韧性及高焊接性800MPa级钢板的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述成分冶炼、铸造成板坯；

2)板坯加热

板坯加热温度控制在1070℃～1150℃之间；

3)轧制

未再结晶控轧，开轧温度750℃～880℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥50％，终轧温度740℃～770℃；

4)冷却

控轧结束后，钢板立即运送到加速冷却设备处，对钢板进行加速冷却，钢板开冷温度710℃～740℃，冷却速度≥7℃/s，加速冷却停冷温度≤400℃，随后钢板平铺堆放，并自然空冷至室温；

5)回火热处理

钢板空冷结束后，进行回火热处理，钢板回火温度为220℃～350℃，回火保持时间≥10min，回火保持时间为钢板中心温度达到回火目标温度时开始计时的保温时间；回火结束后钢板自然空冷至室温。

优选的，所述铸造采用连铸工艺，中间包钢水浇铸温度≤1550℃，并采用轻压下工艺，轻压下量控制在2.0％～4.0％之间。

在本发明所述钢板制造工艺设计中：

本发明的铸造工艺推荐采用连铸工艺，连铸工艺重点控制浇铸温度，中间包钢水浇铸温度≤1550℃，低温浇铸法较好，以细化原始铸态组织。为控制连铸坯中心共轭偏析，采用轻压下工艺，轻压下量控制在2.0％～4.0％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1070℃～1150℃之间，确保原始板坯奥氏体晶粒度均匀并且较为细小。

未再结晶控轧开轧温度750℃～880℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥50％，终轧温度740℃～770℃。

控轧结束后，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；钢板开冷温度终轧温度710℃～740℃，冷却速度≥7℃/s，加速冷却停冷温度≤400℃，随后钢板平铺堆放，并自然空冷至室温。

钢板空冷结束后，进行回火热处理，钢板回火温度(板温)为220℃～350℃，回火保持时间≥10min，回火保持时间为钢板中心温度达到回火目标温度时开始计时的保温时间；回火结束后钢板自然空冷至室温。

本发明的有益效果：

本发明通过添加一定数量的合金元素Cu、Ni、Cr及Mo，合理地组合成分设计，并匹配相应的在线调质工艺(即TMCP+T工艺)，成功批量生产出低温韧性及焊接性均优良的低屈强比、抗拉强度800MPa级调质钢板.

本发明钢板制造技术不仅大幅度地降低全流程制造成本、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具有800MPa级抗拉强度、低屈强比(≤0.85)、优异的低温韧性(包括抗裂止裂特性)及较小的性能各向异性的同时，钢板的焊接性(尤其焊接热影响区低温韧性及抗裂止裂特性)也同样优异，成功地解决了低C含量、低碳当量、合理成本与高强度、低屈强比、高韧性、较小的性能各向异性及优良焊接性等在成分设计、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的安全服役性能与抗震性能；良好的焊接性节省了用户钢构件制造的成本、降低了焊接施工的难度、返修率与报废率、大幅缩短了用户钢构件制造的时间，为用户创造了巨大的价值，因而此类钢板不仅是高附加值、绿色环保性的产品。

附图说明

图1为本发明实施例5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。

本发明实施例钢的成分参见表1，表2～表4为本发明实施例钢的制造工艺。表5为本发明实施例钢的性能。

由图1可以看出，本发明成品钢板的显微组织为均匀细小的低碳贝氏体(包括板条贝氏体与粒状贝氏体)+少量低碳板条马氏体，马氏体含量≤5％，平均马氏体/贝氏体晶团尺寸在30μm以下。

随着我国国民经济不断地发展，建设节约型和谐社会的要求；国家基础设施建设、清洁能源工程建设(如水电工程、风电)、海洋开发建设、重大交通建设工程(如大跨度桥梁工程、跨江跨海桥梁工程、青藏铁路桥梁工程等)及国民经济建设所需的大型装备制造开发已摆到日事议程，作为战略性基础材料——低屈强比、低温韧性及焊接性优良的800MPa级调质钢板具有广阔的市场前景，可广泛用于水电工程(尤其高水头、大HD值抽水蓄能电站)的压力钢管、钢岔管、蜗壳、海洋平台工程、大型桥梁工程、深海潜水器、工程机械(包括船用浮吊等海工机械)、煤矿机械及重型卡车、特种装载车等重大装备制造，是重大国民经济建设的关键材料。

本发明钢板生产工序短、TMCP过程控制简易，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。

Claims (7)

1.一种低屈强比、高韧性及高焊接性800MPa级钢板，其成分重量百分比为：

C：0.06％～0.10％

Si：≤0.20％

Mn：1.10％～1.45％

P：≤0.013％

S：≤0.0030％

Cu：0.10％～0.45％

Ni：0.50％～0.90％

Cr：0.35％～0.65％

Mo：0.20％～0.50％

Nb：0.010％～0.040％

Ti：0.008％～0.015％

Als：0.030％～0.070％

N：0.0030％～0.0070％

Ca：0.0010％～0.0035％

其余为Fe和其它不可避免的夹杂；且上述元素含量必须同时满足如下关系：

[1.57(％C)^0.5+7.86(％Si)+23.23(％P)+8.17(％S)]×[1.21(％Mn)+2.65(％Mo)]≤4.65；

[(％Ni)+0.83(％Cu)]/(％C)≥7.95；

Ca处理，Ca/S比控制在1.0～3.0，且(％Ca)×(％S)^0.28≤2.5×10^－3；

5×10^-3≤[(DI_OL)×(T_开冷)×(V_冷速)]/[(ξ_未再结晶)×(T_停冷)×(T_回火)×(H_板厚)]≤3×10^-2；

其中，H_板厚为成品钢板厚度，单位为mm；

ξ_未再结晶为未再结晶区累计压下率，单位为％；

T_开冷加速冷却开始温度，单位为℃；

T_停冷为加速冷却停止温度，单位为℃；

T_回火为回火温度，单位为℃；

V_冷速为加速冷却的冷却速度，单位为℃/s；

DI_OL为钢板在线淬透性指数，

DI_OL＝0.514C^0.5(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，单位为mm。

2.如权利要求1所述的低屈强比、高韧性及高焊接性800MPa级钢板，其特征在于，所述钢板的显微组织为均匀细小的低碳贝氏体+少量低碳板条马氏体，马氏体含量≤5％。

3.如权利要求1或2所述的低屈强比、高韧性及高焊接性800MPa级钢板，其特征在于，所述钢板的屈服强度≥650MPa、抗拉强度≥780MPa、-40℃横向冲击韧性KV₂≥100J(剪切面积FA≥75％)、屈强比YR≤0.85，热输入焊接≥50kJ/cm。

4.如权利要求1或2或3所述的低屈强比、高韧性及高焊接性800MPa级钢板的制造方法，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；

2)板坯加热

板坯加热温度控制在1070℃～1150℃之间；

3)轧制

未再结晶控轧，开轧温度750℃～880℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥50％，终轧温度740℃～770℃；

4)冷却

控轧结束后，钢板立即运送到加速冷却设备处，对钢板进行加速冷却，钢板开冷温度710℃～740℃，冷却速度≥7℃/s，加速冷却停冷温度≤400℃，随后钢板平铺堆放，并自然空冷至室温；

5)回火热处理

钢板空冷结束后，进行回火热处理，钢板回火温度为220℃～350℃，回火保持时间≥10min，回火保持时间为钢板中心温度达到回火目标温度时开始计时的保温时间；回火结束后钢板自然空冷至室温。

5.如权利要求4所述的低屈强比、高韧性及高焊接性800MPa级钢板的制造方法，其特征是，所述铸造采用连铸工艺，中间包钢水浇铸温度≤1550℃，并采用轻压下工艺，轻压下量控制在2.0％～4.0％之间。

6.如权利要求4所述的低屈强比、高韧性及高焊接性800MPa级钢板的制造方法，其特征是，所述钢板的显微组织为均匀细小的低碳贝氏体+少量低碳板条马氏体，马氏体含量≤5％。

7.如权利要求4或5所述的低屈强比、高韧性及高焊接性800MPa级钢板的制造方法，其特征是，所述钢板的屈服强度≥650MPa、抗拉强度≥780MPa、-40℃横向冲击韧性KV₂≥100J(剪切面积FA≥75％)、屈强比YR≤0.85，热输入焊接≥50kJ/cm。

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