CN114480809A - 500MPa级止裂钢板及其生产方法 - Google Patents

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Abstract

本发明揭示了一种500MPa级止裂钢板及其生产方法，化学成分：C 0.04~0.08%、Si 0.1~0.2%、Mn 1.5~1.6%、Cr 0.2~0.3%、Ni 0.5~0.7%、Mo 0.2~0.3%、Cu 0.35~0.50%、Nb 0.04~0.06%、V 0.01~0.03%、Al 0.02~0.05%、Ti 0.01~0.02%、B 0.001~0.002%，Ti/N≥3.4，余铁和杂质，碳当量为0.46~0.51%，冷裂纹敏感指数≤0.22。生产方法包括冶钢、连铸、加热、包含再结晶区轧制+非再结晶区轧制的两阶段控制轧制、控制冷却，制备的止裂钢板可满足大装载量集装箱船的需求。

Description

500MPa级止裂钢板及其生产方法
技术领域
本发明属于钢铁冶金技术领域，涉及一种500MPa级止裂钢板的生产方法，以及一种采用该生产方法制备而成的500MPa级止裂钢板。
背景技术
近年来，超大型集装箱船发展迅速，最大装载量从10000TEU不断扩大到24000TEU。装载量的增大对集装箱船的材料提出了更高的要求，尤其是舱口围板、上甲板等部位容易发生脆性断裂，因此对该部位采用的止裂钢板的止裂性能就提出了更高的要求，以提高集装箱船的承载能力和安全性。
目前已实现商业应用的最高级别止裂钢为460MPa级（EH47），最大厚度为100mm，要求钢板-10℃止裂韧性Kca≥6000N/mm3/2。然而随着集装箱船装载量的增大，其船体规模也越来越大，若仍然采用460MPa级止裂钢，则集装箱船结构的安全性无法得到保证。
发明内容
本发明的目的在于提供一种500MPa级止裂钢板的生产方法，以及一种采用该生产方法制备而成的500MPa级止裂钢板，在优化化学成分设计方案的同时，采用热机械控制工艺对生产过程进行控制，无需额外的离线热处理，可制备出厚度为50~100mm，屈服强度≥500MPa、低温韧性和止裂韧性优良的止裂钢板，解决了生产流程长、生产成本高、生产周期长等问题。
为实现上述发明目的，本发明一实施方式提供了一种500MPa级止裂钢板的生产方法，所述钢板的化学成分以质量百分比计包括：C 0.04~0.08%、Si 0.1~0.2%、Mn 1.5~1.6%、Cr 0.2~0.3%、Ni 0.5~0.7%、Mo 0.2~0.3%、Cu 0.35~0.50%、Nb 0.04~0.06%、V 0.01~0.03%、Al 0.02~0.05%、Ti 0.01~0.02%、B 0.001~0.002%、H≤0.00015%、P≤0.007%、S≤0.003%、O≤0.002%、N≤0.004%，且Ti/N≥3.4，其余为Fe和不可避免的杂质，碳当量CE为0.46~0.51%，冷裂纹敏感指数Pcm≤0.22，其中，CE=[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15，Pcm=[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B]；
所述生产方法包括依序进行的如下工序：
（1）钢液冶炼：采用铁水预脱硫、转炉冶炼、LF精炼、RH真空精炼的流程进行炼钢；
（2）连铸：将RH真空精炼工序所得的钢液浇铸成连铸坯；
（3）加热：将所得连铸坯加热至均热温度为1100~1160℃后保温，保温时间≥150min；
（4）两阶段控制轧制：
将加热后的连铸坯依次采用再结晶区轧制、非再结晶区轧制，制成钢板；在再结晶区轧制阶段，开轧温度为1020℃~1080℃，总压下率为35~55%，每道次的压下量为20~50mm，且至少一个道次的压下量≥40mm；在非再结晶区轧制阶段，开轧温度为780℃~Tnr-20℃，总压下率为50~70%，且前两个道次各自的压下率≥10%，Tnr表示奥氏体再结晶温度；
（5）控制冷却：
所得钢板厚度t为50≤t≤80mm时，将轧制后的钢板送至加速冷却系统水冷至TBf -150℃以下，辊道速率为0.2~0.6m/s；
所得钢板厚度t为80<t≤100mm时，将轧制后的钢板送至加速冷却系统分两次水冷，第一次水冷至TFf +100℃~TFf +150℃，辊道速率为0.5~0.7m/s；第二次水冷待钢板完全出水冷区后，立即返回至水冷区入口，再次进入水冷区冷却至TBf -150℃以下，辊道速率为0.2~0.4m/s；
其中，TFf为铁素体相变的结束温度，TBf为贝氏体相变的结束温度。
优选地，Tnr采用如下公式计算得到，Tnr=600+24[C]1/2+1100[Nb]1/2+160[V]1/2。
优选地，所述控制冷却工序中，所述加速冷却系统中的上下水比为1.1~1.3。
优选地，所述铁水预脱硫工序中，铁水出站时的温度≥1350℃，S≤0.002%。
优选地，所述转炉冶炼工序中，采用双渣脱磷法，转炉终渣的碱度R为3.8~4.2，出钢时钢液中的P≤0.006%，出钢温度为1600~1640℃。
优选地，所述LF精炼工序中，钢包底吹氩气的压力为0.5~0.6MPa，造渣结束后渣料中的CaO/Al2O3=1.7~1.9，出钢温度为TL+80℃~TL+90℃，其中，TL为液相线温度。
优选地，所述RH真空精炼工序中，采用RH循环脱气设备进行真空脱气和去除夹杂物处理，而后向钢液中喂硅钙线对夹杂物变性并进行软搅拌处理，其中，真空脱气时间≥10min，净循环处理时间≥5min，软搅拌时间≥6min，出钢温度为TL+40℃~TL+50℃，其中，TL为液相线温度。
优选地，TL采用如下公式计算得到，
TL=1536-(0.1+83.9[C]+10[C]2+12.6[Si]+5.4[Mn]+4.6[Cu]+5.1[Ni]+1.5[Cr]-33[Mo]-30[P]-37[S]-9.5[Nb])。
优选地，所述连铸工序中，连铸坯的厚度为320mm，连铸过程中的拉速为0.6~0.7m/min。
为实现上述发明目的，本发明一实施方式还提供了一种采用所述生产方法制备而成的500MPa级止裂钢板。
作为一实施方式的进一步改进，所述止裂钢板厚度为50~100mm，屈服强度≥500MPa，抗拉强度为600~670MPa，-60℃冲击功AKV2≥250J，-60℃裂纹尖端张开位移CTOD值≥0.3mm，-40℃裂纹尖端张开位移CTOD值≥0.8mm，钢板表面处的无塑性转变温度TNDT≤-70℃，钢板厚度中心处的无塑性转变温度TNDT≤-45℃，-10℃止裂韧性Kca≥8000N/mm3/2，取向差大于15º的大角度晶界的体积分数≥50%。
与现有技术相比，本发明的有益效果包括：
（1）通过对化学成分的优化设计，结合生产工艺的整体配合，在提高止裂钢板的纯净度的同时，充分利用细晶强化、固溶强化和沉淀强化机理，在钢板的厚度截面上，尤其是钢板心部获得细化的针状铁素体、多边形铁素体和少量粒状贝氏体混合型显微组织，这种细化的铁素体晶粒所具有的大角度晶界，也即取向差大于15º的大角度晶界，能增加裂纹启裂及扩展的阻力，从而实现钢板的高止裂韧性，从而制备出厚度为50~100mm，屈服强度≥500MPa、抗拉强度为600~670MPa，-60℃冲击功AKV2≥250J，-60℃裂纹尖端张开位移CTOD值≥0.3mm，-40℃裂纹尖端张开位移CTOD值≥0.8mm，钢板表面处的无塑性转变温度TNDT≤-70℃，钢板厚度中心处的无塑性转变温度TNDT≤-45℃，-10℃止裂韧性Kca≥8000N/mm3/2，取向差大于15º的大角度晶界的体积分数≥50%的500MPa级止裂钢板，可以满足大装载量集装箱船对高级别止裂钢的应用需求；
（2）采用热机械控制工艺进行生产，相对于现有技术，取消了回火、正火/正火快冷或淬火+回火等离线热处理工序，解决了由于离线热处理工序造成的生产流程长、生产成本高、生产周期长等问题；
（3）通过对不同厚度的钢板采用不同的冷却方式，尤其是对厚度t为80<t≤100mm的钢板，采用两次水冷，第一次水冷在铁素体相变区吸收钢板高温区热量，再通过第二次水冷完成后续贝氏体相变过程，充分考虑了大厚度钢板的淬透性和设备冷却能力，提高大厚度钢板的冷却效果，获得更加细化的晶粒组织，从而使钢板具有优良的综合性能。
附图说明
图1是实施例1中厚度为50mm的止裂钢板的厚度中心处的光学显微组织照片；
图2是实施例2中厚度为80mm的止裂钢板的厚度中心处的光学显微组织照片；
图3是实施例3中厚度为100mm的止裂钢板的厚度中心处的光学显微组织照片。
具体实施方式
下面结合具体的实施方式来对本发明的技术方案做进一步的介绍，但要求保护的范围不仅局限于所作的描述。
本发明一实施方式提供了一种500MPa级止裂钢板的生产方法以及采用该生产方法制备而成的500MPa级止裂钢板。
该生产方法中，按优化的化学成分设计方案进行炼钢，所得钢液浇铸成连铸坯，再将连铸坯依次经过加热工序、两阶段控制轧制工序、控制冷却工序制备成止裂钢板。如此，在优化化学成分设计方案的同时，采用热机械控制工艺对生产过程进行控制，无需额外的离线热处理，可制备出厚度为50~100mm，屈服强度≥500MPa、低温韧性和止裂韧性优良的止裂钢板，可以满足大装载量集装箱船对高级别止裂钢的应用需求。
具体而言，所得500MPa级止裂钢板，钢板厚度为50~100mm，屈服强度≥500MPa，抗拉强度为600~670MPa，-60℃冲击功AKV2≥250J，-60℃裂纹尖端张开位移CTOD值≥0.3mm，-40℃裂纹尖端张开位移CTOD值≥0.8mm，钢板表面处的无塑性转变温度TNDT≤-70℃，钢板厚度中心处的无塑性转变温度TNDT≤-45℃，-10℃止裂韧性Kca≥8000N/mm3/2，取向差大于15º的大角度晶界的体积分数≥50%。
具体地，化学成分设计方案如下，也即，钢液冶炼而后浇铸成的连铸坯的化学成分如下，也即，最终所得500MPa级止裂钢板的化学成分如下：
以质量百分比计包括：C 0.04~0.08%、Si 0.1~0.2%、Mn 1.5~1.6%、Cr 0.2~0.3%、Ni 0.5~0.7%、Mo 0.2~0.3%、Cu 0.35~0.50%、Nb 0.04~0.06%、V 0.01~0.03%、Al 0.02~0.05%、Ti 0.01~0.02%、B 0.001~0.002%、H≤0.00015%、P≤0.007%、S≤0.003%、O≤0.002%、N≤0.004%，且Ti/N≥3.4，其余为Fe和不可避免的杂质，碳当量CE为0.46~0.51%，冷裂纹敏感指数Pcm≤0.22，其中，CE=[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15，Pcm=[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B]。
其中，[C]表示C的质量百分比，[Mn]表示Mn的质量百分比，[Cr]表示Cr的质量百分比，[Mo]表示Mo的质量百分比，[V]表示V的质量百分比，[Cu]表示Cu的质量百分比，[Ni]表示Ni的质量百分比，[Si]表示Si的质量百分比，[B]表示B的质量百分比。
各化学成分的作用具有以下特征：
C：作为钢中最经济的强化元素，起固溶强化效果，同时，C与Nb、Ti等结合起析出强化作用，但过高的C会导致相变时产生较多的马氏体/奥氏体（M/A）组元，恶化钢板的塑性、低温韧性和焊接性能，本发明中C含量范围控制为0.04~0.08%；
Si：在钢中可起固溶强化作用，同时在炼钢过程中可作为脱氧剂，但过多的Si对钢板的低温韧性和焊接HAZ区韧性不利，本发明中Si含量范围控制为0.1~0.2%；
Mn：是除C之外最经济的强化元素，可提高钢的强度和低温韧性，且有利于降低钢的脆韧转变温度，但易形成偏析，降低钢板的横向性能和抗层状撕裂性能，本发明中Mn含量范围控制为1.5~1.6%；
Cr：是钢中重要的淬透性元素，可改善钢板厚度方向上的性能均匀性，Cr含量过高时，对钢的塑性和低温韧性不利，本发明中Cr含量范围控制为0.2~0.3%；
Ni：可显著改善钢的低温韧性和止裂韧性，本发明中Ni含量范围控制在0.5~0.7%；
Mo：是重要的淬透性元素，可提高强度以及厚度方向上的性能均匀性，但过多的Mo会降低钢的低温韧性，本发明中Mo含量范围控制在0.2~0.3%；
Cu：是奥氏体稳定化元素，有利于提高钢板的强度和韧性，但过多的Cu会降低焊接HAZ区韧性，且易造成钢的热脆，破坏钢板表面质量，本发明中Cu含量范围控制在0.35~0.50%；
Nb：是钢中重要的细化晶粒元素，不仅可延迟奥氏体的再结晶，提高结晶温度，而且在轧制过程中形成NbC、NbN析出物，随着轧制温度的降低，NbC、NbN可在奥氏体向铁素体转变前弥散析出，形成铁素体的形核质点，使铁素体在较小的过冷度下形成而不易长大，从而细化铁素体晶粒，提高大角度晶界面积和体积分数；但添加过高的Nb不利于焊接HAZ区韧性；本发明中Nb含量范围控制为0.04~0.06%；
V：通过VC、V(CN)的析出强化，可使钢的强度明显提高，但过高的V会恶化钢的韧性和可焊接性，本发明中V含量范围控制在0.01~0.03%；
Al：是钢中的脱氧元素，可有效减少钢中的夹杂物含量，细化晶粒，但过多的Al易使钢中的Al2O3夹杂物增加，增加连铸坯表面产生裂纹的倾向，本发明中Al含量范围控制为0.02~0.05%；
Ti：是钢中的固氮元素，形成细小稳定的碳化物、氮化物或碳氮化物颗粒，可有效阻止奥氏体晶粒的粗化，改善基体金属和焊接热影响区的低温韧性；添加过量时，容易在铸坯心部形成TiC、TiN析出物，影响钢板低温韧性；当Ti、N原子比≥1，也即Ti、N质量之比≥3.42时，TiN粒子细小且分布弥散，对晶粒细化作用更佳，本发明中Ti含量范围控制为0.01~0.02%；
B：可显著提高钢的淬透性和强度，但过多的B会增高焊接时的冷裂纹敏感性，降低钢的可焊接性，本发明中B含量范围控制在0.001~0.002%；
P：是钢中的杂质元素，过高的P易在晶界偏聚，产生中心偏析，降低钢板低温韧性，本发明中P含量范围控制为P≤0.007%；
S：是钢中的杂质元素，易形成MnS夹杂，降低钢的低温韧性，且易分布在轧制方向上，造成各向异性，本发明中S含量范围控制为S≤0.003%；
H、O、N：均是钢中的杂质元素，降低钢板的塑韧性，过高的H还易产生钢板裂纹，本发明中控制H≤0.00015%、O≤0.002%、N≤0.004%。
另外，通过将碳当量CE控制为0.46%~0.51%，可以显著提升所得止裂钢板的焊接性能；同时控制冷裂纹敏感指数Pcm≤0.22，可以显著降低止裂钢板在焊接时产生裂纹的倾向，提升其焊接性能。
在工艺流程方面，如前所述，所述生产方法包括依序进行的如下工序：
（1）铁水预脱硫：对铁水进行脱硫。
优选地，铁水出站时的温度≥1350℃，S≤0.002%。通过优化高炉铁水的温度及成分，将铁水中的S含量降至较低的水平，可以避免后续精炼工序中因大量脱硫而产生卷渣或强烈的渣金反应，从而减少了钢液中大尺寸夹杂物的产生，可以有效控制夹杂物的类型、降低夹杂物的尺寸。
（2）转炉冶炼：预脱硫后的铁水送入转炉中与废钢混合成钢液，并进行脱硅、脱磷、吹氧脱碳。
优选地，采用双渣脱磷法，转炉终渣的碱度R为3.8~4.2，出钢时钢液中的P≤0.006%，出钢温度为1600~1640℃，以保证良好的脱磷效果。
（3）LF精炼：转炉冶炼后的钢液进行化学成分调整、温度调控，并通过软搅拌调控钢液中的夹杂物。
优选地，钢包底吹氩气的压力为0.5~0.6MPa，造渣结束后渣料中的CaO/Al2O3=1.7~1.9，出钢温度为TL+80℃~TL+90℃，其中，TL为液相线温度。
通过控制造渣结束后渣料中的CaO/Al2O3，可以保证良好的脱硫效果以及渣系的流动性，通过将出钢温度范围控制在上述范围中，可以保证钢液中的合金均匀化和脱气效果，并控制钢液中回磷，从而将止裂钢板中的P含量控制在较低的水平，使其具有优良的止裂性能。
优选地，液相线温度TL可以采用如下公式计算得到，
TL=1536-(0.1+83.9[C]+10[C]2+12.6[Si]+5.4[Mn]+4.6[Cu]+5.1[Ni]+1.5[Cr]-33[Mo]-30[P]-37[S]-9.5[Nb])。
也即，基于钢液中的C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、P、S、Nb元素的实际质量百分比计算得到TL，再根据TL确定LF精炼工序中的出钢温度范围。其中，C的实际质量百分比用[C]表示，Si的实际质量百分比用[Si]表示，Mn的实际质量百分比用[Mn]表示，Cu的实际质量百分比用[Cu]表示，Ni的实际质量百分比用[Ni]表示，Cr的实际质量百分比用[Cr]表示，Mo的实际质量百分比用[Mo]表示，P的实际质量百分比用[P]表示，S的实际质量百分比用[S]表示，Nb的实际质量百分比用[Nb]表示。
（4）RH真空精炼：采用RH循环脱气设备进行真空脱气和去除夹杂物处理，而后向钢液中喂硅钙线对夹杂物变性并进行软搅拌处理。
优选地，真空脱气时间≥10min，净循环处理时间≥5min，软搅拌时间≥6min，出钢温度为TL+40℃~TL+50℃，其中，液相线温度TL采用上述工序（3）中的公式计算得出。
通过对上述各个阶段时间的控制以及将出钢温度范围控制在上述范围中，可以保证钢液中的合金均匀化和脱气效果，并控制钢液中回磷，从而将止裂钢板中的P含量控制在较低的水平，使其具有优良的止裂性能。
（5）连铸：将RH真空精炼工序所得的钢液浇铸成连铸坯。
优选地，连铸坯的厚度为320mm，连铸过程中的拉速为0.6~0.7m/min。
（6）加热：将所得连铸坯加热至均热温度为1100~1160℃后保温，保温时间≥150min。
（7）两阶段控制轧制：
将加热后的连铸坯依次采用再结晶区轧制、非再结晶区轧制，制成钢板；在再结晶区轧制阶段，开轧温度为1020℃~1080℃，总压下率为35~55%，每道次的压下量为20~50mm，且至少一个道次的压下量≥40mm；在非再结晶区轧制阶段，开轧温度为780℃~Tnr-20℃，总压下率为50~70%，且前两个道次各自的压下率≥10%，Tnr表示奥氏体再结晶温度。
通过分两个阶段进行控制轧制，特别是控制非再结晶区开轧温度比Tnr至少低20℃，从而使钢板在此阶段获得充分变形的奥氏体晶粒，并获得更多的累积变形能量，以利于后续的连续冷却相变；进一步结合对两阶段控制轧制的总压下量以及每道次压下量的控制，在控制轧机负荷，避免钢板的翘扣头的同时，保证晶粒的细化效果。
优选地，奥氏体再结晶温度Tnr可以采用如下公式计算得到：
Tnr=600+24[C]1/2+1100[Nb]1/2+160[V]1/2，
也即，基于连铸坯中的C、Nb、V的实际质量百分比计算得到Tnr，在具体实施时，在加热工序之前对连铸坯取样，检测连铸坯中的化学成分和含量，包括C的实际质量百分比（公式中用[C]表示）、Nb的实际质量百分比（公式中用[Nb]表示）、V的实际质量百分比（公式中用[V]表示），之后根据上述公式计算得到Tnr，再根据Tnr确定非再结晶区的开轧温度范围。
如此，在本优选实施方式中，基于奥氏体再结晶温度Tnr来进行两阶段控制轧制工序中非再结晶区轧制温度的控制，还进一步基于连铸坯的化学成分的实际含量来确定奥氏体再结晶温度Tnr，进而建立了化学成分的实际含量与两阶段控制轧制工序中非再结晶区轧制温度的匹配关系，从而充分发挥各个合金元素的作用和功效，实现轧制工艺与化学成分的充分匹配，进一步提升最终所得止裂钢板的综合性能。当然，Tnr通过上述公式计算得到为本发明的一优选的方案，本发明中Tnr并非局限于此，也可基于经验或其它方式得到Tnr。
（8）控制冷却：
所得钢板厚度t为50≤t≤80mm时，将轧制后的钢板送至加速冷却系统水冷至TBf -150℃以下，辊道速率为0.2~0.6m/s，通过对辊道速率和冷却温度的控制，确保了足够的冷速，从而保证钢板从表层到心部完全完成贝氏体相变过程，以避免钢板厚度中心处产生过多的马氏体/奥氏体组元（M/A）而影响所得钢板的止裂性能。
所得钢板厚度t为80<t≤100mm时，对轧制后的钢板送至加速冷却系统分两次水冷，第一次水冷至TFf +100℃~TFf +150℃，辊道速率为0.5~0.7m/s；第二次水冷待钢板完全出水冷区后，立即返回至水冷区入口，再次进入水冷区冷却至TBf -150℃以下，辊道速率为0.2~0.4m/s；
其中，TFf为铁素体相变的结束温度，TBf为贝氏体相变的结束温度，TFf和TBf均基于过冷奥氏体连续冷却转变曲线，也即CCT曲线，测量得出，具体实施时，可以对连铸坯取样检测以绘制CCT曲线，而后依照该CCT曲线进行测量得到TFf和TBf。
通过对不同厚度的钢板采用不同的冷却方式，尤其是对厚度t为80<t≤100mm的钢板，采用两次水冷，并结合对水冷温度和速率的控制，使第一次水冷在铁素体相变区吸收钢板高温区热量，完成铁素体相变，再通过第二次水冷吸收其余热量并完成后续贝氏体相变过程，充分考虑了大厚度钢板的淬透性和设备冷却能力，提高大厚度钢板的冷却效果。
优选地，所述加速冷却系统中的上下水比为1.1~1.3，结合辊道速率的控制，可以达到加速冷却系统中对钢板的冷却温度和冷却速率的控制，同时保证冷却后的钢板具有良好的平直度。
综上，本发明中，结合对化学成分的优化设计以及生产工艺的整体配合，可使钢板在整个厚度截面上，尤其是钢板心部获得细化的针状铁素体、多边形铁素体和少量粒状贝氏体混合型显微组织，这种细化的铁素体晶粒所具有的大角度晶界，也即取向差大于15º的大角度晶界，能增加裂纹启裂及扩展的阻力，从而实现钢板的高止裂韧性，制备出厚度为50~100mm的500MPa级止裂钢板，其屈服强度≥500MPa、抗拉强度为600~670MPa，-60℃冲击功AKV2≥250J，-60℃裂纹尖端张开位移CTOD值≥0.3mm，-40℃裂纹尖端张开位移CTOD值≥0.8mm，钢板表面处的无塑性转变温度TNDT≤-70℃，钢板厚度中心处的无塑性转变温度TNDT≤-45℃，-10℃止裂韧性Kca≥8000N/mm3/2，取向差大于15º的大角度晶界的体积分数≥50%的500MPa级止裂钢板，具有优良的综合性能，可以满足大装载量集装箱船对高级别止裂钢的应用需求。
为使本发明一实施方式的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合依照本发明一实施方式的实施例1～3，来进一步说明本实施方式。显然，所描述的实施例1～3是本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例。
具体地，3个实施例中，分别按照如下化学成分设计方案进行钢液冶炼，所得钢液浇铸成连铸坯，并按照本发明的所述生产方法将所述连铸坯制备得到止裂钢板。
所述化学成分设计方案为化学成分以质量百分比计包括：C 0.04~0.08%、Si 0.1~0.2%、Mn 1.5~1.6%、Cr 0.2~0.3%、Ni 0.5~0.7%、Mo 0.2~0.3%、Cu 0.35~0.50%、Nb 0.04~0.06%、V 0.01~0.03%、Al 0.02~0.05%、Ti 0.01~0.02%、B 0.001~0.002%、H≤0.00015%、P≤0.007%、S≤0.003%、O≤0.002%、N≤0.004%，且Ti/N≥3.4，其余为Fe和不可避免的杂质，碳当量CE为0.46~0.51%，冷裂纹敏感指数Pcm≤0.22，其中，CE=[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15，Pcm=[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B]。
实施例1～3的止裂钢板，各自的化学成分以质量百分比计经取样检测结果如表1所示。
[表1]
Figure 491400DEST_PATH_IMAGE001
下面分别对各个实施例的生产方法进行详细介绍。
实施例1
（1）铁水预脱硫：采用高炉铁水在KR脱硫装置进行脱硫至铁水中S含量为0.0018%，铁水出站时的温度为1355℃。
（2）转炉冶炼：预脱硫后的铁水送入180t的转炉中与废钢混合成钢液，并进行脱硅、脱磷、吹氧脱碳，具体地，采用双渣脱磷法，转炉终渣的碱度R为3.9，出钢时钢液中的P含量为0.0054%，出钢温度为1628℃。
（3）LF精炼：在LF炉中对转炉冶炼后的钢液进行化学成分调整、温度调控，并通过软搅拌调控钢液中的夹杂物，钢包底吹氩气的压力为0.5~0.6MPa，造渣结束后渣料中的CaO/Al2O3=1.7，出钢温度为1619℃。
其中，出钢温度基于对钢液的化学成分含量的预先取样检测结果，采用如前文所述的液相线温度TL的计算公式
TL=1536-(0.1+83.9[C]+10[C]2+12.6[Si]+5.4[Mn]+4.6[Cu]+5.1[Ni]+1.5[Cr]-33[Mo]-30[P]-37[S]-9.5[Nb])，计算得到的TL进行控制得出。
（4）RH真空精炼：采用RH循环脱气设备进行真空脱气和去除夹杂物处理，而后向钢液中喂硅钙线对夹杂物变性并进行软搅拌处理，真空脱气时间为12min，净循环处理时间为5.5min，软搅拌时间为7min，出钢温度为1582℃。
其中，出钢温度基于对钢液的化学成分含量的预先取样检测结果，采用如前文所述的液相线温度TL的计算公式
TL=1536-(0.1+83.9[C]+10[C]2+12.6[Si]+5.4[Mn]+4.6[Cu]+5.1[Ni]+1.5[Cr]-33[Mo]-30[P]-37[S]-9.5[Nb])，计算得到的TL进行控制得出。
（5）连铸：将RH真空精炼工序所得的钢液浇铸成厚度为320mm的连铸坯，连铸时的拉速为0.65m/min。
（6）加热：将所得连铸坯加热至均热温度为1150℃后保温，保温时间为186min。
（7）两阶段控制轧制：
将加热后的连铸坯经高压水除磷后送入轧机，依次采用再结晶区轧制、非再结晶区轧制，制成厚度为50mm的钢板。
在再结晶区轧制阶段，经过6道次轧制将连铸坯轧制成厚度为150mm的中间坯，开轧温度为1042℃，总压下率为53%，每道次的压下量为22~48mm，且第5道次的压下量为48mm。
其中，基于连铸坯的化学成分含量的预先取样检测结果，采用如前文所述的奥氏体再结晶温度Tnr的公式Tnr=600+24[C]1/2+1100[Nb]1/2+160[V]1/2，计算得到Tnr，从而获得本实施例中的非再结晶区轧制阶段的开轧温度。在本实施例中，计算得到的Tnr为842℃，从而控制非再结晶区轧制阶段的开轧温度为812℃。
在非再结晶区轧制阶段，经过9道次轧制将中间坯轧制成厚度为50mm的钢板，总压下率为67%，且前两个道次的压下率分别为12%和13%，终轧温度为815℃。
（8）控制冷却：
预先确定TFf和TBf，TFf和TBf具体可通过对连铸坯取样检测以绘制过冷奥氏体连续冷却转变曲线，即CCT曲线，而后依照该CCT曲线进行测量获得，从而控制水冷温度范围。
在本实施例中，测量获得的TFf为532℃，TBf为455℃。
将轧制后的50mm钢板送至加速冷却系统水冷至252℃，所述加速冷却系统中的上下水比为1.1，辊道速率为0.5m/s，之后空冷至室温，以获得成品止裂钢板。
实施例2
（1）铁水预脱硫：采用高炉铁水在KR脱硫装置进行脱硫至铁水中S含量为0.0016%，铁水出站时的温度为1352℃。
（2）转炉冶炼：预脱硫后的铁水送入180t的转炉中与废钢混合成钢液，并进行脱硅、脱磷、吹氧脱碳，具体地，采用双渣脱磷法，转炉终渣的碱度R为3.5，出钢时钢液中的P含量为0.0058%，出钢温度为1631℃。
（3）LF精炼：在LF炉中对转炉冶炼后的钢液进行化学成分调整、温度调控，并通过软搅拌调控钢液中的夹杂物，钢包底吹氩气的压力为0.5~0.6MPa，造渣结束后渣料中的CaO/Al2O3=1.8，出钢温度为1620℃。
其中，出钢温度基于对钢液的化学成分含量的预先取样检测结果，采用如前文所述的液相线温度TL的计算公式
TL=1536-(0.1+83.9[C]+10[C]2+12.6[Si]+5.4[Mn]+4.6[Cu]+5.1[Ni]+1.5[Cr]-33[Mo]-30[P]-37[S]-9.5[Nb])，计算得到的TL进行控制得出。
（4）RH真空精炼：采用RH循环脱气设备进行真空脱气和去除夹杂物处理，而后向钢液中喂硅钙线对夹杂物变性并进行软搅拌处理，真空脱气时间为12min，净循环处理时间为6min，软搅拌时间为7min，出钢温度为1580℃。
其中，出钢温度基于对钢液的化学成分含量的预先取样检测结果，采用如前文所述的液相线温度TL的计算公式
TL=1536-(0.1+83.9[C]+10[C]2+12.6[Si]+5.4[Mn]+4.6[Cu]+5.1[Ni]+1.5[Cr]-33[Mo]-30[P]-37[S]-9.5[Nb])，计算得到的TL进行控制得出。
（5）连铸：将RH真空精炼工序所得的钢液浇铸成厚度为320mm的连铸坯，连铸时的拉速为0.68m/min。
（6）加热：将所得连铸坯加热至均热温度为1150℃后保温，保温时间为212min。
（7）两阶段控制轧制：
将加热后的连铸坯经高压水除磷后送入轧机，依次采用再结晶区轧制、非再结晶区轧制，制成厚度为80mm的钢板。
在再结晶区轧制阶段，经过5道次轧制将连铸坯轧制成厚度为170mm的中间坯，开轧温度为1020℃，总压下率为47%，每道次的压下量为20~45mm，且第4道次的压下量为45mm。
其中，基于连铸坯的化学成分含量的预先取样检测结果，采用如前文所述的奥氏体再结晶温度Tnr的公式Tnr=600+24[C]1/2+1100[Nb]1/2+160[V]1/2，计算得到Tnr，从而获得本实施例中的非再结晶区轧制阶段的开轧温度。在本实施例中，计算得到的Tnr为839℃，从而控制非再结晶区轧制阶段的开轧温度为800℃。
在非再结晶区轧制阶段，经过8道次轧制将中间坯轧制成厚度为80mm的钢板，总压下率为53%，且前两个道次的压下率分别为12%和12%，终轧温度为824℃。
（8）控制冷却：
预先确定TFf和TBf，TFf和TBf具体可通过对连铸坯取样检测以绘制过冷奥氏体连续冷却转变曲线，即CCT曲线，而后依照该CCT曲线进行测量获得，从而控制水冷温度范围。
在本实施例中，测量获得的TFf为530℃，TBf为450℃。
将轧制后的80mm钢板送至加速冷却系统水冷至290℃，所述加速冷却系统中的上下水比为1.2，辊道速率为0.2m/s，之后空冷至室温，以获得成品止裂钢板。
实施例3
（1）铁水预脱硫：采用高炉铁水在KR脱硫装置进行脱硫至铁水中S含量为0.0020%，铁水出站时的温度为1355℃。
（2）转炉冶炼：预脱硫后的铁水送入180t的转炉中与废钢混合成钢液，并进行脱硅、脱磷、吹氧脱碳，具体地，采用双渣脱磷法，转炉终渣的碱度R为4.1，出钢时钢液中的P含量为0.0056%，出钢温度为1633℃。
（3）LF精炼：在LF炉中对转炉冶炼后的钢液进行化学成分调整、温度调控，并通过软搅拌调控钢液中的夹杂物，钢包底吹氩气的压力为0.5~0.6MPa，造渣结束后渣料中的CaO/Al2O3=1.8，出钢温度为1627℃。
其中，出钢温度基于对钢液的化学成分含量的预先取样检测结果，采用如前文所述的液相线温度TL的计算公式
TL=1536-(0.1+83.9[C]+10[C]2+12.6[Si]+5.4[Mn]+4.6[Cu]+5.1[Ni]+1.5[Cr]-33[Mo]-30[P]-37[S]-9.5[Nb])，计算得到的TL进行控制得出。
（4）RH真空精炼：采用RH循环脱气设备进行真空脱气和去除夹杂物处理，而后向钢液中喂硅钙线对夹杂物变性并进行软搅拌处理，真空脱气时间为12min，净循环处理时间为6.5min，软搅拌时间为7min，出钢温度为1578℃。
其中，出钢温度基于对钢液的化学成分含量的预先取样检测结果，采用如前文所述的液相线温度TL的计算公式
TL=1536-(0.1+83.9[C]+10[C]2+12.6[Si]+5.4[Mn]+4.6[Cu]+5.1[Ni]+1.5[Cr]-33[Mo]-30[P]-37[S]-9.5[Nb])，计算得到的TL进行控制得出。
（5）连铸：将RH真空精炼工序所得的钢液浇铸成厚度为320mm的连铸坯，连铸时的拉速为0.66m/min。
（6）加热：将所得连铸坯加热至均热温度为1120℃后保温，保温时间为240min。
（7）两阶段控制轧制：
将加热后的连铸坯经高压水除磷后送入轧机，依次采用再结晶区轧制、非再结晶区轧制，制成厚度为100mm的钢板。
在再结晶区轧制阶段，经过4道次轧制将连铸坯轧制成厚度为200mm的中间坯，开轧温度为1038℃，总压下率为38%，每道次的压下量为20~41mm，且第3道次的压下量为41mm。
其中，基于连铸坯的化学成分含量的预先取样检测结果，采用如前文所述的奥氏体再结晶温度Tnr的公式Tnr=600+24[C]1/2+1100[Nb]1/2+160[V]1/2，计算得到Tnr，从而获得本实施例中的非再结晶区轧制阶段的开轧温度。在本实施例中，计算得到的Tnr为851℃，从而控制非再结晶区轧制阶段的开轧温度为780℃。
在非再结晶区轧制阶段，经过7道次轧制将中间坯轧制成厚度为100mm的钢板，总压下率为50%，且前两个道次的压下率分别为11%和12%，终轧温度为786℃。
（8）控制冷却：
预先确定TFf和TBf，TFf和TBf具体可通过对连铸坯取样检测以绘制过冷奥氏体连续冷却转变曲线，即CCT曲线，而后依照该CCT曲线进行测量获得，从而控制水冷温度范围。
在本实施例中，测量获得的TFf为528℃，TBf为446℃。
将轧制后的100mm钢板送至加速冷却系统进行两次水冷，所述加速冷却系统中的上下水比为1.3，第一次水冷至640℃，辊道速率为0.5m/s；第二次水冷待钢板完全出水冷区后，立即返回至水冷区入口，待钢板温度返温至600℃时再次进入水冷区冷却至285℃，辊道速率为0.2m/s，之后空冷至室温，以获得成品止裂钢板。
对3个实施例中的止裂钢板分别进行显微组织检测、电子背散射衍射（也即EBSD）检测和力学性能检测。
图1至图3分别示例了实施例1至实施例3的止裂钢板的厚度中心处的光学显微组织照片。从图1至图3可以看出，实施例1至实施例3的止裂钢板为针状铁素体、多边形铁素体和少量粒状贝氏体混合型显微组织，这种软硬相结合的多相组织既保证了钢板的强度，又使成品钢板具有较低的屈强比和较高的止裂韧性。
通过EBSD检测结果可知，实施例1至实施例3的止裂钢板的取向差大于15º的大角度晶界的体积分数分别为59%、54%、51.5%。取向差大于15º的大角度晶界所占的比例≥50%，可以增加裂纹启裂及扩展的阻力，从而使钢板具有较高的止裂韧性。
实施例1至实施例3的止裂钢板的拉伸性能和低温冲击性能检测结果参表2所示：
[表2]
Figure 688027DEST_PATH_IMAGE002
由表2可以看出，实施例1至实施例3的止裂钢板，屈服强度≥500MPa、抗拉强度为600~670MPa，延伸率≥20%，-60℃冲击功AKV2≥250J。
采用宽板拉伸试验和落锤试验测得实施例1至实施例3的止裂钢板的止裂韧性检测结果参表3所示，具体包括钢板表面处和厚度中心处的无塑性转变温度TNDT、以及-10℃止裂韧性Kca。
[表3]
Figure 911197DEST_PATH_IMAGE003
由表3可以看出，实施例1至实施例3的止裂钢板，表面处的无塑性转变温度TNDT≤-70℃，厚度中心处的无塑性转变温度TNDT≤-45℃，-10℃止裂韧性Kca≥8000N/mm3/2。
采用三点弯曲型试样测得实施例1至实施例3的止裂钢板的裂纹尖端张开位移CTOD特征值检测结果参表4所示。
[表4]
Figure 851472DEST_PATH_IMAGE004
由表4可以看出，实施例1至实施例3的止裂钢板，-60℃裂纹尖端张开位移CTOD值≥0.3mm，-40℃裂纹尖端张开位移CTOD值≥0.8mm。
总的来讲，本发明相较于现有技术具有以下有益效果：通过对化学成分的优化设计，结合生产工艺的整体配合，在提高止裂钢板的纯净度的同时，充分利用细晶强化、固溶强化和沉淀强化机理，在钢板的厚度截面上，尤其是钢板心部获得细化的针状铁素体、多边形铁素体和少量粒状贝氏体混合型显微组织，这种细化的铁素体晶粒所具有的大角度晶界，也即取向差大于15º的大角度晶界，能增加裂纹启裂及扩展的阻力，从而实现钢板的高止裂韧性，从而制备出厚度为50~100mm，屈服强度≥500MPa、抗拉强度为600~670MPa，-60℃冲击功AKV2≥250J，-60℃裂纹尖端张开位移CTOD值≥0.3mm，-40℃裂纹尖端张开位移CTOD值≥0.8mm，钢板表面处的无塑性转变温度TNDT≤-70℃，钢板厚度中心处的无塑性转变温度TNDT≤-45℃，-10℃止裂韧性Kca≥8000N/mm3/2，取向差大于15º的大角度晶界的体积分数≥50%的500MPa级止裂钢板，可以满足大装载量集装箱船对高级别止裂钢的应用需求。
应当理解，虽然本说明书按照实施方式加以描述，但并非每个实施方式仅包含一个独立的技术方案，说明书的这种叙述方式仅仅是为清楚起见，本领域技术人员应当将说明书作为一个整体，各实施方式中的技术方案也可以经适当组合，形成本领域技术人员可以理解的其他实施方式。
上文所列出的详细说明仅仅是针对本发明的可行性实施方式的具体说明，它们并非用以限制本发明的保护范围，凡未脱离本发明技艺精神所作的等效实施方式或变更均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (11)

1.一种500MPa级止裂钢板的生产方法，其特征在于，所述钢板的化学成分以质量百分比计包括：C 0.04~0.08%、Si 0.1~0.2%、Mn 1.5~1.6%、Cr 0.2~0.3%、Ni 0.5~0.7%、Mo 0.2~0.3%、Cu 0.35~0.50%、Nb 0.04~0.06%、V 0.01~0.03%、Al 0.02~0.05%、Ti 0.01~0.02%、B0.001~0.002%、H≤0.00015%、P≤0.007%、S≤0.003%、O≤0.002%、N≤0.004%，且Ti/N≥3.4，其余为Fe和不可避免的杂质，碳当量CE为0.46~0.51%，冷裂纹敏感指数Pcm≤0.22，其中，CE=[C]+[Mn]/6+([Cr]+[Mo]+[V])/5+([Cu]+[Ni])/15，Pcm=[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B]；
所述生产方法包括依序进行的如下工序：
（1）钢液冶炼：采用铁水预脱硫、转炉冶炼、LF精炼、RH真空精炼的流程进行炼钢；
（2）连铸：将RH真空精炼工序所得的钢液浇铸成连铸坯；
（3）加热：将所得连铸坯加热至均热温度为1100~1160℃后保温，保温时间≥150min；
（4）两阶段控制轧制：
将加热后的连铸坯依次采用再结晶区轧制、非再结晶区轧制，制成钢板；在再结晶区轧制阶段，开轧温度为1020℃~1080℃，总压下率为35~55%，每道次的压下量为20~50mm，且至少一个道次的压下量≥40mm；在非再结晶区轧制阶段，开轧温度为780℃~Tnr-20℃，总压下率为50~70%，且前两个道次各自的压下率≥10%，Tnr表示奥氏体再结晶温度；
（5）控制冷却：
所得钢板厚度t为50≤t≤80mm时，将轧制后的钢板送至加速冷却系统水冷至TBf -150℃以下，辊道速率为0.2~0.6m/s；
所得钢板厚度t为80<t≤100mm时，将轧制后的钢板送至加速冷却系统分两次水冷，第一次水冷至TFf +100℃~TFf+150℃，辊道速率为0.5~0.7m/s；第二次水冷待钢板完全出水冷区后，立即返回至水冷区入口，再次进入水冷区冷却至TBf -150℃以下，辊道速率为0.2~0.4m/s；
其中，TFf为铁素体相变的结束温度，TBf为贝氏体相变的结束温度。
2.根据权利要求1所述的500MPa级止裂钢板的生产方法，其特征在于，Tnr采用如下公式计算得到，
Tnr=600+24[C]1/2+1100[Nb]1/2+160[V]1/2。
3.根据权利要求1所述的500MPa级止裂钢板的生产方法，其特征在于，所述控制冷却工序中，所述加速冷却系统中的上下水比为1.1~1.3。
4.根据权利要求1所述的500MPa级止裂钢板的生产方法，其特征在于，所述铁水预脱硫工序中，铁水出站时的温度≥1350℃，S≤0.002%。
5.根据权利要求1所述的500MPa级止裂钢板的生产方法，其特征在于，所述转炉冶炼工序中，采用双渣脱磷法，转炉终渣的碱度R为3.8~4.2，出钢时钢液中的P≤0.006%，出钢温度为1600~1640℃。
6.根据权利要求1所述的500MPa级止裂钢板的生产方法，其特征在于，所述LF精炼工序中，钢包底吹氩气的压力为0.5~0.6MPa，造渣结束后渣料中的CaO/Al2O3=1.7~1.9，出钢温度为TL+80℃~TL+90℃，其中，TL为液相线温度。
7.根据权利要求1所述的500MPa级止裂钢板的生产方法，其特征在于，所述RH真空精炼工序中，采用RH循环脱气设备进行真空脱气和去除夹杂物处理，而后向钢液中喂硅钙线对夹杂物变性并进行软搅拌处理，其中，真空脱气时间≥10min，净循环处理时间≥5min，软搅拌时间≥6min，出钢温度为TL+40℃~TL+50℃，其中，TL为液相线温度。
8.根据权利要求6或7所述的500MPa级止裂钢板的生产方法，其特征在于，TL采用如下公式计算得到，
TL=1536-(0.1+83.9[C]+10[C]2+12.6[Si]+5.4[Mn]+4.6[Cu]+5.1[Ni]+1.5[Cr]-33[Mo]-30[P]-37[S]-9.5[Nb])。
9.根据权利要求1所述的500MPa级止裂钢板的生产方法，其特征在于，所述连铸工序中，连铸坯的厚度为320mm，连铸过程中的拉速为0.6~0.7m/min。
10.一种500MPa级止裂钢板，其特征在于，采用权利要求1~9任一项所述的生产方法制备而成。
11.根据权利要求10所述的500MPa级止裂钢板，其特征在于，所述止裂钢板厚度为50~100mm，屈服强度≥500MPa，抗拉强度为600~670MPa，-60℃冲击功AKV2≥250J，-60℃裂纹尖端张开位移CTOD值≥0.3mm，-40℃裂纹尖端张开位移CTOD值≥0.8mm，钢板表面处的无塑性转变温度TNDT≤-70℃，钢板厚度中心处的无塑性转变温度TNDT≤-45℃，-10℃止裂韧性Kca≥8000N/mm3/2，取向差大于15º的大角度晶界的体积分数≥50%。
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