CN114807750B - 一种薄规格500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板及其制造方法 - Google Patents

一种薄规格500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种薄规格500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板及其制造方法，钢板金相组织为多边形铁素体和板条状贝氏体的混合组织，其中多边形铁素体的体积比15％～35％，铁素体平均晶粒粒径3μm～10μm，贝氏体平均晶粒长度10μm～30μm，平均晶粒宽度5μm～15μm。钢板屈服强度(Rp0.2)≥520MPa,抗拉强度(Rm)：650MPa～750MPa,钢板屈强比Rp0.2/Rm≤0.85，断后伸长率(A)≥20％；高韧性，‑60℃纵横向KV2≥120J,厚度5mm～30mm。

Description

一种薄规格500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板及其制造方法
技术领域
本发明属于冶金技术领域，尤其涉及薄规格桥梁钢板及其制造方法。
背景技术
桥梁建设逐步向大跨度、重载荷方向发展，相应制造桥梁的钢结构越来越大型化，制作桥梁钢结构所用的钢板强度越来越高，屈服强度500MPa级钢板逐步成为大型、特大型桥梁钢结构制作的主要原料。从安全出发，抗震逐步成为桥梁的重要要求，而屈强比是目前最主要的桥梁钢板抗震指标。在桥梁钢结构制造过程中，桥梁钢板要经历切割、焊接等再加工，因此加工使用性能也是桥梁钢板的一项必要考核性能。
中国专利文献CN101318287A公开了一种500MPa高强韧性桥梁用中厚钢板的生产方法，采用低C成分设计(C：0.07％～0.10％)，屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥570MPa，屈强比≤0.83，断后伸长率≥20％，-40℃低温韧性≥100J，采用控轧控冷工艺生产，产品不足之处在于钢板抗拉强度较低，冲击韧性只达到E级(-40℃)。
申请号为201710480911.2的中国专利文献公布了一种TMCP型屈服500MPa级桥梁钢板及生产方法，钢板屈服强度≥500MPa，抗拉强度都≥630MPa，屈强比≤0.85，钢板最大厚度可达到80mm，但其冲击韧性只达到-40℃冲击功≥120J。
申请号为202010716565.5的中国专利文献公布了一种薄规格低屈强比高强度桥梁钢及其生产方法，钢板的屈服强度为520MPa～570MPa，抗拉强度为670MPa～760MPa，屈服比为0.69～0.79，但其厚度为8mm～16mm，冲击韧性只达到-40℃冲击功，钢板以轧态交货，不回火，在后续加工使用中存在性能的不确定性。
另外，钢板生产过程中连铸坯的中心偏析不可避免，中心偏析对钢板性能的影响是高强度高韧性桥梁钢板生产过程需要解决的重要问题之一。
发明内容
针对制作大型、特大型桥梁钢结构用钢板的高强度、高韧性、低屈强比的技术生产要求以及连铸坯中心偏析生产技术难题，本发明的目的在于提供一种薄规格500MPa级低屈强比高韧性桥梁结构钢板及其制造方法，所述钢板能够达到以下技术要求：钢板生产厚度5mm～30mm，Rp0.2≥520MPa,Rm650MPa～750MPa,延伸率A≥20％,-60℃纵横向KV2≥120J，具有高强度、低屈强比、高韧性等优点，可广泛应用于大型、特大型桥梁钢结构的建造。
本发明的技术方案为：一种薄规格500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板，主要由以下质量百分比的组分熔炼而成：C：0.02％～0.08％，Si：≤0.45％，Mn：1.35％～1.70％，P≤0.012％，S≤0.002％，Cr:0.15％～0.70％，Cu:≤0.50％，Ni：0.20％～1.00％，Als：0.025％～0.050％，Nb：0.005％～0.060％，V:0.001％～0.080％，Ti:0.010％～0.025％，Mo：0.10％～0.40％，N:0.002％～0.006％,B：≤0.0005％,余量为Fe和不可避免的杂质。
本发明钢板采用低C和Cr、Ni、Mo、V、Nb、Cu等合金成分设计，控制钢板淬透性和相变特性，控制连铸工艺改善连铸坯中心偏析，通过控轧、控冷工艺控制钢板相变，获得尺寸、形貌理想的板条状贝氏体和多边形铁素体的混合组织，并改善中心偏析对钢板韧性的影响，保证钢板高强度、高韧性、低屈强比，通过回火提高钢板的加工使用性能并保证钢板满足最终目标性能要求。
钢板中各元素成分及含量在本发明中的作用是：
⑴、碳(C)
与强碳化物形成元素Nb、V、Ti生成碳氮化物，抑制奥氏体晶粒长大、扩大奥氏体未再结晶区、钉扎晶界和位错利于控制相变后铁素体和贝氏体晶粒尺寸，有析出强化作用但增加屈强比，本发明碳要基本完全与Nb、V、Ti化合，而不和中强碳化物形成元素Cr、Mo形成碳化物，也不以间隙原子形式存在,同时碳是易偏析元素，要尽量降低其含量。因此将碳含量控制在0.02％～0.08％。
⑵、硅(Si)
是炼钢过程中最经济的还原剂和脱氧剂，不可避免的要残留于钢中一定含量。本发明将钢中Si的含量控制在≤0.45％。
⑶、锰(Mn)
降低钢的马氏体转变温度，控制工艺利于获得理想的贝氏体组织；提高钢的淬透性；降低钢的下临界点(降低临界转变温度Ar3)，从而增加奥氏体冷却的过冷度，细化组织、促进贝氏体生成提高钢的强度和低温韧性。固溶于铁素体中起强化作用但固溶强化提高屈服强度的效果高于抗拉强度从而增加屈强比，有较强的偏析趋势不利于芯部组织控制，因此本发明采用锰的含量为1.35％～1.70％。
⑷、磷(P)
是钢中的有害元素，降低钢板低温韧性且极易偏析。尽量降低其含量。
⑸、硫(S)
是钢中的有害元素，严重影响钢的韧性和塑性且极易偏析。尽量降低其含量。
⑹、铬(Cr)
进入固溶体时，使奥氏体等温转变曲线图形右移，降低钢的相变点，降低奥氏体临界转变冷速，提高钢的淬透性，快冷后促进贝氏体的形成，促进提高钢的抗拉强度(Rm)；属中强碳化物形成元素，以碳化物形式析出时降低钢板韧性增加屈强比。在钢中有一定的偏析趋势。本发明将铬控制在0.15％～0.70％。
⑺、铜(Cu)
扩大奥氏体区，提高钢的淬透性，利于贝氏体生成；有强化作用但提高钢的屈强比，略降低钢的冲击韧性，钢坯加热或热轧时易产生热脆，恶化钢板表面性能。在钢中有较强的偏析趋势。本发明铜控制在≤0.45％。
⑻、镍(Ni)
Ni固溶于α-Fe中可以有效提高钢的冲击韧性，并降低其脆性转变温度；降低钢的临界转变温度，提高淬透性；降低钢中各元素的扩散速度，此外，镍可以有效阻止铜热脆引起的网裂。本发明镍控制在0.20％～1.00％。
⑼、铝(AL)
铝是强脱氧元素，用于钢液终脱氧，极大地净化钢水，钢中一定的残留酸溶铝(ALs)含量表明了钢液的净化程度。本发明控制酸溶铝(ALs)在0.025％以上。
⑽、铌(Nb)
是强碳化物形成元素，形成的碳、氮化物可以提高奥氏体再结晶温度，扩大非再结晶奥氏体区；在低温奥氏体区应变诱导析出，促进γ/α相变的富化生核，细化组织；在铁素体相区析出抑制铁素体晶粒长大,从而细化组织；但加热过程必须保证充分的固溶才可发挥积极地作用。本发明控制在0.005％～0.060％。
⑾、钒(V)
是强碳化物形成元素，在钢中几乎完全和碳、氮化合生成钒的碳氮化物，加热过程完全固溶于奥氏体中，控轧过程控制其析出行为，可作为有效核心位置促进晶内铁素体形核达到细化晶粒的作用；控轧及回火加热后的冷却过程中，一定的冷却温度、冷却速度下可有强烈的析出强化作用，对钢的屈强比不利。本发明控制在0.001％～0.080％。
⑿、钛(Ti)
是强碳、氮化物形成元素，微量钛可形成细小的钛的碳、氮化物颗粒，有效钉扎奥氏体晶界，阻止加热过程晶粒长大；若形成粗大的TiN化合物，则会对钢的韧性带来极为不利的影响。本发明控制在0.010％～0.025％。
⒀、钼(Mo)
使奥氏体相变的C曲线右移，珠光体转变和贝氏体转变曲线分离，控制冷却条件，利于形成强韧性均良好的微细超低碳贝氏体。是中强碳化物形成元素，本发明不希望钼形成碳化物。在钢中有较强的偏析趋势。本发明控制钼含量0.10％～0.40％。
⒁、氮(N)
氮是炼钢过程不可避免带入的元素；与钛、铌、钒等元素化合形成弥散分布的碳氮化物质点，可以发挥其抑制晶粒长大、细化组织等作用。但若形成粗大的夹杂物如TiN，则严重降低钢的韧性、塑性。本发明限制N含量在0.0020％～0.0060％。
⒂、硼(B)
容易在晶界偏聚，提高钢的淬透性但可能恶化钢的韧性；但因炼钢原料原因不可避免地在钢中有一定的残余含量。因此本发明限制硼含量在0.0005％以下。
本发明的目的还在于提供一种具有上述化学成分组成的，用于大型、特大型桥梁等钢结构制作的薄规格500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板制造方法，具体步骤如下：
第一步，钢水冶炼，精调各种成分达到目标，优选地，本申请设计钢水冶炼过程包含：高炉铁水KR预处理、BOF转炉初炼、LF钢包炉精炼、RH真空处理操作。
第二步，板坯连铸，作为本申请的实施方式之一：连铸在弧形板坯连铸机上进行，浇铸过程在中间包中测量钢水过热度控制在5℃～20℃，拉速和连铸坯厚度、宽度匹配，(连铸坯宽度/连铸坯厚度)*拉速控制在17m/min～24m/min之间，连铸二次冷却比水量0.8L/kg钢～1.1L/kg钢，在连铸坯凝固固相率分数0.65～0.85时对连铸坯施加轻压下，轻压下总量10mm～15mm，分配于2～4个扇形段之中，低过热度、低拉速、较强冷却结合轻压下降低连铸坯的偏析程度，最终达到原位分析C、Mn、Cr、Ni、Mo、V、Nb等元素的偏析度均≤1.0，为钢板性能创造良好的原料基础条件。
第三步，连铸坯加热，使组织均质完全奥氏体化；作为实施方式之一，连铸坯加热在推钢式或步进梁式连续加热炉内进行，加热炉炉内温度≥1000℃的加热时间≥9.0min/cm坯厚，加热炉炉内温度1180℃～1280℃的均热时间5.0min/cm坯厚～8.0min/cm坯厚，连铸坯芯部温度≥1200℃的加热时间≥3.5min/cm坯厚，进一步改善连铸坯中心碳等的偏析程度并保证良好的轧钢条件。连铸坯芯部温度根据钢种传热特性和试验结果设计软件由加热系统自动计算给出。
第四步，初轧，按照本钢种质量要求根据试验测定,本阶段轧钢温度在1000℃以上、单道次压下率15％～40％的情况下有助于改善本品种芯部组织和韧性,所以，进一步的控制本阶段轧钢温度1000℃～1210℃，单道次压下率15％～40％的轧钢道次不少于3道，改善钢板奥氏体组织状态，为精轧进行温度、尺寸等技术准备，作为参考，可在4300mm四辊可逆式厚板轧机上进行初轧。
第五步，精轧，本阶段将第一阶段变形后的连铸坯轧到成品钢板厚度。轧钢过程在奥氏体非再结晶区进行，奥氏体非再结晶温度区和温度、压下率、变形速率等有关，经试验测试，本品种温度在980℃以下在其轧钢用到的压下率和变形速率条件下不会发生奥氏体的再结晶，所以控制本阶段开轧温度≤980℃。本阶段控制轧钢累积压下率在45％～75％，适当稍低的累积变形率可以降低本钢板屈强比，必要的奥氏体累积变形率可以有效地提高钢板强韧性，45％～75％是本钢种的最佳精轧累积变形率。本阶段在奥氏体区终轧，如果进入奥氏体铁素体两相区轧钢，则在铁素体中引入过多的位错和变形带，容易增加钢板的屈强比，本阶段控制轧钢结束温度在Ar3+(30℃～80℃)，实际的Ar3温度(即进入奥氏体铁素体两相区的温度)和化学成分、变形量、冷却速度均有关系，这里Ar3是在实验室测出的仅受成分影响的温度值，现场实际生产时变形量、冷却速度的影响在补偿温度范围30℃～80℃内体现，一般钢板越厚补偿取值越高。精轧也推荐在4300mm四辊可逆式厚板轧机上进行。
第六步，停留等待，精轧结束后，钢板在辊道上空冷等待，针对10mm-30mm厚的钢板空冷等待10s～40s，钢板越厚等待时间越长，这期间发生从奥氏体向多边形铁素体的金相组织转变，结合控制精轧结束温度和加速冷却开始温度,控制铁素体相变量20％～45％，铁素体转变量对钢板屈强比影响十分显著，转变量过少，屈强比将升高而达不到目标，过多则影响最终钢板强度。其间还发生微合金元素Nb、Ti的碳、氮化物在晶界、亚晶界、位错处析出，为加速冷却过程相变创造条件。
第七步，加速冷却，停留等待后对钢板进行控制冷却，冷却开始温度Ar3-(20℃～70℃)，冷却开始温度对多边形铁素体转变量及钢板屈强比极为关键，平均冷却速度在15℃/s～40℃/s，强制冷却至350℃～550℃。作为实施方式之一，此步骤推荐在ACC加速水冷却系统中对钢板进行控制冷却，冷却水流量3200Nm3/h～7000Nm3/h，根据钢板厚度确定开启冷却水组数5组～16组，辊道运行速度0.8m/s～1.7m/s，钢板越厚开启冷却水组数越多、辊道速度越慢。然后在空气中自然冷却，冷却开始温度、冷却速度、强制水冷终止温度严格匹配，冷却相变后钢板为板条状贝氏体和多边形铁素体的混合组织，贝氏体平均晶粒长度10μm～30μm，宽度5μm～15μm，铁素体平均晶粒粒径3μm～10μm，铁素体基本均匀分布于贝氏体晶粒之间。这种板条状贝氏体是在钢的奥氏体向贝氏体转变相区的下步区域形成的，温度高于上限或冷速过低，转变产物为晶粒较粗大的上贝氏体型铁素体基体上分布M/A岛和上贝氏体，钢板韧性不合。对于本品种，连铸坯中心偏析遗传造成钢板芯部C、Mn、Cr、Mo等元素含量偏高，淬透性升高，若水冷终止温度低于下限或冷速过高，在钢板芯部出现过多连续分布的贝氏体组织，也造成钢板韧性不合。
第八步，回火，主要是保证钢板具有优良的加工使用性能，但同时难免发生微细M/A的粗化、(微)合金元素Nb、V、Cr、Mo等的沉淀析出，造成钢板屈强比升高，因此选择适当充分回火，保证钢板切割、焊接后不变形的同时，控制回火过程析出，保证钢板屈强比。回火温度Ac1-(200℃～400℃)，回火保温时间1.3min/mm板厚～3.0min/mm板厚。
本发明钢板采用化学成分低C和Cr、Ni、Mo、V、Nb、Cu等合金成分设计，控制钢板淬透性和相变特性，控制连铸工艺，改善连铸坯中心偏析，通过控轧、控冷工艺控制钢板相变，获得尺寸、形貌理想的板条状贝氏体和多边形铁素体的混合组织，并改善中心偏析对钢板韧性的影响，保证钢板高强度、高韧性、低屈强比，通过回火提高钢板的加工使用性能并保证钢板满足最终目标性能要求。
本申请的钢板具有以下优点：
⑴、钢板强度高、韧性高，屈服强度(Rp0.2)≥520MPa、抗拉强度(Rm)≥650MPa～750MPa、断后伸长率(A)≥20％；
⑵、钢板屈强比低，屈强比≤0.85，屈强比＝Rp0.2/Rm；
⑶、钢板优良低温韧性、-60℃纵横向KV2≥120J；
⑷、钢板TMCP+回火工艺生产，保证优良的加工使用性能；
⑸、钢板生产厚度5mm～30mm，该厚度具有较大的使用广泛。
附图说明
图1为本发明实施例中5mm厚500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板微观金相组织；
图2为本发明实施例中10mm厚500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板微观金相组织；
图3为本发明实施例中30mm厚500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板微观金相组织；
图4为本申请对比例的10mm厚500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板微观金相组织。
具体实施方式
以下结合实施例对本发明作进一步详细描述，所述实施例是示例性的，旨在用于解释本发明，而不能理解为对本发明的限制。
实施例一
本实施例的钢板厚度5mm。其是由以下质量百分数的组分熔炼而成：C：0.043％，Si：0.24％，Mn：1.48％，P：0.011％，S：0.001％，Cr:0.24％，Cu:0.0.019％，Ni：0.31％，Als：0.029％，Nb：0.031％，V:0.003％，Ti:0.024％，Mo：0.19％，N：0.0024％，B：0.0003％，余量为Fe和不可避免的杂质。
本实施例500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板生产方法步骤如下：
第一步，炼钢，经高炉铁水KR预处理、BOF转炉初炼、LF钢包炉精炼、RH真空处理操作，精调各种成分达到目标。
第二步，板坯连铸，在弧形板坯连铸机上进行，中间包中测量钢水过热度9℃～15℃，(连铸坯宽度/连铸坯厚度)*拉速为18m/min，连铸二次冷却比水量0.9L/kg钢，在连铸坯凝固固相率分数0.65～0.85时对连铸坯施加轻压下，轻压下总量11mm，分配于2～4个扇形段，原位分析C、Mn、Cr、Ni、Mo、V、Nb等元素的偏析度均≤1.0。
第三步，连铸坯加热，步进梁式连续加热炉内进行，加热炉炉内温度≥1100℃的加热时间9.0min/cm坯厚，加热炉炉内温度1180℃～1280℃的均热时间5.2min/cm坯厚，连铸坯芯部温度≥1200℃的加热时间4.3min/cm坯厚。
第四步，初轧，在4300mm四辊可逆式厚板轧机上进行，轧钢温度1010℃～1200℃，单道次压下率19％～30％的轧钢道次数5道。
第五步，精轧，在4300mm四辊可逆式厚板轧机上进行，本阶段累积压下率75％，开轧温度970℃，轧钢结束温度在Ar3+35℃。
第六步，停留等待，精轧结束后，钢板在辊道上空冷等待10s,多边形铁素体相变量38％。
第七步，加速冷却，在ACC加速水冷却系统中对钢板进行控制冷却，冷却开始温度Ar3-70℃，冷却水流量3200Nm3/h，根据钢板厚度确定开启冷却水组数5组，辊道运行速度1.6m/s，钢板冷却速度36℃/s，强制水冷却至410℃，然后在空气中自然冷却，相变后钢板为板条状贝氏体和多边形铁素体的混合组织，贝氏体平均晶粒长度10μm～30μm，宽度5μm～15μm，铁素体平均晶粒粒径3μm～10μm。
第八步，回火，回火温度Ac1-300℃，回火保温时间2.5min/mm板厚。
本实施例500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板性能如下：
表1 5mm厚500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板性能
本实施例微观金相组织见图1。
实施例二
本实施例的钢板厚度10mm。其是由以下质量百分数的组分熔炼而成：C：0.077％，Si：0.23％，Mn：1.58％，P：0.011％，S：0.001％，Cr:0.25％，Cu:0.016％，Ni：0.35％，Als：0.028％，Nb：0.029％，V:0.023％，Ti:0.018％，Mo：0.20％，N：0.002％7，B：0.0003％,余量为Fe和不可避免的杂质。
本实施例500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板生产方法步骤如下：
第一步，炼钢，经高炉铁水KR预处理、BOF转炉初炼、LF钢包炉精炼、RH真空处理操作，精调各种成分达到目标。
第二步，板坯连铸，在弧形板坯连铸机上进行，中间包中测量钢水过热度8℃～17℃，(连铸坯宽度/连铸坯厚度)*拉速为20.5m/min，连铸二次冷却比水量1.1L/kg钢，在连铸坯凝固固相率分数0.65～0.85时对连铸坯施加轻压下，轻压下总量14mm，分配于2～4个扇形段，原位分析C、Mn、Cr、Ni、Mo、V、Nb等元素的偏析度均≤1.0。
第三步，连铸坯加热，步进梁式连续加热炉内进行，加热炉炉内温度≥1100℃的加热时间10.0min/cm坯厚，加热炉炉内温度1180℃～1280℃的均热时间6.0min/cm坯厚，连铸坯芯部温度≥1200℃的加热时间3.9min/cm坯厚。
第四步，初轧，在4300mm四辊可逆式厚板轧机上进行，轧钢温度1010℃～1190℃，单道次压下率17％～27％的轧钢道次4道。
第五步，精轧，在4300mm四辊可逆式厚板轧机上进行，本阶段累积压下率74％，开轧温度950℃，轧钢结束温度在Ar3+55℃。
第六步，停留等待，精轧结束后，钢板在辊道上空冷等待20s,多边形铁素体相变量21％。
第七步，加速冷却，在ACC加速水冷却系统中对钢板进行控制冷却，冷却开始温度Ar3-45℃，冷却水流量4149Nm3/h，根据钢板厚度确定开启冷却水组数10组，辊道运行速度1.4m/s，钢板冷却速度35℃/s，强制水冷却至380℃，然后在空气中自然冷却，相变后钢板为板条状贝氏体和多边形铁素体的混合组织，贝氏体平均晶粒长度10μm～30μm，宽度5μm～15μm，铁素体平均晶粒粒径3μm～10μm。
第八步，回火，回火温度Ac1-250℃，回火保温时间2.3min/mm板厚。
本实施例500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板性能如下：
表2 10mm厚500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板性能
本实施例微观金相组织见图2。
实施例三
本实施例的钢板厚度30mm。其是由以下质量百分数的组分熔炼而成：C：0.03％，Si：0.21％，Mn：1.65％，P：0.011％，S：0.001％，Cr:0.41％，Cu:0.025％，Ni：0.41％，Als：0.029％，Nb：0.045％，V:0.024％，Ti:0.015％，Mo：0.21％，N：0.0038％，B：0.0005％，余量为Fe和不可避免的杂质。
本实施例500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板生产方法步骤如下：
第一步，炼钢，经高炉铁水KR预处理、BOF转炉初炼、LF钢包炉精炼、RH真空处理操作，精调各种成分达到目标。
第二步，板坯连铸，在弧形板坯连铸机上进行，中间包中测量钢水过热度10℃～18℃，(连铸坯宽度/连铸坯厚度)*拉速为20.5m/min，连铸二次冷却比水量1.0L/kg钢，在连铸坯凝固固相率分数0.65～0.85时对连铸坯施加轻压下，轻压下总量14mm，分配于2～4个扇形段，原位分析C、Mn、Cr、Ni、Mo、V、Nb等元素的偏析度均≤1.0。
第三步，连铸坯加热，步进梁式连续加热炉内进行，加热炉炉内温度≥1100℃的加热时间11.0min/cm坯厚，加热炉炉内温度1180℃～1280℃的均热时间7.0min/cm坯厚，连铸坯芯部温度≥1200℃的加热时间4.6min/cm坯厚。
第四步，初轧，在4300mm四辊可逆式厚板轧机上进行，轧钢温度1000℃～1180℃，单道次压下率16％～25％的轧钢道次数3道。
第五步，精轧，在4300mm四辊可逆式厚板轧机上进行，本阶段累积压下率50％，开轧温度860℃，轧钢结束温度在Ar3+75℃。
第六步，停留等待，精轧结束后，钢板在辊道上空冷等待30s,多边形铁素体相变量26％。
第七步，加速冷却，在ACC加速水冷却系统中对钢板进行控制冷却，冷却开始温度Ar3-25℃，冷却水流量6800Nm3/h，根据钢板厚度确定开启冷却水组数16组，辊道运行速度1.0m/s，钢板冷却速度21℃/s，强制水冷却至480℃，然后在空气中自然冷却，相变后钢板为板条状贝氏体和多边形铁素体的混合组织，贝氏体平均晶粒长度10μm～30μm，宽度5μm～15μm，铁素体平均晶粒粒径3μm～10μm。
第八步，回火，回火温度Ac1-200℃，回火保温时间1.5min/mm板厚。
本实施例500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板性能如下：
表3 30mm厚500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板性能
本实施例微观金相组织见图3。
实施例四(对比例)
对比例的钢板厚度10mm。其是由以下质量百分数的组分熔炼而成：C：0.058％，Si：0.24％，Mn：1.50％，P：0.009％，S：0.001％，Cr:0.25％，Cu:0.028％，Ni：0.34％，Als：0.037％，Nb：0.029％，V:0.024％，Ti:0.015％，Mo：0.20％，N：0.0032％，B：0.0004％，余量为Fe和不可避免的杂质。
本例中500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板生产方法步骤如下：
第一步，炼钢，经高炉铁水KR预处理、BOF转炉初炼、LF钢包炉精炼、RH真空处理操作，精调各种成分达到目标。
第二步，板坯连铸，在弧形板坯连铸机上进行，中间包中测量钢水过热度11℃～18℃，(连铸坯宽度/连铸坯厚度)*拉速为20.5m/min，连铸二次冷却比水量1.1L/kg钢，在连铸坯凝固固相率分数0.65～0.85时对连铸坯施加轻压下，轻压下总量14mm，分配于2～4个扇形段，原位分析C、Mn、Cr、Ni、Mo、V、Nb等元素的偏析度均≤1.0。
第三步，连铸坯加热，步进梁式连续加热炉内进行，加热炉炉内温度≥1100℃的加热时间10.0min/cm坯厚，加热炉炉内温度1180℃～1280℃的均热时间6.8min/cm坯厚，连铸坯芯部温度≥1200℃的加热时间4.0min/cm坯厚。
第四步，初轧，在4300mm四辊可逆式厚板轧机上进行，轧钢温度1010℃～1160℃，单道次压下率17％～27％的轧钢道次4道。
第五步，精轧，在4300mm四辊可逆式厚板轧机上进行，本阶段累积压下率71％，开轧温度950℃，轧钢结束温度在Ar3+35℃。
第六步，停留等待，精轧结束后，钢板在辊道上空冷等待20s,多边形铁素体相变量26％。
第七步，加速冷却，在ACC加速水冷却系统中对钢板进行控制冷却，冷却开始温度Ar3-45℃，冷却水流量9900Nm3/h，开启ACC冷却系统的强冷部分(即DQ部分)和常规ACC冷却水6组，辊道运行速度1.4m/s，钢板冷却速度49℃/s，强制水冷却至30℃，然后在空气中自然冷却。本对比例由于冷却水量过大，冷却终止温度过低，冷速过大，相变后组织形态大幅度偏离本发明合理状态，钢板中产生过多连续分布的贝氏体组织，导致钢板韧性较低，正常回火后钢板韧性不能满足要求，只有过量回火才能将这种贝氏体分解，韧性才可合格，但屈强比已严重超标，达到约0.93。
对比例500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板性能如下：
表4 10mm厚500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板Ac1-250℃，保温2.3min/mm回火后性能(对比例)
对比例轧态微观金相组织见图4。
除上述实施例外，本发明还包括有其他实施方式，凡采用等同变换或者等效替换方式形成的技术方案，均应落入本发明权利要求的保护范围之内。

Claims (8)

1.一种薄规格500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板，其特征在于：所述钢板主要由以下质量百分比的组分熔炼而成C：0.02%～0.08%，Si：≤0.45%，Mn：1.35%～1.70%，P≤0.012%，S≤0.002%， Cr: 0.15%～0.70%，Cu:≤0.50%，Ni：0.20%～1.00%，Als：0.015%～0.050%，Nb：0.005%～0.060%，V: 0.001%～0.080%，Ti: 0.010%～0.025%，Mo：0.10%～0.40%，N:0.002%～0.006%,B：≤0.0005%,余量为Fe和不可避免的杂质；
钢板的制造方法采用如下步骤：
第一步，钢水冶炼，精调钢水各成分达到设计范围；
第二步，板坯连铸；
第三步，铸坯再加热，消除或降低铸坯中心的偏析程度，使组织均质完全奥氏体化；
第四步，初轧，设置轧钢温度在1000℃以上、单道次压下率15%～40%，有助于改善芯部组织和韧性；
第五步，精轧，将初轧变形后的板坯轧到成品钢板厚度，轧钢过程在奥氏体非再结晶区进行，奥氏体非再结晶温度区和温度、压下率、变形速率有关，控制精轧开轧温度≤980℃，精轧累积压下率在45%～75%，在奥氏体相区终轧，精轧控制轧钢结束温度在Ar3+（30℃～80℃）；
第六步，停留等待，精轧结束后，钢板在辊道上空冷等待，此过程发生奥氏体向多边形铁素体的金相组织转变，结合控制精轧结束温度和加速冷却开始温度,控制铁素体相变量20%～45%，第六步对于5mm～30mm的成品钢板，精轧结束后钢板在辊道上空冷等待10s～40s，并遵循钢板越厚等待时间越长的原则；
第七步，加速冷却，冷却开始温度Ar3-（20℃～70℃），保证钢板加速冷却过程的平均冷却速度在15℃/s～40℃/s，冷却至350℃～550℃，然后在空气中自然冷却，冷却相变后钢板为板条状贝氏体和多边形铁素体的混合组织，贝氏体平均晶粒长度10µm～30µm，宽度5µm～15µm，铁素体平均晶粒粒径3µm～10µm，铁素体基本均匀分布于贝氏体晶粒之间；
第八步，回火，回火温度Ac1-（200℃～400℃），回火保温时间1.3min/mm板厚～3.0min/mm板厚。
2.根据权利要求1所述的薄规格500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板，其特征在于：屈服强度（Rp0.2）≥520MPa, 抗拉强度（Rm）：650MPa～750MPa, 钢板屈强比Rp0.2/Rm≤0.85，断后伸长率（A）≥20%；高韧性，-60℃纵横向KV2≥120J,厚度5mm～30mm。
3.根据权利要求1所述的薄规格500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板，其特征在于：钢板金相组织为多边形铁素体和板条状贝氏体的混合组织，其中多边形铁素体的体积比15%～35%，铁素体平均晶粒粒径3µm～10µm，贝氏体平均晶粒长度10µm～30µm，平均晶粒宽度5µm～15µm。
4.一种制造权利要求1所述薄规格500MPa级低屈强比高韧性桥梁钢板的方法，其特征在于：包括如下步骤：
第一步，钢水冶炼，精调钢水各成分达到设计范围；
第二步，板坯连铸；
第三步，铸坯再加热，消除或降低铸坯中心的偏析程度，使组织均质完全奥氏体化；
第四步，初轧，设置轧钢温度在1000℃以上、单道次压下率15%～40%，有助于改善芯部组织和韧性；
第五步，精轧，将初轧变形后的板坯轧到成品钢板厚度，轧钢过程在奥氏体非再结晶区进行，奥氏体非再结晶温度区和温度、压下率、变形速率有关，控制精轧开轧温度≤980℃，精轧累积压下率在45%～75%，在奥氏体相区终轧，精轧控制轧钢结束温度在Ar3+（30℃～80℃）；
第六步，停留等待，精轧结束后，钢板在辊道上空冷等待，此过程发生奥氏体向多边形铁素体的金相组织转变，结合控制精轧结束温度和加速冷却开始温度,控制铁素体相变量20%～45%，对于5mm～30mm的成品钢板，精轧结束后钢板在辊道上空冷等待10s～40s，并遵循钢板越厚等待时间越长的原则；
第七步，加速冷却，冷却开始温度Ar3-（20℃～70℃），保证钢板加速冷却过程的平均冷却速度在15℃/s～40℃/s，冷却至350℃～550℃，然后在空气中自然冷却，冷却相变后钢板为板条状贝氏体和多边形铁素体的混合组织，贝氏体平均晶粒长度10µm～30µm，宽度5µm～15µm，铁素体平均晶粒粒径3µm～10µm，铁素体基本均匀分布于贝氏体晶粒之间；
第八步，回火，回火温度Ac1-（200℃～400℃），回火保温时间1.3min/mm板厚～3.0min/mm板厚。
5.根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于：第一步的钢水冶炼包括：高炉铁水KR预处理、BOF转炉初炼、 LF钢包炉精炼、RH真空处理。
6.根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于：第二步是在弧形板坯连铸机上进行，浇铸过程在中间包中测量钢水过热度使控制在5℃～20℃；连铸过程中坯料拉速和连铸坯厚度、宽度匹配，满足（连铸坯宽度/连铸坯厚度)*拉速控制在17m/min～24 m/min之间；连铸二次冷却比水量0.8L/kg钢～1.1L/kg钢；在连铸坯凝固固相率分数0.65～0.85时对连铸坯施加轻压下，轻压下总量10mm～15mm，分配于2～4个扇形段之中；最终达到原位分析C、Mn、Cr、Ni、Mo、V、Nb等元素的偏析度均≤1.0。
7.根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于：第四步控制轧钢温度1000℃～1210℃，单道次压下率15%～40%的轧钢道次不少于3道。
8.根据权利要求4所述的制造方法，其特征在于：第七步中，采用ACC加速水冷却系统中对钢板进行控制冷却，冷却水流量3200Nm3/h～7000Nm3/h，根据钢板厚度确定开启冷却水组数5组～16组，辊道运行速度0.8m/s～1.7m/s，钢板越厚开启冷却水组数越多、辊道速度越慢，以保证钢板水冷过程的平均冷却速度在15℃/s～40℃/s。
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