CN115537681B - 高韧性、低屈强比及低纵横向强度各向异性500MPa级钢板及其制造方法 - Google Patents

高韧性、低屈强比及低纵横向强度各向异性500MPa级钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

高韧性、低屈强比及低纵横向强度各向异性500MPa级钢板及其制造方法，采用低C‑低Si‑中Mn‑(Ti+Nb)微合金化处理的合金体系作为基础，通过控制(％Als)/[(％N)‑0.292(％Ti)]≥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。本发明所述钢板在获得母材钢板高强度、优异的低温韧性、低屈强比及低的纵/横向强度各向异性的同时，超大热输入焊接时HAZ的低温韧性也同样优异，即母材钢板‑40℃冲击韧性KV2≥100J，焊接热影响区(HAZ)‑40℃Akv≥100J，特别适用于冰海地区的破冰船壳体、海洋平台、跨海大桥、海洋风电桩腿与风塔结构、港口机械等，并且能够实现低成本稳定批量工业化生产。

Description

高韧性、低屈强比及低纵横向强度各向异性500MPa级钢板及 其制造方法
技术领域
本发明涉及低碳低合金钢，特别涉及高韧性、低屈强比及低纵横向强度各向异性500MPa级钢板及其制造方法。
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、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、更高的抗冲击断裂性能、低屈强比、低纵横向强度各向异性及更优良的焊接性，钢板可超大热输入焊接。
现有技术在制造屈服强度≥355MPa、-60℃的低温冲击韧性≥34J焊接性优良的厚钢板时，一般要在钢中添加一定量的Ni或(Cu+Ni)元素(≥0.30％)。(The Firth(1986)international Symposium and Exhibit on Offshore Mechanics and ArcticEngineering，1986，Tokyo，Japan，354；“DEVELOPMENTS IN MATERIALS FOR ARCTICOFFSHORE STRUCTURES”；“Structural Steel Plates for Arctic Use Produced byMultipurpose Accelerated Cooling System”(日文)，川崎制铁技报，1985，No.1 68～72；“Application of Accelerated Cooling For Producing 360MPa Yield Strength Steelplates of up to 150mm in Thickness with Low Carbon Equivalent”，AcceleratedCooling Rolled Steel，1986，209～219；“High Strength Steel Plates For Ice－Breaking Vessels Produced by Thermo－Mechanical Control Process”，AcceleratedCooling Rolled Steel，1986，249～260；“420MPa Yield Strength Steel Plate withSuperior Fracture Toughness for Arctic Offshore Structures”，Kawasaki steeltechnical report，1999，No.40，56；“420MPa and 500MPa Yield Strength Steel Platewith High HAZ toughness Produced by TMCP for Offshore Structure”，Kawasakisteel technical report，1993，No.29，54；“Toughness Improvement in BainiteStructure 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，尤其采用超大线能量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℃。(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”(参见美国专利US Patent 4629505、WO 01/59167 A1)、“Ti-B处理技术”(参见日本专利特公昭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”(参见《日本溶接学会志》，1982，Vol.51(2)，118)。
还有如中国专利ZL201410300713.X、ZL201310244712.3、ZL201310244706.8、ZL201310124065.2、ZL201310244713.8、ZL201210209637.2、ZL201410815614.5及专利申请号201710183350.X、专利申请号201910149978.7公开的。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(超大热输入焊接条件下，易促进粗大上贝氏体、魏氏组织形成，劣化焊接粗晶热影响区韧性)，不能稳定达到-40℃冲击韧性的要求，厚钢板制造成本也较高；更为重要的是上述开发的TMCP钢板均未涉及钢板纵/横向强度的各向异性与低屈强比控制,而钢板实绩纵/横向强度差异达到50～100MPa，不能满足特殊大型重型钢结构(如大跨度公铁桥梁结构、海洋工程结构及巨型船用浮吊等)设计安全要求。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高韧性、低屈强比及低纵横向强度各向异性500MPa级钢板及其制造方法，所述钢板在获得母材钢板高强度、优异的低温韧性、低屈强比及低的纵/横向强度各向异性的同时，超大热输入焊接时HAZ的低温韧性也同样优异，即母材钢板-40℃冲击韧性KV2≥100J，焊接热影响区(HAZ)-40℃Akv≥100J，特别适用于冰海地区的破冰船壳体、海洋平台、跨海大桥、海洋风电桩腿与风塔结构、港口机械等，并且能够实现低成本稳定批量工业化生产。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
高韧性、低屈强比与低各向异性、可超大热输入焊接TMCP钢板是厚板产品中难度最大的品种之一，其原因是该类钢板不仅要求低C、超低碳当量CEV、高强度、优良的低温韧性、抗疲劳性能及低屈强比与低各向异性，而且钢板还要能够承受超大热输入焊接，焊接热影响区低温冲击韧性优良，但是这些性能要求很难同时满足以下要求：A)低C、超低碳当量CEV与高强度、低屈强比；B)高强度、高韧性与低屈强比、纵横/向强度的低各向异性；C)高强度与优良焊接性尤其超大热输入焊接性。
上述性能在成分设计和TMCP工艺设计上相互冲突、很难调和：当降低C含量、碳当量CEV时，很难实现钢板的高强度和低屈强比；在提高强度、低温韧性的同时，很难实现钢板低屈强比与低的纵横向强度各向异性；在钢板获得高强度时，钢板焊接性尤其超大热输入钢板很难保证。如何平衡低碳、超低碳当量与高强度、高韧性、低屈强比、低的纵横向强度各向异性及超大热输入焊接性是本产品最大的难点之一，也是关键核心技术；因此本发明综合了影响钢板的高强度、高韧性、低屈强比、低的纵横向强度各向异性及超大热输入焊接性等关键因素，从合金组合设计优化入手，不添加贵重合金元素Mo与V、Ni与Cu，适当添加廉价合金元素Cr，微(Nb+Ti)处理，即采用低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(％Als)/[(％N)-0.292(％Ti)]≥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；使成品钢板的显微组织为均匀细小的等轴铁素体+变态珠光体或贝氏体，平均晶粒尺寸在15μm以下。
具体的，本发明所述的高韧性、低屈强比及低纵横向强度各向异性500MPa级钢板，其成分重量百分比为：
C：0.06～0.10％
Si：≤0.20％
Mn：1.15～1.65％
P：≤0.013％
S：≤0.0030％
Cr：0.05～0.30％
Nb：0.008～0.030％
Ti：0.008～0.016％
Als：0.040～0.070％
N：≤0.0050％
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：
(％Als)/[(％N)-0.292(％Ti)]≥29；
[(Mn/C)×ξ×(900-T开轧)×(％Nb)]/[(H×ζ×(T停冷)]≤0.125，
其中，H为成品钢板厚度，单位mm；
ξ为未再结晶控轧累计压下率，单位％；
T开轧为未再结晶控轧的开轧温度，单位℃；
T停冷为加速冷却停止冷却温度，单位℃；
ζ为宽展比，即成品钢板宽度/板坯宽度；
[CEV×(T开冷-T停冷)×(Vc)]/(H×ξ)≥0.083，
其中，
CEV为钢板碳当量，CEV＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5，单位为％；
T开冷为加速冷却开始冷却温度，单位℃；
T停冷为加速冷却停止冷却温度，单位℃；
Vc为钢板加速冷却速度，单位为℃/s；
H为成品钢板厚度，单位mm；
ξ为未再结晶控轧累计压下率，单位％；
ESSP＝(wt％Ca)[1-1.24(wt％O)]/1.25(wt％S)，其中，ESSP为硫化物夹杂形状控制指数，取值范围0.80～4.00。
本发明所述钢板的显微组织是均匀细小的等轴铁素体+变态珠光体或贝氏体，平均晶粒尺寸在15μm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≥120J、低屈强比≤0.83、低纵横向强度各向异性即纵/横向强度差≤30MPa，焊接热输入≥100kJ/cm。
在本发明所述钢板成分设计中：
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，从改善钢板的低温韧性、超大热输入焊接性角度，希望钢中C含量控制得相对较低；但是从钢板钢的强度、低温韧性、低屈强比与低纵横向强度各向异性控制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含量易导致屈强比居高不下，且晶界迁移率过高，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，尤其对于C、Mn含量较高时，超大热输入焊接时，Si不仅促进M-A岛形成、形成的M-A岛尺寸较为粗大且分布不均匀，严重损害焊接热影响区(HAZ)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钢板晶粒而提高钢板强度(细晶强化作用)、改善钢板低温韧性(细晶韧化)、抗疲劳特性的作用、促进低温相变组织形成(相变强度作用)而提高钢板强度的作用；然而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，此外对于高强TMCP钢板而言，Mn含量过高时，不仅造成钢板低温韧性、延伸率及焊接性急剧恶化，而且导致钢板屈强比、纵横向强度各向异性急剧增加；因此适合Mn含量为1.15％～1.65％。
P作为钢中有害夹杂对钢的机械性能，尤其低温冲击韧性、延伸率及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，对于要求可大线能量焊接、-40℃韧性、高强度及可大热输入焊接的TMCP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、焊接性、抗疲劳性能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，不仅严重损害钢板的低温冲击韧性、延伸率、Z向性能、抗疲劳性能及焊接性(尤其大热输入焊接性)，而且造成纵横向强度、韧性的严重各向异性；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，对于要求可超大线能量焊接、-40℃韧性、高强度、低纵横向强度各向异性及可大热输入焊接的TMCP钢板，S含量需要控制在≤0.003％。
加入一定数量的Cr(≤0.30％)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、超低碳当量所造成的强度损失；但如果加入Cr含量过少(＜0.05％)，Cr对钢板强度贡献较小，达不到低C、超低碳当量条件下钢板具有高强度之要求；加入量过多(＞0.30％)，损害钢板的低温韧性、塑韧性、弯曲冷加工性，尤其损害钢板焊接性，钢板不能承受超大热输入焊接，焊接热影响区低温韧性劣化(焊接热影响区形成粗大的上贝氏体组织或魏氏组织)与塑韧性降低；因此Cr含量控制在0.05％～0.30％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、细化钢板晶粒尺寸、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钢板强韧化能力也不足；当Nb添加量超过0.030％时，不仅造成钢板的屈强比、纵/横向强度各向异性及钢板的合金成本(Nb也是贵重合金元素)居高不下；而且超大热输入焊接条件下诱发上贝氏体(Bu)、魏氏组织形成和Nb(C,N)二次析出脆化作用，严重损害超大热输入焊接热影响区(HAZ)的低温韧性，因此Nb含量控制在0.008％～0.030％之间，获得最佳的控轧效果、实现TMCP钢板强韧性/强塑性匹配、低屈强比、低纵横向强度该协议书的同时，又不损害钢板超大热输入焊接性。
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，抑制钢板晶粒及焊接HAZ区晶粒长大；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；因此TiN的析出温度必须确保低于1400℃；当钢中Ti加入量过少(<0.008％)，形成TiN粒子数量不足，不足以抑制TMCP及焊接热循环过程中奥氏体晶粒长大而改善钢板的低温韧性与焊接性；加入Ti含量过多(>0.016％)时，TiN析出温度超过1400℃，部分TiN颗粒在钢液凝固过程中析出大尺寸的TiN粒子，这种大尺寸TiN粒子不但不能抑制晶粒长大，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]，降低焊接热影响区(HAZ)自由[N]，改善超大热输入焊接HAZ的低温冲击韧性作用；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，损害钢板低温冲击韧性和焊接性，根据钢板成分体系分析，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，对于控制钢板晶粒、改善钢板低温韧性及焊接性，N含量过低，生成TiN粒子数量少、尺寸大，不能起到控制钢板晶粒的作用而改善钢板低温韧性与焊接性，反而对钢板低温韧性与焊接性有害；但是N含量过高时，钢中自由[N]增加，尤其超大线能量焊接条件下热影响区(HAZ)自由[N]含量急剧增加，严重损害HAZ低温韧性及弯曲冷加工性，恶化钢的加工使用特性。因此N含量控制在≤0.0050％。
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、提高钢板的低温韧性、延伸率及Z向性能、改善钢板韧性的纵横向强度与韧性的各向异性与焊接性尤其超大热输入焊接性。(极高热稳定性Ca(O,S)粒子钉扎焊接热影响区奥氏体晶粒长大，改善超低碳当量钢板焊接热影响区低温塑韧性)，此外，采用Ca处理，改善高酸溶铝钢水的浇注；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，脆性也增大，可成为断裂裂纹起始点，降低钢的低温韧性、延伸率及钢板的焊接性，同时还降低钢质纯净度、污染钢液。一般控制Ca含量按ESSP＝(wt％Ca)[1-1.24(wt％O)]/1.25(wt％S)，其中ESSP为硫化物夹杂形状控制指数，取值范围0.80～4.00之间，因此Ca含量的合适范围为0.0010％～0.0035％。
(％Als)/[(％N)-0.292(％Ti)]≥29；
1)在超大热输入焊接热循环过程中，保证距离熔合线较远的HAZ区域，焊接峰值温度较低(≤1150℃)，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)而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)。
[(Mn/C)×ξ×(900-T开轧)×(％Nb)]/[(H×ζ×(T停冷)]≤0.125，确保钢板在获得高韧性、优良抗裂止裂特性的同时，钢板具有低屈强比与低的纵横向强度各向异性。其中，H为成品钢板厚度，单位mm；ξ为未再结晶控轧累计压下率，单位％；T开轧为未再结晶控轧的开轧温度，单位℃；T停冷为加速冷却停止冷却温度，单位℃；ζ为宽展比，即成品钢板宽度/板坯宽度；这是本发明关键核心技术之一。
[CEV×(T开冷-T停冷)×(Vc)]/(H×ξ)≥0.083，确保在低C、超低碳当量CEV条件下，钢板具有高强度、高韧性、低屈强比的同时，钢板超大热输入焊接性优良，并成功消除了钢板低C、超低碳当量CEV与高强度、高韧性、低屈强比、低的纵横向强度各向异性之间的相互对立、很难兼容的矛盾。其中，CEV为钢板碳当量，CEV＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5，单位为％；T开冷为加速冷却开始冷却温度，单位℃；T停冷为加速冷却停止冷却温度，单位℃；Vc为钢板加速冷却速度，单位为℃/s；H为成品钢板厚度，单位mm；ξ为未再结晶控轧累计压下率，单位％；这是本发明关键核心技术之一。
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。
本发明所述的高韧性、低屈强比及低纵横向强度各向异性500MPa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，采用连铸成板坯，中间包钢水浇铸过热度7℃～30℃，采用轻压下工艺，轻压下量控制在2～4％；
2)板坯加热
板坯加热温度控制在1070℃～1150℃之间；
3)轧制，轧制宽展比≥1.3
控轧开轧温度730～820℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥50％，终轧温度720～780℃；
4)冷却
控轧结束后，钢板从轧制结束至开始加速冷却，开冷温度710～760℃，冷却速度≥5℃/s，停冷温度控制为300℃～600℃。
优选的，步骤4)，当钢板厚度≥50mm时，钢板进行缓冷，缓冷温度为不低于250℃，保温24小时以上，随后钢板自然空冷至室温。
在本发明所述钢板制造工艺设计中：
本发明方法中铸造推荐采用连铸工艺，连铸工艺重点控制浇铸温度，中间包钢水浇铸过热度7℃～30℃，低过热度浇铸法较好，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，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，为确保钢板具有低纵横向强度各向异性，轧制宽展比≥1.3。
控轧开轧温度730℃～820℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥50％，终轧温度720℃～780℃。
控轧结束后，钢板从轧制结束至开始加速冷却，钢板开冷温度710℃～760℃，冷却速度≥5℃/s，停冷温度控制为300℃～600℃，当钢板厚度≥50mm时，钢板进行缓冷，缓冷工艺为不低于250℃保温24小时以上，随后钢板自然空冷至室温。
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、Ni与Cu、适当添加廉价合金元素Cr，采用新一代TMCP制造工艺技术，成功开发出高韧性、低屈强比及低纵横向强度各向异性500MPa级钢板。
所述钢板不仅具有较高强度、高韧性、低屈强比、低纵横向强度各向异性，而且钢板具有优良的焊接性、可超大热输入焊接，大幅度地缩短了钢板的制造周期，为施工企业创造巨大的价值，实现了钢板制造与使用过程的绿色环保。
所述钢板的高性能高附加值集中表现在钢板的高强度、高韧性与低屈强比、低纵横向强度各向异性及优良焊接性的完美匹配，成功地解决了：①低C、超低碳当量CEV与高强度、低屈强比之间，②高强度、高韧性与低屈强比、纵横/向强度的低各向异性之间及③高强度与优良焊接性之间在成分设计与TMCP工艺设计上相互冲突、很难调和的矛盾，极大地提高了大型重钢结构的安全性、稳定性、耐久性；良好的焊接性(尤其可大热输入焊接)节省了用户企业钢结构制造的成本、缩短了用户钢结构制造的时间，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钢板的显微组织金相图。
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3所示为本发明实施例钢的制造工艺参数，表4为本发明实施例钢板的性能参数。
参见图1，其所示为本发明本发明实施例5钢板的显微组织金相图。
由图1可以看出，成品钢板的显微组织为细小的等轴铁素体+变态珠光体(或贝氏体)，平均晶粒尺寸在15μm以下。
综上所述，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、Ni与Cu、适当添加廉价合金元素Cr，采用新一代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，超大热输入焊接条件下，焊接HAZ的低温韧性也同样优异；所述钢板的高性能高附加值集中表现在具有较高强度、优异的低温韧性，钢板的焊接性(尤其超大热输入焊接性)也同样优异，成功地解决了低合金成本、超低碳当量与较高强度、低屈强比、低纵横向强度各向异性、优良的低温韧性、优良的焊接性(尤其超大热输入焊接性)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(尤其超大热输入单道次焊接)大幅度地节省了用户钢构件制造的成本，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。

Claims (4)

1.高韧性、低屈强比及低纵横向强度各向异性500MPa级钢板，其成分重量百分比为：
C：0.06～0.10％
Si：≤0.20％
Mn：1.15～1.65％
P：≤0.013％
S：≤0.0030％
Cr：0.05～0.30％
Nb：0.008～0.030％
Ti：0.008～0.016％
Als：0.040～0.070％
N：≤0.0050％
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：
(％Als)/[(％N)-0.292(％Ti)]≥29；
[(Mn/C)×ξ×(900-T开轧)×(％Nb)]/[(H×ζ×(T停冷)]≤0.125，
其中，H为成品钢板厚度，单位mm；
ξ为未再结晶控轧累计压下率，单位％；
T开轧为未再结晶控轧的开轧温度，单位℃；
T停冷为加速冷却停止冷却温度，单位℃；
ζ为宽展比，即成品钢板宽度/板坯宽度；
[CEV×(T开冷-T停冷)×(Vc)]/(H×ξ)≥0.083，
其中，
CEV为钢板碳当量，CEV＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5，单位为％；
T开冷为加速冷却开始冷却温度，单位℃；
T停冷为加速冷却停止冷却温度，单位℃；
Vc为钢板加速冷却速度，单位为℃/s；
H为成品钢板厚度，单位mm；
ξ为未再结晶控轧累计压下率，单位％；
ESSP＝(wt％Ca)[1-1.24(wt％O)]/1.25(wt％S)，其中，ESSP为硫化物夹杂形状控制指数，取值范围0.80～4.00；
所述钢板的显微组织是均匀细小的等轴铁素体+贝氏体，平均晶粒尺寸在15μm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≥120J、低屈强比≤0.83、低纵横向强度各向异性即纵/横向强度差≤30MPa，焊接热输入≥100kJ/cm。
2.如权利要求1所述的高韧性、低屈强比及低纵横向强度各向异性500MPa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，采用连铸成板坯，中间包钢水浇铸过热度7～30℃，采用轻压下工艺，轻压下量控制在2～4％；
2)板坯加热
板坯加热温度控制在1070℃～1150℃之间；
3)轧制，轧制宽展比≥1.3
控轧开轧温度730～820℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥50％，终轧温度720～780℃；
4)冷却
控轧结束后，钢板从轧制结束至开始加速冷却，开冷温度710～760℃，冷却速度≥5℃/s，停冷温度控制为300℃～600℃。
3.如权利要求2所述的高韧性、低屈强比及低纵横向强度各向异性500MPa级钢板的制造方法，其特征是，步骤4)，当钢板厚度≥50mm时，钢板进行缓冷，缓冷温度为不低于250℃，保温24小时以上，随后钢板自然空冷至室温。
4.如权利要求2或3所述的高韧性、低屈强比及低纵横向强度各向异性500MPa级钢板的制造方法，其特征是，所述钢板的显微组织是均匀细小的等轴铁素体+贝氏体，平均晶粒尺寸在15μm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≥120J、低屈强比≤0.83、低纵横向强度各向异性即纵/横向强度差≤30MPa，焊接热输入≥100kJ/cm。
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