CN117070834A - 一种耐海冰磨蚀性能优异的690MPa级钢板及制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种耐海冰磨蚀性能优异的690MPa级钢板及制造方法,该钢板的成分按重量百分比计如下:C:0.100%‑0.250%,Si:0.50%‑1.30%,Mn:1.30%~2.30%,V:0.070%~0.200%,Cu:0.30%~0.70%,Ni:1.50%~2.05%,N:0.0170%~0.0250%,Cr:0.80%~1.60%,Mo:0.80%~1.40%,Sb:0.50%~0.80%,Sn:0.40%~0.60%,P≤0.007%,S≤0.003%,W0.060%~0.100%,Als:0.035%~0.060%,La:0.0055%~0.0095,Ce:0.0045%~0.0085%,Zr:0.030%~0.080%,其余为Fe及不可避免杂质;制造方法包括冶炼、连铸、铸坯冷却、再加热、轧制、冷却、回火;应用本发明生产的钢板钢板‑80℃冲击吸收能量大于210J;钢板在变形5%,250℃保温1h的应变时效工艺下,‑80℃冲击吸收能量大于200J;钢板耐海冰磨蚀率≤5.2×10‑7mm3/(N·m),耐海冰磨蚀性能较同级别常规钢板提高60.0%以上。
Description
技术领域
本发明属于金属材料领域,尤其涉及一种耐海冰磨蚀性能优异的690MPa级钢板及制造方法。
背景技术
在冰区船舶的破冰过程中,船体不断受到冰层的反复冲击和磨损,因此作为建造船舶主要材料的船体结构钢,要具备较强的抗冰摩擦能力,而在破冰后,船体与海水接触,会受到海水的腐蚀作用,海冰摩擦与海水腐蚀二者之间相互耦合促进,对船体结构钢板提出了更高的要求,即冰区船舶船体结构钢需具有良好的耐海冰磨蚀性能;另外由于其服役环境较低,因此还要求其具有良好的抗低温冲击能力,以承受冰层的动态以及连续的冲击载荷。
发明《一种高强度耐低温船体结构钢板及其制备方法》(申请号:201810663864.X,)公开了一种高强度耐低温船舶结构用钢,其化学成分为:C0.12-0.13%、Si 1.0-1.1%、Mn 1.50-1.80%、P≤0.010%、S≤0.002%、Nb 0.03-0.04%、Ti 0.02-0.03%、Al 0.5-1.0%、Cr 0.6-0.7%、Cu 0.5-0.6%、Ni 1.4-1.5%、Mo 0.4-0.5%、Sb0.05-0.1%、N 0.002-0.0035%、Mg 0.001-0.003%、Ca 0.001-0.005%、B0.001-0.003%,其余为Fe和不可避免的杂质,经冶炼、精炼、连铸、粗轧、精轧、冷却、平整等工艺制得钢板,其屈服强度为520-580MPa,抗拉强度为650-750MPa,伸长率为20-30%,-40℃横向V型冲击吸收能量>120J。但是钢板仅评价了-40℃的冲击性能,且其不具备耐海冰磨蚀性能。
发明《极地破冰运输船结构用钢及制造方法》(申请号:201710439199.1)公开了一种极地破冰运输船结构用钢,其化学成分为:碳0.11-0.25%、硅0.61-1.25%、锰0.10-0.39%、磷≤0.008%、硫≤0.001%、铬0.35-0.89%、钛0.11-0.20%、氮≤0.003%,余量为铁和不可避免的杂质。其屈服强度≥500MPa,冷脆转变温度≤-70℃。但是其工艺过程包括轧制后在10-20大气压空气环境下冷却等,工艺过程复杂,且不具备耐海冰磨蚀性能。
发明《一种用于极地船舶的钢板及其制造方法》(申请号:201710086846.5)公开了一种用于极地船舶的钢板,其化学成分为:C 0.02-0.13%,Si 0.8-1.2%,Mn 0.30-1.00%,Cr 0.40-1.00%,Ni 0.05-0.40%,P<0.010%,S<0.005%,Ti0.01-0.10%,Mo<0.60,Cu 0.10-0.80%,Al 0.01-0.06%,Nb 0.003-0.06%,V0-0.08%,余量为Fe和不可避免的杂质元素。该发明通过TMCP工艺制备的钢板,屈服强度≥315MPa,抗拉强度≥510MPa,在-60℃~-80℃低温环境下夏比冲击功≥200J。其强度偏低,无法满足冰区船舶的使用要求,且不具备耐海冰磨蚀性能。
综上所述,目前船舶用钢板的生产主要存在以下问题。
(1)钢板的强韧性不足,不能满足冰区船舶的使用要求。
(2)钢板不具有抗海冰磨损性能。
(3)钢板生产工艺复杂
发明内容
本发明的目的在于克服上述问题和不足而提供一种设计合理、低温韧性好、强度高、耐海冰磨蚀性能优异的690MPa级钢板及制造方法
本发明目的是这样实现的:
一种耐海冰磨蚀性能优异的690MPa级钢板,该钢板的成分按重量百分比计如下:C:0.100%-0.250%,Si:0.50%-1.30%,Mn:1.30%~2.30%,V:0.070%~0.200%,Cu:0.30%~0.70%,Ni:1.50%~2.05%,N:0.0170%~0.0250%,Cr:0.80%~1.60%,Mo:0.80%~1.40%,Sb:0.50%~0.80%,Sn:0.40%~0.60%,P≤0.007%,S≤0.003%,W0.060%~0.100%,Als:0.035%~0.060%,La:0.0055%~0.0095,Ce:0.0045%~0.0085%,Zr:0.030%~0.080%,其余为Fe及不可避免杂质。
所述钢板中Ni/Cu>1.5。
钢板的显微组织为回火索氏体+铁素体组织,组织按体积百分比计如下:回火索氏体40.0%-60.0%,铁素体40.0%-60.0%。
1.所述钢板屈服强度700MPa以上,抗拉强度800MPa以上,断后延伸率21.0%以上;钢板-80℃冲击吸收能量大于210J;钢板在变形5%,250℃保温1h的应变时效工艺下,-80℃冲击吸收能量大于200J;钢板耐海冰磨蚀性能较同级别常规钢板提高60.0%以上,钢板耐海冰磨蚀率≤5.2×10-7mm3/(N·m)。
本发明成分设计理由如下:
C:钢中基本的强化元素,在本发明技术方案中是控制钢板组织组成,保证强度、硬度、提高耐磨性的主要元素;其含量偏低时会使碳化物等的生成量降低,影响轧制时细化晶粒的效果。当含量偏高时,钢中渗碳体含量增加,对钢板的低温韧性及延展性有不利的影响,且会降低钢的耐腐蚀性能,从而降低其耐海冰磨蚀性能。因此综合考虑成本、性能等因素,本发明控制C的范围为0.100%~0.200%。
Si:炼钢脱氧的必要元素,在钢中固溶能力较强,能提高钢的强度和硬度,缩小奥氏体相区,硅与Mo、W、Cr等元素复合添加能够提高钢的抗氧化性能,有于降低受到摩擦载荷时氧对钢的氧化,从而提高钢的耐摩擦性能,对提高钢的耐海冰磨蚀有促进作用。但是含量过高时,容易与钢中其它元素形成氧化物和硅酸盐,破坏钢材基体的连续性,对钢的低温韧性有不利的影响。本发明控制Si的范围为0.50%~1.30%。
Mn:在钢中形成置换固溶体,可大量固溶于Fe基体中。能够延缓钢中铁素体和珠光体转变,大幅增加钢的淬透性,降低钢的脆性转变温度,在不降低冲击韧性的情况下提高钢的强度和硬度,有利于提高钢的低温耐摩擦性能,但是Mn含量过高,容易在钢中形成偏析,对钢的塑性和韧性均有不利影响。综合考虑,本发明控制Mn的范围为1.30%~2.30%。
V:和碳、氮、氧有极强的亲和力,与之形成相应的稳定化合物。在钢中主要以碳(氮)化物的形式存在。其主要作用是细化钢的组织和晶粒,提高钢的强度和韧性。V的加入能够改善钢中C等元素的分布,从而提高钢的耐腐蚀性能。能够增加淬火钢的回火稳定性,并产生二次硬化效应。综合考虑性能及成本,本发明控制V的范围为0.070%~0.200%。
Cu:能够提高钢中奥氏体的稳定性,增加钢的淬透性,适量添加时提高钢的强度、塑性及低温韧性,但含量过高时,钢的热脆性恶化,易产生热裂纹。本发明控制Cu的范围为0.30%~0.70%。
Ni:对钢的焊接热影响区硬化性和韧性没有不良影响,并且能提高钢的塑性及低温韧性,另外,Ni的加入还可以降低Cu含量高时的热裂纹倾向,综合考虑成本、性能等因素,本发明控制Ni的范围为1.50%~2.05%。
N:本发明的重要强韧化元素,N元素是强烈的奥氏体形成元素,从这一点上来说与Ni相似,因此可以部分替代昂贵的Ni元素;N元素的加入有利于促进V(CN)的大量形成,从而使其晶粒细化,提高钢的塑性和韧性。含氮钢不仅消除了炼钢过程中因脱气和精炼去氮引起的成本增加,而且钢中增氮更能充分发挥微合金元素的作用,可以降低C元素的加入量,节约微合金合金化元素的用量,从而提高钢的耐腐蚀性能,并大大降低生产成本。从而大大降低生产成本。本发明控制N的范围为0.0170%~0.0250%。
Cr:提升钢板耐海冰磨蚀性能的有利元素,增加钢的淬透性,提升钢的强韧性能,对钢的耐磨性有有益的影响。少量Cr的添加,还能够有效延缓钢板的初期腐蚀。综合考虑成本、性能等因素,本发明控制Cr的范围为0.80%~1.60%。
Mo:提高钢板的淬透性,提高钢的抗回火性和回火稳定性,防止回火脆性,Mo元素在钢中可以形成细小碳化物,在不降低钢塑性的情况下能够有效提高钢板强度。本发明控制Mo的范围为0.80%~1.40%。
Sb:一般使钢的强度降低,脆性增加,但如在钢中加入一定量的Sb,会不同程度的提高钢的抗腐蚀能力及耐磨性,与Sn复合添加时,更能充分发挥元素对钢耐蚀性能的作用。综合考虑钢的性能及元素之间的相互影响,本发明控制Sb的范围为0.50%~0.80%。
Sn:与Sb的作用类似,适量加入会提高钢的抗腐蚀能力及耐磨性,与Sb复合添加时,可以进一步提高钢的耐蚀性。本发明控制Sn的范围为0.40%~0.60%。
W:在钢中形成难熔碳化物,降低钢的热敏感性,增加淬透性和提高硬度,提高钢的回火稳定性、红硬性以及热强性,对钢的耐磨性有促进作用。本发明控制W的范围为0.060%~0.100%。
Al:钢中强脱氧剂,少量加入可生成高度细碎的、超显微的氧化物,对提高钢的纯净度有有益的影响,本发明加入Al元素旨在保证钢水充分脱氧的基础上为后续La、Ce元素的加入创造条件。本发明控制Als的范围为0.035%~0.060%。
La:有良好的脱氧去硫作用,改善钢的流动性,减少非金属夹杂,使钢组织致密、纯净,改善钢的各向异性性能,对于提高钢的冲击韧性特别是低温冲击韧性有有益的作用,同时能够提高钢的耐磨性和耐蚀性。本发明控制La的范围为0.0055%~0.0095%。
Ce:有良好的脱氧去硫作用,改善钢的流动性,减少非金属夹杂,使钢组织致密、纯净,改善钢的各向异性性能,对于提高钢的冲击韧性特别是低温冲击韧性有有益的作用,同时能够提高钢的耐磨性和耐蚀性。本发明控制Ce的范围为0.0045%~0.0085%。
Zr:锆在钢中有脱氧、净化和细化晶粒的作用,提高钢的强度、耐磨性和低温韧性,综合考虑成本、性能等因素,本发明控制Zr的范围为0.030%~0.080%。
本发明技术方案之二是提供一种耐海冰磨蚀性能优异的690MPa级钢板的制造方法,包括冶炼、连铸、铸坯冷却、再加热、轧制、冷却、回火;
(1)按照上述成分对钢进行冶炼,
a)在转炉冶炼时调整C、Si、Mn、P、S等元素的含量,使其含量至本发明范围内,并根据要求添加其它合金成分进行熔炼。
b)将钢水进行精炼,调整其它合金元素含量至本发明范围内。
c)将精炼后的钢水进行RH处理,RH处理时间≥40min,RH处理时全程吹氮,保证钢的最终N含量至本发明范围,控制钢中[H]≤2.0ppm,[O]≤10ppm。
d)在RH处理结束前10min时加入La、Ce元素,保证加入量为目标控制量的1.5-2.8倍。
(2)连铸:将步骤(1)所得钢水经连铸制得所需铸坯,为了控制连铸坯中柱状晶的含量,中间包采用高过热度,过热度50~70℃,全程保护浇注,连铸坯拉坯速度<0.8m/min,二冷水比水量0.70~0.90m3/t,使连铸坯柱状晶比例>98.0%。
(3)铸坯冷却:为了控制连铸坯晶粒度,在出坯后对连铸坯采用快速冷却方式进行冷却,开冷温度950~1000℃,冷却速度6.0~10.0℃/s,冷却至750~800℃后进入缓冷坑缓冷,以减少连铸坯快冷后的内部应力,并控制连铸坯内析出相的数量及分布,冷却速度5.0~25.0℃/h,冷却至铸坯温度<100℃。
(4)再加热:将步骤(3)所得铸坯加热至1100℃~1250℃,加热采用分段加热工艺,加热温度在500℃以下,采用快速加热工艺,加热时间控制在0.10~0.30min/mm。加热温度在500~900℃,采用慢速加热工艺,以进一步释放连铸坯冷却过程中的内应力,并减小在钢在升温过程中形成的热应力,同时使钢中析出相充分回溶,以控制原始奥氏体晶粒的细化,加热时间0.50~0.80min/mm。加热温度在900℃以上,采用快速升温、短时保温的工艺,以防止奥氏体晶粒的长大,加热时间控制在0.10~0.30min/mm,保温时间1.0~4.0h,并保证连铸坯在900℃以上的时间≤5.0h。
(5)轧制:将铸坯经三阶段轧制成热轧钢板,
第一阶段为了充分破碎连铸坯的柱状晶,为后续的晶粒细化做准备,采用高温快轧+大压下的方式进行,铸坯出炉经除鳞后直接进行轧制,轧制速度2.0~4.0m/s,首道次压下量≥55mm,其余道次压下率15%~30%,轧制过程中每道次采用辊道水对坯料进行冷却,冷却时间10~15s,终轧温度1000~1080℃;待温坯料厚度为3.5~4.0倍成品厚度,为了抑制中间坯晶粒的长大,对待温坯料采用喷水冷却,冷却速度5.0~12.0℃/s,冷却至第二阶段开轧温度以上5~10℃;第二阶段开轧温度880~930℃,首道次压下量≥25mm,终轧温度820~870℃,待温厚度1.5~2.0倍成品厚度;第三阶段采用低温慢速大压下工艺,使晶粒充分变形,进一步减小晶粒尺寸,开轧温度750~800℃,轧制速度1.0~2.0m/s,道次压下率20~25%,终轧温度720~760℃;
(6)为了保持轧后细小的晶粒,防止晶粒长大,轧后钢板采用UFC+ACC的冷却工艺,UFC冷却速度30.0~50.0℃/s,冷却至400~500℃后采用ACC冷却,ACC冷却速度10.0~20.0℃/s,钢板返红温度<100℃。
(7)将冷却后的钢板进行回火处理,回火温度650~700℃,在炉时间4.5~6.5min/mm。
本发明的有益效果在于:
(1)本发明采用低碳的化学成分设计,降低钢的碳当量,提高钢的低温韧性,并添加V、N、Mo、Zr等易于形成圆球形析出相的微合金元素细化晶粒,添加Cr、Ni等高淬透性元素控制钢中的硬相比例,提高钢的强度,并配合Si、Sb、Cu等元素共同作用提高钢的耐海冰磨蚀性能;冶炼采用高洁净度冶炼技术控制钢中的H、O含量,并通过添加La、Ce元素改性,进一步提高钢的纯净度及致密度;连铸采用高过热度、强二冷水的工艺,控制连铸坯柱状晶比例>98%,并通过连铸坯快冷的方式控制晶粒尺寸,采用缓冷坑缓冷的工艺减少由于强冷带来的内应力;连铸坯再加热工艺采用基于低应力控制技术的三阶段加热工艺,轧制工艺采用三阶段控制轧制,第一阶段轧制通过高温快轧+大压下及待温时对坯料的快冷工艺,为最终钢板的细晶控制做准备,第二阶段采用低开轧温度+大压下+低终轧温度的轧制工艺,进一步细化钢板的晶粒,第三阶段采用低温慢速大压下工艺,进一步细化晶粒尺寸;轧后钢板采用UFC+ACC的分段冷却工艺;钢板回火采用高温+长时的回火工艺,缓解钢板的内应力,调控析出相分布。最终得到的钢板具有优异的强度、韧性及耐海冰磨蚀性能。
(2)钢板的显微组织为回火索氏体+铁素体组织,组织按体积百分比计如下:回火索氏体40.0%-60.0%,铁素体40.0%-60.0%。
(3)钢板具有优良综合力学性能,常温拉伸性能:屈服强度700MPa以上,抗拉强度800MPa以上,断后延伸率21.0%以上;钢板-80℃冲击吸收能量大于210J;钢板在变形5%,250℃保温1h的应变时效工艺下,-80℃冲击吸收能量大于200J;钢板耐海冰磨蚀率≤5.2×10-7mm3/(N·m),耐海冰磨蚀性能较同级别常规钢板提高60.0%以上。
具体实施方式
下面通过实施例对本发明作进一步的说明。
本发明实施例根据技术方案的组分配比,进行冶炼、连铸、铸坯冷却、再加热、轧制冷却、回火;
(1)铸坯冷却:连铸出坯后对高温连铸坯采用快速冷却方式进行冷却,开冷温度950~1000℃,冷却速度6.0~10.0℃/s,冷却至750~800℃后进入缓冷坑缓冷,冷却速度5.0~25.0℃/h,冷却至铸坯温度<100℃;
(2)再加热:板坯加热至1100℃~1250℃,加热采用分段加热工艺,加热温度500℃以下,采用快速加热工艺,加热时间0.10~0.30min/mm;加热温度500~900℃,采用慢速加热工艺,加热时间0.50~0.80min/mm;加热温度900℃以上,采用快速升温、短时保温的工艺,加热时间0.10~0.30min/mm,保温时间1.0~4.0h,并保证连铸坯在900℃以上的时间≤5.0h;
(3)轧制:采用三阶段轧制,
第一阶段采用高温快轧+大压下的方式进行,铸坯出炉经除鳞后直接进行轧制,轧制速度2.0~3.0m/s,首道次压下量≥55mm,其余道次压下率15%~30%,轧制过程中每道次采用辊道水对坯料进行冷却,冷却时间10~15s,终轧温度1000~1080℃;
待温坯料厚度为3.5~4.0倍成品厚度,对待温坯料采用喷水冷却,冷却速度5.0~12.0℃/s,冷却至第二阶段开轧温度以上5~10℃;
第二阶段开轧温度880~930℃,首道次压下量≥25mm,终轧温度820~870℃,待温钢坯厚度1.5~2.0倍成品厚度;
第三阶段采用低温慢速大压下工艺,开轧温度750~800℃,轧制速度1.0~2.0m/s,道次压下率20~25%,终轧温度720~760℃;
(6)冷却:轧后钢板采用UFC+ACC的冷却工艺,UFC冷却速度30.0~50.0℃/s,冷却至400~500℃后采用ACC冷却,ACC冷却速度10.0~20.0℃/s,钢板返红温度<100℃;
(7)回火:对冷却后的钢板进行回火处理,回火温度650~700℃,在炉时间4.5~6.5min/mm。
进一步,所述冶炼:将精炼后的钢水进行RH处理,RH处理时间≥40min,RH处理时全程吹氮,保证钢的最终N含量至本发明范围,控制钢中[H]≤2.0ppm,[O]≤10ppm;在RH处理结束前10min时加入La、Ce元素,保证加入量为目标控制量的1.8-3.0倍。
进一步,所述连铸:中间包采用高过热度,过热度50~70℃,全程保护浇注,连铸坯拉坯速度<0.8m/min,二冷水比水量0.70~0.90m3/t。
进一步,连铸坯柱状晶比例>98.0%。
本发明实施例钢的成分见表1。本发明实施例钢冶炼、连铸的主要工艺参数见表2。本发明实施例钢加热的主要工艺参数见表3。本发明实施例钢一阶段轧制的主要工艺参数见表4。本发明实施例钢二、三阶段轧制的主要工艺参数见表5。本发明实施例钢冷却和回火的主要工艺参数见表6;本发明实施例钢的力学性能见表7。
表1本发明实施例钢的成分(wt%)
表2本发明实施例钢冶炼、连铸的主要工艺参数
表3本发明实施例钢加热的主要工艺参数
表4本发明实施例钢一阶段轧制的主要工艺参数
表5本发明实施例钢二、三阶段轧制的主要工艺参数
表6本发明实施例钢冷却和回火的主要工艺参数
对本发明实施例钢进行常规力学性能检验,检验结果如表7所示,时效工艺为变形5%,250℃保温1h。
表7本发明实施例钢的组织及力学性能
对本发明实施例钢进行耐海冰磨损性能评价,评价方法为,在-20℃下对试样进行摩擦试验,试验过程中喷入海水介质,来模拟海冰环境的磨损,加载载荷30N,往复频率2HZ,滑动速度10mm/s,试验时间30min,并与同级别普通钢板进行对比,结果如表8所示。其中磨蚀性能提高量采用式1计算:
磨蚀性能提高量=(对比钢磨损量-实施例钢磨损量)/对比钢磨损量
表8本发明实施例钢耐海冰磨蚀性能
实施例 | 磨损量/g | 磨损率/mm3/(N·m) | 磨蚀性能提高量/% |
1 | 0.0019 | 4.48×10-7 | 65.5 |
2 | 0.0022 | 5.19×10-7 | 60.0 |
3 | 0.0018 | 4.25×10-7 | 67.3 |
4 | 0.0015 | 3.54×10-7 | 72.7 |
5 | 0.0020 | 4.72×10-7 | 63.6 |
6 | 0.0022 | 5.19×10-7 | 60.0 |
7 | 0.0014 | 3.3×10-7 | 74.5 |
8 | 0.0016 | 3.77×10-7 | 70.9 |
9 | 0.0013 | 3.07×10-7 | 76.4 |
10 | 0.0017 | 4.01×10-7 | 69.1 |
对比钢 | 0.0055 | 1.3×10-6 | - |
应用本发明生产的所述钢板屈服强度700MPa以上,抗拉强度800MPa以上,断后延伸率21.0%以上;钢板-80℃冲击吸收能量大于210J;钢板在变形5%,250℃保温1h的应变时效工艺下,-80℃冲击吸收能量大于200J;钢板耐海冰磨蚀性能较同级别常规钢板提高60.0%以上,钢板耐海冰磨蚀率≤5.2×10-7mm3/(N·m)。
为了表述本发明,在上述中通过实施例对本发明恰当且充分地进行了说明,以上实施方式仅用于说明本发明,而并非对本发明的限制,有关技术领域的普通技术人员,在不脱离本发明的精神和范围的情况下,还可以做出各种变化和变型,所作的任何修改、等同替换、改进等,均应包含在本发明的保护范围之内,本发明的专利保护范围应由权利要求限定。
Claims (8)
1.一种耐海冰磨蚀性能优异的690MPa级钢板,其特征在于,该钢板的成分按重量百分比计如下:C:0.100%~0.250%,Si:0.50%~1.30%,Mn:1.30%~2.30%,V:0.070%~0.200%,Cu:0.30%~0.70%,Ni:1.50%~2.05%,N:0.0170%~0.0250%,Cr:0.80%~1.60%,Mo:0.80%~1.40%,Sb:0.50%~0.80%,Sn:0.40%~0.60%,P≤0.007%,S≤0.003%,W0.060%~0.100%,Als:0.035%~0.060%,La:0.0055%~0.0095,Ce:0.0045%~0.0085%,Zr:0.030%~0.080%,其余为Fe及不可避免杂质。
2.根据权利要求1所述的一种耐海冰磨蚀性能优异的690MPa级钢板,其特征在于,钢板中Ni/Cu>1.5。
3.根据权利要求1所述的一种耐海冰磨蚀性能优异的690MPa级钢板,其特征在于,钢板的显微组织为回火索氏体+铁素体组织,组织按体积百分比计如下:回火索氏体40.0%-60.0%,铁素体40.0%-60.0%。
4.根据权利要求1所述的一种耐海冰磨蚀性能优异的690MPa级钢板,其特征在于,所述钢板屈服强度700MPa以上,抗拉强度800MPa以上,断后延伸率21.0%以上;钢板-80℃冲击吸收能量大于210J;钢板在变形5%,250℃保温1h的应变时效工艺下,-80℃冲击吸收能量大于200J;钢板耐海冰磨蚀性能较同级别常规钢板提高60.0%以上,钢板耐海冰磨蚀率≤5.2×10-7mm3/(N·m)。
5.一种权利要求1-4任一项所述的一种耐海冰磨蚀性能优异的690MPa级钢板的制造方法,包括冶炼、连铸、铸坯冷却、再加热、轧制冷却、回火;其特征在于:
(1)铸坯冷却:连铸出坯后对高温连铸坯采用快速冷却方式进行冷却,开冷温度950~1000℃,冷却速度6.0~10.0℃/s,冷却至750~800℃后进入缓冷坑缓冷,冷却速度5.0~25.0℃/h,冷却至铸坯温度<100℃;
(2)再加热:板坯加热至1100℃~1250℃,加热采用分段加热工艺,加热温度500℃以下,采用快速加热工艺,加热时间0.10~0.30min/mm;加热温度500~900℃,采用慢速加热工艺,加热时间0.50~0.80min/mm;加热温度900℃以上,采用快速升温、短时保温的工艺,加热时间0.10~0.30min/mm,保温时间1.0~4.0h,并保证连铸坯在900℃以上的时间≤5.0h;
(3)轧制:采用三阶段轧制,
第一阶段采用高温快轧+大压下的方式进行,铸坯出炉经除鳞后直接进行轧制,轧制速度2.0~3.0m/s,首道次压下量≥55mm,其余道次压下率15%~30%,轧制过程中每道次采用辊道水对坯料进行冷却,冷却时间10~15s,终轧温度1000~1080℃;
待温坯料厚度为3.5~4.0倍成品厚度,对待温坯料采用喷水冷却,冷却速度5.0~12.0℃/s,冷却至第二阶段开轧温度以上5~10℃;
第二阶段开轧温度880~930℃,首道次压下量≥25mm,终轧温度820~870℃,待温钢坯厚度1.5~2.0倍成品厚度;
第三阶段采用低温慢速大压下工艺,开轧温度750~800℃,轧制速度1.0~2.0m/s,道次压下率20~25%,终轧温度720~760℃;
(6)冷却:轧后钢板采用UFC+ACC的冷却工艺,UFC冷却速度30.0~50.0℃/s,冷却至400~500℃后采用ACC冷却,ACC冷却速度10.0~20.0℃/s,钢板返红温度<100℃;
(7)回火:对冷却后的钢板进行回火处理,回火温度650~700℃,在炉时间4.5~6.5min/mm。
6.根据权利要求5所述的一种耐海冰磨蚀性能优异的690MPa级钢板的制造方法,其特征在于:
所述冶炼:将精炼后的钢水进行RH处理,RH处理时间≥40min,RH处理时全程吹氮,保证钢的最终N含量至本发明范围,控制钢中[H]≤2.0ppm,[O]≤10ppm;在RH处理结束前10min时加入La、Ce元素,保证加入量为目标控制量的1.8-3.0倍。
7.根据权利要求5所述的一种耐海冰磨蚀性能优异的690MPa级钢板的制造方法,其特征在于:
所述连铸:中间包采用高过热度,过热度50~70℃,全程保护浇注,连铸坯拉坯速度<0.8m/min,二冷水比水量0.70~0.90m3/t。
8.根据权利要求7所述的一种耐海冰磨蚀性能优异的690MPa级钢板的制造方法,其特征在于:连铸坯柱状晶比例>98.0%。
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