CN117127116A - 一种厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板及其制备方法 - Google Patents

一种厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板及其制备方法，所述钢板按质量百分比由以下化学成分组成：C：0.12％～0.15％、Si：0.15％～0.35％、Mn：1.30％～1.50％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb：0.015％～0.030％、V：0.015％～0.030％、Ti：0.005％～0.020％、Al：0.005％～0.030％，其余为Fe及不可避免杂质。所述制备方法包括冶炼、精炼、连铸、加热和轧制等步骤。采用低C高Mn、Nb+V+Ti复合微合金化，显著抑制奥氏体晶粒长大；采用正火轧制工艺，工艺流程短，成本低廉，生产线适应性强。

Description

一种厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板及其制备方法
技术领域
本发明涉及钢铁冶金领域，特别涉及一种厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板及其制备方法。
背景技术
当前能源紧张与环境问题突出，风电的节能减排效益备受关注。风能资源属于可再生清洁能源，是无污染、可再生、前景广的新能源。风能对环境保护的益处良多，包括消除当地空气污染、降低水资源消耗等，但是最显著的莫过于对二氧化碳减排的贡献，目前也是人类可为全球气候变化问题做出最大贡献的高效途径之一。
风电塔筒用钢以低合金钢为主，要求具备良好的强韧性、抗疲劳及优异的焊接性能。现阶段风电向大型化发展，海上风电单机容量已超过16MW，筒身高度超过百米，塔筒底端及基础环等属于关键受力部位，多采用大厚度高强风电钢板焊接而成，对钢板的强韧性要求极高，生产难度大。高强风电钢板随厚度增加力学性能衰减明显，中心部组织均匀性差、性能波动大。
现有技术多采用成本较高的离线正火工艺生产，且缺乏焊接及疲劳性能指标，工艺适应性较差。
申请号为CN202210210565.7的中国专利公开了一种80～100mm厚风电用钢板生产方法，该专利通过合适冶炼、连铸、加热、轧制、控冷工艺，生产出机械性能良好钢板，且不需要经过热处理工序，工艺成本较低。但该专利未对钢板的可焊性进行研究，缺乏焊缝处疲劳强度等关键数据。
申请号为CN201710936745.2的中国专利公开了一种风电用特厚钢板及生产方法，该专利通过合理的成分设计，结合电渣重熔等手段，可生产220-440mm大厚度风电用钢板。该方法具有产品厚度大等优势，但强度级别较低，缺乏焊接方面研究数据，尤其是焊后疲劳强度。
申请号为CN202111465116.9的中国专利公开了一种厚规格的正火工艺抗疲劳风电用钢板及其制备方法，该专利采用低碳微铌技术，同时添加Cu、Ni、Mo以提高钢板强度和低温冲击性能。但该发明阐述方法的工艺流程较长，缺少极低温度(-60℃)冲击韧性数据，且焊后疲劳强度较低。
鉴于上述原因，需要一种厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板及其制备方法。
发明内容
本发明的目的在于提供一种厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板及其制备方法，该制备方法具有低成本、生产线适应性强等特点，钢板的母材力学性能、焊后力学及疲劳性能均满足应用需求。
为了实现上述目的，本发明提供如下技术方案：
一种厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板，所述钢板按质量百分比由以下化学成分组成：C：0.12％～0.15％、Si：0.15％～0.35％、Mn：1.30％～1.50％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb：0.015％～0.030％、V：0.015％～0.030％、Ti：0.005％～0.020％、Al：0.005％～0.030％，其余为Fe及不可避免杂质。
进一步地，在上述的厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板中，所述钢板的厚度为70mm～90mm，所述钢板的母材屈服强度≥420MPa、抗拉强度≥540MPa、A≥40％、-60℃心部冲击功≥200J、CEV≤0.41；所述钢板可实现≥30kJ/cm大线输入条件下焊接，钢板焊后，接头处抗拉强度≥540MPa，热影响区-60℃心部冲击功≥120J，焊接接头处的应力比0.5、循环5×107条件下极限疲劳应力≥400MPa。
另一方面，提供了一种上述的厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板的制备方法，包括如下步骤：
冶炼，采用转炉进行冶炼；
精炼，精炼包括LF精炼和RH精炼，RH精炼后得到厚度≥300mm的厚板坯；
连铸，将厚板坯利用连铸结晶器进行连铸生产，对连铸完成后的钢坯进行缓冷处理，得到连铸坯；
加热，连铸坯采用冷装加热；
轧制，轧制包括粗轧和精轧，首先进行粗轧，粗轧后的中间坯通过MULPIC水冷机冷却，随后输送至精轧机进行精轧，然后进入矫直机进行矫直，得到成品钢板。
进一步地，在上述的制备方法中，在冶炼步骤中，转炉采用一次拉碳、单渣工艺冶炼，终渣碱度R控制在3.2～4.2之间，使用红净钢包，钢包温度≥800℃以上，放钢时间≥3分钟，采用高灵敏度挡渣出钢，铝锰铁1.7kg/t～3.2kg/t钢脱氧，分批加入低碳低磷硅锰、硅铁、铌铁、钒铁，出钢时顺钢流加入合成渣和预熔渣，合成渣和预熔渣的比例为2∶1。
进一步地，在上述的制备方法中，LF精炼过程中全程底吹氩搅拌，铝粒、铝渣脱氧，加入石灰进行造渣，终渣碱度≥2.7，采用硅锰、硅铁、铌铁、钒铁合金进行成分微调，用钛线、钛铁调整Ti成分；用铝线调整Al成分，控制LF精炼处理时间≥40min；LF精炼完成后进行RH精炼，RH精炼时间≥45min，RH精炼处理结束后，喂钙铝线85m～160m，然后软吹9分钟以上，RH精炼处理后得到厚板坯，厚板坯的厚度≥300mm；优选地，厚板坯的厚度为300mm。
进一步地，在上述的制备方法中，在连铸步骤中，连铸机拉速为0.8m/min～1.1m/min，采用包晶钢保护渣，结晶器振动模式为非正弦振动模式，二冷水、动态轻压下按照包晶钢控制，厚板坯经火切分割后进入三冷机水冷，实现板坯表面浅表层淬火，淬火过程中控制上、下水量差为15％～30％，控制厚板坯的表面温度≤600℃，表面完成γ-α转变后吹净表面冷却水；厚板坯利用余热进行自回火，自回火时间≥120min，自回火完成入坑缓冷，缓冷时间不小于56小时。
进一步地，在上述的制备方法中，在加热步骤中，板坯装炉温度≤350℃，控制加热炉均热段温度为1180℃～1260℃，出钢温度1170℃～1250℃，加热速率为9min/cm～11.5min/cm；优选地，加热炉的均热段温度为1250℃、出钢温度为1200℃，加热速率为10min/cm。
进一步地，在上述的制备方法中，在轧制步骤中，粗轧采用大压下模式，粗轧阶段依据目标钢板厚度选用4+1道次或6+1道次完成，其中+1道次为空过道次；控制轧制道次压下率梯度上升，首道次压下率≥6％，4+1道次和6+1道次轧制模式中最后一道次的压下率均应≥20％，道次压下率梯度增加3％～8％。
进一步地，在上述的制备方法中，采用300mm厚板坯型生产90mm钢板时，粗轧制道次为5道次，首道次压下率为7％，最后一道次压下率为27.5％，梯度递增量为分别为5％、7％、8.5％。
进一步地，在上述的制备方法中，在轧制步骤中，精轧采用正火轧制模式，控制道次为6+1模式，其中+1道次为空过道次，压下率梯度降低，当成品厚度为60mm～80mm时，首道次压下率≥12％，当成品厚度为80mm～90mm时，首道次压下率≥14％，压下率逐道次以0.5％～4％递减；优选地，采用300mm厚板坯生产90mm钢板时，采用6+1道次精轧，首道次压下率为16.5％，压下率以1.0％～3.5％逐道次递减，在第6道次时的压下率为5.8％。
分析可知，本发明公开一种厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板及其制备方法，该制备方法采用低C高Mn、Nb+V+Ti复合微合金化，形成亚微米级的Ti(C、N)、V(C、N)等析出物显著抑制奥氏体晶粒长大，为后续轧制过程提供组织基础；精轧阶段形成的Nb\Ti(C、N)复合型纳米碳化物形成的Cottrell、Snoek气团可显著阻碍位错移动钉扎晶界，抑制奥氏体晶粒长大，同时由于Nb、V、Ti微合金元素加入，使未再结晶温度上限提高，轧制工艺区间扩大，降低两相区轧制混晶概率，有利于提升强韧性。采用板坯三冷设备淬火工艺，实现板坯浅表层淬火，在表面形成一层厚度均匀的坯壳，实现板坯快速冷却及板坯表面无缺陷制备，随后利用板坯余热自回火效应细化铸坯表层晶粒。粗轧采用压下率梯度上升模式、精轧采用压下率梯度降低模式，充分细化晶粒、保证轧制渗透效果，其中精轧前中间坯MULPIC冷却可减少中间坯待温时间，同时正火效应可最大程度保留粗轧阶段动态再结晶细化晶粒效果。采用正火轧制工艺生产厚规格风电用钢板，在轧制过程中实现钢板正火处理，省却离线正火工艺，工艺流程短，成本低廉，生产线适应性强，具有广阔的推广前景。
附图说明
构成本申请的一部分的说明书附图用来提供对本发明的进一步理解，本发明的示意性实施例及其说明用于解释本发明，并不构成对本发明的不当限定。其中：
图1本发明的实施例1的钢板焊接道次图。
具体实施方式
下面将参考附图并结合实施例来详细说明本发明。各个示例通过本发明的解释的方式提供而非限制本发明。实际上，本领域的技术人员将清楚，在不脱离本发明的范围或精神的情况下，可在本发明中进行修改和变型。例如，示为或描述为一个实施例的一部分的特征可用于另一个实施例，以产生又一个实施例。因此，所期望的是，本发明包含归入所附权利要求及其等同物的范围内的此类修改和变型。
根据本发明的实施例，提供了一种厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板，钢板按质量百分比由以下化学成分组成：C：0.12％～0.15％、Si：0.15％～0.35％、Mn：1.30％～1.50％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb：0.015％～0.030％、V：0.015％～0.030％、Ti：0.005％～0.020％、Al：0.005％～0.030％，其余为Fe及不可避免杂质。
碳：C原子在钢中可产生明显的间隙固溶强化作用，显著增加钢的强度和硬度，是钢铁材料中最经济有效的强化方式。但C的含量超过0.15％会使使得钢中碳化物增多，钢的韧性、延伸率等性能大幅下降，同时恶化焊接性能，因此本发明的C含量控制在0.12％～0.15％之间。
硅：Si在冶炼过程中可用作脱氧元素，增加钢的抗氧化性能，同时Si元素融入钢中可引起晶格畸变，提高钢中的铁素体组织强度，但硅含量超过0.35％可能会引起钢材中铁素体组织变脆，降低钢的塑性和韧性，因此本发明的硅含量控制在0.15％～0.35％之间。
锰：Mn能降低钢的γ-α相变温度，细化钢中珠光体片层，提高低碳钢中珠光体强度，同时不会大幅降低延展性，Mn可以控制冶炼过程中氧化物和硫化物的含量，使钢的组织均匀、细化，提升钢材的强度和韧性，但Mn含量超过1.50％易产生轧制开裂倾向，并恶化钢材的可焊性，因此本发明的锰含量控制在1.30％～1.50％之间。
磷：P在钢中是一种易偏析元素，使钢易发生冷脆。另外，磷在焊缝中易产生焊接裂纹。为保证焊缝金属具有足够的韧性，本发明的P含量控制在0.015％以下。
硫：S为有害元素，硫易与锰结合生成MnS夹杂物并在轧制过程中变形，降低钢的冲击韧性。S会增加焊缝金属的热脆性，易使焊缝产生热裂纹和气孔，因此本发明的S含量控制在0.005％以下。
铌：Nb可促进晶粒细化，提高钢的强韧性，同时钢中Nb与C、N结合形成纳米尺寸Nb(C、N)，可产生显著的强化效果，并改善焊接热影响区力学性能。但铌含量超过0.03％，会恶化焊接性能，冷变形能力变差，因此本发明的铌含量控制在0.015～0.030％之间。
钒：V与Fe可形成连续固溶体，明显缩小奥氏体相区，同时可细化铁素体晶粒，产生明显的细晶强化效果。V和C、N等具有极强的亲和作用，在钢中以VC、VN析出物形式存在，可产生明显的沉淀强化效果。V属于稀缺资源，要尽可能减少使用量，因此本发明的V含量控制在0.015～0.030％之间。
钛：Ti作为钢中良好的脱氧元素，与钢中的碳元素结合，形成稳定的TiC，有阻止钢晶粒长大粗化的作用，并对钢的低温冲击韧性有改善作用，但Ti含量超过0.02％，碳化钛微粒的含量和尺寸增加，钢材的强度和韧性会降低，因此本发明的Ti含量控制在0.005％～0.020％之间。
铝：Al为强脱氧元素，还可细化晶粒，改善钢的韧性，控制Al含量可提高钢的纯净度和疲劳强度，但Al含量超过0.030％，致使钢中氧化铝系夹杂物增加，恶化钢材的力学性能，因此本发明的Al含量控制在0.005％～0.030％之间。
本发明的设计思想如下：
采用低C高Mn、Nb+V+Ti复合微合金化，形成亚微米级的Ti(C、N)、V(C、N)等析出物显著抑制奥氏体晶粒长大，为后续轧制过程提供组织基础；精轧阶段形成的Nb\Ti(C、N)复合型纳米碳化物形成的Cottrell、Snoek气团可显著阻碍位错移动钉扎晶界，抑制奥氏体晶粒长大，同时由于Nb、V、Ti微合金元素加入，使未再结晶温度上限提高，轧制工艺区间扩大，降低两相区轧制混晶概率，有利于提升强韧性。
未再结晶区是指高强低合金钢含有Nb等合金元素时，其再结晶温度提高，一般达到950℃左右，因此，在普通碳钢发生再结晶的700℃以上至950℃不发生再结晶，称为未再结晶区。钢材热轧过程中变形奥氏体发生再结晶，特别是动态再结晶，可以使奥氏体晶粒细化(再结晶控制轧制)，形成等轴奥氏体晶粒，V(C、N)等微合金析出粒子可在奥氏体中大量生成，成为多边形铁素体形核质点；未再结晶区轧制阶段，奥氏体晶粒被大幅拉长，此阶段Nb\Ti(C、N)复合型纳米碳化物形成的Cottrell、Snoek气团可显著阻碍位错移动钉扎晶界，抑制奥氏体晶粒长大，从而增加相变时铁素体形核位置和形核率，细化晶粒，提升细晶强化效果。钢板在随后的冷却过程中，Nb\Ti(C、N)复合型纳米碳化物会持续弥散析出或相间析出，阻碍位错运动，产生析出强化效果。
本发明还公开了一种上述的厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板的制备方法，包括如下步骤：
S1冶炼
采用转炉进行冶炼，转炉使用优质石灰、白云石，冶炼过程中控制高枪位和加料时机，渣料于终点前3分钟加完。转炉采用一次拉碳、单渣工艺冶炼，终渣碱度R控制在3.2～4.2(比如：3.2、3.3、3.4、3.5、3.6、3.7、3.8、3.9、4.0、4.1、4.2)之间，做到初期早化渣，过程渣化好。使用红净钢包，钢包温度≥800℃以上，放钢时间≥3分钟。采用高灵敏度挡渣出钢，杜绝大量下渣。脱氧合金化：采用铝锰铁1.7kg/t～3.2kg/t(比如：1.7kg/t、1.9kg/t、2.0kg/t、2.2kg/t、2.4kg/t、2.6kg/t、2.8kg/t、3.0kg/t、3.2kg/t)钢脱氧，钢水出至四分之一时，分批加入低碳低磷硅锰、硅铁、铌铁、钒铁，钢水出至四分之三时加完，出钢时顺钢流加入合成渣和预熔渣，合成渣和预熔渣的比例(按质量)为2∶1(比如：300kg合成渣+150kg预熔渣)。
S2：精炼
精炼包括LF精炼和RH精炼，LF精炼过程中全程底吹氩搅拌，冶炼过程中不可裸露钢水，防止钢水二次氧化，冶炼过程中采用铝粒、铝渣脱氧，脱氧过程中氩气采用弱搅拌模式。加入石灰进行造渣，出站前顶渣必须为黄白渣或白渣，此类渣保持时间≥13分钟，终渣碱度≥2.7。采用硅锰、硅铁、铌铁、钒铁等合金进行成分微调，用钛线、钛铁调整Ti成分；用铝线调整Al成分，控制LF精炼处理时间≥40min。
LF精炼完成后进行RH精炼，RH精炼处理时避免化学升温，确保纯脱气时间≥5分钟。控制RH精炼时间≥45min，RH精炼处理结束后，喂钙铝线85米～160米(比如：85米、90米、95米、100米、105米、110米、115米、120米、125米、130米、135米、140米、145米、150米、155米、160米)，以对夹杂物进行钙处理，然后软吹9分钟以上，RH精炼处理后得到厚板坯，厚板坯的厚度≥300mm。优选地，厚板坯的厚度为300mm。
S3：连铸
对步骤S2得到的厚板坯利用连铸结晶器进行生产，连铸机拉速为0.8m/min～1.1m/min，采用包晶钢保护渣，结晶器振动模式为非正弦振动模式。二冷水、动态轻压下按照包晶钢控制。厚板坯经火切分割后进入三冷机水冷，此阶段设备投入最大水量、阀门开口度，实现板坯表面浅表层淬火，因为上喷嘴水流喷出后可滞留钢板，下喷嘴喷出后会下落至集水管道，所以在淬火过程中控制下水量大于上水量，且上、下水量差为15％～30％，控制厚板坯表面温度≤600℃，表面完成γ-α转变后吹净表面冷却水；厚板坯利用余热进行自回火，自回火时间≥120min，自回火完成入坑缓冷，缓冷时间不小于56小时，连铸完成后得到连铸坯。采用板坯三冷设备淬火工艺，实现板坯浅表层淬火，在表面形成一层厚度均匀的坯壳，实现板坯快速冷却及板坯表面无缺陷制备，随后利用板坯余热自回火效应细化铸坯表层晶粒。
S4：加热
连铸坯采用冷装加热，板坯装炉温度≤350℃，由于本钢种采用低合金、低CEV设计(低CEV是相对概念，通常低于0.45算较低CEV)，为防止晶粒粗大需低温烧钢，控制加热炉均热段温度为1180℃～1260℃(比如：1180℃、1190℃、1200℃、1210℃、1220℃、1230℃、1240℃、1250℃、1260℃)，出钢温度1170℃～1250℃(比如：1170℃、1180℃、1190℃、1200℃、1210℃、1220℃、1230℃、1240℃、1250℃)，加热速率为9min/cm～11.5min/cm(比如：9min/cm、9.3min/cm、9.5min/cm、9.8min/cm、10min/cm、10.3min/cm、10.5min/cm、10.8min/cm、11min/cm、11.3min/cm、11.5min/cm)。上述加热速度和加热温度可使钢坯中原始奥氏体组织均匀化，钢中Nb、V、Ti等合金元素充分固溶，为后续钢中微合金碳化物析出提供基础。优选地，加热炉的均热段温度为1250℃、出钢温度为1200℃，加热速率为10min/cm。
S5：轧制
轧制包括粗轧和精轧，首先进行粗轧，粗轧后的中间坯通过MULPIC水冷机冷却，随后输送至精轧机进行精轧，然后进入矫直机进行矫直，得到成品钢板。
其中，钢板采用大压下模式粗轧，粗轧后的中间坯送入MULPIC水冷机冷却，通过中不进行轧制流程，控制中间坯在水冷机中往复水冷，当中间坯表面温度≤830℃以产生足够厚度的表面淬火区。
粗轧阶段依据目标钢板厚度选用4+1、6+1道次完成，其中+1道次为空过道次，不施加任何轧制力；变形量方面，控制轧制道次压下率梯度上升，首道次压下率≥6％，4+1和6+1轧制模式最后一道次压下率均应≥20％，道次压下率梯度增加3％～8％(比如：3％、3.5％、4％、4.5％、5％、5.5％、6％、6.5％、7％、7.5％、8％)。粗轧阶段温度处于再结晶区，梯度递增的压下率能充分破碎奥氏体晶粒，促进心部组织完全再结晶，极大细化奥氏体晶粒。优选的，采用300mm厚板坯型生产90mm钢板时，粗轧制道次为5道次，首道次压下率为7％，最后一道次压下率为27.5％，梯度递增量为分别为5％、7％、8.5％。
精轧的具体工艺如表1所示，精轧阶段中间坯心部处于低温未再结晶区，通过板坯心部余热使表面反红，以达到正火效应。精轧阶段采用压下率梯度降低模式，根据成品厚度控制道次为6+1模式，其中+1道次为空过道次，当成品厚度为60mm～80mm时，首道次压下率≥12％，当成品厚度为80mm～90mm时，首道次压下率≥14％，压下率逐道次以0.5％～4％递减。精轧阶段梯度递减的变形量可保证高温阶段心部轧制的渗透效果，提高心部组织均匀性。同时精轧过程中析出的NbC、TiC、V(C、N)纳米级粒子钉扎奥氏体晶界，抑制奥氏体晶粒异常长大。优选的，采用300mm厚板坯生产90mm钢板时，采用6+1道次精轧，首道次压下率为16.5％，压下率以1.0％～3.5％逐道次递减，在第6道次时的道次变形量(压下率)仍可达到5.8％。钢板轧制后进入矫直机矫直1或3道次，以平整钢板头尾板型，提高成材率。精轧采用正火轧制工艺，在轧制过程中实现钢板正火处理，省却离线正火工艺，工艺流程短，成本低廉，生产线适应性强。粗轧采用压下率梯度上升模式、精轧采用压下率梯度递减模式，充分细化晶粒、保证轧制渗透效果，精轧前中间坯MULPIC冷却可减少中间坯待温时间，同时正火效应可最大程度保留粗轧阶段动态再结晶细化晶粒效果。
表1：精轧温度及道次压下率变化规律
利用上述方法轧制的厚度为70mm～90mm的大厚度风电用钢板具有高强韧、耐低温的特点，钢板的母材屈服强度≥420MPa、抗拉强度≥540MPa、A≥40％、-60℃心部冲击功≥200J、CEV≤0.41。
钢板可实现≥30kJ/cm大线输入条件下焊接，钢板无需焊前预热，焊接工艺采用气保焊或埋弧焊接，采用单边V型坡口，焊接层间温度控制≤180℃，焊接道次依据钢板厚度确定。钢板焊后，接头处抗拉强度≥540MPa，热影响区-60℃心部冲击功≥120J，焊接接头处的应力比0.5、循环5×107条件下极限疲劳应力≥400MPa，完全满足大线能量焊接需要。
实施例1：
一种厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板，包括以下化学成分C：0.13％、Si：0.30％、Mn：1.41％、P：0.010％、S：0.003％、Nb：0.025％、V：0.027％、Ti：0.017％、Al：0.023％，其余成分为Fe及不可避免杂质。其中所述钢板的厚度为80mm，母材屈服强度为457MPa，抗拉强度为562MPa，A为43％，-60℃心部冲击功均值217J，CEV为0.37；经线输入30kJ/cm设备自动焊接后，接头处抗拉强度552MPa，热影响区-60℃心部冲击功≥120J，焊接接头处在应力比0.5、循环5×107条件下极限疲劳应力为414MPa，完全满足大线能量焊接需要。
上述的厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板的制备方法包括以下步骤：铁水经转炉冶炼、LF精炼、RH脱气精炼后进行连铸，选用300mm厚连铸拉坯，钢坯连铸完成后缓冷处理。所述转炉冶炼过程中，转炉阶段采用一次拉碳、单渣工艺冶炼，终渣碱度控制在R＝3.5；LF精炼终渣碱度2.7，保持时间15分钟，RH精炼处理时喂钙铝线115m，然后软吹10分钟，RH精炼时间48min；连铸工艺执行300mm坯形，拉速为0.9mm/min，三冷阶段进行板坯表面浅表层淬火，淬火过程中控制上、下水量差为22.37％，板坯表面温度602℃，随后板坯利用余热进行自回火，自回火时间132min，自回火完成入坑缓冷，缓冷时间为60小时。
钢坯经加热、轧制后获得80mm厚风电用高强钢板。加热过程中钢坯均热段温度为1195℃，出钢温度为1189℃，加热速率为10min/cm；钢板粗轧阶段采用4+1道次完成轧制，控制道次压下率逐渐上升，首道次压下率为6.7％，最后一道次压下率为23.90％，轧制变形量实现梯级递增，递增量4.8％～6.6％。精轧阶段需6+1道次轧制，轧制方式采用压下率逐道次递减方式，首道次压下率为16.5％，第6道次压下率为10.8％，压下率逐道次降低，道次递减量为0.5％～1.8％，各轧制道次的变形率如表2所示。
表2：实施例1轧制道次变形率％
经上述制备方法所制备的钢板采用埋弧焊接(SAW)焊接后，焊接接头处抗拉强度为552MPa，焊缝熔合金属区域心部的-60℃冲击功均值为176J，焊缝处综合力学性能优异。5×107周次轴向加载疲劳极限强度为414MPa，焊接工艺如图1、表3所示，力学性能表4所示。
表3：实施例1钢板埋弧焊接参数
焊接方法 埋弧焊/SAW
焊接设备及型号 DC-100自动焊接系统
焊接热输入量 30kJ/cm
电流/A 550±20
电压/V 34±2
焊接速度cm/min 38±2
预热温度/℃ 100-200
到此温度/℃ 100-200
表4：实施例1钢板焊后力学性能及疲劳性能
实施例2：
一种厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板，包括以下化学成分C：0.14％、Si：0.32％、Mn：1.45％、P：0.007％、S：0.001％、Nb：0.029％、V：0.030％、Ti：0.015％、Al：0.025％，其余成分为Fe及不可避免杂质。其中所述钢板厚度为90mm，母材屈服强度为443MPa，抗拉强度为562MPa，A为40.2％，-60℃心部冲击功均值183J，CEV为0.39；经线输入30kJ/cm设备自动焊接后，接头处抗拉强度552MPa，热影响区-60℃心部冲击功≥120J，焊接接头处在应力比0.5、循环5×107条件下极限疲劳应力≥400MPa，完全满足大线能量焊接需要。
上述的厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板的制备方法包括以下步骤：铁水经转炉冶炼、LF精炼、RH脱气精炼后进行连铸，选用300mm厚连铸拉坯，钢坯连铸完成后需缓冷处理。所述转炉冶炼过程中，转炉阶段采用一次拉碳、单渣工艺冶炼，终渣碱度控制在R＝3.5；LF精炼终渣碱度2.7，保持时间17分钟，RH精炼处理时喂钙铝线132m以对夹杂物进行钙处理，然后软吹9分钟，RH精炼时间50min；连铸工艺执行300mm坯形，拉速为0.9mm/min，三冷阶段进行板坯表面浅表层淬火，淬火过程中控制上、下水量差为20.17％，板坯表面温度587℃，随后板坯利用余热进行自回火，自回火时间150min，自回火完成入坑缓冷，缓冷时间62小时。
钢坯经加热、轧制后获得90mm厚风电用高强钢板。加热过程中钢坯均热段温度为1200℃，出钢温度为1187℃，加热速率为10min/cm；钢板粗轧阶段采用4+1道次完成轧制，控制道次压下率逐渐上升，首道次压下率为7.0％，第4道次压下率为27.5％，轧制变形量实现梯级递增，递增量5.0％～8.5％。精轧阶段需6+1道次轧制，轧制方式仍采用压下率逐道次降低方式，首道次压下率为16.5％，第6道次压下率为5.8％，压下率逐道次降低，道次递减量为1.0％～3.5％，各轧制道次的变形率如表5所示。
表5：实施例2轧制道次变形率％
焊接设备及参数与实施例1相同，经上述制备方法所制备的钢板采用埋弧焊接(SAW)焊接后，焊接接头处抗拉强度为546MPa，焊缝熔合金属区域心部的-60℃冲击功均值为157J，焊缝处综合力学性能优异；5×107周次轴向加载疲劳极限强度为420MPa，力学性能表6所示。
表6：实施例2钢板焊后力学性能及疲劳性能
对比例1
一种厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板，包括以下化学成分C：0.14％、Si：0.30％、Mn：1.40％、P：0.008％、S：0.003％、Nb：0.027％、V：0.026％、Ti：0.020％、Al：0.018％，其余成分为Fe及不可避免杂质。所述钢板的厚度为80mm。
上述钢板的制备方法包括以下步骤：
冶炼、精炼、连铸、加热的实施工艺与实施例1一致。
在轧制过程中，钢板粗轧阶段采用4+1道次完成轧制，控制道次压下率根据轧机条件变动，首道次压下率约为8％，最后一道次压下率约为20％，轧制变形量随板坯展宽条件、轧机状态动态调整。精轧阶段需6+1道次轧制，首道次压下率约为10％，第6道次压下率为8％，压下率与粗轧类似，随板坯展宽条件、轧机状态动态调整。
经上述制备方法所制备的钢板采用埋弧焊接(SAW)焊接后，钢板的母材屈服强度为392MPa，抗拉强度为530MPa，A为31％，-60℃心部冲击功均值≤80J，CEV为0.38；经线与实施例1、2相同设备，以线输入30kJ/cm自动焊接后，接头处抗拉强度为522MPa，热影响区-60℃心部冲击功≤30J，冲击韧性较差，焊接接头处在应力比0.5、循环5×107条件下极限疲劳应力约为260MPa，不能满足大线能量焊接需要。
本发明的工艺参数(如轧制变形量、保温时间等)区间上下限取值以及区间值都能实现本法，在此不一一列举实施例。
本发明未详细说明的内容均可采用本领域的常规技术知识。
从以上的描述中，可以看出，本发明上述的实施例实现了如下技术效果：
一种厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板及其制备方法，该制备方法从化学成分设计、铸坯冷却工艺、轧制工艺方面进行创新，主要有：
1)采用低C高Mn、Nb+V+Ti复合微合金化，形成亚微米级的Ti(C、N)、V(C、N)等析出物显著抑制奥氏体晶粒长大，为后续轧制过程提供组织基础；精轧阶段形成的Nb\Ti(C、N)复合型纳米碳化物形成的Cottrell、Snoek气团可显著阻碍位错移动钉扎晶界，抑制奥氏体晶粒长大，同时由于Nb、V、Ti微合金元素加入，使未再结晶温度上限提高，轧制工艺区间扩大，降低两相区轧制混晶概率，有利于提升强韧性。
2)采用板坯三冷设备淬火工艺，实现板坯浅表层淬火，在表面形成一层厚度均匀的坯壳，实现板坯快速冷却及板坯表面无缺陷制备，随后利用板坯余热自回火效应细化铸坯表层晶粒。
3)粗轧采用压下率梯度上升模式、精轧采用压下率梯度降低模式，充分细化晶粒、保证轧制渗透效果，其中精轧前中间坯MULPIC冷却可减少中间坯待温时间，同时正火效应可最大程度保留粗轧阶段动态再结晶细化晶粒效果。
4)采用正火轧制工艺生产厚规格风电用钢板，在轧制过程中实现钢板正火处理，省却离线正火工艺，工艺流程短，成本低廉，生产线适应性强，具有广阔的推广前景。
以上所述仅为本发明的优选实施例，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，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。

Claims (10)

1.一种厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板，其特征在于，
所述钢板按质量百分比由以下化学成分组成：C：0.12％～0.15％、Si：0.15％～0.35％、Mn：1.30％～1.50％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb：0.015％～0.030％、V：0.015％～0.030％、Ti：0.005％～0.020％、Al：0.005％～0.030％，其余为Fe及不可避免杂质。
2.根据权利要求1所述的厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板，其特征在于，
所述钢板的厚度为70mm～90mm，所述钢板的母材屈服强度≥420MPa、抗拉强度≥540MPa、A≥40％、-60℃心部冲击功≥200J、CEV≤0.41；
所述钢板可实现≥30kJ/cm大线输入条件下焊接，钢板焊后，接头处抗拉强度≥540MPa，热影响区-60℃心部冲击功≥120J，焊接接头处的应力比0.5、循环5×107条件下极限疲劳应力≥400MPa。
3.一种对权利要求1～2任一项所述的厚规格抗疲劳易焊接风电用高强钢板的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
冶炼，采用转炉进行冶炼；
精炼，精炼包括LF精炼和RH精炼，RH精炼后得到厚度≥300mm的厚板坯；
连铸，将厚板坯利用连铸结晶器进行连铸生产，对连铸完成后的钢坯进行缓冷处理，得到连铸坯；
加热，连铸坯采用冷装加热；
轧制，轧制包括粗轧和精轧，首先进行粗轧，粗轧后的中间坯通过MULPIC水冷机冷却，随后输送至精轧机进行精轧，然后进入矫直机进行矫直，得到成品钢板。
4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，
在冶炼步骤中，转炉采用一次拉碳、单渣工艺冶炼，终渣碱度R控制在3.2～4.2之间，使用红净钢包，钢包温度≥800℃以上，放钢时间≥3分钟，采用高灵敏度挡渣出钢，铝锰铁1.7kg/t～3.2kg/t钢脱氧，分批加入低碳低磷硅锰、硅铁、铌铁、钒铁，出钢时顺钢流加入合成渣和预熔渣，合成渣和预熔渣的比例为2∶1。
5.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，
LF精炼过程中全程底吹氩搅拌，铝粒、铝渣脱氧，加入石灰进行造渣，终渣碱度≥2.7，采用硅锰、硅铁、铌铁、钒铁合金进行成分微调，用钛线、钛铁调整Ti成分；用铝线调整Al成分，控制LF精炼处理时间≥40min；
LF精炼完成后进行RH精炼，RH精炼时间≥45min，RH精炼处理结束后，喂钙铝线85m～160m，然后软吹9分钟以上，RH精炼处理后得到厚板坯，厚板坯的厚度≥300mm；
优选地，厚板坯的厚度为300mm。
6.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，
在连铸步骤中，连铸机拉速为0.8m/min～1.1m/min，采用包晶钢保护渣，结晶器振动模式为非正弦振动模式，
二冷水、动态轻压下按照包晶钢控制，
厚板坯经火切分割后进入三冷机水冷，实现板坯表面浅表层淬火，淬火过程中控制上、下水量差为15％～30％，
控制厚板坯的表面温度≤600℃，表面完成γ-α转变后吹净表面冷却水；
厚板坯利用余热进行自回火，自回火时间≥120min，自回火完成入坑缓冷，缓冷时间不小于56小时。
7.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，
在加热步骤中，板坯装炉温度≤350℃，控制加热炉均热段温度为1180℃～1260℃，出钢温度1170℃～1250℃，
加热速率为9min/cm～11.5min/cm；
优选地，加热炉的均热段温度为1250℃、出钢温度为1200℃，加热速率为10min/cm。
8.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，
在轧制步骤中，粗轧采用大压下模式，粗轧阶段依据目标钢板厚度选用4+1道次或6+1道次完成，其中+1道次为空过道次；
控制轧制道次压下率梯度上升，首道次压下率≥6％，
4+1道次和6+1道次轧制模式中最后一道次的压下率均应≥20％，道次压下率梯度增加3％～8％。
9.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，
采用300mm厚板坯型生产90mm钢板时，粗轧制道次为5道次，首道次压下率为7％，最后一道次压下率为27.5％，梯度递增量为分别为5％、7％、8.5％。
10.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，
在轧制步骤中，精轧采用正火轧制模式，控制道次为6+1模式，其中+1道次为空过道次，压下率梯度降低，当成品厚度为60mm～80mm时，首道次压下率≥12％，当成品厚度为80mm～90mm时，首道次压下率≥14％，压下率逐道次以0.5％～4％递减；
优选地，采用300mm厚板坯生产90mm钢板时，采用6+1道次精轧，首道次压下率为16.5％，压下率以1.0％～3.5％逐道次递减，在第6道次时的压下率为5.8％。
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