WO2014201877A1 - 抗锌致裂纹钢板及其制造方法 - Google Patents

抗锌致裂纹钢板及其制造方法 Download PDF

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吴勇
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Definitions

  • the zinc-resistant crack-resistant steel sheet of the present invention has a composition weight percentage of:
  • the microstructure of the weld heat affected zone is ferrite + dispersion distribution
  • the pearlite or bainite crystal cluster eliminates the prior austenite grain boundary in the heat affected zone of the weld and improves the zinc crack resistance of the steel plate.
  • C has a great influence on the strength, low temperature toughness, weldability and resistance to zinc cracking of steel, from the improvement of steel Low temperature toughness, weldability and resistance to zinc cracking, it is hoped that the C content in the steel is controlled to be low; but from the strength of the steel and the microstructure control in the manufacturing process, the C content should not be too low, too low C content ( ⁇ 0.05%) not only causes high temperature of A Cl , Ac 3 , ⁇ ⁇ , and Ar 3 , but also has a high austenite grain boundary mobility, which brings great difficulty to grain refinement and easily forms mixed crystal structure.
  • the purpose of adding a small amount of Nb element in the steel is to carry out the non-recrystallization control rolling.
  • the Nb addition amount is less than 0.015%, the effective control rolling effect cannot be exerted; when the Nb addition amount exceeds 0.035%, the high heat input welding condition is induced.
  • the upper bainite (B ⁇ ⁇ ) is formed to retain the original austenite grain boundary, which seriously damages the low temperature toughness and zinc-induced cracking characteristics of the heat affected zone ( ⁇ ) of the super heat input weld, so the Nb content is controlled at 0.015% ⁇ 0.035 Between the %, the best controlled rolling effect is obtained without compromising the toughness and zinc-induced cracking characteristics of the HAZ of large heat input welding.
  • the first stage is ordinary rolling, using the maximum capacity of the rolling mill for uninterrupted rolling, the pass reduction rate is >10%, the cumulative reduction rate is ⁇ 45%, and the final rolling temperature is ⁇ 980° ⁇ ;
  • the slab heating temperature is 1050 ° C ⁇ 1150 ° C, the slab is descaled by high pressure water after being discharged from the furnace, and the descaling is repeated to remove the scales. After the phosphorus removal is finished, the first stage rolling is carried out;
  • the first stage is ordinary rolling, using the maximum capacity of the rolling mill for uninterrupted rolling, pass reduction rate
  • the austenite single-phase zone is used for controlled rolling.
  • the controlled rolling and rolling temperature is 800 °C ⁇ 850 °C
  • the rolling pass reduction rate is ⁇ 8%
  • the cumulative reduction ratio is ⁇ 50%
  • the finishing rolling temperature is 760. °C ⁇ 800 °C.
  • the steel plate After the controlled rolling, the steel plate is immediately transported to the accelerated cooling equipment to accelerate the cooling of the steel plate; the cold-opening temperature of the steel plate is 750 ° C ⁇ 790 ° C, the cooling rate is ⁇ 5 ° ⁇ / 8, and the cooling temperature is 350 ° C ⁇ 550 ° C. Subsequently, the steel plate with thickness ⁇ 25mm is naturally air cooled to above 300°C, and then slowly dehydrogenated. The slow cooling process is to keep the steel plate at 300 °C for at least 36 hours.
  • the microstructure of the steel plate is fine ferrite + dispersed bainite crystal aggregate, and the average grain size is below ⁇ , which obtains uniform and excellent mechanical properties, excellent weldability and It is suitable for zinc-induced cracking characteristics, especially for zinc-coated corrosion-resistant steel sheets for marine structures, zinc-coated corrosion-resistant steel sheets for ultra-high-voltage transmission structures, and zinc-coated corrosion-resistant steel sheets for coastal bridge structures.
  • the invention adopts the strict design of the alloy element combination design and the residual bismuth element in the steel, and is matched with the appropriate TMCP process to ensure that the microstructure of the finished steel plate is ferrite + finely dispersed and uniformly distributed bainite crystal cluster.
  • the average grain size is controlled below ⁇ , and the microstructure of the weld heat affected zone is fine uniform ferrite + a small amount of pearlite. More importantly, the austenite grain boundary formed by high temperature during the welding thermal cycle is completely eliminated.
  • the present invention is implemented by an online TMCP control process to eliminate the quenching and tempering heat treatment process; not only shortening the steel plate manufacturing cycle, reducing the manufacturing cost of the steel plate; Production efficiency; relatively low precious alloy composition design (especially Cu, M, Mo content), greatly reducing the alloy cost of the steel plate; ultra-low C content, low carbon equivalent and Pcm index, greatly improving the weldability of the steel plate, especially The large heat input weldability greatly improves the efficiency of the user's on-site welding, saves the cost of manufacturing the user's components, shortens the manufacturing time of the user's components, and creates great value for the user. Therefore, the steel plate is not only high value-added. , green and environmentally friendly products.
  • Figure 1 is a view showing the microstructure of a steel 5 according to an embodiment of the present invention. Detailed description of the invention
  • the steel composition of the embodiment of the present invention is shown in Table 1.
  • the manufacturing process of the steel of the example is shown in Table 2, Table 3.
  • Table 4 is the performance of the steel of the embodiment of the present invention.
  • the microstructure of the finished steel sheet of the present invention is ferrite + finely dispersed, uniformly distributed bainite crystal cluster, the average grain size is controlled below ⁇ , and the microstructure of the weld heat affected zone is fine and uniform. Ferrite + a small amount of pearlite.
  • SLM (breaking strength of circumferential notched galvanized tensile test bar / breaking strength of circumferential notched tensile test bar without galvanizing treatment) X 100%, SLM 42% does not occur zinc induced cracking.

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Abstract

本发明公开了一种抗锌致裂纹钢板及其制造方法，采用低C－超低Si－高Mn－低Als－(Ti＋Nb)微合金化处理的低合金钢作为基础，适当降低钢中Als的含量，控制Mn/C≥15、[(%Mn)+0.75(%Mo)]×(%C)≤0.16、Nb/Ti≥1.8且Ti/N在1.50～3.405之间、CEZ≤0.44%且B含量≤2ppm、Ni/Cu≥1.50、Ca处理且Ca/S比控制在1.0～ 3.0，(%Ca)×(%S)0.28≤1.0×10-3，优化TMCP工艺，使成品钢板的显微组织为铁素体＋弥散分布细小的贝氏体晶团，平均晶粒尺寸在10µm以下，获得均匀优异的力学性能、优良的焊接性及抗锌致裂纹特性，特别适用于海洋结构用喷锌涂装耐蚀钢板、超高压输电结构用喷锌耐蚀钢板及滨海桥梁结构用喷锌涂装耐蚀钢板等。

Description

抗辞致裂紋钢 其制造方法
发明领域
本发明涉及结构用钢及其制造方法， 特别涉及抗锌致裂紋钢板及其制造方法， 其屈服强度≥460MPa、 抗拉强度≥550MPa、 - 60°C冲击功 (单值)≥47J、 抗锌致裂紋 (CEZ<0.44%),成品钢板的显微组织为铁素体 +细小弥散、均匀分布的贝氏体晶团， 平均晶粒尺寸控制在 ΙΟμηι以下，焊接热影响区显微组织为细小均匀的铁素体 +少 量珠光体。 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、 压力容器、 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、 制造过程的 工艺制度， 其中强度、 韧性和焊接性是低碳 (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。 随着科技不断地向前发展，人们对钢的强韧性 及焊接性提出更高的要求，即在钢板在维持较低的制造成本的同时大幅度地提高性 能， 以减少钢材的用量节约成本， 减轻钢结构的自身重量， 提高结构的安全性。
从二十世纪末到至今， 世界范围内掀起了发展新一代钢铁材料研究高潮， 要 求在不增加贵重合金元素， 如 M、 Cr、 Mo、 Cu等含量， 通过合金组合设计优化 和革新 TMCP工艺技术获得更好的组织匹配， 从而得到更高的强韧性、 更优良的 焊接性、 焊接接头适应 Al、 Zn等各种金属喷涂方法。
现有技术在制造屈服强度≥415MPa、 -60°C的低温冲击韧性≥34】的厚钢板时， 一般要在钢中添加一定量的 M 或 Cu + Ni 元素 (≥0.30%) , 如 [ The Firth(1986) international Symposium and Exhibit on Offshore Mechanics and Arctic Engineering, 1986 , Tokyo , Japan, 354; "DEVELOPMENTS IN MATERIALS FOR ARCTIC OFFSHORE STRUCTURES"; "Structural Steel Plates for Arctic Use Produced by Multipurpose Accelerated Cooling System" (日文）， 川崎制铁技艮， 1985 , o. l 68 ~ 72; "Application of Accelerated Cooling For Producing 360MPa Yield Strength Steel 一 l一 plates of up to 150mm in Thickness with Low Carbon Equivalent", Accelerated Cooling Rolled Steel, 1986, 209 ~ 219; "High Strength Steel Plates For Ice - Breaking Vessels Produced by Thermo - Mechanical Control Process", Accelerated Cooling Rolled Steel, 1986, 249 ~ 260; "420MPa Yield Strength Steel Plate with Superior Fracture Toughness for Arctic Offshore Structures", Kawasaki steel technical report, 1999, No.40 , 56; "420MPa and 500MPa Yield Strength Steel Plate with High HAZ toughness Produced by TMCP for Offshore Structure", Kawasaki steel technical report, 1993 , No.29, 54; "Toughness Improvement in Bainite Structure by Thermo-Mechanical Control Process" (日文） 《住友金属》 ， Vol.50，No. l(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的热输入焊接时， 热影响区 HAZ 的韧性也能够达到 -60°C Akv≥34J, 但是钢板没有涉及抗锌致裂紋特性。
上述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， 尤其采用大热输入焊接 时如何保证热影响区组织为均匀细小的铁素体 +少量珠光体、 使铁素体在原奥氏体 晶界形核与长大、 基本消除原奥氏体晶界、 改善钢板抗锌致裂紋特性更没有涉及， 如日本专利昭 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 及美国专利 US Patent4855106、 US Patent5183198、 US Patent4137104等。
目前改善大热输入焊接钢板热影响区 (HAZ)低温韧性的只有日本新日铁公司 采用氧化物冶金技术，该专利也没有涉及如何改善钢板抗锌致裂紋，参见美国专利 US Patent 4629505、 WO 01/59167AU 发明概述
本发明的目的在于提供一种抗锌致裂紋钢板及其制造方法， 其屈服强度
≥460MPa、抗拉强度≥550MPa、 - 60°C冲击功 (单值)≥47J、抗锌致裂紋 (CEZ≤0.44%), 成品钢板的显微组织为铁素体 +细小弥散、均匀分布的贝氏体晶团，平均晶粒尺寸 控制在 ΙΟμηι以下， 焊接热影响区显微组织为细小均匀的铁素体 +少量珠光体。 更 重要的是焊接热循环过程中高温形成的奥氏体晶界被完全消除，在保证母材钢板优 良的力学性能、 焊接性的同时， 钢板焊接接头、 尤其焊接热影响区具有优异的抗锌 致裂紋， 实现了高强度、优良焊接性及抗锌致裂紋的有机统一， 特别适用于海洋结 构用喷锌涂装耐蚀钢板、超高压输电结构用喷锌耐蚀钢板及滨海桥梁结构用喷锌涂 装耐蚀钢板等。
为达到上述目的， 本发明的技术方案是：
本发明采用低 C -超低 Si -高 Mn -低 Als - (Ti + Nb)微合金化处理的低合金 钢 作 为 基础 ， 适 当 降低钢 中 Als 的 含 量 ， 控 制 Mn/C≥15 、 [(%Mn)+0.75(%Mo)] (%C)<0.16 , b/Ti>l .8且 Ti/N在 1.50 ~ 3.40之间、 CEZ≤0.44% 且 B 含量≤2ppm、 Ni/Cu≥1.50、 Ca 处理且 Ca/S 比控制在 1.0 ~ 3.0 之间及 (%Ca)x(%S) 28≤1.0x l(T3等冶金技术手段， 优化 TMCP(Thermo-mechanical control process, 热机械控制过程)工艺， 使成品钢板的显微组织为铁素体 +弥散分布细小 的贝氏体晶团， 平均晶粒尺寸在 ΙΟμηι以下， 获得均匀优异的力学性能、 优良的焊 接性及抗锌致裂紋特性，特别适用于海洋结构用喷锌涂装耐蚀钢板、超高压输电结 构用喷锌耐蚀钢板及滨海桥梁结构用喷锌涂装耐蚀钢板等。
具体的， 本发明的抗锌致裂紋钢板， 其成分重量百分比为：
C: 0.05% - 0.090%
Si: <0.20%
Mn: 1.35% ~ 1.65%
P: <0.013%
S: <0.003%
Cu: 0.10% ~ 0.30%
Ni: 0.20% - 0.50%
Mo: 0.05% - 0.20%
Nb: 0.015% ~ 0.035%
Ti: 0.008% ~ 0.018%
N: <0.0060%
Ca: 0.0010% ~ 0.0040% B: <0.0002%
其余为 Fe和不可避免杂质；
且上述元素含量必须同时满足如下关系：
Mn/C>15 , 成品钢板的显微组织为细小铁素体 +弥散分布的贝氏体晶团 , 钢 板的冲击转变温度低于 -60 °C。
[(%Mn)+0.75(%Mo)] (%C)<0.16 , 保证在宽泛焊接热输入范围内（10kJ/cm ~ 50kJ/Cm), 焊接热影响区组织为铁素体 +弥散分布的珠光体或贝氏体晶团， 消除焊 接热影响区原奥氏体晶界,提高钢板抗锌致裂紋特性，本发明钢成分设计关键之一。
CEZ<0.44%, 且 B含量≤2ppm, 其中，
CEZ=C+Si/17+Mn/7.5+Cu/13+Ni/17+Cr/4.5+Mo/3+V/1.5+Nb/2+Ti/4.5+420B； 以此控制焊接热影响区奥氏体→铁素体相变过程， 抑制贝氏体从原奥氏体晶界形 核、 长大， 摧毁原奥氏体晶界， 消除钢板焊接接头锌致裂紋的产生。 这也是本发明 钢成分设计关键之一。
Ni/Cu>1.50, 防止 Cu在晶界偏聚， 改善铜脆及抗锌致裂紋特性， 改善 TMCP 钢板 (加速冷却的钢板)低温冲击韧性的同时， 防止大热输入焊接时的再热脆化。
Nb/Ti>1.8且 Ti/N在 1.50 ~ 3.40之间 ,保证形成的 Ti(C，N)、Nb(C，N)粒子细小 , 以均匀弥散状态分布在钢中， 更重要的是 Ti(C，N)奥氏瓦尔德熟化 (即大晶粒持续长 大， 小晶粒缩小或消失)程度低， 保证板坯加热过程中及钢板焊接热循环过程中 Ti(C，N)粒子保持均匀细小， 细化母材钢板及焊接热影响区显微组织， 促进焊接热 影响区铁素体 +珠光体显微组织形成， 改善焊接热影响区低温冲击韧性， 消除焊接 热影响区原奥氏体晶界， 提高钢板抗锌致裂紋特性。
Ca/S在 1.00 ~ 3.00之间且^/^^^^^^^^ ^)-3, 钢中夹杂物含量少且均匀 细小地弥散在钢中； 改善钢板低温韧性与焊接 HAZ韧性。
成品钢板的屈服强度≥460MPa、抗拉强度≥550MPa、 - 60°C冲击功 (单值)≥47J、 成品钢板的显微组织为铁素体 +细小弥散、均匀分布的贝氏体晶团，平均晶粒尺寸 控制在 ΙΟμηι以下， 焊接热影响区显微组织为细小均匀的铁素体 +少量珠光体。
在本发明成分设计中：
C 对钢的强度、 低温韧性、 焊接性及抗锌致裂紋性能影响很大， 从改善钢的 低温韧性、 焊接性及抗锌致裂紋性能， 希望钢中 C含量控制得较低； 但是从钢的 强度和生产制造过程中显微组织控制角度， C含量不宜过低，过低的 C含量 (<0.05%) 不仅造成 ACl、 Ac3、 ΑΓι , Ar3点温度较高， 而且奥氏体晶界迁移率过高， 给晶粒 细化带来很大的困难，容易形成混晶组织，造成钢低温韧性低下和超大热输入焊接 热影响区低温韧性严重劣化； 且 C含量过低时， 必然要加入大量 Cu、 Ni、 Cr、 Mo 等合金元素， 造成钢板制造成本居高不下， 因此钢中 C 含量控制下限不宜低于 0.05%。 当 C含量提高时， 虽然有利于钢板显微组织细化； 但是损害钢板的焊接性， 尤其在大线能量焊接条件下， 由于热影响区 (HAZ)晶粒严重粗化且焊接热循环冷却 过程中的冷却速度很慢， 在热影响区 (HAZ)易形成粗大的铁素体侧板条 (FSP)、 魏 氏组织 (WF)、上贝氏体 (Bu)等异常组织， 更重要的是焊接热循环过程中高温形成的 奥氏体晶界被完整的保留下来， 严重劣化抗锌致裂紋性能， 因此 C含量不宜高于 0.09%; 此外， C含量高于 0.09%时， 钢水凝固进入包晶反应区， 保证钢板偏析大 幅度增加， 偏析区的碳当量、 CEZ 大幅度增加， 造成抗锌致裂紋敏感性大幅度增 加。
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、 细化铁素体晶粒而改善钢板低温韧性的作用、 促进贝氏体形 成而提高钢板强度的作用； 因此钢中内控 Mn含量不能低于 1.35%。 Mn在钢水凝 固过程中容易发生偏析， 尤其过高的 Mn含量， 不仅会造成连铸操作困难， 而且容 易与 C、 P、 S等元素发生共轭偏析现象， 加重连铸坯中心的偏析与疏松， 严重的 连铸坯中心偏析在后续的控轧和焊接过程中易形成异常组织； 同时， Mn含量过高 还会形成粗大的 MnS粒子， 这种粗大的 MnS粒子在热轧过程中沿轧向延伸， 严重 恶化母材钢板 (尤其横向）、 焊接热影响区 (HAZ)【尤其大热输入焊接条件下】 的冲 击韧性， 造成 Z向性能低下、 抗层状撕裂性能差； 此外， 过高 Mn含量还会提高钢 的淬硬性、 提高钢中焊接冷裂紋敏感性系数 (Pcm)及抗锌致裂紋指数 CEZ, 影响钢 的焊接工艺性，促进低温相变组织形成，保存焊接热循环过程中高温形成的奥氏体 晶界， 严重劣化抗锌致裂紋。 因此， 钢中 Mn含量的上限不能超过 1.65%。
Si促进钢水脱氧并能够提高钢板强度， 但是采用 A1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和焊接性， 尤其在大热输入焊接条件下， Si不仅促进 M - A岛形成， 形成的 M - A岛尺寸大、 分布不均匀， 严重损害焊接热影响区 (HAZ)的韧性； 而且 Si扩大中温相变区域， 促进贝氏体形成，导致原奥氏体晶界被完整地保留下来，严重劣化焊接热影响区抗 锌致裂紋性能； 此外， 钢中 Si含量过高时， 钢板喷锌附着性下降， 影响钢板喷锌 效果； 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。
P作为钢中有害夹杂， 虽然偏聚于原奥氏体晶界， 能抑制 Zn向晶界扩散， 降 低锌致裂紋发生的敏感性， 但 P严重弱化晶界， 严重劣化钢板的机械性能， 尤其 低温冲击韧性与焊接性， 促进焊接热影响区沿晶脆断， 综合结果是提高钢中 P含 量弊大于利； 因此， 理论上 P要求越低越好， 但考虑到炼钢可操作性和炼钢成本， 对于要求可大热输入焊接及抗锌致裂紋特性， P含量需要控制在≤0.013%。
S作为钢中有害夹杂， 虽然偏聚于原奥氏体晶界， 能抑制 Zn向晶界扩散， 降 低锌致裂紋发生的敏感性， 但 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， 严重损害 钢板的横向冲击韧性、 Z向性能和焊接性， 同时 S还是热轧过程中产生热脆性的主 要元素， 综合结果是提高钢中 S含量弊大于利； 因此， 理论上 S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，对于要求可大热输入焊接及抗 锌致裂紋特性， S含量需要控制在≤0.003%。
作为奥氏体稳定化元素， 加入少量的 Cu可以同时提高钢板强度与耐候性， 改 善低温韧性而不损害焊接性； 但过多加入时 (Cu>0.30%), Cu作为表面活性元素， 常常偏聚于奥氏体、铁素体晶界，促进焊接热影响区低温相变组织形成而保留原奥 氏体晶界， 严重劣化钢板抗锌致裂紋特性， 因此 Cu含量控制在 0.10% ~ 0.30%之 间。
M是钢板获得优良超低温韧性而不损害焊接性的唯一合金元素， 也是低温用 钢不可或缺的合金元素， 更重要的是钢中加 M可以抑制 Cu在奥氏体、 铁素体晶 界偏聚， 抑制 Cu 的晶界脆化而改善钢板抗锌致裂紋特性； 加入量过少时 (Ki<0.20%) , 所起作用不大且不能有效抑制 Cu 导致的晶界脆化； 过多加入时 (Ki>0.50%), 促进焊接热影响区低温相变组织形成而保留原奥氏体晶界， 劣化钢板 抗锌致裂紋特性， 因此 M含量控制在 0.20% ~ 0.50%之间。
添加适当含量的 Mo不仅可以弥补超低 C成分设计所导致的强度不足、 改善 钢板的强韧性匹配与低温韧性， 而且可以改善因 C含量大幅度降低所带来的焊接 性、 尤其大热输入焊接性地改善， 提高焊接热影响区韧性； 加入量过少时 (Mo<0.05%), TMCP 过程中的相变强化作用不足， 不能实现钢板强韧性匹配； 过 多加入时 (Mo>0.20%), 促进焊接热影响区低温相变组织形成而保留原奥氏体晶界， 严重劣化钢板抗锌致裂紋特性， 因此 Mo含量控制在 0.05% ~ 0.20%之间。
钢中添加微量的 Nb元素目的是进行未再结晶控轧，当 Nb添加量低于 0.015% 时， 不能发挥有效的控轧作用； 当 Nb添加量超过 0.035%时， 大热输入焊接条件 下诱发上贝氏体 (B Βπ)形成而保留原奥氏体晶界， 严重损害超大热输入焊接热影 响区 (ΗΑΖ)的低温韧性与抗锌致裂紋特性，因此 Nb含量控制在 0.015% ~ 0.035%之 间， 获得最佳的控轧效果的同时， 又不损害大热输入焊接 HAZ的韧性与抗锌致裂 紋特性。
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 焊接 HAZ区奥氏体晶粒长大和改变二次相变产物， 改善钢的焊接性、 细化焊接热 影响区原奥氏体晶粒尺寸，增加晶界面积，降低单位晶界上 Zn的扩散量；其次 TiN 粒子减小焊接热影响区奥氏体晶粒尺寸的同时， 促进铁素体形核、 长大， 消除原奥 氏体晶界， 大幅度提高钢板抗锌致裂紋特性。 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°C ; 当加入 Ti含量过少 (<0.008%), 形成 TiN粒子 数量不足， 不足以抑制 HAZ 的奥氏体晶粒长大和改变二次相变产物而改善 HAZ 的低温韧性； 加入 Ti含量过多（>0.018%)时， TiN析出温度超过 1400 °C , 在钢液凝 固过程中， 可能液析出大尺寸 TiN粒子， 这种大尺寸 TiN粒子不但不能抑制 HAZ 的奥氏体晶粒长大， 反而成为裂紋萌生的起始点； 因此 Ti含量的最佳控制范围为 0.008% ~ 0.018%。
的控制范围与 Ti的控制范围相对应，对于大热输入焊接钢板， Ti/N在 1.5 ~ 3.4之间最佳。 N含量过低， 生成 TiN粒子数量少、 尺寸大， 不能起到改善钢的焊 接性的作用， 反而对焊接性有害； 但是 N含量过高时， 钢中自由 [N]增加， 尤其大 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， 恶化钢的焊接性。 因此 N含量控制在≤0.0060%。
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 高钢的低温韧性和 Z向性能、 改善钢板韧性的各向异性。 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， 可成为断裂裂紋起始点， 降低钢的低温韧性， 同时还降低 钢质纯净度、 污染钢液。 一般控制 Ca含量按 ESSP = (%Ca)[l-124(%O)]/1.25(%S), 其中 ESSP为硫化物夹杂形状控制指数， 取值范围 0.5 ~ 5之间为宜， 因此 Ca含量 的合适范围为 0.0010% ~ 0.0040%。
本发明的抗锌致裂紋钢板的制造方法， 包括如下步骤：
1)冶炼、 铸造
按上述成分冶炼、连铸成板坯，并采用轻压下技术，连铸轻压下率控制在 2% ~ 5%之间 , 中间包浇注温度在 1530°C ~ 1560°C之间 ,拉坯速度 0.6m/min ~ l.Om/min;
2)加热， 板坯加热温度 1050°C ~ 1150°C , 板坯出炉后采用高压水除鳞， 除鳞 不尽可反复除鳞；
3)轧制
第一阶段为普通轧制， 采用轧机最大能力进行不间断的轧制， 道次压下率 >10%, 累计压下率≥45%, 终轧温度≥980°〇；
第二阶段采用奥氏体单相区控制轧制， 控轧开轧温度 800°C ~ 850°C , 轧制道 次压下率≥8%, 累计压下率≥50%, 终轧温度 760°C ~ 800°C ;
4)冷却
控轧结束后， 钢板立即以辊道的最大输送速度运送到 ACC设备处， 随即对钢 板进行加速冷却； 钢板开冷温度 750°C ~ 790°C , 冷却速度≥5 /8 , 停冷温度为 350°C ~ 550°C , 随后厚度≥25111111的钢板自然空冷至 300°C以上， 再缓冷脱氢， 缓 冷工艺为钢板在 300 °C以上至少保温 36小时。
在本发明制造方法中：
根据本发明钢种成分、 制造工艺特点， 本发明采用连铸工艺， 并采用轻压下 技术， 连铸轻压下率控制在 2% ~ 5%之间， 连铸工艺重点控制中间包浇铸温度和拉 坯速度， 中间包浇注温度在 1530°C ~ 1560 °C之间 , 拉坯速度 0.6m/min ~ 1.0m/min。
板坯加热温度 1050°C ~ 1150°C , 板坯出炉后采用高压水除鳞， 除鳞不尽可反 复除鳞， 除磷结束后， 随即进入第一阶段轧制；
第一阶段为普通轧制， 采用轧机最大能力进行不间断的轧制， 道次压下率
>10%, 累计压下率≥45%, 终轧温度≥980°( , 保证形变金属发生动态 /静态再结晶， 细化奥氏体晶粒。
第二阶段采用奥氏体单相区控制轧制， 控轧开轧温度 800°C ~ 850°C , 轧制道 次压下率≥8%, 累计压下率≥50%, 终轧温度 760°C ~ 800°C。
控轧结束后， 钢板立即运送到加速冷却设备处对钢板进行加速冷却； 钢板开 冷温度 750°C ~ 790°C , 冷却速度≥5°〇/8 , 停冷温度为 350°C ~ 550°C , 随后厚度 ≥25mm的钢板自然空冷至 300°C以上， 再缓冷脱氢， 缓冷工艺为钢板在 300 °C以上 至少保温 36小时。
通过上述成分设计与现场大生产工艺实施， 钢板显微组织为细小铁素体 +弥 散分布的贝氏体晶团， 平均晶粒尺寸在 ΙΟμηι以下， 获得均匀优异的力学性能、 优 良的焊接性及抗锌致裂紋特性，特别适用于海洋结构用喷锌涂装耐蚀钢板、超高压 输电结构用喷锌耐蚀钢板及滨海桥梁结构用喷锌涂装耐蚀钢板。
本发明的有益效果：
本发明通过合金元素的组合设计与钢中残余 Β元素的严格控制， 并匹配于合 适的 TMCP工艺， 保证成品钢板的显微组织为铁素体 +细小弥散、 均匀分布的贝 氏体晶团， 平均晶粒尺寸控制在 ΙΟμηι以下， 焊接热影响区显微组织为细小均匀的 铁素体 +少量珠光体，更重要的是焊接热循环过程中高温形成的奥氏体晶界被完全 消除， 在保证母材钢板优良的力学性能、 焊接性的同时， 钢板焊接接头、 尤其焊接 热影响区具有优异的抗锌致裂紋， 实现了高强度、优良焊接性及抗锌致裂紋的有机 统一，特别适用于海洋结构用喷锌涂装耐蚀钢板、超高压输电结构用喷锌耐蚀钢板 及滨海桥梁结构用喷锌涂装耐蚀钢板等。
此外， 本发明通过在线 TMCP控制过程进行实施， 消除调质热处理工艺过程； 不仅缩短钢板制造周期、 降低钢板制造成本； 而且减少钢板生产组织难度、提高生 产运行效率； 相对较低的贵重合金成分设计 (尤其 Cu、 M、 Mo含量)， 大幅度降低 钢板的合金成本； 超低 C含量、 低碳当量与 Pcm指数， 极大改善钢板焊接性， 尤 其大热输入焊接性，使用户现场焊接制作效率大幅度地提高， 节约了用户构件制造 的成本， 缩短了用户构件制造的时间， 为用户创造了巨大的价值， 因而此类钢板不 仅是高附加值、 绿色环保性的产品。 附图说明
图 1为本发明实施例钢 5的显微组织。 发明的详细说明
下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。
本发明实施例钢成分参见表 1 , 实施例钢的制造工艺参见表 2、 表 3.表 4为本 发明实施例钢的性能。
如图 1 所示， 本发明成品钢板的显微组织为铁素体 +细小弥散、 均匀分布的 贝氏体晶团， 平均晶粒尺寸控制在 ΙΟμηι以下， 焊接热影响区显微组织为细小均匀 的铁素体 +少量珠光体。
本发明通过合金元素的组合设计与钢中残余 Β元素的严格控制， 并匹配于合 适的 TMCP工艺， 在保证母材钢板优良的力学性能、 悍接性的同时， 钢板焊接接 头、 尤其焊接热影响区具有优异的抗锌致裂紋， 实现了高强度、优良焊接性及抗锌 致裂紋的有机统一，特别适用于海洋结构用喷锌涂装耐蚀钢板、超高压输电结构用 喷锌耐蚀钢板及滨海桥梁结构用喷锌涂装耐蚀钢板等。此外，该发明技术通过在线 TMCP控制过程进行实施，消除了调质热处理工艺过程；不仅缩短了钢板制造周期、 降低了钢板制造成本； 而且减少了钢板生产组织难度、提高了生产运行效率； 相对 较低的贵重合金成分设计 (尤其 Cu、 M、 Mo含量)， 大幅度降低了钢板的合金成本； 超低 C含量、 低碳当量与 Pcm指数， 极大改善了钢板焊接性， 尤其大热输入焊接 性， 使用户现场焊接制作效率大幅度地提高， 节约了用户构件制造的成本， 缩短了 用户构件制造的时间， 为用户创造了巨大的价值， 因而此类钢板不仅是高附加值、 绿色环保性的产品。该专利技术的成功实施，标志宝钢在抗锌致裂紋钢板核心制造 技术方面又有新的突破，提升了宝钢的厚板品牌形象和市场竟争力；本发明 550MPa 高强度钢板生产过程中不需要添加任何设备， 制造工艺筒洁、 生产过程控制容易， 因此制造成本低廉， 具有很高性价比和市场竟争力； 且技术适应性强， 可以向所有 具有热处理设备的中厚板生产厂家推广，具有很强的商业推广性，具有较高的技术 贸易价值。
随着我国国民经济发展， 建设节约型和谐社会的要求， 能源开发已摆到日事 议程， 人类海洋开发是重中之重； 大型海洋结构、 海上钻井平台、 钻井井架及跨海 大桥用钢板均需要喷涂锌反腐， 抗锌致裂紋钢板具有广阔的市场前景， 550MPa级 抗锌致裂紋钢板对于我国还属于一种全新的钢种， 除宝钢以外， 国内其它钢铁企业 从未研究和试制过。 目前该钢种在宝钢成功试制， 各项力学性能指标、 焊接性及抗 锌致裂紋特性达到国际先进水平。
表 1 单位:
Figure imgf000014_0001
表 2
Figure imgf000014_0002
Figure imgf000015_0001
Figure imgf000015_0002
表 4
Figure imgf000015_0003
SLM= (含圆周缺口镀锌拉伸试棒的断裂强度 /未进行镀锌处理的含圆周缺口拉伸试棒断裂强度）X 100%， SLM 42%即不发生 锌致裂纹。

Claims

权 利 要 求 书
1. 抗锌致裂紋钢板， 其成分重量百分比为：
C: 0.05% - 0.090%
Si: <0.20%
Mn: 1.35% ~ 1.65%
P: <0.013%
S: <0.003%
Cu: 0.10% ~ 0.30%
Ni: 0.20% - 0.50%
Mo: 0.05% - 0.20%
Nb: 0.015% ~ 0.035%
Ti: 0.008% ~ 0.018%
N: <0.0060%
Ca: 0.0010% ~ 0.0040%
B: <0.0002%
其余为 Fe和不可避免杂质；
且上述元素含量必须同时满足如下关系：
Mn/C>15;
[(%Mn)+0.75(%Mo)]x(%C)<0.16;
CEZ<0.44%, B含量≤2ppm, 其中，
CEZ=C+S i/ 17+Mn/7.5+Cu/ 13+Ni/l 7+Cr/4.5+Mo/3 +V/1.5 +Nb/2+Ti/4.5+420
B;
Ni/Cu>1.50;
Nb/Ti>1.8, 且， Ti/ 在 1.50 ~ 3.40之间；
Ca/S在 1.00 ~ 3.00之间 , 且， (%Ca)x(%S)°-28<1.0 lO"3;
成品钢板的屈服强度≥460MPa、 抗拉强度≥550MPa、 - 60°C冲击功（单 值)≥47 J、 成品钢板的显微组织为铁素体 +细小弥散、 均匀分布的贝氏体晶团， 平均晶粒尺寸控制在 ΙΟμηι以下， 焊接热影响区显微组织为细小均匀的铁素体 +少量珠光体。
2. 如权利要求 1所述的抗锌致裂紋钢板的制造方法， 包括如下步骤： 冶炼、 铸造
按上述成分冶炼、 连铸成板坯， 并采用轻压下技术， 连铸轻压下率控制在
2% ~ 5%之间 , 中间包浇注温度在 1530°C ~ 1560°C之间 , 拉坯速度 0.6m/min ~ l .Om/min;
加热， 板坯加热温度 1050°C ~ 1 150°C , 板坯出炉后采用高压水除鳞， 除鳞 不尽可反复除鳞；
轧制
第一阶段为普通轧制， 采用轧机最大能力进行不间断的轧制， 道次压下率
>10%, 累计压下率≥45%, 终轧温度≥980°〇；
第二阶段采用奥氏体单相区控制轧制， 控轧开轧温度 800°C ~ 850°C , 轧制 道次压下率≥8% , 累计压下率≥50%, 终轧温度 760°C ~ 800°C ;
冷却
控轧结束后， 钢板立即运送到加速冷却设备处对钢板进行加速冷却， 钢板 开冷温度 750°C ~ 790°C , 冷却速度≥5 °( /8 , 停冷温度为 350°C ~ 550°C , 随后厚 度≥25111111的钢板自然空冷至 300°C以上，再缓冷脱氢，缓冷工艺为钢板在 300°C 以上至少保温 36小时； 厚度 < 25mm的钢板自然空冷至室温。
3. 如权利要求 2所述的抗锌致裂紋钢板的制造方法， 其特征是， 适用于海 洋结构用喷锌涂装耐蚀钢板、 超高压输电结构用喷锌耐蚀钢板及滨海桥梁结构 用喷锌涂装耐蚀钢板。
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