80公斤級超高韌性、極厚鋼板及其制造方法

專利名稱：80公斤級超高韌性、極厚鋼板及其制造方法
技術領域：
本發明涉及低碳高強度低合金鋼的制造技術，特別涉及80公斤級超高韌性、極厚鋼板及其制造方法，鋼板抗拉強度彡780MPa，屈服強度彡690MPa，延伸率δ 5彡18%,-60°C 夏比橫向沖擊功(單個值)彡70J，優良焊接性，焊接熱影響區(HAZ)的-60°C的Charpy沖擊功(單個值)彡47J，成品板厚彡100mm。
背景技術：
眾所周知，低碳(高強度)低合金鋼是最重要工程結構材料之一，廣泛應用于石油天然氣管線、海洋平臺、造船、橋梁結構、鍋爐容器、建筑結構、汽車工業、鐵路運輸及機械制造之中。低碳(高強度)低合金鋼性能取決于其化學成分、制造過程的工藝制度，其中強度、 韌性和焊接性是低碳(高強度)低合金鋼最重要的性能，它最終決定于成品鋼材的顯微組織狀態。隨著科技不斷地向前發展，人們對高強鋼的強韌性、強塑性匹配提出更高的要求， 即在維持較低的制造成本的同時大幅度地提高鋼板的綜合機械性能和使用性能，以減少鋼材的用量節約成本，減輕鋼結構的自身重量、穩定性和安全性，更為重要的是為進一步提高鋼結構安全穩定性和冷熱加工性。目前日韓歐盟范圍內掀起了發展新一代高性能鋼鐵材料的研究高潮，力圖通過合金組合設優化計和革新制造工藝技術獲得更好的組織匹配，使高強鋼獲得更優良的強韌性、強塑性匹配。傳統的抗拉強度彡780MPa、鋼板厚度彡IOOmm的高強鋼板主要通過離線調質工藝(Q+T)生產；但是對于鋼板厚度< 60_，也可以采用在線調質工藝來生產；對于生產板厚彡IOOmm的鋼板必要具有足夠高的淬透性，即淬透性指數DI彡2X成品鋼板厚度DI =O. 311C1/2(l+0. 64Si) X (1+4. IOMn) X (1+0. 27Cu) X (1+0. 52Ni) X (1+2. 33Cr) X (1+3 .14Mo) X25. 4(mm)，以確保鋼板具有足夠高的強度、優良的低溫韌性及沿板厚方向顯微組織與性能的均勻，因而不可避免地向鋼中加入大量Cr、Mo、Ni、Cu等合金元素，參見日本專利昭59-129724、平1-219121以及新日鐵制鋼研究第314號-1984、日本鋼管技報 No. 107-1985、新日鐵技報第348號-1993、J11崎制鐵技報Vol. 4 (No. 3) -1972、J11崎制鐵技報 Vol. 7 (No. 2)-1975 等文章。更重要的是采用傳統調質鋼成分體系與制造工藝生產出的鋼板不僅最大厚度受到限制，鋼板沿厚度方向的力學性能均勻性也不太理想，表現為硬度沿厚度方向呈鍋底狀分布，即鋼板上下表面硬度高、中心部位硬度低；而且調質鋼板1/4厚度位置的強度、低溫韌性及延伸率等技術指標雖然能夠滿足用戶的要求，但是鋼板延伸率普遍偏低17% )，超厚規格的調質鋼板延伸率更低，一般均δ5< 16%，如美國專利 US Patent4855106、US Patent5183198、USPatent4137104、USPatent4790885、US Patent4988393及歐洲專利EP 0867520A2。而較低的延伸率不僅不利于鋼板冷加工性能， 而且對鋼板的抗疲勞性能、抗應力集中敏感性及結構穩定性影響較大；水電工程中的壓力水管和渦殼、火電汽輪發電機及海洋采油平臺結構等疲勞重載結構上使用時，存在安全較大的隱患；因此大型疲勞重載鋼結構采用高強鋼時，一般希望80公斤級高強鋼具有優良的強韌性、強塑性匹配，尤其抗拉延伸率35在18%以上。現有大量專利文獻只是說明如何實現母材鋼板的強度和低溫韌性，就改善鋼板焊接能性，獲得優良焊接熱影響區HAZ低溫韌性說明較少，更沒有涉及如何在提高鋼板抗拉強度的同時，提高鋼板的抗拉延伸率及厚度方向力學性能均勻性，如日本專利昭63-93845、 昭 63-79921、昭 60-258410、特平開 4-285119、特平開 4-308035、平 3-264614、平 2-250917、 平4-143246、美國專利US Patent5798004、歐洲專利EP0288054A2及西山紀念技術講座第 159-160，P79 P80、鐵 i 鋼 S611-1986、鐵 i 鋼 Vol. 83 (No. 3)-1997、神戶制鋼技報 Vol. 45 (No. I)-1995 等文章。隨著我國國民經濟發展，建設節約型和諧社會的要求，國家基礎工程建設、能源工程建設、海洋開發建設及建設所需的大型裝備制造開發已擺到日事議程，作為戰略性基礎材料一80公斤級極厚調質鋼板具有廣闊的市場前景。80公斤級、超低溫韌性調質鋼板對于我國還屬于一種全新的鋼種。

發明內容
本發明的目的是提供一種80公斤級超高韌性、極厚鋼板及其制造方法，通過鋼板合金元素的組合設計與特殊制造工藝(CR+QQT)相結合，在獲得優良特厚(> 100mm)調質鋼板強度、超低溫韌性及強韌性匹配的同時，鋼板的焊接性也同樣優異，并成功地解決了特厚調質鋼板沿鋼板厚度方向強韌性不均勻的問題。為達到上述目的，本發明的技術方案是本發明采用低C-超低Si-中Mn-(Ti+V+Nb+B)微合金鋼的成分體系作為基礎， 適當提高鋼中酸溶Als含量且Als彡15X (Ntotal-O. 292Τ )、控制Mn/C比在8 16之間、 Ceq(WES)彡 O. 57%,Ni 當量彡 I. 20%,Mo 當量彡 O. 75%,Cr 當量彡 I. 00%與(％ Si) X (% C) ( O. 010、Nb/Ti 在 I. 5 3. 5、(Cu+Ni+Mo+Cr)合金化、Ca 處理且 Ca/S 比在 O. 80 3. 00 之間且(% Ca) (% S)0.18彡2. 5X 10_3、控制FXDI指數彡L 20X成品鋼板厚度等冶金技術控制手段，優化特殊控軋+離線梯度調質工藝(QQ+T)，使成品鋼板的顯微組織為細小回火貝氏體+回火馬氏體，平均晶團尺寸在20 μ m以下，獲得優良的強韌性/強塑性匹配且沿板厚方向力學性能均勻，特別適用于水電壓力水管、渦殼、海洋平臺、大型工程機械等大型鋼結構及設備，并且能夠實現低成本穩定批量工業化生產。具體的，本發明的80公斤級超高韌性、極厚鋼板，其成分重量百分比為C:
O.08 % O. 13 %，Si :彡 O. 10 %，Mn :0· 80 % I. 20 %，P :彡 O. 013 %，S ^ O. 0030 %， Cu 0. 20 % O. 45 %，Ni : I. 00 % I. 60 %，Cr 0. 35 % O. 65 %，Mo 0. 30 % O. 60 %， Als 0. 040 % O. 070 %，Nb 0. 010 % O. 030 %，V 0. 030 % O. 060 %，Ti 0. 004 %
O.010%, N O. 0050%, Ca 0. 001% O. 004%, B 0. 0008% O. 0016%，其余為 Fe 和不可避免的雜質；且，上述元素含量必須同時滿足如下關系C、Mn當量之間的關系8 ( Mn/C ( 16，確保鋼板在_60°C條件下為斷裂行為為塑性斷裂，夏比沖擊試樣斷口纖維率> 50%。Als、Ti與N之間的關系=Als彡15 X (Ntotal-O. 292Ti)，防止B元素與N元素結合， 保證鋼中固溶[B]彡5ppm且AlN以細小彌散狀態析出，細化淬火前奧氏體晶粒尺寸，改善鋼板低溫韌性及沿板厚方向鋼板力學性能均勻。Ni 當量=Ni+0. 37Mn+0. 18Cu_L 33Si-0. 89A1 ^ I. 20 %,降低鐵素體位錯 1/2〈111> (110)在_60°C溫度條件下的P-N力，改善位錯可動性，保證鋼板顯微組織的本征韌性。控制Ceq (WES) ^ O. 57%,改善極厚80公斤級調質鋼板的焊接性,保證鋼板在預熱溫度彡150°C。(% Si) X (% C) ^ O. 010，增加馬氏體相變臨界冷卻速度，促進下貝氏體形成，改善極厚80公斤級調質鋼板強韌性、強塑性匹配及超低溫韌性，抑制超厚鋼板多層多道次焊接HAZ中的Μ/A島析出，改善超厚鋼板的焊接性及焊接HAZ韌性；Mo當量彡O. 75%、Cr當量彡I. 00%,確保極厚80公斤級調質鋼板淬透淬硬性與抗回火軟化性，保證極厚80公斤級調質鋼板強韌性、強塑性匹配與超低溫韌性；其中Mo當 M= Mo+0. 67Cr+0. 83Si+l. 62V ；Cr 當量=Cr+1. 21Mo+Si+l. 86V。Nb/Ti在I. 5 3. 5，對于模鑄坯而言，為確保鋼錠及初軋坯中形成的(Ti，Nb) (C， N)粒子細小均勻，彌散分布，抑制初軋坯加熱、軋制過程中奧氏體晶粒長大，改善鋼板的低溫韌性。Ca 與 S 之間的關系Ca/S 在 O. 80 3.00 之間，且，5X10_4 ( (Ca)
(S)O. 18 ( 2. 5 X IO-3 ;以改善極厚鋼板低溫韌性、焊接性、抗SR脆性、抗層狀撕裂性能及模鑄坯“V”偏析和倒“V”偏析。有效淬透性指數Deff = FXDI ^ I. 20X t，確保極厚調質鋼板強韌性匹配及沿板厚方向鋼板性能均勻；其中F為硼鋼淬透性因子，當鋼中存在固溶[B]時且[B] ^ 5ppm且采用二次淬火時，F 取 I. 50 ；t 為成品鋼板厚度(mm) ；DI = O. 367C0 5(l+0. 7Si) (1+3. 33Mn) (1+0. 35Cu) (1+0. 36Ni) (1+2. 16Cr) (l+3Mo) (1+1. 75V) (1+1. 77A1) X 25. 4 (mm)，以確保 80 公斤級極厚調質鋼板具有優良的強韌性/強塑性匹配且沿板厚方向力學性能均勻。在本發明鋼的成分設計中C對極厚80公斤級調質鋼的強度、超低溫韌性、延伸率及焊接性影響很大，從改善極厚80公斤級調質鋼板低溫韌性和焊接性角度，希望鋼中C含量控制得較低；但是從調質鋼的淬透性、強韌性匹配、生產制造過程中顯微組織控制及制造成本角度，C含量不宜控制得過低，尤其極厚80公斤級調質鋼板；因次C含量合理范圍為O. 08% O. 13%。Mn作為最重要的合金元素在鋼中除提高極厚80公斤級調質鋼板的強度外，還具有擴大奧氏體相區、降低Ar3點溫度、細化調質鋼板晶團而改善鋼板低溫韌性的作用、促進低溫相變組織形成而提高極厚調質鋼板強度的作用；但是Mn在鋼水凝固過程中容易發生偏析，尤其Mn含量較高時，不僅會造成澆鑄操作困難，而且容易與C、P、S、Mo、Cr等元素發生共軛偏析現象，尤其鋼中C含量較高時，加重鑄坯中心部位的偏析與疏松，嚴重的鑄坯中心區域偏析在后續的軋制、熱處理及焊接過程中易形成異常組織，導致極厚調質鋼板低溫韌性低下和焊接接頭出現裂紋；因此根據C含量范圍，選擇適宜的Mn含量范圍對于特厚調質鋼板極其必要，根據本發明鋼成分體系及C含量為O. 08 % O. 13 %，適合Mn含量為
O.80% I. 20%，且C含量高時，Mn含量適當降低，反之亦然；且C含量低時，Mn含量適當提聞。Si促進鋼水脫氧并能夠提高極厚調質鋼板強度，但是采用Al脫氧的鋼水，Si的脫氧作用不大，Si雖然能夠提高極厚調質鋼板的強度，但是Si降低馬氏體形成的臨界冷卻速度，抑制下貝氏體形成，嚴重損害高強極厚調質鋼板的超低溫韌性、延伸率及焊接性，尤其在較大線能量焊接條件下，Si不僅促進M-A島形成，而且形成的M-A島尺寸較為粗大、分布不均勻，嚴重損害焊接熱影響區(HAZ)韌性和焊接接頭SR性能，因此鋼中的Si含量應盡可能控制得極低，因此，鋼中Si含量控制在O. 10%以下。P作為鋼中有害雜質對極厚調質鋼板的機械性能，尤其低溫沖擊韌性、延伸率、焊接性及焊接接頭SR性能具有巨大的損害作用，理論上要求越低越好；但考慮到煉鋼可操作性和煉鋼成本，對于要求優良焊接性、-60°C韌性及優良強韌性匹配的極厚調質鋼板，P含量需要控制在彡0.013%。S作為鋼中有害雜質對極厚調質鋼板的低溫韌性具有很大的損害作用，更重要的是S在鋼中與Mn結合，形成MnS夾雜物，在熱軋過程中，MnS的可塑性使MnS沿軋向延伸， 形成沿軋向MnS夾雜物帶，嚴重損害鋼板的低溫沖擊韌性、延伸率、Z向性能、焊接性及焊接接頭SR性能，同時S還是熱軋過程中產生熱脆性的主要元素，理論上要求越低越好；但考慮到煉鋼可操作性、煉鋼成本和物流順暢原則，對于要求優良焊接性、-60°C韌性及優良強韌性匹配的極厚調質鋼板，S含量需要控制在< O. 0030%。Cu奧氏體穩定化元素，添加Cu也可以降低Ar3點溫度，提高極厚調質鋼板的淬透淬硬性和鋼板的耐大氣腐蝕性；但是Cu添加量過多，高于O. 45%，容易造成銅脆、鑄坯表面龜裂、內裂問題及尤其極厚調質鋼板焊接接頭SR性能劣化；對于80公斤級極厚調質鋼板而言，Cu添加量過少，低于O. 20%，所起任何作用很小；因此Cu含量控制在O. 20% O. 45% 之間；Cu、Ni復合添加除降低含銅鋼的銅脆現象、減輕熱軋過程的晶間開裂之作用外，更重要的是Cu、Ni均為奧氏體穩定化元素，Cu、Ni復合添加可以大幅度降低Ar3，提高奧氏體向鐵素體相變的驅動力，導致馬氏體/貝氏體板條可以向各個位向長大，導致馬氏體/貝氏體板條間位向差變大，增加裂紋穿過馬氏體/貝氏體板條的阻力。添加Ni不僅可以提高鐵素體相中位錯可動性，促進位錯交滑移，而且增大馬氏體 /貝氏體板條間位向差；Ni作為奧氏體穩定化元素，降低Ar3點溫度，細化馬氏體/貝氏體晶團尺寸，因此Ni具有同時提高調質鋼板強度、延伸率和低溫韌性的功能；鋼中加Ni還可以降低含銅鋼的銅脆現象，減輕熱軋過程的晶間開裂，提高鋼板的耐大氣腐蝕性。因此從理論上講，鋼中Ni含量在一定范圍內越高越好，但是過高的Ni含量會硬化焊接熱影響區，對鋼板的焊接性及焊接接頭SR性能不利；但是對于極厚80公斤級調質鋼板，必須有足夠的 Ni含量，以保證鋼板具有足夠的淬透性、板厚方向性能均勻的同時，確保鋼板的低溫韌性； 因此，Ni含量控制在I. 00% I. 60%之間，以確保鋼板的淬透淬硬性和鋼板的強韌性、強塑性匹配而不損害鋼板的焊接性。Cr作為弱碳化物形成元素，添加Cr不僅提高，劣化調質鋼板低溫沖擊韌性，的淬透性、促進馬氏體/貝氏體形成，而且馬氏體/貝氏體板條間位向差增大，增大裂紋穿過馬氏體/貝氏體晶團的阻力，在提高鋼板強度的同時，具有一定的改善鋼板韌性之作用；但是當Cr添加量過多時，回火過程中在原奧氏體晶界上析出粗大項鏈狀鉻的碳化物，極度劣化極厚調質鋼板的超低溫沖擊韌性；同時，嚴重損害極厚調質鋼板的焊接性，尤其焊接接頭 SR性能；但是對于極厚80公斤級低溫調質鋼板，必須有一定的Cr含量，以保證鋼板具有足夠的淬透/淬硬性；因此Cr含量控制在O. 35% O. 65%之間。
添加Mo提高鋼板的淬透性，促進馬氏體/貝氏體形成，但是Mo作為強碳化物形成元素，在促進馬氏體/貝氏體形成的同時，增大馬氏體/貝氏體晶團的尺寸且形成的馬氏體 /貝氏體板條間位向差很小，減小裂紋穿過馬氏體/貝氏體晶團的阻力；因此Mo在大幅度提高調質鋼板強度的同時，降低了調質鋼板的低溫韌性和延伸率；并且當Mo添加過多時， 不僅嚴重損害鋼板的延伸率、焊接性及焊接接頭SR性能，而且增加鋼板SR脆性和生產成本；但是對于超厚80公斤級調質鋼板，必須有一定的Mo含量，以保證鋼板具有足夠的淬透性與抗回火軟化性。因此綜合考慮Mo的相變強化作用及對母材鋼板低溫韌性、延伸率和焊接性的影響，Mo含量控制在O. 30% O. 60%之間。B含量控制在O. 0008% O. 0016%之間，確保極厚調質鋼板淬透性的同時，不損害鋼板的焊接性、HAZ韌性及板坯表面質量。Ti含量在O. 004% O. 010%之間，抑制均熱和熱軋過程中奧氏體晶粒過分長大， 改善鋼板低溫韌性，更重要的是抑制焊接過程中HAZ晶粒長大，改善HAZ韌性；此外Ti含量超過O. 011 %時，采用模鑄澆注時，形成的TiN粒子不僅較多而且較為粗大，具有促進鐵素體形成，嚴重影響鋼板中心部位的淬透性。鋼中的Als能夠固定鋼中的自由[N]，除降低焊接熱影響區(HAZ)自由[N]，改善焊接HAZ的低溫韌性作用之外，更重要的是保證鋼中具有一定的固溶B、改善鋼板淬透淬硬性；因此Als下限控制在O. 040%;但是鋼中加入過量的Als不但會造成澆鑄困難，而且會在鋼中形成大量彌散的針狀Al2O3夾雜物，損害鋼板內質健全性、低溫韌性和焊接性，因此Als 上限控制在O. 070%。采用模鑄澆注時，鋼中的N含量控制難度較大，為了確保鋼板中固溶[B]的存在及防止大量AlN沿原奧氏體晶界析出，損害極厚調質鋼板表面質量與橫向的超低溫沖擊韌性尤其橫向低溫沖擊韌性，鋼中的N含量不得超過O. 005%。鋼中添加微量的Nb元素目的是進行未再結晶控制軋制、細化鋼板顯微組織，改善鋼板表(亞)面層淬火組織，防止鋼板表(亞)面層過度淬火，抑制AlN沿原奧氏體晶界鏈狀析出，提高極厚調質鋼板強度、橫向超低溫沖擊韌性及塑性形變能力，當Nb添加量低于
O.010%時，除不能有效發揮的控軋作用；當Nb添加量超過O. 030%時，大熱輸入焊接條件下誘發上貝氏體(Bu)形成和Nb (C，N) 二次析出脆化作用，嚴重損害大熱輸入焊接熱影響區 (HAZ)的低溫韌性，因此Nb含量控制在O. 010% O. 030%之間，獲得最佳的控軋效果、實現超高強度調質鋼板強韌性/強塑性匹配及防止表(亞)面層過度淬火的同時，又不損害大線能量焊接及多道次焊接HAZ的韌性。V含量在O. 030% O. 060%之間，并隨著鋼板厚度的增加，V含量可適當取上限值。添加V目的是通過V (C，N)在貝氏體/馬氏體板條中析出，提高調質鋼板的強度。V添加過少，低于O. 030%，析出的V(C，N)太少，不能有效提高極厚調質鋼板的強度…添加量過多，高于O. 060%,損害極厚調質鋼板超低溫韌性、延伸率、焊接性及焊接SR性能。對鋼進行Ca處理，一方面可以進一步純潔鋼液，另一方面對鋼中硫化物進行變性處理，使之變成不可變形的、穩定細小的球狀硫化物、抑制S的熱脆性、提高鋼板的低溫韌性、延伸率及Z向性能、改善鋼板韌性的各向異性。Ca加入量的多少，取決于鋼中S含量的高低，Ca加入量過低，處理效果不大；Ca加入量過高，形成Ca(0，S)尺寸過大，脆性也增大， 可成為斷裂裂紋起始點，降低鋼的低溫韌性和延伸率，同時還降低鋼質純凈度、污染鋼液。一般控制 Ca 含量按 ESSP = (wt% Ca) [1-1. 24(wt% O)]/I. 25(wt% S)，其中 ESSP 為硫化物夾雜形狀控制指數，取值范圍O. 5 5之間為宜，因此Ca含量的合適范圍為O. 0010%
O.0040%。本發明的80公斤級超高韌性、極厚鋼板的制造方法，其包括如下步驟a)冶煉、鑄造冶煉根據上述成分，采用模鑄澆鑄，鋼包澆注過熱度Λ T控制在40°C 70°C，本體燒鑄速度控制在3. O噸/min 4. O噸/min,冒口補注時間5min 8min,以改善板還內部偏析、減少內部夾雜物；b)軋制，鋼板總壓縮比即模鑄坯厚度/成品鋼板厚度> 5. 0，確保超厚調質鋼板中心疏松焊合，鋼板中心部位顯微組織均勻；第一階段為普通軋制，為保證加熱及軋制過程中發生[Al]+BN — AlN+[B]，確保鋼中固溶[B]彡5ppm，板坯加熱溫度控制在1100°C 1180°C之間；至少有2個道次采用低速大壓下軋制，鋼板軋制速度控制在彡I. 5m/sec.，軋制形狀因子(AH/R)1/2彡O. 18，其中Λ H 為道次壓下量，R為工作輥輥徑，mm ；以保證板坯內部疏松、凝固縮孔焊合、鋼板中心部位顯微組織均勻；第二階段采用未再結晶控制軋制，控軋開軋溫度彡850°C，軋制道次壓下率彡7%，奧氏體未結晶區((8500C )累計壓下率彡30%，奧氏體單相區終軋溫度800°C 850°C,以此細化奧氏體晶粒尺寸，改善AlN析出狀態，改善超厚調質鋼板強韌性匹配與橫向超低溫沖擊韌性；c)冷卻鋼板從停冷結束到入緩冷坑保溫之間的間隔時間不大于60min，保溫工藝為鋼板溫度表面大于300°C的條件下至少保溫48小時，保證超厚鋼板脫氫充分，防止產生氫致裂紋；d)熱處理工藝鋼板第一次淬火溫度(板溫)為900 920°C，淬火保持時間彡20min,淬火保持時間為鋼板中心溫度達到淬火目標溫度時開始計時的保溫時間；鋼板第二次淬火溫度(板溫)為880 900°C，淬火保持時間彡IOmin,淬火保持時間為鋼板中心溫度達到淬火目標溫度時開始計時的保溫時間；鋼板回火溫度(板溫)為600 660°C，回火保持時間彡(O. 65 I. O)min/mmX 成品鋼板厚度，回火保持時間為鋼板中心溫度達到回火目標溫度時開始計時的保溫時間， 時間單位為min,成品鋼板厚度單位為_ ;回火結束后鋼板自然空冷至室溫。本發明的有益效果本發明采用低C-超低Si-中Mn-(Ti+V+Nb+B)微合金鋼的成分體系作為基礎，通過成分優化設計、冶金技術控制，優化特殊控軋+離線梯度調質工藝(QQ+T)，使成品鋼板的顯微組織為細小回火貝氏體+回火馬氏體，平均晶團尺寸在20 μ m以下，獲得優良的強韌性 /強塑性匹配且沿板厚方向力學性能均勻。本發明在獲得優良80公斤級極厚(> 100mm)高強度、超高韌性調質鋼板強韌性、 強塑性匹配的同時，鋼板的焊接工藝性也同樣優異，并成功地解決了極厚調質鋼板沿鋼板厚度方向強韌性不均勻的問題，提高了大型重鋼結構(海洋平臺、船用浮吊、水電鋼岔管、巨型挖掘機與履帶吊等)的安全穩定性、抗疲勞性能；良好的焊接性節省了用戶鋼構件制造的成本，縮短了用戶鋼構件制造的時間，為用戶創造了巨大的價值，因而此類鋼板不僅是高附加值、綠色環保性的產品。目前國內各大鋼廠(除寶鋼以外)只能生產80mm以下的鋼板，國內大型工程建設、重型機械廠所需80公斤級、超低溫韌性調質鋼板均從日本和德國進口 ；不僅鋼板進口價格昂貴，而且交貨期無法保證，迫使用戶在設計圖紙出來前，提前訂購具有一定尺寸余量鋼板，以便設計圖紙出來后，根據設計圖紙要求的鋼板尺寸要求裁剪鋼板，導致材料巨大的浪費。本發明80公斤級極厚、超低溫韌性調質鋼板填補了上述空白，可以作為主要用作制造水電工程的渦殼與鋼岔管、大型工程機械結構及海洋石油平臺，是重大國民經濟建設的關鍵材料。


圖I為本發明實施例5鋼的顯微組織(1/4厚度)。
具體實施例方式下面結合實施例對本發明做進一步說明。表I所示本發明實施例鋼成分，表2、表3、表4為本發明實施例鋼的制造工藝。表
5、表6所示本發明實施例鋼的性能。從圖I及表5、表6可以看出，本發明鋼板的顯微組織為細小回火貝氏體+回火馬氏體，平均晶團尺寸在20μπι以下；獲得優良的強韌性、強塑性匹配且焊接性能優良。綜上所述，本發明要通過鋼板合金元素的組合設計與特殊調質工藝(CR+QT)相結合，在獲得優良極厚(> 100mm)調質鋼板強度、超低溫韌性及強韌性匹配的同時，鋼板的焊接性也同樣優異，并成功地解決了極厚調質鋼板沿鋼板厚度方向強韌性不均勻的問題，而且提高了鋼結構的安全穩定性、抗疲勞性能；良好的焊接性節省了用戶鋼構件制造的成本， 縮短了用戶鋼構件制造的時間，為用戶創造了巨大的價值，因而此類鋼板不僅是高附加值、 綠色環保性的產品。
權利要求
1.80公斤級超高韌性、極厚鋼板，其成分重量百分比為C 0. 08% O. 13%Si O. 10%Mn :0. 80% I. 20%P :彡 O. 013%S :彡 O. 0030%Cu :0. 20% O. 45%Ni 1. 00% I. 60%Cr :0. 35% O. 65%Mo :0. 30% O. 60%Als :0. 040% O. 070%Nb :0. 010% O. 030%V 0. 030% O. 060%Ti :0. 004% O. 010%N :彡 O. 0050%Ca :0. 001% O. 004%B 0. 0008% O. 0016%其余為Fe和不可避免的雜質；且上述元素含量必須同時滿足如下關系C、Mn當量之間的關系8 ( Mn/C ( 16 ；Als、Ti與N之間的關系=Als彡15 X (Ntotal-O. 292Ti)，防止B元素與N元素結合，保證鋼中固溶[B]彡5ppm，且AlN以細小彌散狀態析出；Ni 當量=Ni+0. 37Mn+0. 18Cu_l. 33Si_0. 89A1 ^ I. 20% ；控制Ceq(WES) ( 0. 57%，保證鋼板在預熱溫度彡150°C ；(% Si) X (% C) ^ O. 010 ；Mo 當量彡 O. 75%,Cr 當量彡 I. 00%，其中，Mo 當量=Mo+0. 67Cr+0. 83Si+l. 62V ；Cr 當量=Cr+1. 21Mo+Si+l. 86V ；Nb/Ti 在 I. 5 3. 5 ;Ca與S之間的關系Ca/S在0.80 3.00之間，且5父10-4彡(Ca) (S)18彡2. 5X 1(Γ3 ; 有效淬透性指數Deff = FXDI彡I. 20Xt，其中F為硼鋼淬透性因子，當鋼中存在固溶 [B]時且[B]彡5ppm，且，采用二次淬火時，F取I. 50 ；t為成品鋼板厚度，單位為mm ;DI = O. 367C°-5(l+0. 7Si) (1+3. 33Mn) (1+0. 35Cu) (1+0. 36Ni) (1+2. 16Cr) (l+3Mo) (1+1. 75V) (1+1. 77A1) X 25. 4，單位為 mm。
2.如權利要求I所述的80公斤級超高韌性、極厚鋼板的制造方法，其包括如下步驟a)冶煉、鑄造冶煉根據上述成分，采用模鑄澆鑄，鋼包澆注過熱度Λ T控制在40°C 70°C，本體澆鑄速度控制在3. O噸/min 4. O噸/min,冒口補注時間5min 8min ；b)軋制，鋼板總壓縮比即模鑄坯厚度/成品鋼板厚度>5. O第一階段為普通軋制，為保證加熱及軋制過程中發生[A1]+BN — A1N+[B]，確保鋼中固溶[B]彡5ppm，板坯加熱溫度控制在1100°C 1180°C之間；至少有2個道次采用低速大壓下軋制，鋼板軋制速度控制在彡I. 5m/sec.，軋制形狀因子(AH/R)1/2彡O. 18，其中ΛΗ為道次壓下量，R為工作輥輥徑，mm ；第二階段采用未再結晶控制軋制，控軋開軋溫度彡850°C，軋制道次壓下率彡7%，奧氏體未結晶區累計壓下率彡30%，奧氏體單相區終軋溫度800°C 850°C ；c)冷卻鋼板從停冷結束到入緩冷坑保溫之間的間隔時間不大于60min，保溫工藝為鋼板溫度表面大于300°C的條件下至少保溫48小時；d)熱處理鋼板第一次淬火溫度為900 920°C，淬火保持時間> 20min，淬火保持時間為鋼板中心溫度達到淬火目標溫度時開始計時的保溫時間；鋼板第二次淬火溫度為880 900°C，淬火保持時間> lOmin，淬火保持時間為鋼板中心溫度達到淬火目標溫度時開始計時的保溫時間；鋼板回火溫度為600 660°C，回火保持時間彡(O. 65 I. O)min/mmX成品鋼板厚度， 回火保持時間為鋼板中心溫度達到回火目標溫度時開始計時的保溫時間，時間單位為min， 成品鋼板厚度單位為_ ;回火結束后鋼板自然空冷至室溫。
全文摘要
80公斤級超高韌性、極厚鋼板及其制造方法，其成分重量百分比為C0.08～0.13％，Si≤0.10％，Mn0.80～1.20％，P≤0.013％，S≤0.0030％，Cu0.20～0.45％，Ni1.00～1.60％，Cr0.35～0.65％，Mo0.30～0.60％，Als0.040～0.070％，Nb0.010～0.030％，V0.030～0.060％，Ti0.004～0.010％，N≤0.0050％，Ca0.001～0.004％，B0.0008～0.0016％，余Fe。本發明采用低C-超低Si-中Mn-(Ti+V+Nb+B)微合金鋼的成分體系作為基礎，優化特殊控軋+離線梯度調質工藝(QQ+T)，使成品鋼板的顯微組織為細小回火貝氏體+回火馬氏體，平均晶團尺寸在20μm以下，獲得優良的強韌性/強塑性匹配，且沿板厚方向力學性能均勻。
文檔編號C22C33/04GK102605282SQ20121007831
公開日2012年7月25日 申請日期2012年3月22日 優先權日2012年3月22日
發明者劉自成, 吳勇, 李先聚 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司