CN102286692B

CN102286692B - 一种调质低温用钢及其制造方法

Info

Publication number: CN102286692B
Application number: CN 201010204970
Authority: CN
Inventors: 刘自成; 施青; 徐国栋
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2010-06-21
Filing date: 2010-06-21
Publication date: 2013-09-04
Anticipated expiration: 2030-06-21
Also published as: CN102286692A

Abstract

一种调质低温用钢，其按重量百分比计的化学成分为：C：0.040％～0.080％，Si≤0.15％，Mn：1.20％～1.60％，P≤0.015％，S≤0.003％，Als≤0.010％，Cu：0.05％～0.35％，Ni：0.10～0.40％，Mo：0.10％～0.30％，Ti：0.007％～0.012％，V：0.020％～0.050％，N：0.0055％～0.0085％，B：0.0008％～0.0020％，Ca：0.001％～0.004％，且上述元素含量满足如下关系：15≤Mn/C≤30；Ni当量≥0.25％；Ti/N在1.0～2.0之间；B≥0.714(N-0.292Ti-0.518Als)；Ni/Cu≥1.0；Ca/S在1.0～3.0之间且1.0×10^-4≤(％Ca)×(％S)^0.28≤1.5×10^-3；其余为铁和不可避免的夹杂。该钢通过再结晶控制轧制、在线直接淬火、回火热处理工艺相结合进行制造，可以获得优异的低温性能，而且钢板可以承受大线能量焊接，特别适合用于制造LPG低温储罐。

Description

一种调质低温用钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种低温用钢，特别是涉及到在一种低C-高Mn-超低Als-中N-少量(Cu+Ni+Mo)合金化-超微(Ti+B)处理的低合金钢成分体系中获得屈服强度≥490MPa、抗拉强度≥610MPa、-50℃的Charpy横向冲击功(单个值)≥100J、可大线能量焊接的调质低温用钢，主要用于低温储罐、低温压力钢管、冰海区域海洋平台的制造用材。

背景技术

对于采用与本发明相关的现有技术制造-50℃的低温横向冲击韧性(单个值)≥100J的调质高强度厚钢板时，上世纪80年代国际上采用直接淬火加回火工艺(即DQT)生产高强度、高韧性钢板，取得较好的成效【Japanese Laid-Open Patent Publication No.153730/1983、JapaneseLaid-Open Patent Publication No.77527/1983、Japanese Post-Exam PatentPublication No.3011/1983】，但是母材钢板与焊接HAZ的韧性不能完全满足-50℃冲击韧性单值Akv≥70J的要求；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)低温韧性说明得较少，尤其采用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【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、US Patent4855106、US Patent5183198、USPatent4137104】。

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、船舶制造、桥梁结构、锅炉压力容器、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化学成分与显微组织状态。随着科技不断地向前发展，人们对钢的强韧性、焊接性提出更高的要求，即在维持较低制造成本的同时大幅度地提高钢板的综合机械性能和使用性能，以减少钢材的用量而节约成本，减轻钢构件自身重量、稳定性和安全性。目前世界范围内掀起了发展新一代高性能钢铁材料的研究高潮，通过合金组合设计、革新控轧/TMCP(包括DQ)技术及热处理工艺获得更好的显微组织匹配，从而使钢板得到更高的强度韧性匹配、更优良的焊接性；本发明钢板正是采用上述技术，低成本地开发出综合力学性能优异的低温用钢板。

发明内容

本发明要解决的一个技术问题是提供一种调质高强度低温用钢。

调质高强度低温用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具有高强度、极高的低温韧性、优良的焊接工艺性且可大限能量焊接，而且还要具有优良的抗焊接再热裂纹性能及冷热加工性能；因此，本发明在关键技术路线和成分工艺设计上，综合了影响调质钢板显微组织与强度、低温韧性、抗焊接再热裂纹敏感性及大线能量焊接性之间的相互关系，成功地解决了调质高强钢的强度、低温韧性与大限能量焊接性之间的矛盾，稳定批量低成本的生产出可大限能量焊接的调质低温用钢板，特别适宜于用做制造低温储罐、低温压力钢管、冰海区域海洋平台等。

为解决上述技术问题，本发明的调质低温用钢的化学成分(wt％)为C：0.040％～0.080％，Si≤0.15％，Mn：1.20％～1.60％，P≤0.015％，S≤0.003％，Als≤0.010％，Cu：0.05％～0.35％，Ni：0.10～0.40％，Mo：0.10％～0.30％，Ti：0.007％～0.012％，V：0.020％～0.050％，N：0.0055％～0.0085％，B：0.0008％～0.0020％，Ca：0.001％～0.004％；

且上述元素含量满足如下关系：

15≤Mn/C≤30；

Ni当量≥0.25％；

Ti/N在1.0～2.0之间；

B≥0.714(N-0.292Ti-0.518Als)；

Ni/Cu≥1.0；

Ca/S在1.0～3.0之间且1.0×10^-4≤(％Ca)×(％S)^0.28≤1.5×10^-3；

其余为铁和不可避免的夹杂。

本发明中成分满足Pcm≤0.20％。

本发明要解决的另一个技术问题是提供上述钢的制造方法。

为此，本发明的调质低温钢的制造方法，包括：

TDS铁水深度脱硫，转炉冶炼，LF精炼，RH精炼并喂Si-Ca丝，连铸并轻压下，连铸中中间包浇注温度控制在1535～1555℃；

板坯加热温度1000～1100℃，板坯出炉后除鳞；

第一阶段采用普通轧制，轧制道次压下率≥8％，累计压下率≥50％；

第二阶段采用再结晶控制轧制，控轧开轧温度为900～950℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥50％，终轧温度为850～900℃；

在线直接淬火，钢板从终轧结束到开始冷却之间的时间间隔为15～45秒，开冷温度≥800℃，冷却速度≥10℃s，停冷温度≤350℃；

离线回火，钢板回火温度控制在600～650℃，回火时间为1.0～2.0min/t，t为钢板厚度；

钢板回火出炉后空冷到室温。

本发明中，C对调质钢的强度、低温韧性、延伸率及焊接性影响很大，从改善调质钢板低温韧性及焊接性角度(尤其大限能量焊接性)，希望钢中C含量控制得较低；但是从调质钢的淬透性、强韧性匹配、生产制造过程中显微组织控制及制造成本角度，C含量不宜控制得过低，考虑到调质低温用钢板显微组织控制，提高回火贝氏体抗裂性，C的含量控制在0.04％～0.08％之间。

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、细化调质钢板晶团、增大板条之间的位向而改善钢板低温韧性的作用、促进低温相变组织形成而提高钢板强度的作用；但是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、Mo、Cr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轧制、热处理及焊接过程中易形成异常组织，导致调质钢板低温韧性低下和焊接接头出现裂纹；因此根据C含量范围，选择适宜的Mn含量范围对于低温用调质钢板极其必要，根据本发明钢成分体系及C含量为0.04％～0.08％，适合Mn含量为1.20％～1.60％，且C含量高时，Mn含量适当降低，反之亦然；且C含量低时，Mn含量适当提高。

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(尤其高强调质钢板)的低温韧性、延伸率及焊接性，尤其在大线能量焊接条件下，Si不仅促进M-A岛形成，而且形成的M-A岛尺寸较为粗大、分布不均匀，严重损害焊接热影响区(HAZ)韧性和焊接接头SR性能，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≤0.15％。

P作为钢中有害夹杂对钢板的机械性能，尤其低温冲击韧性、延伸率、焊接性及焊接接头SR性能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，对于要求优良焊接性、-50℃韧性及优良强韧性、可大限能量焊接的低温调质钢板，P含量需要控制在≤0.013％。

S作为钢中有害夹杂对钢板的低温韧性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，严重损害钢板的低温冲击韧性、延伸率、Z向性能、焊接性及焊接接头SR性能，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，对于要求优良焊接性、-50℃韧性及优良强韧性、可大限能量焊接的低温调质钢板，S含量需要控制在≤0.0030％。

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和改善低温韧性而不损害其焊接性；但加入过多的Cu时，在热轧及回火处理过程中，将发生细小弥散的-Cu沉淀，损害钢板的低温韧性，更重要的是大限能量焊接时易产生热裂纹而导致铜脆，因此Cu含量上限控制在≤0.35％；但如果加入Cu含量过少(＜0.05％)，对提高强度、韧性作用不大，因此Cu含量控制在0.05％～0.35％之间。

添加Mo提高钢板的淬透性，促进马氏体/贝氏体形成，但是Mo作为强碳化物形成元素，在促进马氏体/贝氏体形成的同时，增大马氏体/贝氏体晶团的尺寸且形成的马氏体/贝氏体板条间位向差很小，减小裂纹穿过马氏体/贝氏体晶团的阻力；因此Mo在大幅度提高调质钢板强度的同时，降低了调质钢板的低温韧性、延伸率；并且当Mo添加过多时，不仅严重损害钢板的延伸率、大限能量焊接性及焊接接头SR性能，而且增加钢板SR脆性和生产成本；但是对于低碳60公斤级调质钢板，必须有一定的Mo含量，以保证钢板具有足够的淬透性与抗回火软化性。因此综合考虑Mo的相变强化作用及对母材钢板低温韧性、延伸率和大限能量焊接性的影响，Mo含量控制在0.10％～0.30％之间。

Ni是钢板获得优良超低温韧性不可缺少的合金元素；同时钢中加Ni还可以降低铜脆发生，减轻热轧过程的开裂；因此从理论上讲，钢中Ni含量在一定范围内越高越好，但是Ni是一种很贵的合金元素，从低成本批量生产角度，适宜的加入量为0.10％～0.40％，远低于传统的低温调质钢的Ni含量，且较低的Ni含量有助于提高钢板抗SCC和回火脆化，这也是本发明采用低Ni含量生产低温用钢的技术特色。

N的控制范围与Ti、B的控制范围相对应，对于大线能量焊接钢板，Ti/N在1.0～2.0之间最佳。N含量过低，生成TiN、BN粒子数量少，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0.0055％～0.0085％。

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，改善大线能量焊接HAZ的低温韧性。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℃，根据log[Ti][N]＝-16192/T+4.72可以确定Ti的加入量。当加入Ti含量过少(＜0.007％)，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大线能量焊接HAZ的低温韧性；加入Ti含量过多(＞0.012％)时，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HAZ的奥氏体晶粒长大，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0.007％～0.012％。

为了确保钢中BN在焊接热循环冷却过程中形成，抑制AlN形成，钢中酸溶铝Als控制在≤0.010％。

V含量在0.020％～0.050％之间，并随着钢板厚度的增加，V含量可适当取上限值。添加V目的是通过V(C，N)在铁素体/贝氏体中析出，提高钢板的强度；V添加过少，低于0.020％，析出的V(C，N)太少，不能有效提高钢板的强度；V添加量过多，高于0.050％，损害钢板低温韧性、延伸率、大限能量焊接性

B是强淬硬性元素，数个ppm的固溶B原子偏聚在奥氏体晶界，强烈抑制先共析铁素体形成，促进贝氏体等低温相变组织的形成，因此直接淬火过程中固溶B对于获得贝氏体等低温相变组织而提高钢板的强度至关重要。B还可以改善大线能量焊接的热影响区HAZ的低温韧性：I〕Ti和B均是氮化物强形成元素，但是在焊接热循环过程中，TiN与BN作用根本不同，TiN在相对较高的温度下(≤1250℃)具有较高稳定性，能够有效抑制距离熔合线较远的HAZ晶粒长大，但是在熔合线(FL)附近时，焊接热循环峰值温度变得很高(＞1350℃)，TiN粒子部分溶解，不能有效抑制HAZ晶粒长大。虽然在高温下BN粒子没有TiN粒子稳定而全部固溶于钢中，但是由于B在钢中的高扩散性，BN在焊接热循环冷却过程中重新快速析出(Ti、Als的扩散性很低，TiN、AlN在焊接热循环冷却过程中无法重新析出，即TiN、AlN析出动力学速度很慢)，BN粒子由于晶体结构的特殊性，与铁素体具有低能位向关系，BN粒子能够成为铁素体形核的有效位置，促进铁素体晶粒在奥氏体晶内形核，细化HAZ组织；为使BN粒子促进形成细小的铁素体晶粒，首先要促进BN的形成，并达到一定的数量，采用Ca处理以形成超细微Ca(O，S)夹杂物，促进BN的析出，即BN常在Ca(O，S)夹杂物上非均匀形核。II〕用B和Ti一起合金化，使钢中形成细小弥散的Fe₂₃(CB)₆+TiN+MnS复合粒子，由于在这种复合粒子周围的基体相中，形成贫C、贫Mn的微区，提高铁素体相变温度(Ac₃)，增大铁素体形核驱动力(Ac₃-Ar₃)，促进铁素体晶粒形核，细小的铁素体在Fe₂₃(CB)₆+TiN+MnS复合粒子上形核，细化HAZ组织，改善HAZ低温韧性；同时，偏聚于奥氏体晶界上的数个ppm自由的B，提高钢的淬硬性，抑制晶界粗大铁素体形成，也促进奥氏体晶内铁素体形核。为了实现上述目的，钢中B含量在0.0008％～0.0020％之间。

对钢进行Ca处理，一方面可以纯净钢液，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、提高钢板冲击韧性和Z向性能、改善钢板冲击韧性的各向异性。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，可成为断裂裂纹起始点，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ACR＝(wt％Ca)[1-1.24(wt％O)]/1.25(wt％S)，其中ACR为硫化物夹杂形状控制指数，取值范围1.0～3.0之间为宜，因此Ca含量的控制范围为0.001％～0.004％。

本发明中，为了提供一种用于制造LPG低温储罐的厚钢板，组成元素包括：Fe、C、Si、Mn、P、S、Als、Cu、Ni、Mo、V、Ti、N、B、Ca，组成元素的重量百分比为：C：0.040％～0.080％，Si：≤0.15％，Mn：1.20％～1.60％，P：≤0.015％，S：≤0.003％，Als：≤0.010％，Cu：0.05％～0.35％，Ni：0.10～0.40％，Mo：0.10％～0.30％，Ti：0.007％～0.012％，V：0.020％～0.050％，N：0.0055％～0.0085％，B：0.0008％～0.0020％，Ca：0.001％～0.004％，而且上述元素含量必须同时满足如下关系：

15≤Mn/C≤30，以保证调质钢板贝氏体晶团均匀细小且在-50℃下夏比冲击试样断口纤维率≥50％；

Ni当量≥0.25％，降低低温下铁素***错1/2<111>(110)运动的P-N力，以确保-50℃下铁素体1/2<111>(110)位错具有较高的可动性，促进位错交滑移，改善调质钢板本征的低温韧性，根据试验研究得出Ni当量＝Ni+0.28Mn+0.13Cu-1.33Si-0.89Al-3.36P；

Ti/N在1.0～2.0之间，保证TiN粒子均匀细小弥散分布在钢中的同时，更为重要的是确保TiN粒子很难发生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)，确保TiN粒子在焊接热循环过程中粒度、分布保持稳定，不发生粗化；

B≥0.714(N-0.292Ti-0.518Als)且Pcm≤0.20％，以确保钢板在超大线能量条件下，BN在焊接热循环冷却过程中快速在Ca(O，S)粒子上析出，诱发铁素体形核，抑制上贝氏体形成，分割熔合线(FL)附近的粗大奥氏体晶粒，获得优良HAZ低温韧性；

Ni/Cu≥1.0，保证在直接淬火时Cu、Ni复合强韧化的同时，防止大限能量焊接接头出现热裂纹；

Ca/S在1.0～3.0之间且1.0×10^-4≤(％Ca)×(％S)^0.28≤1.5×10^-3，保证钢板中硫化物球化的同时，夹杂物细小弥散，数量适宜，保证BN在焊接热循环冷却过程中析出量[BN在Ca(O，S)上形核]，改善钢板的低温韧性和大限能量焊接HAZ低温韧性；

其余为铁和不可避免的夹杂。

根据本发明，具有极其优良超低温冲击韧性(-50℃及以下)的钢板组织是均匀细小的贝氏体+少量弥散分布的铁素体。

本发明的钢的制造工艺如下：

TDS铁水深度脱硫→转炉冶炼→LF→RH(喂Si-Ca丝)→连铸(采用轻压下工艺)→板坯下线精整→板坯定尺火切→加热→再结晶控制轧制→直接淬火(DQ)→钢板缓冷→AUT/MUT→钢板切边、切头尾→回火热处理(T)→取样与性能验测→切定尺钢板→表面质量和外观尺寸、标识及检测→出厂。

本发明的铸造工艺推荐采用连铸工艺，并采用轻压下技术，优选地连铸轻压下率控制在3％～7％之间，连铸工艺重点控制中间包浇铸温度，中间包浇注温度在1535℃～1555℃之间。

板坯加热温度1000℃～1100℃，板坯出炉后采用高压水除鳞，除鳞不尽可反复除鳞；

第一阶段为普通轧制，轧制道次压下率≥8％，累计压下率≥50％，确保形变金属发生动态/静态再结晶，细化奥氏体晶粒，优选地，轧制道次压下率为8～20％，优选累计压下率为50～80％。

第二阶段采用再结晶控制轧制，控轧开轧温度900～950℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥50％，考虑轧机的轧制能力以及板型的问题，终轧温度850℃～900℃。优选地，轧制道次压下率为8～20％；优选地，累计压下率为50～80％，更优选50～75％。

淬火采用在线直接淬火，钢板从终轧结束到开始冷却之间的时间间隔控制在15s～45s之间，保证轧制变形组织完成再结晶的同时，固溶B重新偏聚在新生成的奥氏体晶界上；开冷温度≥800℃，优选为800～900℃，冷却速度≥10℃/s，停冷温度≤350℃。优选地，冷却速度为10～30℃/s；优选地，停冷温度为250～350℃。

离线回火工艺重点控制钢板回火温度、回火时间及回火后冷却速度。钢板回火温度控制在600～650℃之间；回火时间按炉内装料量而定，一般回火时间取1.0～2.0min/mm×t(钢板厚度)，钢板回火出炉后，自然空冷到室温。

有益效果

在关键技术路线和成分工艺设计上，综合了影响调质钢板显微组织与强度、低温韧性、抗焊接再热裂纹敏感性及大线能量焊接性之间的相互关系，成功地解决了调质高强钢的强度、低温韧性与大限能量焊接性之间的矛盾，稳定批量低成本的生产出可大限能量焊接的调质低温用钢板，特别适宜于用做制造低温储罐、低温压力钢管、冰海区域海洋平台等。

本发明技术采用低Ni含量通过在线直接淬火生产高强度调质低温用钢，这不仅降低贵重资源消耗，降低制造成本，缩短了制造周期，也降低了生产组织难度(Ni元素含量较高的钢板，连铸坯表面质量较差，一般均需要下线进行表面清理，有时还需要进行表面着色渗透检查即所谓PT检查)，同时还消除了大量含Ni的废钢回收的困难，实现制造过程的绿色环保，提升了宝钢厚板制造技术能力和低温用钢的市场竞争力。

附图说明

图1是本发明的实施例C的显微组织结构(放大倍数为500)。

具体实施方式

以下通过实施例对本发明进行较为详细的说明。

本发明从合金组合设计入手，创造性地采用了低C-高Mn-超低Als-中N-少量(Cu+Ni+Mo)合金化-超微(Ti+B)处理的低合金钢成分体系作为基础，降低钢中酸溶Als含量≤0.01％、控制Ni当量≥0.25％、B≥0.714(N-0.292Ti-0.518Als)及15≤Mn/C≤30、少量的(Cu+Ni+Mo)合金化、Ca处理且Ca/S比控制在1.0～3.0之间及1.0×10^-4≤(％Ca)×(％S)^0.28≤1.5×10^-3，优化再结晶控轧、在线直接淬火及后续回火热处理工艺，获得高强度、优良低温韧性的同时，钢板可承受大线能量焊接，特别适宜于用做制造低温储罐、低温压力钢管、冰海区域海洋平台，并且能够实现低成本稳定批量工业化生产。

表1所示是本发明的实施例的化学成分，同时满足

15≤Mn/C≤30；

Ni当量≥0.25％；

Ti/N在1.0～2.0之间；

B≥0.714(N-0.292Ti-0.518Als)；

Ni/Cu≥1.0；

Ca/S在1.0～3.0之间且1.0×10^-4≤(％Ca)×(％S)^0.28≤1.5×10^-3；

其余为铁和不可避免的夹杂。

表2和表3所示是本发明的实施例的工艺条件。

表4所示是本发明的调质高强度低温用钢板的性能。

表4结果表明，本发明的调质高强度低温用钢板具有屈服强度≥490MPa、抗拉强度≥610MPa、-50℃的Charpy横向冲击功(单个值)≥100J、大线能量焊接模拟热影响区的-50℃的Charpy横向冲击功(单个值)≥75J，能够满足低温用钢的要求，特别是可用于制作LPG低温储罐。

根据本发明钢板技术特点，新发明钢板通过合理的合金元素的组合设计与再结晶控轧、在线直接淬火、回火热处理工艺相结合，钢板即可获得优异的低温韧性，而且钢板可以承受大线能量焊接，因而节约了用户构件制造的成本，缩短了用户构件制造的时间，为用户创造了很大的价值，因而此类钢板是高附加值、绿色环保性的产品；由于本发明钢板生产过程中不需要添加任何设备，制造工艺简洁、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竞争力；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。

随着我国经济持续发展，对石油天然气需求越来越大，最近即将开工的西气东输二线、出川管线、中俄管线、中哈管线建设就是最好的例证，对于缺少油气资源的我国东部沿海地区将出现兴建低温储气、储油罐的高潮，作为低温储气、储油罐的关键罐体材料--低温高强度调质钢板，将具有广阔的市场前景。目前宝钢股份(本部)厚板厂已成功采用该专利技术低成本地生产出性能优良且可大线能量焊接低温调质高强度钢板，并具备批量供货能力。

Claims

1.一种调质低温用钢，其按重量百分比计的化学成分为：

C：0.040％～0.080％，Si≤0.15％，Mn：1.20％～1.60％，P≤0.015％，S≤0.003％，Als≤0.010％，Cu：0.05％～0.35％，Ni：0.10～0.40％，Mo：0.10％～0.30％，Ti：0.007％～0.012％，V：0.020％～0.050％，N：0.0055％～0.0085％，B：0.0008％～0.0020％，Ca：0.001％～0.004％

且上述元素含量满足如下关系：

15≤Mn/C≤30；

Ni当量≥0.25％，Ni当量＝Ni+0.28Mn+0.13Cu-1.33Si-0.89Al-3.36P；

Ti/N在1.0～2.0之间；

B≥0.714(N-0.292Ti-0.518A1s)；

Ni/Cu≥1.0；

Ca/S在1.0～3.0之间且1.0×10^-4≤(％Ca)×(％S)^0.28≤1.5×10^-3；

其余为铁和不可避免的夹杂。

2.如权利要求1所述的调质低温用钢，其特征在于，Pcm≤0.20％。

3.如权利要求1或2所述的调质低温用钢的制造方法，包括如下步骤：

板坯加热温度1000～1100℃，板坯出炉后除鳞；

在线直接淬火，钢板从终轧结束到开始冷却之间的时间间隔为15～45秒，开冷温度≥800℃，冷却速度≥10℃/s，停冷温度≤350℃；

离线回火，钢板回火温度控制在600～650℃，回火时间为1.0～2.0min/mm×t，t为钢板厚度；

钢板回火出炉后空冷到室温。

4.如权利要求3所述的方法，其特征在于，在第一阶段轧制中，道次压下率为8～20％，累计压下率为50～80％。

5.如权利要求3所述的方法，其特征在于，在第二阶段轧制中，轧制道次压下率为8～20％，累计压下率为50～80％。

6.如权利要求5所述的方法，其特征在于，在第二阶段轧制中，累计压下率为50～75％。

7.如权利要求3所述的方法，其特征在于，所述的淬火中，开冷温度为800～900℃。

8.如权利要求3所述的方法，其特征在于，所述的淬火中，冷却速度为10～30℃/s。

9.如权利要求3所述的方法，其特征在于，所述的淬火中，停冷温度为250～350℃。

10.如权利要求3所述的方法，其特征在于，板坯加热出炉后，用高压水除鳞，除鳞不尽时，反复除鳞。

11.如权利要求3所述的方法，其特征在于，所述连铸中，轻压下的压下率为3～7％。

12.如权利要求3所述的方法制造的调质低温用钢板，屈服强度≥490MPa、抗拉强度≥610MPa、-50℃的Charpy横向冲击功的单个值≥100J。

13.如权利要求12所述调质低温用钢板，其特征在于，大线能量焊接模拟热影响区的-50℃的Charpy横向冲击功单个值≥75J。