CN113832387B - 一种低成本超厚1000MPa级钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种低成本超厚1000MPa级钢板及其制造方法，采用中C‑超低Si‑中Mn‑(Cu+Ni+Mo+Cr)合金化‑(Ti+Nb+V+B)微合金钢的成分体系作为基础，使成品钢板的显微组织为细小低碳回火马氏体+少量回火下贝氏体，显微组织平均晶粒尺寸在25μm以下，实现超厚钢板获得超高强度、优良的低温韧性与断裂延伸率的同时，钢板不仅具有优良的强韧性、塑韧性匹配，而且钢板具有良好的可焊性，钢板的屈服强度≥890MPa、抗拉强度≥950MPa、‑40℃夏比横向冲击功(单个值)≥47J，断裂延伸率δ5≥14％。

Description

一种低成本超厚1000MPa级钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及低碳高强度低合金钢制造技术，特别涉及一种低成本超厚 1000MPa级钢板及其制造方法。
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、水电工程、桥梁结构、锅炉容器、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与制造工艺，其中强度、韧性、塑性、焊接性及其之间的匹配是低碳(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及位错亚结构。
随着冶金科技不断地向前发展，人们对高强钢的韧性、塑性及焊接性提出更高的要求，即钢板在低温状态下(-40℃条件下)，具有抗脆性断裂及塑性失稳断裂能力的同时，断裂延伸率、均匀延伸率达到抗拉强度800MPa 级别钢板的水平；并且在较低的合金含量尤其贵重金属含量，相对较低的制造成本条件下，大幅度地提高钢板的综合机械性能和使用性能，以减少钢材的合金用量节约成本，减轻钢构件的自身重量、稳定性和安全性，更为重要的是为进一步提高钢构件冷热加工性及服役过程中的安全可靠性；目前日韩、欧盟范围内掀起了发展新一代高性能钢铁材料的研究高潮，力图通过合金组合设优化计、亚显微组织精细结构的控制及革新制造工艺技术获得更好的显微组织匹配，超细化金相显微组织与亚结构(位错组态、 packet、block、variant)精细结构，使超高强钢获得更优良的强塑性与塑韧性及焊接性匹配。
现有技术在制造抗拉强度≥950MPa的高强度钢板时，主要通过离线调质工艺(即RQ+T)生产；但是对于钢板厚度≤60mm，也可以采用在线调质工艺来生产(即DQ+T)；为了获得超高强度，钢板必要具有足够高的淬透性与淬硬性，即钢板淬透性指数DI≥3.50×成品钢板厚度(DI＝0.311(％C)1/2[(1+0.64(％Si)]×[(1+4.10(％Mn)]×[(1+0.27(％Cu)]×[(1+0.52(％Ni)]×[(1+2.33(％Cr)]×[(1+3.14(％Mo)]×25.4(mm))，以确保钢板具有足够高的强度、优良的低温韧性及沿板厚方向显微组织与性能的均匀，因而不可避免地向钢中加入大量C、Cr、Mo、Ni、Cu、V等合金元素，尤其大量贵重合金元素如Cu、Ni、Mo及V等，不仅导致钢板合金成本居高不下，而且造成钢板的碳当量、冷裂纹敏感指数高，严重影响钢板的焊接性。
此外，高碳、高合金含量的钢板表(亚)面层易产生过淬火，形成粗大的马氏体组织，使钢板表(近)面层的低温韧性与延伸率严重劣化(参见《电力土木(日文)》，1986，Vol.201，P33；鉄と鋼，1986，Vol.72，S612；鉄と鋼，1986，Vol.72，S614；鉄と鋼，1985，Vol.71，S1523；鉄と鋼，1986， Vol.72，S615；鉄と鋼，1986，Vol.73，S1398；《川崎制铁技报》(日文)， 1988，Vol.20，P233；《制铁研究》(日文)，1986，Vol.322，P99；《CAMP-ISIJ》 (日文)，1989，Vol.3，P207；《NKK技报》(日文)，1990，Vol.133，P37；《电力土木》(日文)，1994，Vol.249，P1；《住友金属》(日文)，1995， Vol.47，P1；《西山記念技术講座》191-192，2008，P162)；较低的延伸率、低温韧性不仅不利于钢板冷热加工性能，而且对钢板的抗疲劳性能、抗应力集中敏感性、抗裂性及结构稳定性影响较大；在水电工程中的压力钢管、钢岔管和涡壳、火电汽轮发电机及海洋采油平台结构等疲劳重载结构上使用时，存在安全较大的隐患；因此大型疲劳重载钢结构采用超高强钢时，一般希望1000MPa级高强钢不仅具有优良的强韧性、强塑性匹配及焊接性，而且延伸率确保在14％以上，以保证钢板加工性能与抗疲劳性能。
现有大量专利与技术文献只是说明如何实现母材钢板的强度和低温韧性，就改善钢板焊接能性，获得优良焊接热影响区HAZ低温韧性说明较少，也没有涉及如何在提高钢板抗拉强度的同时，提高钢板的抗拉延伸率及厚度方向力学性能均匀性，更没有指出如何防止钢板表(亚)面层过淬 (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、美国专利USPatent5798004、欧洲专利EP 0288054A2、《西山纪念技术讲座》第159-160，P79～P80)。
中国专利ZL201010227961.8公开的“强韧性、强塑性优良的960MPa 级调质钢板及其制造方法”，虽然钢板综合力学性能也达到较高水平：抗拉强度≥980MPa、屈服强度≥890MPa、-60℃夏比横向冲击功(单个值)≥ 47J，但是该发明钢板制造技术最大生产钢板厚度只能达到80mm；中国专利号ZL201110071217.8公开的“一种优良塑韧性HT960钢板及其制造方法”，采用TMCP+离线回火工艺生产，充分发挥了合金元素的淬火潜能，钢板合金含量、制造周期及制造成本均大幅度降低，钢板综合力学性能及焊接性也有较大程度的提高，但钢板生产厚度仍然受限，最大厚度只能达到70mm，对于更厚规格的钢板仍然不能够生产。
还有中国专利“超高韧性、超厚1000MPa级钢板及其制造方法”，其采用低碳、高镍、高DI指数设计，通过控轧+DQ+QT工艺开发出最大厚度达到180mm的1000MPa级超高韧性钢板，钢板强韧性、强塑性匹配达到800MPa级调质钢板的水平，尤其钢板延伸率、抗裂止裂特性及焊接性与800MPa调质钢板基本相当，可以用在水电工程压力钢管、蜗壳、钢岔管及钢岔管月牙肋板，产品实物质量达到国际先进水平(与日铁同类产品实物质量相当)；但钢板制造成本昂贵，尤其加入贵重合金元素Ni达1.50％～ 4.00％，且高Ni含量板坯表面裂纹频发，板坯需要机械研磨；不仅导致制造工序多、制造周期长、金属收得率低、废钢回收难度大(含有大量的Ni 元素)，而且钢板制造成本极其昂贵，只能用于特殊工程构件，如水电工程的承压构件及极地海工工程构件与相关装备，限制了批量社会化广泛使用。
发明内容
本发明的目的在于提供一种低成本超厚1000MPa级钢板及其制造方法，实现超厚钢板获得超高强度、优良的低温韧性与断裂延伸率的同时，钢板不仅具有优良的强韧性、塑韧性匹配，而且钢板具有良好的可焊性，成功地解决了超高强钢板强度与塑性、强度与低温韧性、强度与可焊性之间的相互矛盾，消除了C含量较高的情况下钢板表(亚)面层过淬而造成钢板表面低塑性与韧性的问题，特别适用于工程机械、港口机械、煤矿机械、重型集卡及大型特种装载车等重大装备制造。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
本发明通过简单的合金元素的组合匹配设计，采用中C-超低Si-中 Mn-(Cu+Ni+Mo+Cr)合金化-(Ti+Nb+V+B)微合金钢的成分体系作为基础，适当提高钢中酸溶Als含量且Als/[(％N)-0.292(％Ti)]≥33，控制(％C) ×(％Mn)≤0.23、[(％Si)×H]/(％C)≤68、[(％C)×DI]/H≥0.285及 [0.37(％Cr)+1.06(％Mn)+7.16(％Ni)+0.86(％Cu)-1.53(％Mo)-23.56(％Si)]/(％ C)≥4.30，Ca处理，Ca/S比在1.00～3.00且(％Ca)×(％S)0.18≤2.5×10-3等冶金技术控制手段，使成品钢板的显微组织为细小低碳回火马氏体+少量回火下贝氏体，显微组织平均晶粒尺寸在25μm以下，在实现超厚钢板获得超高强度、优良的低温韧性与断裂延伸率的同时，钢板不仅具有优良的强韧性、塑韧性匹配，而且钢板具有良好的可焊性。
具体的，本发明的低成本超厚1000MPa级钢板，其成分重量百分比为：
C：0.14％～0.18％，
Si：≤0.13％，
Mn：1.10％～1.50％，
P：≤0.013％，
S：≤0.0030％，
Cu：0.15％～0.40％，
Ni：0.35％～0.70％，
Cr：0.55％～0.90％，
Mo：0.30％～0.55％，
B：0.0008％～0.0016％，
Ti：0.006％～0.015％，
Nb：0.010％～0.030％，
Als：0.030％～0.065％，
N：≤0.0050％，
O：≤0.0030％，
Ca：0.0010％～0.0035％，
其余为Fe和不可避免的杂质；且上述元素含量必须同时满足如下关系：
Als/[(％N)-0.292(％Ti)]≥33；
(％C)×(％Mn)≤0.23；
[(％Si)×H]/(％C)≤68，其中，H为钢板厚度，单位mm；
[(％C)×DI]/H≥0.285，其中：
DI＝0.367C0.5(1+0.7Si)(1+3.33Mn)(1+0.35Cu)(1+0.36Ni)(1+2.16Cr)(1+3 Mo)(1+1.75V)(1+1.77Al)×25.4，单位mm；
H为钢板厚度，单位mm；
[0.37(％Cr)+1.06(％Mn)+7.16(％Ni)+0.86(％Cu)-1.53(％Mo)-23.56(％Si) ]/(％C)≥4.30；
Ca处理，Ca/S比在1.00～3.00之间，且(％Ca)×(％S)0.18≤2.5×10-3。
优选的，所述钢板厚度≥60mm。
本发明所述钢板的显微组织为细小低碳回火马氏体+少量回火下贝氏体，显微组织平均晶粒尺寸在25μm以下。
本发明所述钢板的屈服强度≥890MPa、抗拉强度≥950MPa、-40℃夏比横向冲击功(单个值)≥47J，断裂延伸率δ5≥14％。
在本发明钢的成分设计中：
C是最为有效的淬硬性元素、能够有效提高淬火态钢板的硬度，是提高调质钢板最有效合金元素，因此C对于超厚、超高强度钢板，C含量范围控制至关重要；适当提高钢中C含量可以大幅度降低其它合金元素的用量，更为重要的是当钢中C含量低于临界值时，添加再多的其它合金元素也不能有效提高钢板强度，这对超厚1000MPa级调质钢板尤为重要。众所周知，C对超高强度调质钢板的强度、低温韧性、延伸率及焊接性影响很大，从改善超高钢板本征塑韧性与焊接性角度，希望钢中C含量控制得适当低一些；但是从超高钢板的淬硬性、强韧性匹配、焊接性、显微组织控制及合金成本控制角度，C含量不宜控制得过低，尤其1000MPa级低成本超厚调质钢板，因此，C含量合理范围为0.14％～0.18％。
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降低马氏体相变临界冷却速度，促进马氏体相变，抑制下贝氏体相变对原奥氏体晶粒的分割效应，粗化packet晶团尺寸及block板条晶界小角度化，严重损害超高强度钢板的低温韧性、止裂特性、延伸率及焊接性，尤其在较大热输入焊接条件下，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，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≤ 0.13％。
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、增大block结构之间的位向差而改善钢板塑韧性的作用、促进低温相变组织马氏体与贝氏体形成而提高钢板强度的作用；然而Mn在钢水凝固过程中容易发生偏析，尤其C含量较高的条件下，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，加重铸坯中心部位的偏析与疏松，铸坯中心严重的区域偏析在后续的制造及焊接过程中易形成异常组织，导致超高强度钢板低温韧性低下和焊接接头出现裂纹，此外，当合金含有较高 C含量较高时，Mn增加马氏体的淬透性，粗化马氏体晶团尺寸(即packet size)、造成钢板表面过淬火(表面极低韧性且易发生环境脆性)、促进焊接热影响区粗大马氏体板条团形成而恶化焊接接头韧性与抗裂止裂特性；因此根据本发明钢成分体系及C含量范围，Mn含量合理范围为1.10％～ 1.50％。
P作为钢中有害夹杂对钢的机械性能，尤其低温冲击韧性、延伸率及焊接接头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，对于要求低成本、优良焊接性、-40℃韧性及优良强韧性匹配的超高强度、超厚调质钢板，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(尤其C、Mn含量均较高时)，极易形成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向性能及焊接性，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，对于要求低成本、优良焊接性、-40℃韧性及优良强韧性匹配的超高强度、超厚调质钢板，S含量需要控制在≤0.0030％。
Cu也是奥氏体稳定化元素，添加Cu也可以降低Ar3点温度，提高钢板的淬透性和钢板的耐大气腐蚀性；但是Cu添加量过多，高于0.40％(高 C、高Mn的超高强度钢板而言)，容易造成铜脆、铸坯表面龟裂、内裂问题及尤其超高强度钢板焊接接头SR性能劣化；对于1000MPa级超厚调质钢板而言，Cu添加量过少，低于0.15％，所起任何作用较小；因此Cu含量控制在0.15％～0.40％之间为宜；此外，Cu、Ni复合添加除降低含铜钢的铜脆现象、减轻热轧过程的晶间开裂之作用外，更重要的是Cu、Ni均为奥氏体稳定化元素，Cu、Ni复合添加可以大幅度降低Ar3，提高奥氏体向铁素体相变的驱动力，细化packet结构尺寸，促进马氏体/贝氏体板条向各个位向长大，造成马氏体/贝氏体block间位向差变大，增加裂纹穿过马氏体/贝氏体板条的阻力而改善超高强度钢板的低温韧性。
添加Ni具有以下作用：
1)可以提高铁素体相中位错低温可动性、促进位错交滑移，改善BCC(体心立方)晶体结构低温本征韧性；
2)增大马氏体/贝氏体block板条间的位向差，提高裂纹穿过马氏体/贝氏体packet晶界的阻力；
3)Ni作为奥氏体稳定化元素，降低Ar3点温度，细化马氏体/贝氏体packet 结构尺寸，因此Ni具有同时提高调质钢板强度、延伸率和低温韧性的功能；
4)钢中加Ni还可以降低含铜钢的铜脆现象，减轻热轧过程的晶间开裂，提高钢板的耐大气腐蚀性；
因此从理论上讲，钢中Ni含量在一定范围内越高越好；但是对于低成本、1000MPa级超厚调质钢板，必须有一定的Ni含量，以保证钢板具有足够的淬透性、板厚方向性能均匀的同时，确保钢板的强韧性匹配及低温韧性；因此，Ni含量控制在0.35％～0.70％之间，以确保钢板的淬透性和钢板的强韧性水平而不损害钢板的焊接性。
Cr作为弱碳化物形成元素，添加Cr不仅提高钢板的淬透性、促进马氏体/贝氏体形成，而且具有一定地增大马氏体/贝氏体板条间位向差，增大裂纹穿过马氏体/贝氏体packet结构的阻力，在提高钢板强度的同时，具有一定的改善钢板韧性之作用；但是当Cr添加量过多时，严重损害钢板的焊接性，尤其焊接接头消应处理后的韧性(即SR后)；但是对于低成本、1000MPa级超厚调质钢板，必须有一定的Cr含量，以保证钢板具有足够的淬透性，因此，Cr含量合理范围为0.55％～0.90％。
添加Mo可以大幅度提高钢板的淬透性，促进马氏体/贝氏体形成，改善钢板回火特性及回火工艺窗口，改善回火后钢板强韧性、强塑性匹配；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packet的尺寸且促进马氏体/贝氏体block板条间小角度晶界形成，减小裂纹穿过马氏体/贝氏体packet晶界的阻力，此外Mo促进超高强度钢表(亚)面层过淬；因此Mo在大幅度提高钢板强度的同时，降低了超高强度钢板的低温韧性、延伸率，诱发钢板表(亚)面层过淬；并且当 Mo添加过多时(尤其C、Mn含量较高时)，不仅严重损害钢板的延伸率、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；但是对于低成本、1000MPa级超厚调质钢板，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。综合考虑Mo的相变强化作用及对母材钢板低温韧性、延伸率和焊接性的影响，因此，Mo含量合理范围为 0.30％～0.55％。
添加B元素在确保钢板淬透性的同时，不损害钢板的焊接性、HAZ 韧性及板坯表面质量，因此B含量合理范围为0.0008％～0.0016％。
钢中加入微量的Ti目的抑制板坯加热、轧制及调质热处理过程中奥氏体晶粒过分长大，改善钢板低温韧性，更重要的是抑制焊接过程中HAZ 晶粒长大，改善HAZ韧性；此外，Ti具有固N作用，消除钢中自由N，保证B元素以固溶B形式存在；然而，当Ti含量超过0.015％时，在高酸溶铝含量条件下，过剩Ti在马氏体/贝氏体板条上及晶团界上以TiC共格析出，严重脆化钢板显微组织，因此Ti含量的最佳控制范围为0.006％～ 0.015％。
钢中添加微量的Nb元素目的是进行未再结晶控制轧制、细化钢板显微组织，尤其细化钢板表面(亚)面层晶粒，降低超高强度钢板表(亚)面层淬透性、抑制超高强度钢板表(亚)面层过度淬火，改善1000MPa级超厚调质钢板低温韧性与强韧性匹配；当Nb添加量低于0.010％时，除不能有效发挥的控轧细化晶粒之作用；当Nb添加量超过0.030％时，焊接过程中易诱发粗大上贝氏体(Bu)形成和Nb(C,N)二次析出脆化作用，严重损害焊接热影响区(HAZ)的低温韧性与抗裂止裂特性，因此Nb含量控制在 0.010％～0.030％之间，获得最佳的控轧效果、实现1000MPa级超厚调质钢板强韧性匹配及抑制表(亚)面层过度淬火的同时，又不损害焊接及多道次焊接HAZ的韧性。
钢板中的Als能够固定钢中的自由[N]，降低焊接热影响区(HAZ)自由 [N]，改善焊接HAZ的低温韧性作用之外，更重要的是保证钢中具有一定的固溶[B]、提高钢板淬透性，因此Als下限控制在0.030％；但是钢中加入过量的Als不但会造成浇铸困难，而且会在钢中形成大量弥散的针状 Al2O3夹杂物，损害钢板内质健全性、低温韧性和焊接性，因此Als上限控制在0.065％，因此，最佳Als含量的最佳控制范围为0.030％～0.065％。
为了确保钢板中足够固溶[B]的存在及防止大量粗大的AlN沿原奥氏体晶界析出，损害钢板横向冲击韧性与塑性，钢中的N含量≤0.0050％。
为了确保1000MPa级超厚调质钢板塑韧性，必须降低钢中夹杂物，其中氧化铝夹杂危害最大，因此钢中O含量≤0.0030％。
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、提高钢板的低温韧性、延伸率和Z向性能、改善钢板韧性的各向异性与焊接性，此外采用Ca处理，改善高酸溶铝钢水的浇注；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、延伸率及钢板的焊接性，同时还降低钢质纯净度、污染钢液；一般控制Ca含量按ESSP＝(wt％Ca)[1-1.24(wt％O)]/1.25(wt％S)，其中ESSP为硫化物夹杂形状控制指数，取值范围0.80～4.00之间为宜，因此Ca含量的合适范围为0.0010％～ 0.0035％。
在本发明成分设计中特别控制：
Als/[(％N)－0.292(％Ti)]≥33：消除钢中及焊接热影响区自由[N]：
1)保证钢中含有足够的固溶[B]，保持钢板具有足够淬透性且淬透性稳定，实现超厚1000MPa级钢板的强度、低温韧性及强韧性匹配；
2)降低焊接热影响区自由[N]含量，改善焊接热影响区显微组织与低温韧性。
(％C)×(％Mn)≤0.23：
1)减小高碳、高锰及高合金含量的钢水凝固过程中共轭偏析发生的程度，改善钢板内质健全性与均质性，改善钢板UT合格率及低温韧性；
2)抑制高碳、高锰及高合金含量钢板表(亚)过度淬火，改善钢板表(亚) 层低温韧性与环境脆性，提高钢板抗裂止裂特性；
3)平衡钢板淬透性，抑制粗大马氏体packet尺寸产生，改善钢板强韧性匹配与低温韧性；这是本发明关键核心技术之一。
[(％Si)×H]/(％C)≤68：提高马氏体相变临界冷却速度，形成梯度相变模式，分割原奥氏体晶粒，细化马氏体packet尺寸，改善钢板强韧性匹配与低温韧性，这是本发明关键技术之一。
[(％C)×DI]/H≥0.285：平衡不同厚度超高强度钢板的淬透性，确保超厚调质钢板具有足够的淬透性与强度，保证超厚调质钢板厚度方向性能均匀、强韧性匹配及优良的低温韧性，这是本发明关键技术之一。
[0.37(％Cr)+1.06(％Mn)+7.16(％Ni)+0.86(％Cu)-1.53(％Mo)-23.56(％Si) ]/(％C)≥4.30：增大马氏体block板条间的位向差，提高裂纹穿过马氏体 packet晶界的阻力，超高强度调质钢板强韧性匹配优良；钢板具有优良的低温韧性，尤其钢板抗裂止裂特性优良，这是本发明关键技术之一。
Ca处理，Ca/S比在1.00～3.00之间，(％Ca)×(％S)0.18≤1.0×10-3：以改善超高强度钢板的低温韧性、强韧性匹配、焊接性及抗层状撕裂性能的同时，抑制超高强度钢板环境脆性敏感性(尤其板厚中心部位的延迟氢致裂纹)。
本发明所述的低成本超厚1000MPa级钢板的制造方法，其包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按照上述所述成分冶炼、连铸成板坯；中间包浇注温度为1520～1550 ℃，拉线速度0.6～1.0m/min，结晶器液面波动≤5mm；
2)轧制
第一阶段为再结晶轧制，加热温度控制在1130℃～1180℃之间，轧制道次压下率≥5％，终轧温度≥960℃；
第二阶段采用未再结晶控制轧制，控轧开轧温度≤820℃，轧制平均道次压下率≥8％，累计压下率≥30％，终轧温度770～810℃；
3)冷却
控轧结束后，对钢板进行缓冷，缓冷工艺为钢板表面温度≥300℃的条件下保温36小时以上，随后钢板自然空冷至室温；
4)调质工艺
淬火，根据钢板淬透性指数、Ac3点温度，调整钢板淬火温度，淬火温度为880～930℃，淬火保持时间≥15min，淬火保持时间为钢板中心温度达到淬火目标温度时开始计时的保温时间；
回火，钢板回火温度(板温)为530～590℃，回火保持时间≥30min，回火保持时间为钢板中心温度达到回火目标温度时开始计时的保温时间；回火结束后钢板自然空冷至室温。
在本发明所述钢板的制造工艺设计中：
本发明的铸造工艺推荐采用连铸工艺，控制中间包浇注温度在1520 ℃～1550℃之间，拉速控制在0.6m/min～1.0m/min，结晶器液面波动控制在≤5mm。
第一阶段为再结晶轧制，采为保证加热及轧制过程中Nb完全固溶，板坯加热温度控制在1130℃～1180℃之间，道次压下率≥5％，终轧温度≥960℃。
第二阶段采用未再结晶控制轧制，控轧开轧温度≤820℃，轧制平均道次压下率≥8％，累计压下率≥30％，终轧温度770℃～810℃，细化调整热处理之前钢板晶粒，为最终获得细小均匀的马氏体组织奠定基础。
控轧结束后，钢板立即进行缓冷，缓冷工艺为300℃以上，保温36 小时以上；随后钢板自然空冷至室温。
热处理工艺采用离线(淬火+回火)工艺即调质工艺进行生产，根据钢板淬透性指数、Ac3点温度，调整钢板淬火温度，以实现钢板淬透性与淬火温度之间的匹配，获得细小均匀的低碳马氏体+少量低碳贝氏体组织，以获得发明钢板的性能要求，淬火温度为880～930℃，淬火保持时间≥ 15min，淬火保持时间为钢板中心温度达到淬火目标温度时开始计时的保温时间。
钢板回火温度(板温)为530℃～590℃，回火保持时间≥30min，回火保持时间为钢板中心温度达到回火目标温度时开始计时的保温时间；回火结束后钢板自然空冷至室温。
本发明的有益效果：
本发明采用低成本合金组合设计(高碳、中高含量Mn、低Mo及适当添加Cu、Ni，Nb+Ti+Ca微合金化处理等合金设计技术手段)，匹配以特殊的控制轧制+调质工艺，不仅充分发挥了合金元素淬透、淬硬性的潜能，而且有效细化钢板packet(即晶团)、增大马氏体板条(即variants)之间的大角度晶界密度，有效精细化马氏体、贝氏体亚结构，可以在较少的贵重合金含量下(尤其Ni、Mo等)，超厚钢板获得超高强度、优良的超低温韧性及强韧性匹配，这不仅进一步减少了制造成本，而且改善了钢板的焊接性，尤其对于超高强度钢板，焊接冷裂敏感性大幅度减少，焊接预热、后热温度降低、合适的焊接热输入量范围更宽，相应地减少用户加工制作的成本。
在获得低成本1000MPa级超厚调质钢板的同时，钢板的低温韧性、强韧性匹配也同样优异，并成功地解决了1000MPa级调质钢板强度与超厚(≥60mm)、低温韧性、抗裂止裂特性、抗环境脆性、可焊性之间的相互矛盾，提高了大型重钢结构的安全稳定性；良好的可焊性节省了用户超高强度钢板构件的制造成本，缩短了用户钢构件制造的时间，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4钢的显微组织(1/4厚度)照片。
具体实施方式
下面结合附图和实施例对本发明做进一步说明。
本发明实施例钢板成分参见表1，表2～表4为本发明实施例的工艺参数，表5为本发明实施例的性能参数。
由图1可知，钢板的显微组织为细小低碳回火马氏体+极少量回火下贝氏体，显微组织平均晶粒尺寸在25μm以下。
本发明通过合金元素的组合设计，与特殊的控制轧制+低温快速淬火热处理工艺相结合，实现超厚钢板获得超高强度、优良的低温韧性与断裂延伸率的同时，钢板不仅具有优良的强韧性、塑韧性匹配，而且钢板具有良好的可焊性，屈服强度≥890MPa、抗拉强度≥950MPa、-40℃夏比横向冲击功(单个值)≥47J，断裂延伸率δ5≥14％。
目前国内各大钢厂(除宝钢以外)均不能生产；国内大型工程机械、港口机械、煤矿机械、重型集卡及大型特种装载车等所需1000MPa级超厚调质钢板主要从欧洲(德国迪林根、SSAB等)及日本(日铁、JFE)进口；不仅钢板进口价格及附加技术服务费用昂贵，而且交货期无法保证，迫使用户在设计图纸出来前，提前订购具有一定尺寸余量钢板，以便设计图纸出来后，根据设计图纸要求的钢板尺寸要求裁剪钢板，导致材料巨大的浪费。
作为战略性基础材料――1000MPa级超厚调质钢板具有广阔的市场前景；可广泛用于大型工程机械、港口机械、煤矿机械、重型集卡及大型特种装载车等重大装备制造。
Figure RE-GDA0002662371950000141
Figure RE-GDA0002662371950000151
Figure RE-GDA0002662371950000161
Figure RE-GDA0002662371950000171

Claims (6)

1.一种低成本超厚1000MPa级钢板，其成分重量百分比为：
C：0.14％～0.18％，
Si：≤0.13％，
Mn：1.10％～1.50％，
P：≤0.013％，
S：≤0.0030％，
Cu：0.15％～0.40％，
Ni：0.35％～0.70％，
Cr：0.55％～0.90％，
Mo：0.30％～0.55％，
B：0.0008％～0.0016％，
Ti：0.006％～0.015％，
Nb：0.010％～0.030％，
Als：0.030％～0.065％，
N：≤0.005％，
O：≤0.003％，
Ca：0.0010％～0.0035％，
其余为Fe和其他不可避免的杂质；且上述元素含量必须同时满足如下关系：
Als/[(％N)-0.292(％Ti)]≥33；
(％C)×(％Mn)≤0.23；
[(％Si)×H]/(％C)≤68，其中，H为钢板厚度，单位mm；
[(％C)×DI]/H≥0.285，其中：
DI＝0.367C0.5(1+0.7Si)(1+3.33Mn)(1+0.35Cu)(1+0.36Ni)(1+2.16Cr)(1+3Mo)(1+1.75V)(1+1.77Al)×25.4，单位mm；
H为钢板厚度，单位mm；
[0.37(％Cr)+1.06(％Mn)+7.16(％Ni)+0.86(％Cu)-1.53(％Mo)-23.56(％Si)]/(％C)≥4.30；
Ca处理，Ca/S比在1.00～3.00，且(％Ca)×(％S)0.18≤2.5×10-3；
所述钢板的屈服强度≥890MPa、抗拉强度≥950MPa、-40℃夏比横向冲击功单个值≥47J，断裂延伸率δ5≥14％。
2.如权利要求1所述的低成本超厚1000MPa级钢板，其特征是，所述钢板厚度≥60mm。
3.如权利要求1或2所述的低成本超厚1000MPa级钢板，其特征是，所述钢板的显微组织为细小低碳回火马氏体+少量回火下贝氏体，显微组织平均晶粒尺寸在25μm以下。
4.如权利要求1～3任一项所述的低成本超厚1000MPa级钢板的制造方法，其特征是，包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按照权利要求1所述成分冶炼、连铸成板坯；中间包浇注温度为1520～1550℃，拉线速度0.6～1.0m/min，结晶器液面波动≤5mm；
2)轧制
第一阶段为再结晶轧制，加热温度控制在1130℃～1180℃，轧制道次压下率≥5％，终轧温度≥960℃；
第二阶段采用未再结晶控制轧制，控轧开轧温度≤820℃，轧制平均道次压下率≥8％，累计压下率≥30％，终轧温度770～810℃；
3)冷却
控轧结束后，对钢板进行缓冷，缓冷工艺为钢板表面温度≥300℃的条件下保温36小时以上，随后钢板自然空冷至室温；
4)调质工艺
淬火，淬火温度为880～930℃，淬火保持时间≥15min，淬火保持时间为钢板中心温度达到淬火目标温度时开始计时的保温时间；
回火，钢板回火温度即板温为530～590℃，回火保持时间≥30min，回火保持时间为钢板中心温度达到回火目标温度时开始计时的保温时间；回火结束后钢板自然空冷至室温。
5.如权利要求4所述的低成本超厚1000MPa级钢板的制造方法，其特征是，所述钢板厚度≥60mm。
6.如权利要求4或5所述的低成本超厚1000MPa级钢板的制造方法，其特征是，所述钢板的显微组织为细小低碳回火马氏体+少量回火下贝氏体，显微组织平均晶粒尺寸在25μm以下。
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Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115216701B (zh) * 2022-04-25 2023-09-29 安阳钢铁股份有限公司 一种低压缩比抗层状撕裂q960高强钢及其制备方法
CN116043130B (zh) * 2022-11-22 2024-05-17 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种模焊性能优良的经济型700MPa级储罐钢板及其制造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AU680590B2 (en) * 1995-01-26 1997-07-31 Nippon Steel Corporation Weldable high-tensile steel excellent in low-temperature toughness
JP3968011B2 (ja) * 2002-05-27 2007-08-29 新日本製鐵株式会社 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法
CN101613840B (zh) * 2008-06-23 2011-03-30 宝山钢铁股份有限公司 强韧性匹配及高温性能优良的特厚钢板及其制造方法
CN101962741B (zh) * 2009-07-24 2012-08-08 宝山钢铁股份有限公司 一种调质钢板及其制造方法
CN102337478B (zh) * 2010-07-15 2012-11-14 宝山钢铁股份有限公司 强韧性、强塑性优良的100公斤级调质钢板及其制造方法
FI20115702L (fi) * 2011-07-01 2013-01-02 Rautaruukki Oyj Menetelmä suurlujuuksisen rakenneteräksen valmistamiseksi ja suurlujuuksinen rakenneteräs
CN102505096B (zh) * 2011-12-27 2014-03-05 宝山钢铁股份有限公司 一种性能优良的超高强度工程机械用钢及其制造方法
CN102618784B (zh) * 2012-03-22 2014-12-03 宝山钢铁股份有限公司 60公斤级低成本、高韧性钢板及其制造方法
CN102605282B (zh) * 2012-03-22 2016-03-30 宝山钢铁股份有限公司 80公斤级超高韧性、极厚钢板及其制造方法
JP6235221B2 (ja) * 2013-03-28 2017-11-22 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性および耐水素脆性を有する耐磨耗厚鋼板およびその製造方法
CN110157987B (zh) * 2019-06-18 2020-10-09 贝斯山钢(山东)钢板有限公司 一种基于nqt工艺的具有良好-40℃低温韧性的大厚度耐磨钢板及制备方法

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