CN113832413A

CN113832413A - 芯部低温冲击韧性及焊接性优良的超厚800MPa级调质钢板及其制造方法

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Publication number: CN113832413A
Application number: CN202010579577.8A
Authority: CN
Inventors: 刘自成; 顾晔
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2020-06-23
Filing date: 2020-06-23
Publication date: 2021-12-24
Anticipated expiration: 2040-06-23
Also published as: CN113832413B

Abstract

芯部低温冲击韧性及焊接性优良的超厚800MPa级调质钢板及其制造方法，其成分以低C‑超低Si‑低Mn‑(Cu+Ni+高Cr+低Mo)合金化‑(Ti+V+B)微合金化的成分体系作为基础，适当提高钢中酸溶Als含量，(％Als)/[(％N)‑0.292(％Ti)]≥33，控制[1.57(％C)^0.5+7.86(％Si)+23.23(％P)+8.17(％S)]×[1.21(％Mn)+2.65(％Mo)]≤4.2；Ca处理，Ca/S比在1.00～3.00等合金成分的物理冶金设计控制手段；其制造方法采用优化CR+离线梯度调质热处理工艺，使成品钢板(尤其钢板芯部)的显微组织为细小低碳回火马氏体+回火下贝氏体，钢板平均晶粒尺寸在20μm以下，确保不同厚度钢板均能够获得800MPa级高强度的同时，钢板芯部的低温冲击韧性、钢板的焊接性与抗裂止裂特性也同样优异。

Description

芯部低温冲击韧性及焊接性优良的超厚800MPa级调质钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及调质钢板及其制造技术领域，特别涉及一种芯部低温冲击韧性及焊接性优良的超厚800MPa级调质钢板及其制造方法。

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、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状态。随着科技不断地向前发展，人们对高强调质钢板的韧性、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600MPa级别钢板的水平。并且在相对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，高强度轻量化减少了钢构件的自身重量、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)精细结构及相位角控制，使超厚高强调质钢板获得更优良的强塑性与塑韧性匹配尤其芯部冲击韧性、焊接性及抗环境脆性(抗氢致延迟断裂)。

传统的抗拉强度≥780MPa的高强钢板主要通过离线调质工艺(RQ+T) 生产，这就要求钢板必要具有足够高的淬透性与淬硬性，即淬透性指数 DI≥2.0×成品钢板厚度【DI＝0.311C^1/2(1+0.64Si)×(1+4.10Mn)×(1+0.27Cu) ×(1+0.52Ni)×(1+2.33Cr)×(1+3.14Mo)×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性；因而不可避免地向钢中加入较多数量的Cr、Mo、Ni、Cu等合金元素，尤其加入大量的Ni元素不可避免(《CAMP-ISIJ》Vol.4，1991，1949；《CAMP-ISIJ》 Vol.4，1991，1950；《CAMP-ISIJ》Vol.7，1994，836；《CAMP-ISIJ》 Vol.7，1994，837；日本专利昭59-129724；平1-219121；《新日铁制钢研究》第314号-1984；《日本钢管技报》No.107-1985；《新日铁技报》第348号-1993；《川崎制铁技报》Vol.4(No.3)-1972；《川崎制铁技报》 Vol.7(No.2)-1975)。

更为重要的是采用传统调质钢成分体系与制造工艺，不仅钢板制造周期长，制造成本高，含Cu、Ni高的废钢处理困难、限制了废钢回收再利用的效能；而且对于传统调质工艺生产的80公斤级调质钢，由于钢板合金含量较高，导致钢板延伸率较低、屈强比较高、焊接性较差(焊接冷裂纹敏感性高、焊接热影响区脆化度高、再热裂纹敏感等)、板厚方向性能均匀性控制难度较大等特点；而较低的延伸率不仅不利于钢板冷热加工性能，而且对钢板的抗疲劳性能、抗应力集中敏感性及结构稳定性影响较大，在水电工程中的压力水管与钢岔管、火电汽轮发电机及海洋平台结构、船用浮吊及巨型挖掘机等大型工程建设和大型装备上使用时，存在安全较大的隐患；因此大型疲劳重载钢结构采用高强钢时，一般希望80公斤级高强钢具有优良的强韧性、强塑性匹配，尤其抗拉延伸率δ₅在18％以上。

现有大量专利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，更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(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US Patent5798004、欧洲专利EP 0288054A2、西山纪念技术讲座第159-160，P79～P80)。

中国专利ZL200710042357.6，ZL200810036416.3，ZL200910055353.0，ZL2018101636154等公开了利用不同工艺制备钢板，虽然采用这些专利技术生产的钢板综合力学性能也达到很高水平：抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥690MPa、-40℃及其以下温度夏比横向冲击功(单个值)≥47J，钢板焊接性优良；但是钢板中均不可避免地加入一定量的Cu、Ni合金元素，尤其要加入数量较多的Ni元素。

中国专利2009100482874公开的“低成本80公斤级特厚调质钢板及其制造方法”，钢板化学成分不含Cu、Ni元素，但是冲击韧性只能满足-20 ℃及其以上温度要求。此外，采用控制轧制+离线淬火+回火工艺；不仅制造工序多、制造周期长、制造成本高，而且制造过程耗能也相对较高(钢板轧制结束并自然空冷至室温，随后进行抛丸处理后，再次加热到淬火温度)，不利于节能与环保；而且采用离线淬火+回火工艺不能充分发挥合金元素淬透、淬硬性潜能，元素的淬透、淬硬性不能得到最大程度地发挥；因此为获得相同强度、韧性水平，必须添加更多的合金元素(尤其Ni、Mo、 Cr等)，这不仅进一步增加了制造成本，而且损害钢板的焊接性，尤其对于超高强度钢板，焊接冷裂敏感性大幅度提高，需要在更高温度下焊接预热与后热(即PWHT)、合适的焊接热输入量范围更窄，相应地加工制作成本也就大幅度提高。

中国专利ZL201210209649.5公开的“无镍高韧性80公斤级高强钢及其制造方法”，采用无添加Cu、Ni等贵重合金元素，采用DQ工艺成功开发出，性能优异的800MPa级调质钢板，但低温韧性不能满足-50℃低温要求且钢板不能采用无预热焊接、焊接热输入也不能高于50kJ/cm；但是所有发明钢板均未涉及钢板板厚1/2位置(即钢板芯部)冲击韧性，更不用说钢板芯部具有优良的低温冲击韧性。

发明内容

本发明的目的在于提供一种芯部低温冲击韧性及焊接性优良的超厚 800MPa级调质钢板及其制造方法，确保不同厚度钢板均能够获得800MPa 级高强度的同时，钢板芯部的低温冲击韧性、钢板的焊接性与抗裂止裂特性也同样优异；其抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥690MPa、断裂延伸率δ₅≥15％、钢板芯部-40℃横向冲击功(单个值)KV₂≥69J，具有优良焊接性(预热温度≤120℃、焊接热输入30kJ/cm～50kJ/cm、无需焊后热处理)；特别适用于水电工程(尤其高水头、大HD值抽水蓄能电站)的压力钢管、钢岔管、蜗壳、海洋平台、深海潜水器、工程机械(包括船用浮吊等海工机械)、煤矿机械及重型卡车、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：

本发明低C-超低Si-低Mn-(Cu+Ni+高Cr+低Mo)合金化-(Ti+V+B)微合金化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[1.57(％C)^0.5+7.86(％Si)+23.23(％P) +8.17(％S)]×[1.21(％Mn)+2.65(％Mo)]≤4.2，Ca处理，Ca/S比在1.00～3.00 之间等合金成分的物理冶金设计控制手段，使成品钢板(尤其钢板芯部)的显微组织为细小低碳回火马氏体+回火下贝氏体，钢板平均晶粒尺寸在 20μm以下。

具体的，本发明所述的芯部低温冲击韧性及焊接性优良的超厚 800MPa级调质钢板，其成分重量百分比为：

C：0.07％～0.11％，

Si：≤0.20％，

Mn：0.60％～1.00％，

P：≤0.014％，

S：≤0.0030％，

Cu：0.15％～0.40％，

Ni：0.70％～1.70％，

Cr：0.55％～0.95％，

Mo：0.25％～0.50％，

Nb：0.010％～0.030％，

V：0.025％～0.055％，

Ti：0.006％～0.013％，

B：0.0010％～0.0018％，

Als：0.040％～0.070％，

N：≤0.0050％，

Ca：0.0010％～0.0035％，

其余为Fe和不可避免的夹杂；且上述元素含量必须同时满足如下关系：

(％Als)/[(％N)-0.292(％Ti)]≥33；

[1.57(％C)^0.5+7.86(％Si)+23.23(％P)+8.17(％S)]×[1.21(％Mn)+2.65 (％Mo)]≤4.2；

Ca处理，Ca/S比在1.00～3.00之间，且((％Ca)×(％S)^0.18)≤2.5×10^－3；

130≤[(％C)×DI×(T_淬火1)×(T_淬火2)]/[H×(T_回火)]≤190，其中：

DI为淬透性指数，单位为mm，

DI＝0.367C^0.5(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；

T_淬火1为第一次淬火温度，单位为℃；

T_淬火2为第二次淬火温度，单位为℃；

T_回火为回火温度，单位为℃；

H为钢板厚度，单位为mm。

在本发明钢板成分设计中：

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对于高强度调质钢板，C含量范围控制至关重要；适当提高钢中C含量不仅可以提高钢板淬透性与钢板强度，而且可以适当降低其它合金元素的用量而降低成本。众所周知，C对调质钢板的强度、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；但是从钢板的淬硬性(尤其钢板芯部的淬透性)、强韧性/强塑性匹配、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；而当C含量过高时，C 不仅降低调质钢板塑韧性，更为重要的是高C含量易造成钢板芯部偏析严重、导致高碳马氏体组织生成，严重恶化钢板芯部低温冲击韧性；因此， C含量合理范围为0.07％～0.11％。

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抑制铁素体中碳化物析出、稳定过冷奥氏体、降低马氏体相变临界冷却速度、促进粗大的马氏体相变，抑制下贝氏体相变而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，严重损害调质钢板(尤其高强度调质钢板)的低温韧性、止裂特性、延伸率及焊接性，Si不仅降低调质钢板本征韧性，促进M-A岛形成，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；而且Si促进钢水凝固偏析，易导致钢板芯部高碳马氏体组织生成，严重恶化钢板芯部低温冲击韧性；因此钢中的Si含量应尽可能控制得低，考虑到炼钢过程中的经济型和可操作性， Si含量控制在0.20％以下。

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、细化贝氏体/马氏体packet结构尺寸、贝氏体板条/马氏体板条晶界的位向差而提高调质钢板与低温韧性、促进低温相变组织贝氏体/马氏体形成而使调质钢板具有优良的强韧性/强塑性匹配；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，严重的铸坯中心区域偏析在后续的控轧、调质热处理及焊接过程中易形成异常组织，导致高强调质钢板芯部低温韧性严重裂化(尤其伴随长条状MnS夹杂物出现时)和焊接接头出现裂纹；因此根据强度级别与钢中C含量范围，选择适宜的Mn含量范围对于需要芯部低温冲击韧性的800MPa级调质钢板极其必要，本发明调质钢板适合的 Mn含量为0.60％～1.00％。

P作为钢中有害夹杂不仅促进钢水凝固偏析，而且对调质钢板低温冲击韧性(尤其芯部低温冲击韧性)、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、-40℃芯部冲击韧性及塑韧性匹配的800MPa 级调质钢板，P含量需要控制在≤0.014％。

S作为钢中有害夹杂，不仅促进钢水凝固偏析，而且对调质钢版低温冲击韧性(尤其芯部低温冲击韧性)、延伸率、焊接性及焊接结构SR性能具有巨大的损害作用；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，严重损害钢板芯部的低温冲击韧性、钢板延伸率、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，S含量需要控制在≤0.0030％。

Cu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％，容易造成铜脆、铸坯表面龟裂、内裂问题及尤其高强度调质钢板焊接接头SR 性能劣化；Cu添加量过少，低于0.15％，上述所起的作用较小；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，细化马氏体/贝氏体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之间、相变变体variant间位向差变大，增加裂纹穿过马氏体/贝氏体block及马氏体/贝氏体板条的阻力而改善高强调质钢板的低温韧性。

添加Ni具有以下作用：

1)降低BCC(体心立方)晶体中位错低温P-N力(晶体点阵摩擦力)、促进位错交滑移，改善BCC晶体结构的马氏体/贝氏体组织低温本征韧性；

2)Ni增大马氏体/贝氏体block之间、相变变体variant间的位向差，提高裂纹穿过马氏体/贝氏体block及马氏体/贝氏体板条的阻力；

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，是高强调质钢板不可或缺的强韧化元素，而且Ni在钢板芯部偏析，导致局部Ni含量升高，对于改善钢板芯部低温冲击韧性意义重大；

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Ni是贵重合金元素，多量添加必然造成制造成本急剧上升；对于800MPa级调质钢板，考虑到性能与制造成本的均衡，钢中必须有一定的Ni含量，以保证极高强度调质钢板尤其钢板芯部具有足够的淬透性的同时，确保钢板的强韧性/强塑性匹配及芯部低温韧性优良；因此，Ni含量合理范围为0.70％～1.70％。

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，而且具有较强地增大马氏体/贝氏体板条(即相变变体 variant)间位向差，增大裂纹穿过马氏体/贝氏体block结构的阻力，在提高钢板强度的同时，具有较强地改善钢板塑韧性、抗裂止裂特性之作用，此外Cr在钢水凝固过程中，可以抑制C、Mn偏析，这对改善钢板芯部低温冲击韧性意义重大；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800MPa级调质钢板，必须有一定的Cr含量，以保证钢板具有足够的淬透性、改善钢板芯部低温冲击韧性；因此，Cr含量合理范围为0.55％～0.95％。

添加Mo极大提高钢板的淬透性，促进马氏体形成，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block结构的阻力，此外Mo促进高强度钢表(亚) 面层过淬；因此Mo在大幅度提高钢板强度的同时，降低了高强度调质钢板的低温韧性、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含量均较高时)，促进板坯芯部偏析，不仅严重损害钢板芯部低温冲击韧性、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800MPa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(尤其钢板芯部)低温韧性、延伸率和焊接性的影响，Mo含量控制在0.25％～0.50％之间。

钢中添加微量的Nb元素目的是进行未再结晶控制轧制、细化母材钢板显微组织，提高钢板强度与抗回火软化特性，Nb含量范围与C含量范围之间存在最佳匹配区间，在此区间内，Nb发挥最佳未再结晶控轧及强韧化作用的同时，Nb对钢板焊接性损害较小；因此，采用低碳成分设计时，Nb含量范围可适当提高，以确保高强度调质钢板的强度、低温韧性、抗SR软化；当Nb添加量低于0.010％时，不能有效发挥超低碳含量钢板中Nb的上述作用；当Nb添加量超过0.030％时，焊接过程中易诱发上贝氏体(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；Nb作为强碳化物形成元素，不仅减小贝氏体/马氏体板条晶界的位相差，而且加重板坯芯部偏析，极大地损害钢板芯部及焊接HAZ 的低温韧性；因此，Nb含量控制在0.010％～0.030％之间。

V含量在0.025％～0.055％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)在贝氏体/马氏体板条中弥散析出，提高调质钢板的强度。V添加过少，析出的V(C,N)太少，不能有效提高 800MPa级调质钢板的强度；V添加量过多，高于0.055％，损害钢板低温韧性、延伸率、焊接性及焊接HAZ的低温韧性。

Ti含量控制在0.006％～0.013％之间，抑制板坯加热、轧制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低温韧性；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，稳定固溶B对钢板淬透性；然而，当 Ti含量超过0.013％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，严重脆化高强调质钢显微组织(马氏体 /贝氏体组织对共格析出脆化敏感度比铁素体+珠光体组织更高)。

B含量控制在0.0010％～0.0018％之间，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。

钢中的Als能够固定钢中的自由[N]，除降低焊接热影响区(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、保证钢板淬透性稳定，Als下限控制在0.040％；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，Als上限控制在0.070％，因此Als含量的合理范围为0.040％～0.070％。

为了确保钢板中固溶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N含量≤0.0050％。

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、抑制长条状MnS析出、改善板坯芯部偏析(高熔点Ca(O,S)粒子促进板坯中心等轴晶形成，改善板坯芯部偏析)、抑制S的热脆性、提高钢板的低温韧性、延伸率及Z向性能、改善钢板芯部低温冲击韧性及其各向异性与焊接性，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，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，尤其钢板芯部淬透性具有足够淬透性且淬透性稳定，实现800MPa级调质钢板的强度、低温冲击韧性尤其钢板芯部低温冲击韧性、强韧性/强塑性匹配；

2)降低焊接热影响区自由[N]含量，改善焊接热影响区低温冲击韧性与抗裂止裂特性(马氏体与贝氏体组织对自由[N]极其敏感，自由[N]对马氏体组织的脆化作用＞贝氏体组织＞铁素体+珠光体组织)；

3)保证焊接过程中，焊接热影响区(HAZ)具有足够的固溶[B]，确保 HAZ具有足够的淬透性，保证HAZ获得马氏体/贝氏体组织，实现焊接接头强韧性/强韧性匹配及低温冲击韧性优良。

[1.57(％C)^0.5+7.86(％Si)+23.23(％P)+8.17(％S)]×[1.21(％Mn)+2.65 (％Mo)]≤4.2：

1)减轻钢水凝固过程中C、Mn、P、S及Mo等元素共轭偏析(元素间偏析相互加强的现象)发生的程度，降低板坯芯部偏析，抑制钢板芯部高碳马氏体生成，改善钢板芯部低温冲击韧性与环境脆性的敏感度；

2)增大马氏体相变临界冷却速度，促进低碳马氏体+下贝氏体(M+BL) 组织形成，钢板获得优良低温冲击韧性，尤其钢板芯部具有优良的低温冲击韧性与抗裂止裂特性；

3)改善钢板焊接性，减少焊接HAZ的M-A岛数量、减小M-A岛尺寸、改善M-A岛形状(由块状转变为条状)与分布，提高焊接HAZ低温冲击韧性与抗裂止裂特性；

这是本发明关键核心技术之一。

Ca处理，Ca/S比在1.00～3.00之间，且(％Ca)×(％S)^0.18≤2.5×10^－3：促进板坯芯部等轴晶形成、减少板坯芯部高偏析带的穿晶结构，降低板坯芯部偏析程度，大幅度减轻钢板芯部偏析程度，改善800MPa级调质钢板芯部低温冲击韧性、钢板的塑韧性；细小Ca(O,S)粒子钉扎焊接热影响区HAZ 奥氏体晶粒长大，改善HAZ低温焊接性的同时，抑制800MPa级调质钢板的环境脆性(改善钢板芯部偏析，抑制善板厚中心部位的延迟氢致裂纹)。

130≤[(％C)×DI×(T_淬火1)×(T_淬火2)]/[H×(T_回火)]≤190：保证钢板淬透性(化学成分配比)、钢板厚度与梯度调质工艺之间的匹配；确保不同厚度钢板均能够获得高强度的同时，合理成本地获得800MPa高强度调质钢板：钢板芯部的低温冲击韧性、钢板的焊接性与抗裂止裂特性也同样优异；并成功地解决了800MPa级调质钢板的强度、塑韧性、钢板芯部低温韧性(即要求钢板芯部具有足够的淬透性而导致钢板碳当量较高)与优良焊接性之间相互矛盾、很难调和的问题。

本发明所述的芯部低温冲击韧性及焊接性优良的超厚800MPa级调质钢板的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述所述成分冶炼、铸造成板坯，其中，中间包浇注过热度为7～26℃，拉速为0.6～1.0m/min，结晶器液面波动≤5mm，凝固末端轻压率为2％～5％；

2)轧制

第一阶段为普通轧制，板坯加热温度控制在1100℃～1160℃之间；轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥50％；

第二阶段采用未再结晶控制轧制，控轧开轧温度780℃～860 ℃，平均轧制道次压下率≥10％，未再结晶区累计压下率≥40％，终轧温度770℃～850℃；

3)冷却、保温

轧制结束后，进入缓冷坑保温缓冷；保温缓冷工艺为钢板温度表面大于300℃的条件下至少保温24小时；

4)热处理，淬火+回火工艺即调质工艺

淬火，根据钢板淬透性指数、Ac₃点温度，调整钢板淬火温度，第一次淬火温度为900～930℃，淬火保持时间≥15min，第二次淬火温度为870～900℃，淬火保持时间≥10min，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，钢板回火温度为585℃～625℃，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。

在本发明制造方法中：

根据本发明钢的成分体系、力学性能及焊接性、内质健全性(即UT探伤)等要求，制造工艺设计方案是：采用连铸浇铸，中间包浇注过热度控制在7～26℃，拉速控制在0.6～1.0m/min，结晶器液面波动≤5mm、凝固末端轻压下率2％～5％。

第一阶段为普通轧制，板坯加热温度控制在1100℃～1160℃之间；采用大压下轧制，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥50％，保证中间坯显微组织均匀细小。

第二阶段采用未再结晶控制轧制，控轧开轧温度780℃～860℃，平均轧制道次压下率≥10％，累计压下率≥40％，终轧温度770℃～850℃。

钢板轧制结束后进入加热式缓冷坑保温缓冷，保温工艺为钢板温度表面大于300℃的条件下至少保温24小时，保证钢板脱氢充分，防止产生氢致裂纹。

热处理工艺，采用离线特殊(淬火+回火)工艺即梯度调质工艺进行生产，根据钢板淬透性指数(即化学成分配比)、Ac₃点温度，调整钢板淬火温度，第一次淬火温度为900～930℃，淬火保持时间≥15min；第二次淬火温度为870～900℃，淬火保持时间≥10min，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，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。

钢板回火温度(板温)为585℃～625℃，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：

本发明采用合理成本合金组合设计，制造方法采用控制轧制+梯度调质工艺，不仅充分发挥了合金元素淬透性、淬硬性的潜能，而且有效细化钢板packet(即晶团)、增大马氏体/贝氏体板条(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，可以在相对较少的贵重合金含量下(尤其Mo元素等)；这不仅进一步减少了制造成本，而且改善了钢板的可焊性，尤其对于800MPa调质钢板，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。

本发明通过合理的成分及工艺设计，确保不同厚度钢板均能够获得高强度的同时，钢板芯部的低温冲击韧性、钢板的焊接性与抗裂止裂特性也同样优异；成功地解决了800MPa级调质钢板的强度、塑韧性、钢板芯部低温韧性(即要求钢板芯部具有足够的淬透性而导致钢板碳当量较高)与优良焊接性之间相互矛盾、很难调和的问题，提高了大型重钢结构的安全稳定性、抗疲劳性能。

附图说明

图1为本发明实施例5的钢显微组织(1/4厚度与1/2厚度)照片。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

本发明钢成分实施例参见表1，本发明钢制造工艺参见表2～表4，表 5～表6所示为钢板性能。

由图1中显微组织可以看出，钢板显微组织细小低碳回火马氏体+回火下贝氏体，钢板平均晶粒尺寸在20μm以下，且钢板芯部无明显的偏析带存在。

本发明采用合理成本合金组合设计，匹配以控制轧制+梯度调质工艺，不仅充分发挥了合金元素淬透性、淬硬性的潜能，而且有效细化钢板 packet(即晶团)、增大马氏体/贝氏体板条(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，可以在相对较少的贵重合金含量下 (尤其Mo元素等)；这不仅进一步减少了制造成本，而且改善了钢板的可焊性，尤其对于800MPa调质钢板，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。

作为战略性基础材料---本发明所述芯部低温冲击韧性及焊接性优良的超厚800MPa级调质钢板具有广阔的市场前景。主要用于水电工程(尤其高水头、大HD值抽水蓄能电站)的压力钢管、钢岔管、蜗壳、海洋平台、深海潜水器、工程机械(包括船用浮吊等海工机械)、煤矿机械及重型卡车、特种装载车等重大装备制造。

Claims

1.芯部低温冲击韧性及焊接性优良的超厚800MPa级调质钢板，其成分重量百分比为：

C：0.07％～0.11％，

Si：≤0.20％，

Mn：0.60％～1.00％，

P：≤0.014％，

S：≤0.0030％，

Cu：0.15％～0.40％，

Ni：0.70％～1.70％，

Cr：0.55％～0.95％，

Mo：0.25％～0.50％，

Nb：0.010％～0.030％，

V：0.025％～0.055％，

Ti：0.006％～0.013％，

B：0.0010％～0.0018％，

Als：0.040％～0.070％，

N：≤0.0050％，

Ca：0.0010％～0.0035％，

(％Als)/[(％N)-0.292(％Ti)]≥33；

[1.57(％C)^0.5+7.86(％Si)+23.23(％P)+8.17(％S)]×[1.21(％Mn)+2.65(％Mo)]≤4.2；

Ca处理，Ca/S比在1.00～3.00，((％Ca)×(％S)^0.18)≤2.5×10^－3；

130≤[(％C)×DI×(T_淬火1)×(T_淬火2)]/[H×(T_回火)]≤190，其中：

DI为淬透性指数，单位为mm，

DI＝0.367C^0.5(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；

T_淬火1为第一次淬火温度，单位为℃；

T_淬火2为第二次淬火温度，单位为℃；

T_回火为回火温度，单位为℃；

H为钢板厚度，单位为mm。

2.如权利要求1所述的芯部低温冲击韧性及焊接性优良的超厚800MPa级调质钢板，其特征是，所述调质钢板的显微组织为细小低碳回火马氏体+回火下贝氏体，钢板平均晶粒尺寸在20μm以下。

3.如权利要求1或2所述的芯部低温冲击韧性及焊接性优良的超厚800MPa级调质钢板，其特征是，所述调质钢板的抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥690MPa、断裂延伸率δ₅≥15％、钢板芯部-40℃横向冲击功(单个值)KV₂≥69J。

4.如权利要求1或2或3所述的芯部低温冲击韧性及焊接性优良的超厚800MPa级调质钢板的制造方法，其特征是，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按权利要求1所述成分冶炼、铸造成板坯，其中，中间包浇注过热度为7～26℃，拉速为0.6～1.0m/min，结晶器液面波动≤5mm，凝固末端轻压下率为2％～5％；

2)轧制

第二阶段采用未再结晶控制轧制，控轧开轧温度780℃～860℃，平均轧制道次压下率≥10％，未再结晶区累计压下率≥40％，终轧温度770℃～850℃；

3)冷却、保温

4)热处理，淬火+回火工艺即调质工艺

5.如权利要求4所述的芯部低温冲击韧性及焊接性优良的超厚800MPa级调质钢板的制造方法，其特征是，所述调质钢板的显微组织为细小低碳回火马氏体+回火下贝氏体，钢板平均晶粒尺寸在20μm以下。

6.如权利要求4或5所述的芯部低温冲击韧性及焊接性优良的超厚800MPa级调质钢板的制造方法，其特征是，所述调质钢板的抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥690MPa、断裂延伸率δ₅≥15％、钢板芯部-40℃横向冲击功(单个值)KV₂≥69J。