CN115537647B - 高韧性、低屈强比与低纵横向强度各向异性600MPa级钢板及其制造方法 - Google Patents

高韧性、低屈强比与低纵横向强度各向异性600MPa级钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

高韧性、低屈强比与低纵横向强度各向异性600MPa级钢板及其制造方法，采用低C‑低Si‑中Mn系低合金钢设计，提高钢中Als的含量且Als/N≥、低碳当量、超低N含量、低(Cu+Ni+Mo)合金化、Nb微合金化－超微Ti处理、Ca处理，并优化TMCP工艺。本发明所述钢板的屈服强度≥460MPa、抗拉强度≥570MPa、‑60℃的冲击功KV2(单个值)≥120J、低屈强比(≤0.85)、低纵横向强度各向异性(即纵/横向强度差≤30MPa)及焊接性优良(焊前无需预热、焊接热输入≥50kJ/cm)；特别适用于冰海地区的破冰船壳体、海洋平台、跨海大桥、海洋风电桩腿与风塔结构、港口机械等，并且能够实现低成本稳定批量工业化生产。

Description

高韧性、低屈强比与低纵横向强度各向异性600MPa级钢板及 其制造方法
技术领域
本发明涉及低碳低合金钢，具体涉及一种高韧性、低屈强比与低纵横向强度各向异性600MPa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、塑性尤其焊接性及性能的低各向异性提出了更高的要求，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500MPa级别钢板的水平，且钢板焊接性优良、性能的各向异性低，可以承受大热输入焊接(焊接热输入≥50kJ/cm)；并且在较低的合金含量尤其贵重金属含量，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、欧盟及北美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)精细结构，使高强钢获得更优良的强塑性与塑韧性匹配、焊接性及低各向异性。
现有技术在制造屈服强度≥420MPa、-60℃的低温冲击韧性≥34J的厚钢板时，一般要在钢中添加一定量的Ni或Cu+Ni元素(≥0.30％)。参见(【The Firth(1986)international Symposium and Exhibit on Offshore Mechanics and ArcticEngineering，1986，Tokyo，Japan，354；“DEVELOPMENTS IN MATERIALS FOR ARCTICOFFSHORE STRUCTURES”；“Structural Steel Plates for Arctic Use Produced byMultipurpose Accelerated Cooling System”(日文)，川崎制铁技报，1985，No.1 68～72；“Application of Accelerated Cooling For Producing 360MPa Yield Strength Steelplates of up to 150mm in Thickness with Low Carbon Equivalent”，AcceleratedCooling Rolled Steel，1986，209～219；“High Strength Steel Plates For Ice－Breaking Vessels Produced by Thermo－Mechanical Control Process”，AcceleratedCooling Rolled Steel，1986，249～260；“420MPa Yield Strength Steel Plate withSuperior Fracture Toughness for Arctic Offshore Structures”，Kawasaki steeltechnical report，1999，No.40，56；“420MPa and 500MPa Yield Strength Steel Platewith High HAZ toughness Produced by TMCP for Offshore Structure”，Kawasakisteel technical report，1993，No.29，54；“Toughness Improvement in BainiteStructure by Thermo-Mechanical Control Process”(日文)住友金属，Vol.50,No.1(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＜50KJ/cm的热输入焊接时，热影响区HAZ的韧性也能够达到-60℃Akv≥34J。
但是采用超大热输入(≥100KJ/cm)焊接时，焊接热影响区(HAZ)的低温韧性一般比较难以达到，热影响区(HAZ)低温韧性发生严重劣化。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，尤其采用超大热输入焊接时如何保证热影响区(HAZ)的低温韧性少之又少，且为了保证钢板的低温韧性，钢中一般均加入一定量的Ni或Cu+Ni元素，钢板超大热输入焊接热影响区(HAZ)低温韧性也很少能够达到－60℃。(参见日本专利昭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、USPatent4855106、US Patent5183198、US Patent4137104)。
目前改善超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(参见美国专利US Patent 4629505、WO 01/59167A1)，即在大热输入焊接过程中，在熔合线附近，由于长时间高温作用，TiN粒子发生溶解而失去作用，Ti2O3比TiN更加稳定，即使到达钢的熔点，也不会发生溶解。Ti2O3粒子可成为奥氏体晶内针状铁素体形核位置，促进奥氏体晶内针状铁素体(acicular ferrite－AF)形核，有效地分割奥氏体晶粒，细化HAZ组织，形成高强高韧性的针状铁素体组织。
中国专利ZL201410300713.X、ZL201310244712.3、ZL201310244706.8、ZL201310124065.2、ZL201310244713.8、ZL201210209637.2、ZL201410815614.5及201710183350.X、201910149978.7公开了一系列可以大热输入焊接各类低温钢板，为了保证大热输入焊接热影响区低温韧性，钢板(尤其超厚钢板)中均添加一定数量贵重合金元素Cu、Ni，当屈服强度YP达到460MPa时，尤其需要适当添加少量的Mo，钢板大热输入焊接工艺性性能虽然较好，但焊接热影响区韧性，尤其厚钢板焊接热影响区低温韧性不太稳定(大热输入焊接条件下，Mo促进粗大上贝氏体形成，劣化焊接粗晶热影响区韧性)，不能稳定达到-40℃冲击韧性的要求，厚钢板制造成本也较高；更为重要的是上述开发的TMCP钢板均未涉及钢板纵/横向强度的各向异性与低屈强比控制,而钢板实绩纵/横向强度差异达到50～120MPa，不能满足特殊大型重型钢结构(如大跨度公铁桥梁结构、海洋工程结构及巨型船用浮吊等)设计安全要求。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高韧性、低屈强比与低纵横向强度各向异性600MPa级钢板及其制造方法，钢板的屈服强度≥460MPa、抗拉强度≥570MPa、-60℃的冲击功KV2(单个值)≥120J、低屈强比(≤0.85)、低纵横向强度各向异性(即纵/横向强度差≤30MPa)及焊接性优良(焊前无需预热、焊接热输入≥50kJ/cm)；在获得母材钢板高强度、优异的低温韧性、低屈强比及低的纵/横向强度各向异性的同时，大热输入焊接时HAZ的低温韧性也同样优异，即母材钢板-40℃冲击韧性KV2≥100J，焊接热影响区(HAZ)-40℃KV2≥100J，特别适用于冰海地区的破冰船壳体、海洋平台、跨海大桥、海洋风电桩腿与风塔结构、港口机械等，并且能够实现低成本稳定批量工业化生产。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
高韧性、低屈强比与低各向异性TMCP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低C、低碳当量CEV、高强度、优良的低温韧性、抗疲劳性能及低屈强比与低各向异性，而且钢板还要能够承受大热输入焊接，焊接热影响区低温冲击韧性优良，但是这些性能要求很难同时满足：
A)低C、低碳当量CEV与高强度、低屈强比；
B)高强度、高韧性与低屈强比、纵横/向强度的低各向异性；
C)高强度与优良焊接性；
上述性能在成分设计和TMCP工艺设计上相互冲突、很难调和。
当降低C含量、碳当量CEV时，很难实现钢板的高强度和低屈强比；在提高强度、低温韧性的同时，很难实现钢板低屈强比与低的纵横向强度各向异性；在钢板获得高强度时，钢板焊接性尤其大热输入钢板很难保证。如何平衡高强度、高韧性、低屈强比、低的纵横向强度各向异性及大热输入焊接性是本产品最大的难点之一，也是关键核心技术。
因此本发明综合了影响钢板的高强度、高韧性、低屈强比、低的纵横向强度各向异性及大热输入焊接性等关键因素，从合金设计入手，采用低C-低Si-中Mn系低合金钢作为基础，尽可能提高钢中Als的含量且Als/N≥12、低碳当量、超低N含量、低(Cu+Ni+Mo)合金化、Nb微合金化－超微Ti处理、Ca处理且Ca/S比控制在1.0～3.0之间及Ca×S0.28≤1.0×10－3等合金优化组合设计，并优化TMCP工艺，使成品钢板显微组织为均匀细小的超低碳贝氏体+极少量块状铁素体，显微组织平均晶粒尺寸在20μm以下。
具体的，本发明所述的高韧性、低屈强比与低纵横向强度各向异性600MPa级钢板，其成分重量百分比为：
C：0.060～0.10％
Si：≤0.20％
Mn：1.10～1.60％
P：≤0.013％
S：≤0.003％
Cu：0.05～0.25％
Ni：0.05～0.30％
Mo：0.08～0.25％
Nb：0.008～0.028％
Ti：0.008～0.016％
Als：0.040～0.070％
N：≤0.0050％
Ca：0.0010～0.0035％；其余为Fe和其它不可避免的夹杂；且上述元素含量必须同时满足如下关系：
Als/N≥12；消除大热输入焊接热影响区自由[N]含量，改善焊接热影响区显微组织(形成高密度细小AlN粒子，钉扎奥氏体晶粒长大，细化HAZ的显微组织)与低温韧性与止裂特性(消除HAZ的自由[N]，消除自由[N]脆化作用)；
[ξ×(900-T开轧)×(％Nb)]/(H×ζ)≤2.25，确保钢板在获得高韧性的同时，钢板具有低屈强比与低的纵横向强度各向异性；其中H为成品钢板厚度，单位mm；ξ为未再结晶控轧累计压下率，单位％；T开轧为未再结晶控轧的开轧温度，单位℃；ζ为宽展比，即成品钢板宽度/板坯宽度；这是本发明关键核心技术之一；
6≤[H×(T开冷-T停冷)×CEV×ξ]/[(Vc)×(T停冷)]≤665；确保在低C、低碳当量CEV条件下，钢板具有高强度、高韧性、低屈强比的同时，钢板大热输入焊接性优良，并成功消除了钢板低C、低碳当量CEV与高强度、高韧性、低屈强比、低的纵横向强度各向异性之间的相互对立、很难兼容的矛盾；其中，
H为成品钢板厚度，单位mm；
T开冷为加速冷却开始冷却温度，单位℃；
T停冷为加速冷却停止冷却温度，单位℃；
CEV为钢板碳当量，CEV＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5，单位为％；
ξ为未再结晶控轧累计压下率，单位％；
Vc为钢板加速冷却速度，单位为℃/s；这是本发明关键核心技术之一；
Ca处理，且Ca/S比控制在1.0～3.0之间及Ca×S0.28≤1.5×10－3：确保硫化球化且夹杂物对低温韧性和焊接性影响降低到最小的同时，Ca(O,S)粒子均匀细小分布在钢中，抑制大热输入焊接热影响区奥氏体晶粒长大，降低钢板纵横向性能(强度、韧性)各向异性、改善钢板大热输入焊接热影响区的低温韧性。
以上关系式中的成分数据按百分数计算，如碳含量为0.10％，关系式计算时，用0.10带入计算即可。
在本发明所述钢板的成分设计中：
C对TMCP钢板的强度、低温韧性、延伸率及焊接性尤其大热输入焊接性影响很大，从改善钢板的低温韧性、大热输入焊接性角度，希望钢中C含量控制得相对较低；但是从钢板钢的强度、低温韧性、低屈强比与低纵横向强度各向异性控制及生产制造过程中显微组织控制与制造成本的角度，C含量不宜控制得过低；过低C含量易导致屈强比居高不下，且晶界迁移率过高，母材钢板与焊接HAZ显微组织晶粒粗大且易产生混晶，而且钢中C含量过低可造成晶界弱化，严重劣化母材钢板与焊接HAZ的低温韧性；因此，C含量合理范围为0.06％～0.10％。
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严重损害钢板的低温韧性、延伸率及焊接性，尤其对于合金含量较高的高强钢，大热输入焊接时，Si不仅促进M-A岛形成、形成的M-A岛尺寸较为粗大且分布不均匀，严重损害焊接热影响区(HAZ)的低温韧性，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0.20％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TMCP钢板晶粒而提高钢板强度(细晶强化作用)、改善钢板低温韧性(细晶韧化)、抗疲劳特性的作用、促进低温相变组织形成(相变强度作用)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，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TMCP及焊接过程中易形成异常组织，导致钢板低温韧性低下和焊接接头出现裂纹，此外对于高强TMCP钢板而言，Mn含量过高时，不仅造成钢板低温韧性、延伸率及焊接性急剧恶化，而且导致钢板屈强比、纵横向强度各向异性急剧增加；因此适合Mn含量为1.10％～1.60％。
P作为钢中有害夹杂对钢的机械性能，尤其低温冲击韧性、延伸率及焊接性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，对于要求可大线能量焊接、-40℃韧性、高强度及可大热输入焊接的TMCP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、焊接性、抗疲劳性能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，不仅严重损害钢板的低温冲击韧性、延伸率、Z向性能、抗疲劳性能及焊接性(尤其大热输入焊接性)，而且造成纵横向强度、韧性的严重各向异性；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，对于要求可大线能量焊接、-40℃韧性、高强度、低纵横向强度各向异性及可大热输入焊接的TMCP钢板，S含量需要控制在≤0.003％。
Cu也是奥氏体稳定化元素，添加Cu也可以降低Ar1、Ar3点温度，提高钢板耐大气腐蚀性，细化TMCP钢板显微组织，改善TMCP钢板低温韧性；但是Cu添加量过多，高于0.45％，不仅容易造成铜脆、铸坯表面龟裂、内裂问题及尤其厚钢板抗冲击载荷断裂特性(即塑韧性)、焊接接头性能劣化，而且导致钢板屈强比、纵横向强度各向异性居高不下；同时考虑到Cu是比较贵重合金元素，从成本效益考虑，Cu的上限控制在0.30％为宜。Cu添加量过少，低于0.05％，基本不起任何作用；因此Cu含量控制在0.05％～0.25％之间。
添加Ni不仅可以降低BCC晶体结构位错点阵摩擦力(即P-N力)、提高铁素体相低温位错可动性、促进位错交滑移，改善铁素体本征塑韧性；此外，Ni作为强奥氏体稳定化元素，大幅度降低Ar1、Ar3点温度，提高奥氏体向铁素体相变的驱动力，导致奥氏体在更低温度下发生相变，大幅度细化细化TMCP钢板显微组织，提高裂纹穿过铁素体晶粒的扩展阻力，大幅度提高TMCP钢板低温韧性，因此Ni具有同时提高TMCP钢板强度、低温韧性而不降低延伸率之功效(即塑韧性)；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，但是过高的Ni含量不仅会硬化焊接热影响区、对钢板的焊接性、焊接接头韧性性能不利，而且大幅度提高钢板的屈强比、纵横向强度各向异性及钢板的合金成本(Ni是贵重合金元素)；因此Ni含量控制在0.05％～0.30％之间。
添加Mo可以大幅度提高钢板的淬透性，促进贝氏体/马氏体低温相变组织形成，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，当Mo添加过多时，不仅严重损害钢板低温冲击韧性、钢板的延伸率、焊接性，而且大幅度提高钢板屈强比、纵横向强度各向异性及生产成本；因此综合考虑Mo的相变强化作用、对母材钢板低温韧性、延伸率、焊接性、屈强比及纵横向强度的各向异性的影响，Mo含量控制在0.08％～0.25％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、细化钢板晶粒尺寸、提高TMCP钢板强度和韧性，当Nb添加量低于0.008％时，除不能有效发挥的控轧作用之外，对TMCP钢板强韧化能力也不足；当Nb添加量超过0.030％时，不仅造成钢板的屈强比、纵/横向强度各向异性及钢板的合金成本(Nb也是贵重合金元素)居高不下；而且大热输入焊接条件下诱发上贝氏体(Bu)形成和Nb(C,N)二次析出脆化作用，严重损害大热输入焊接热影响区(HAZ)的低温韧性，因此Nb含量控制在0.008％～0.028％之间，获得最佳的控轧效果、实现TMCP钢板强韧性/强塑性匹配、低屈强比、低纵横向强度该协议书的同时，又不损害钢板大热输入焊接性。
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，抑制钢板晶粒及焊接HAZ区晶粒长大；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℃；当钢中Ti加入量过少(＜0.008％)，形成TiN粒子数量不足，不足以抑制TMCP及焊接热循环过程中奥氏体晶粒长大而改善钢板的低温韧性与焊接性；加入Ti含量过多(＞0.016％)时，TiN析出温度超过1400℃，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0.008％～0.016％。
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]，改善较大热输入焊接HAZ的低温冲击韧性作用；但钢中加入过量的Als不但会在钢中形成大量弥散的针状Al2O3夹杂物，损害钢板低温冲击韧性和焊接性，根据钢板成分体系分析，最佳Als含量控制在0.040％～0.070％之间。
N的控制范围与Ti的控制范围相对应，对于控制钢板晶粒、改善钢板低温韧性及焊接性，Ti/N在1.5～3.5之间最佳。N含量过低，生成TiN粒子数量少、尺寸大，不能起到控制钢板晶粒的作用而改善钢板低温韧性与焊接性，反而对钢板低温韧性与焊接性有害；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低温韧性及弯曲冷加工性，恶化钢的加工使用特性。因此N含量控制在≤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、改善钢板韧性的纵横向强度与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％。
本发明所述的高韧性、低屈强比与低纵横向强度各向异性600MPa级钢板的制造方法，其包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按上述成分冶炼，铸造采用连铸浇铸，中间包浇注过热度控制在8～
30℃，拉速控制在0.6～1.0m/min，结晶器液面波动控制在≤5mm；
2)板坯加热
板坯加热温度控制在1050～1150℃；
3)轧制，轧制宽展比≥1.3
第一阶段轧制为普通轧制，采用轧机最大轧制能力进行连续轧制；
第二阶段轧制采用未再结晶控制轧制，开轧温度控制在760～840℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥45％，终轧温度750～800℃；
4)冷却
轧制结束后，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730～760℃，冷却速度≥5℃/s，停冷温度为250～500℃。
在本发明所述钢板的制造工艺中：
根据所述钢板成分中C、Mn、Nb及Ti含量范围，板坯加热温度控制在1050℃～1150℃之间，确保钢中Nb在板坯加热过程中全部固溶到奥氏体中去的同时，板坯奥氏体晶粒不发生反常长大，为确保钢板具有低纵横向强度各向异性，轧制宽展比≥1.3。
轧制采用两阶段轧制，第一阶段为普通轧制，采用轧机最大轧制能力进行连续轧制，最大程度提高轧线产能的同时，确保形变钢坯发生再结晶，细化奥氏体晶粒。第二阶段采用未再结晶控制轧制，根据上述钢中Nb元素含量范围，为确保未再结晶控轧效果，控轧开轧温度控制在760～840℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥45％，终轧温度750～800℃。
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730～760℃，冷却速度≥5℃/s，停冷温度为250～500℃，当钢板厚度≥50mm时，钢板进行缓冷，缓冷工艺为不低于250℃保温24小时以上，随后钢板自然空冷至室温。
本发明的有益效果：
本发明钢板成分设计通过降低贵重合金元素含量，主合金元素、微合金元素及夹杂物元素之间匹配组合设计，即采用低C-中Mn-低(Cu+Ni+Mo)合金化－Nb微合金化－超微Ti处理的成分体系，并与TMCP制造工艺相结合，低成本地生产出综合性能优良的TMCP型钢板，所述钢板不仅具有高强度、高韧性、低屈强比、低纵横向强度各向异性，其屈服强度≥460MPa、抗拉强度≥570MPa、-60℃的夏比冲击功KV2(单个值)≥120J、低屈强比(≤0.85)、低纵横向强度各向异性(即纵/横向强度差≤30MPa)及焊接性优良(焊前无需预热、焊接热输入≥50kJ/cm)钢板，而且钢板具有优良的焊接性、可大热输入焊接，大幅度地缩短了钢板的制造周期，为施工企业创造巨大的价值，实现了钢板制造与使用过程的绿色环保。
本发明所述钢板的高性能高附加值集中表现在钢板的高强度、高韧性与低屈强比、低纵横向强度各向异性及优良焊接性的完美匹配，成功地解决了：①低C、低碳当量CEV与高强度、低屈强比之间；②高强度、高韧性与低屈强比、纵横/向强度的低各向异性之间；③高强度与优良焊接性之间在成分设计与TMCP工艺设计上相互冲突、很难调和的矛盾，极大地提高了大型重钢结构的安全性、稳定性、耐久性。良好的焊接性(尤其可大热输入焊接)节省了用户企业钢结构制造的成本、缩短了用户钢结构制造的时间，为用户创造了巨大的价值。
附图说明
图1为本发明实施例3钢的显微组织(1/4厚度)金相图。
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。
本发明实施例钢的成分参见表1，表2、表3所示为本发明实施例钢的制造工艺参数，表4为本发明实施例钢板的性能参数。
参见图1，其所示为本发明本发明实施例3钢的显微组织(1/4厚度)金相图。由图1可以看出，本发明成品钢板显微组织为均匀细小的超低碳贝氏体+极少量块状铁素体，显微组织平均晶团尺寸在20μm以下；获得低屈强比(拉伸试验时，产生连续屈服现象，导致Rp0.2较低)、低纵横向强度各向异性(单一超低碳贝氏体组织，极大地消除了纵横向强度各向异性)。
随着我国国民经济发展与碳中和环境指标的刚性约束，建设绿色节约型、和谐社会的要求，基础设施建设(如大型公铁桥梁工程、市政工程、隧道工程等)、船舶制造、海洋开发、高功率海洋风电工程及重大装备制造已摆到日事议程，目前我国基础设施建设、海洋工程开发及重大装备制造方兴未艾，基础设施建设、海洋工程开发及相关装备制造业的关键材料---高韧性、低屈强比与低纵横向强度各向异性600MPa级钢板具有广阔的市场前景，本发明所述钢板可广泛应用于船舶结构、海洋工程结构、桥梁工程结构、能源开发工程、海上风电工程及工程机械、矿山机械及重型车辆制造等，并且能够实现低成本稳定批量工业化生产。
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Claims (4)

1.高韧性、低屈强比与低纵横向强度各向异性600MPa级钢板，其成分重量百分比为：
C：0.060～0.10％
Si：≤0.20％
Mn：1.10～1.60％
P：≤0.013％
S：≤0.003％
Cu：0.05～0.25％
Ni：0.05～0.30％
Mo：0.08～0.25％
Nb：0.008～0.028％
Ti：0.008～0.016％
Als：0.040～0.070％
N：≤0.0050％
Ca：0.0010～0.0035％；其余为Fe和其它不可避免的夹杂；且上述元素含量必须同时满足如下关系：
Als/N≥12；
[ξ×(900-T开轧)×(％Nb)]/(H×ζ)≤2.25，
其中，
H为成品钢板厚度，单位mm；
ξ为未再结晶控轧累计压下率，单位％；
T开轧为未再结晶控轧的开轧温度，单位℃；
ζ为宽展比，即成品钢板宽度/板坯宽度；
6≤[H×(T开冷-T停冷)×CEV×ξ]/[(Vc)×(T停冷)]≤665，
其中，
H为成品钢板厚度，单位mm；
T开冷为加速冷却开始冷却温度，单位℃；
T停冷为加速冷却停止冷却温度，单位℃；
CEV为钢板碳当量，CEV＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5，单位为％；
ξ为未再结晶控轧累计压下率，单位％；
Vc为钢板加速冷却速度，单位为℃/s；
Ca处理，且Ca/S比控制在1.0～3.0之间及Ca×S0.28≤1.5×10－3；
所述钢板的显微组织为均匀细小的超低碳贝氏体+极少量块状铁素体，平均晶粒尺寸在20μm以下；
所述钢板的屈服强度≥460MPa，抗拉强度≥570MPa，-60℃的冲击功KV2单个值≥120J，低屈强比≤0.85，低纵横向强度各向异性即纵/横向强度差≤30MPa，焊接热输入≥50kJ/cm。
2.如权利要求1所述的高韧性、低屈强比与低纵横向强度各向异性600MPa级钢板的制造方法，其特征是，包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按权利要求1所述的成分冶炼，铸造采用连铸浇铸，中间包浇注过热度控制在8～30℃，拉速控制在0.6～1.0m/min，结晶器液面波动控制在≤5mm；
2)板坯加热
板坯加热温度控制在1050～1150℃；
3)轧制，轧制宽展比≥1.3
第一阶段轧制为普通轧制，采用轧机最大轧制能力进行连续轧制；
第二阶段轧制采用未再结晶控制轧制，开轧温度控制在760～840℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥45％，终轧温度750～800℃；
4)冷却
轧制结束后，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730～760℃，冷却速度≥5℃/s，停冷温度为250～500℃。
3.如权利要求2所述的高韧性、低屈强比与低纵横向强度各向异性600MPa级钢板的制造方法，其特征是，步骤4)，当钢板厚度≥50mm时，钢板进行缓冷，缓冷温度不低于250℃，保温24小时以上，随后钢板自然空冷至室温。
4.如权利要求2或3所述的高韧性、低屈强比与低纵横向强度各向异性600MPa级钢板的制造方法，其特征是，所述钢板的显微组织为均匀细小的超低碳贝氏体+极少量块状铁素体，平均晶粒尺寸在20μm以下；所述钢板的屈服强度≥460MPa，抗拉强度≥570MPa，-60℃的冲击功KV2单个值≥120J，低屈强比≤0.85，低纵横向强度各向异性即纵/横向强度差≤30MPa，焊接热输入≥50kJ/cm。
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