可大线能量焊接的超高强度厚钢板及其制造方法

专利名称：可大线能量焊接的超高强度厚钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及到一种在含Nb超低碳低合金厚钢板(ultra-low carbon lowalloyed steel heavy plate)中获得5μm～10μm细小贝氏体/马氏体板条团晶粒、屈服强度大于800MPa、具有优良低温韧性和焊接性的超低碳贝氏体/马氏体厚钢板。
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、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、韧性和焊接性是低碳(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，人们对钢的强韧性及焊接性提出更高的要求，即在钢板在维持较低的制造成本的同时大幅度地提高性能，以减少钢材的用量节约成本，减轻钢结构的自身重量以提高安全性。目前世界范围内掀起了发展新一代钢铁材料研究高潮，要求在不大量增加合金含量，通过改变工艺技术获得更好的组织匹配，从而得到更高的强韧性和焊接性。超低碳贝氏体钢就是在这一时期发展起来的一大类高强度、高韧性、多用途钢种。这类钢的合金成分设计己突破了原有的高强度低合金钢的成分设计模式，大幅减少了钢中碳的含量(一般这类钢的碳含量≤0.05％)，钢的强度不再依赖碳的含量，而是以贝氏体基体组织中的位错强化和相变强化，V、Nb、Ti微合金控轧控冷强化及ε-Cu沉淀强化为主，从而使该类钢强韧性匹配极佳，尤其是焊接性能较传统的HY系列等钢种有了大幅度提高，在0℃以上不需进行预热和焊后热处理。目前国际上ULCB钢主要可分为两大类其一是以美国和加拿大为代表的Cu-Nb-B系列；其二是以日本为代表的Mn-Nb-B系列。由于其优良的综合性能和较低的生产制造成本，该类钢广泛运用于寒冷地带的油汽管线、海洋设施及海洋舰船方面。ULCB钢的物理冶金研究表明超低碳贝氏体/马氏体钢板的力学性能主要取决于贝氏体/马氏体板条团晶粒尺寸、贝氏体/马氏体板条尺寸及贝氏体/马氏体板条内的微观亚结构组态，细化贝氏体/马氏体板条团晶粒尺寸、优化贝氏体/马氏体板条尺寸及贝氏体/马氏体板条内的微观亚结构组态是获得高强度、高韧性、较低合金含量的超低碳贝氏体/马氏体钢的首要条件，是多年来一直是冶金工程师追求的目标。
传统的屈服强度大于800MPa的宽厚钢板主要通过淬火加回火(DQ+T或Q+T)，即所谓调质方法来生产，这就要求钢板必要具有足够高的淬透性，即淬透性指数DI≥6.0mm〖DI＝0.311C1/2(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钢板厚度方向的显微组织与性能的均匀，因此不可避免地向钢中加入大量Cr、Mo、Ni、Cu等合金元素，这类钢板中的Mo和Cr含量一般要控制在≥0.50％，尤其贵重元素Ni含量要控制在≥1.00％以上(昭59-129724、平1-219121)，因为Ni元素不但能够提高钢板的强度和淬透性，降低相变温度细化贝氏体/马氏体板条团晶粒尺寸；更重要的是Ni唯一能够改善贝氏体/马氏体板条本身低温韧性的元素。如此，钢板的合金含量较高，碳当量CEV和焊接冷裂纹敏感指数Pcm也较高，这给现场焊接带来较大的困难，焊前需要预热，焊后需要热处理，焊接成本升高、焊接效率降低、焊接现场工作环境恶化。

发明内容
本发明的目的是提供一种可大线能量焊接的超高强度厚钢板及其制造方法，采用较低碳当量的合金设计，充分发挥合金设计本身的潜能和TMCP工艺的功效，实现钢板的高强度、高韧性及优良焊接性的有机统一；减少合金元素的用量，如Cr、Mo、Ni等，降低钢板的生产成本，改善钢板的低温韧性和焊接性，实现可大线能量焊接，0℃以上焊接钢板无需进行预热。
本发明的物理冶金学分析众所周知，贝氏体/马氏体均为切变型相变，其本质上是通过特定的位错组态的滑移，实现晶体结构由奥氏体的FCC转变成贝氏体/马氏体的BCC(注贝氏体相变过程同时伴随着间隙原子C、N、B的扩散过程)，完成相变过程，在原奥氏体晶粒内部形成一个或数个贝氏体/马氏体板条团晶粒。因此任何能够阻碍位错组态滑移的障碍，均能够抑制贝氏体/马氏体板条团的长大，细化贝氏体/马氏体板条团晶粒尺寸，改善钢板的性能，尤其是低温韧性，因为脆韧转变温度vTr.∝d-1/2，其中d为贝氏体/马氏体板条团晶粒尺寸。当钢中加入了一定数量的微合金元素，如Ti、Nb、V、B等，在精轧后的应变弛豫过程中，发生应变诱导微合金碳氮化物的析出，在应变弛豫后的淬火过程中，这些细小的微合金碳氮化物可以成为贝氏体板条/马氏体板条的形核位置；其次，在微合金碳氮化物粒子如(Ti，Nb)(C，N)，更重要的是在Fe23(CB)6的周围基体中出现短时间的贫碳，从而使这些区域的奥氏体稳定性降低，一定数量的粒状贝氏体/针状铁素体优先在这些区域形成，因而后续生成的贝氏体板条/马氏体板条长大将受到先形成的粒状贝氏体/针状铁素体的限制而得到细化；此外，在应变弛豫过程中轧制所形成的高密度位错也会发生回复，大量位错弛豫发生多边化过程，形成多边形亚结构，即所谓的亚晶结构。这些多边形亚结构的边界上同时存在大量微合金碳氮化物的析出，进一步稳定亚晶结构，抑制亚晶合并和长大，随着应变弛豫的时间增加，亚晶两侧的取向差不断增加，亚晶界不断锋锐。在应变弛豫后的淬火过程中，相变形成的贝氏体板条/马氏体板条长大受到这些多边形亚晶界的抑制，局限在一个个细小的亚晶内，贝氏体板条/马氏体板条团得到进一步细化。
本发明的技术解决方案是可大线能量焊接的超高强度厚钢板，其成分(质量百分比)C 0.01％～0.06％Si0.10％～0.50％Mn1.00％～1.40％Nb0.010％～0.050％V 0.040％～0.090％Cu0.60％～1.00％Cr0.20％～0.50％Mo0.20％～0.50％Ni0.50％～0.80％
B5ppm～30ppmTi 0.005％～0.020％Als0.040％～0.070％其余为Fe和不可避免的杂质如P、S；其中，0.065≤(％Cu×％V)≤0.085。
本发明的可大线能量焊接的超高强度厚钢板的制造方法，包括如下步骤a)铸造工艺，将上述成分的钢水铸造成板坯，浇铸温度≤1580℃；b)板坯加热，加热温度控制在1150℃～1200℃；c)热轧，采用大轧制道次压下率进行轧制，在奥氏体未再结晶区，至少一个道次、优选2道次以上，采用异步轧制技术，控制上下工作辊速度比≥1.05；奥氏体未再结晶区累计压下率≥40％，道次压下率≥10％；d)应变弛豫，应变弛豫温度在Ar3+60℃～Ar3+20℃点温度区间，应变弛豫时间t与奥氏体未再结晶累计压下率Ψlnt(s)＝7.779-5.37×10-2Ψ(％)；e)冷却，直接淬火(direct quenching——简称DQ)冷却到室温。
C含量在0.01％～0.06％之间，最好在0.03％～0.05％之间，以改善贝氏体/马氏体板条本身的低温韧性，极大地改善钢板的焊接性。
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和焊接性，尤其促进焊接热影响区M-A组元形成，损害焊接HAZ的韧性，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≤0.50％，最好≤0.30％。
对于超低碳含量，Mn的中心偏析程度得到大幅度减小，适当提高钢中的Mn含量不仅可以提高母材钢板强度和韧性，而且可以提高钢板的淬透性。但是添加Mn过多，超过1.40％时，损害钢板的焊接性和HAZ的韧性。因此本发明钢板Mn含量控制在1.00％～1.40％之间。
Nb含量在0.010％～0.050％之间，最好在0.015％～0.030％之间，以获得最佳的控轧效果，同时不损害HAZ的韧性。
V含量在0.040％～0.090％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/马氏体板条中析出，提高钢板的强度。V添加过少，低于0.040％，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0.090％，损害钢板低温韧性和焊接性。
添加Cu目的是通过ε-Cu在贝氏体/马氏体板条中析出，提高钢板强度；同时，添加Cu还可以提高钢板的淬透性和钢板的耐大气腐蚀性。但Cu添加量过多，高于1.00％，容易造成铜脆、铸坯表面质量及内裂问题；Cu添加量过少，低于0.60％，不能产生ε-Cu沉淀析出，强化钢板。因此Cu含量控制在0.60％～1.00％之间，并随着钢板厚度的增加，Cu含量可适当取上限值。
添加Cr促进细小的贝氏体/马氏体形成，提高钢板的强度和韧性，但Cr添加量超过0.50％时，不仅增加钢板的制造成本，而且促进HAZ中的上贝氏体形成，损害钢板的焊接性；因此Cr含量控制在0.20％～0.50％之间。
添加Mo提高钢板的淬透性，促进细小的贝氏体/马氏体形成，提高钢板的强度和韧性；但Mo添加量超过0.50％时，不仅增加钢板的制造成本，而且损害钢板的焊接性，而且增加钢板的生产成本。因此Mo含量控制在0.20％～0.50％之间。
Ni是唯一能够提高钢板的强度和低温韧性的元素，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，但过高的Ni含量会硬化焊接热影响区，对钢板的焊接性不利，同时Ni是一种很贵重元素，从性能价格比考虑，Ni含量控制在0.50％～0.80％之间，以确保钢板的淬透性和钢板的强度水平而不损害钢板的焊接性。
B原子偏聚在奥氏体晶界上，强烈抑制先共析的铁素体形成，大大提高钢板的淬透性，同时B原子还可以在奥氏体晶内形成Fe23(CB)6粒子，造成Fe23(CB)6周围基体出现贫碳区，降低奥氏体的稳定性，诱发奥氏体晶内粒状贝氏体/针状铁素体形成，此粒状贝氏体/针状铁素体既可以抑制淬火过程中贝氏体/马氏体板条长大，细化贝氏体/马氏体板条团晶粒尺寸；又可以细化大线能量焊接HAZ的显微组织，改善HAZ的低温韧性。因此，B含量控制在5ppm～30ppm之间，最好15ppm～20ppm之间，不仅能够确保钢板淬透性，而且可以改善大线能量焊接HAZ的低温韧性。
为确保钢中自由B原子存在，钢中N含量不能过高，以防止N与B结合成BN粒子，因此钢中N含量控制在35ppm以下。
钢中添加适量的Ti不仅可以消除固溶N对钢板韧性和焊接性的损害，确保钢中自由B原子存在，而且形成的TiN粒子能够抑制加热和热轧过程中奥氏体晶粒长大，改善钢板的低温韧性，更重要的是抑制焊接过程中HAZ晶粒长大，改善HAZ韧性。因此Ti含量在0.005％～0.020％，最好0.007％～0.012％之间。
酸溶铝Als含量应控制为Als＞＞2(Ntotal-0.292Ti)，完全消除钢板中的自由N，阻止BN粒子形成，确保B元素淬透性的作用和Fe23(CB)6粒子的形成；同时，消除自由N对母材钢板和HAZ韧性的损害。因此实际Als含量应控制在0.040％～0.070％之间。
此发明钢还可以含有Ca或稀土REM及Fe和不可避免的杂质，如P、S等。Ca或REM元素，用来对硫化物夹杂进行变性处理，球化硫化物夹杂，其含量应控制在Ca含量≤0.01％，或者REM含量≤0.01％。P、S含量应尽可能控制得低，但考虑到炼钢过程的经济性和可操作性，P含量控制在≤0.010％，S含量控制在≤0.005％。
0.065≤(％Cu×％V)≤0.085，以确保回火过程中V(C，N)和ε-Cu同时析出，即ε-Cu和V(C，N)时效析出曲线基本完全重合。
本发明的铸造工艺推荐采用连铸工艺，连铸工艺重点控制浇铸温度和钢液凝固速度，浇铸温度≤1580℃，最好≤1570℃，低温浇铸时连铸坯质量较好。
板坯加热温度控制在1150℃～1200℃之间，确保原始板坯奥氏体晶粒度比较均匀细小的同时，V、Nb碳氮化物完全固溶，为后续的控轧和沉淀硬化提供条件。在未再结晶温度范围内，尽量采用大轧制道次压下率进行轧制，奥氏体未再结晶区累计压下率≥40％，最好≥45％；道次压下率≥10％，以保证具有足够细小的应变诱导碳氮化物的析出以及位错回复形成稳定细小的亚晶结构。
在奥氏体未再结晶区，至少有一个道次、最好2道次以上，采用异步轧制技术，控制上下工作辊速度比≥1.05。
奥氏体未再结晶区的控轧结束以后，在Ar3+60℃～Ar3+20℃点温度区间，进行应变弛豫过程的控制，应变弛豫时间t与奥氏体未再结晶累计压下率Ψ按如下关系控制，可以获得5μm～10μm细小的贝氏体/马氏体板条团晶粒lnt(s)＝7.779-5.37×10-2Ψ(％)。随后直接淬火(DQ)冷却到室温(100℃以下)。
在Cu的时效峰值温度处时效，可以析出大量细小弥散的ε-Cu粒子而使钢板强度大幅度地提高，但是钢板的低温韧性也同时大幅度地降低，过时效处理虽然导致钢板的强度有一定程度的降低，但是其低温韧性却大幅度地提高，为获得强度和低温韧性最佳的匹配，钢板的回火温度控制在550℃～600℃之间，造成适度地ε-Cu沉淀硬化的过时效。
本发明首先从优化合金设计入手，采用超低C、低N、高Als、微Ti-B处理及Cu-Cr-Mo-Ni合金化技术，即采用超低C目的是韧化贝氏体/马氏体板条和改善钢板的焊接性；采用Cu-Cr-Mo-Ni合金化目的是通过合金元素本身的固溶强化和相变强化来弥补超低C造成的强度损失；采用微Ti-B处理目的是在奥氏体晶粒内部植入粒状贝氏体/针状铁素体形核点，促进奥氏体晶内粒状贝氏体/针状铁素体形成，细化贝氏体/马氏体板条团晶粒尺寸，改善钢板大线能量焊接HAZ的韧性。
在制造工艺上，首先从优化的TMCP工艺入手，采用异步轧制技术，控制上下工作辊速度比≥1.05，造成钢板上下两层金属流变严重的不对称性，改变钢板中心区域的形变状态，使钢板中心区域由平面应变状态变为复杂三项剪切应变状态，晶格在轧制过程中的转动、弯曲程度加大，奥氏体应变储存能增加，导致晶体缺陷密度，如位错、层错密度大幅度增加，造成应变诱导析出的微合金碳氮化物大幅度增加、回复的亚晶尺寸大幅度减小，极大抑制了贝氏体板条/马氏体板条的长大，细化了贝氏体板条/马氏体板条团晶粒尺寸。当上下工作辊速度比＜1.05时，造成钢板上下两层金属流变不对称性很小，对于改变钢板中心形变状态，增加奥氏体的形变储存能作用不大，故控制上下工作辊速度比≥1.05。
奥氏体未再结晶区累计压下率和道次压下率也是本发明重要的控制参数之一。当奥氏体未再结晶区累计压下率小于40％，道次压下率小于10％时，奥氏体内形变储存能较低，形变带密度和位错密度均较低，位错多边形化过程发展不完善，形成的亚晶结构不够稳定，亚晶尺寸也较大，同时，应变诱导微合金碳氮化物析出也不充分，因此不能有效地细化贝氏体/马氏体板条团晶粒。为获得有效的细化效果，奥氏体未再结晶区累计压下率应控制在大于40％，道次压下率应控制在大于10％。
应变弛豫时间t与奥氏体未再结晶累计压下率Ψ必需满足下列关系，如

图1所示lnt(s)＝7.779-5.37×10-2Ψ(％)……………………(1)才能获得5～10μm的贝氏体/马氏体板条团晶粒尺寸和贝氏体/马氏体板条中的精细亚结构组态。应变弛豫细化贝氏体/马氏体板条团晶粒尺寸是由应变弛豫过程中的微合金碳氮化物的析出和位错多边形化造成的，因此任何影响微合金碳氮化物的析出和位错多边形化过程均影响对贝氏体/马氏体板条团晶粒尺寸的细化效果，同时这两个过程的变化和相互协调程度不同，也严重影响细化的效果，只有当两种过程相互协调、共同促进，细化的效果最佳，即一方面要求微合金碳氮化物析出不仅可以促进粒状贝氏体/针状铁素体转变，从而细化后续的贝氏体/马氏体板条团晶粒尺寸，而且可以稳定多边形亚晶结构，强化亚晶结构对贝氏体/马氏体板条长大的抑制；另一方面要求多边形亚晶结构成为微合金碳氮化物的优先形核位置，促进微合金碳氮化物的析出，强化析出引起的细化作用。因此微合金碳氮化物析出动力学与位错多边形化过程动力学必需要相互匹配。当奥氏体未再结晶区累计压下率较低时，位错密度相对较低，位错回复动力学相对较慢，微合金碳氮化物析出动力学也相对较慢，这就要求应变弛豫时间加长，以获得两个过程最佳匹配。如果应变弛豫时间过短，亚晶结构没有完全形成，微合金碳氮化物也未能充分析出，对贝氏体/马氏体板条长大的抑制作用不足，因而不能有效地细化贝氏体/马氏体板条团晶粒尺寸。当奥氏体未再结晶区累计压下率较大时，位错密度相对较高，位错回复动力学相对较快，微合金碳氮化物析出动力学也相对较快，这就要求应变弛豫时间缩短，以获得两个过程最佳匹配。如果应变弛豫时间过长，析出的微合金碳氮化物要发生粗化，颗粒数量减少，细化贝氏体/马氏体板条团晶粒尺寸的作用降低；同时应变弛豫时间过长，亚晶结构要发生合并和长大，微合金碳氮化物由于粗化对亚晶结构的稳定作用也大为降低，因此，微合金碳氮化物的析出和亚晶结构对贝氏体/马氏体板条长大的抑制作用均大幅度降低，因而不能有效地细化贝氏体/马氏体板条团晶粒尺寸。因此只有当奥氏体未再结晶区累计压下率和应变弛豫时间满足公式(1)时，微合金碳氮化物的析出和位错多边形化这两种过程才能够相互协调、共同促进，获得最佳的细化效果。
应变弛豫的温度区间控制在Ar3+60℃～Ar3+20℃，以获得最佳的碳氮化物的析出和位错多边形化的匹配效果。当应变弛豫温度超过Ar3+60℃时，由于弛豫温度较高，位错回复过程进行得较快，多边形化过程进行得较快，位错密度迅速降低，造成微合金碳氮化物析出的相应推迟，析出数量减少，位错多边形结构稳定性较差；当应变弛豫温度低于Ar3+20℃点温度时，发生先共析的铁素体相变，原因是在奥氏体未再结晶区控轧，造成Ar3点上移，导致应变诱导相变发生，造成铁素体含量和显微组织不均匀性显著增加，钢板强度和韧性大幅度下降，因此应变弛豫的温度区间必需控制在Ar3+60℃～Ar3+20℃之间。
本发明有益效果本发明实现了屈服强度800MPa厚钢板低碳当量合金设计，即碳当量〖C+Mn/6+(V+Cr+Mo)/5+(Cu+Ni)/15〗比普通同等强度级别的调质钢板低0.10％～0.15％，这不仅降低钢板的生产成本、改善了母材钢板的低温韧性，而且极大地改善了钢板的焊接性和HAZ的低温韧性，实现可大线能量焊接，0℃以上焊接时，钢板无需进行预热，提高了现场焊接效率、改善了现场焊接的劳动环境、降低了焊接成本，使产品绿色环保化。
具体实施例方式
本发明可大线能量焊接的超高强度厚钢板实施例以及比较例见表1，其制造方法实施例以及比较例见表2。
表3为本发明实施例以及比较例的物理性能。
表1

表2

表3

由表3可以看出本发明钢不仅屈服强度和抗拉强度比现有钢(比较例3-《新日铁技报》1997年第75期P43～50)高150MPa～200MPa以上；更主要的是本发明钢的低温韧性和焊接性比现有钢优异得多，表现为本发明钢在0℃以上焊接无需预热，焊接HAZ韧性高；同时还可以看出采用本发明钢的成分而不采用本发明的工艺制造出的钢板(比较例1和比较例2)，虽然焊接性能基本没有发生变化，但是钢板的屈服强度和抗拉强度大幅度降低达150MPa～200MPa左右，钢板的低温韧性也有所降低。
综上所述，根据本发明，采用较少量的合金含量，即较普通屈服强度800MPa厚钢板的碳当量低0.10％～0.15％的碳当量设计就可以到达屈服强度为800MPa的性能指标。不仅大大节省了合金含量，尤其贵重元素Ni、Mo、Cr的含量，尤其Ni元素的含量，极大地改善了钢板的焊接性(钢板无需焊前预热、焊后热处理)；而且降低了生产成本和用户使用成本。由于本发明不需要添加任何设备，生产工艺简单，过程控制容易，可以向所有具有加速冷却装备的中厚板生产厂家推广，具有很强的适应性、环保性和极高的经济性。
权利要求
1.可大线能量焊接的超高强度厚钢板，其成分(质量百分比)C0.01％～0.06％Si 0.10％～0.50％Mn 1.00％～1.40％Nb 0.010％～0.050％V0.040％～0.090％Cu 0.60％～1.00％Cr 0.20％～0.50％Mo 0.20％～0.50％Ni 0.50％～0.80％B5ppm～30ppmTi 0.005％～0.020％Als0.040％～0.070％其余为Fe和不可避免的杂质如P、S；其中，0.065≤(％Cu×％V)≤0.085。
2.如权利要求1所述的可大线能量焊接的超高强度厚钢板，其特征是，所述的C优选为0.03％～0.05％。
3.如权利要求1所述的可大线能量焊接的超高强度厚钢板，其特征是，所述的Si优选为0.10％～0.30％。
4.如权利要求1所述的可大线能量焊接的超高强度厚钢板，其特征是，所述的Nb优选为0.015％～0.030％。
5.如权利要求1所述的可大线能量焊接的超高强度厚钢板，其特征是，所述的B优选为15ppm～20ppm。
6.如权利要求1所述的可大线能量焊接的超高强度厚钢板，其特征是，所述的Ti优选为0.007％～0.012％
7.如权利要求1所述的可大线能量焊接的超高强度厚钢板，其特征是，还可以含有Ca或稀土REM；Ca≤0.01％，REM≤0.01％。
8.如权利要求1所述的可大线能量焊接的超高强度厚钢板，其特征是，所述的P≤0.010％，S≤0.005％。
9.可大线能量焊接的超高强度厚钢板的制造方法，包括如下步骤a)铸造工艺，将上述成分的钢水铸造成板坯，浇铸温度≤1580℃；b)板坯加热，加热温度控制在1150℃～1200℃；c)热轧，采用大轧制道次压下率进行轧制，在奥氏体未再结晶区，至少一个道次，采用异步轧制技术，控制上下工作辊速度比≥1.05；奥氏体未再结晶区累计压下率≥40％，道次压下率≥10％；d)应变弛豫，应变弛豫温度在Ar3+60℃～Ar3+20℃点温度区间，应变弛豫时间t与奥氏体未再结晶累计压下率Ψlnt(s)＝7.779-5.37×10-2Ψ(％)；e)冷却，直接淬火，冷却到室温。
10.如权利要求9所述的可大线能量焊接的超高强度厚钢板的制造方法，其特征是，所述的步骤a铸造工艺为连铸工艺。
11.如权利要求9所述的可大线能量焊接的超高强度厚钢板的制造方法，其特征是，所述的步骤a浇铸温度≤1570℃。
12.如权利要求9所述的可大线能量焊接的超高强度厚钢板的制造方法，其特征是，所述的步骤c热轧在奥氏体未再结晶区轧制优选2道次以上。
全文摘要
可大线能量焊接的超高强度厚钢板，其成分C0.01％～0.06％、Si0.10％～0.50％、Mn 1.00％～1.40％、Nb 0.010％～0.050％、V 0.040％～0.090％、Cu 0.60％～1.00％、Cr 0.20％～0.50％、Mo 0.20％～0.50％、Ni0.50％～0.80％、B 5ppm～30ppm、Ti 0.005％～0.020％、Al
文档编号C22C38/54GK1676656SQ20041001725
公开日2005年10月5日 申请日期2004年3月29日 优先权日2004年3月29日
发明者刘自成, 丁建华 申请人:宝山钢铁股份有限公司