一种高强度调质钢及其制造方法

专利名称：一种高强度调质钢及其制造方法
技术领域：
本发明涉及调质钢板的制造，特别是涉及抗拉强度超过eiOMI^a的大线能量焊接用高强度调质钢及其制造方法，属于低合金钢制造领域。
背景技术：
610MI^级大线能量焊接用高强度钢板一直应用于10 15万m3大型石油储罐。大型原油储罐焊接施工时，气电立焊(焊接热输入90 llOKJ/cm)是其主要的焊接方法，因此钢板除了需要保证有足够的强度、塑性及韧性外，钢板经lOOKJ/cm左右焊接热输入后的焊接接头热影响区的韧性高低是衡量钢板性能是否优良的最重要指标。目前国内可以生产 610MI^级大线能量焊接用高强度钢板的企业有宝钢、鞍钢、武钢、舞阳钢厂、济南钢厂等，国外主要为日本的JFE和新日铁。CN1932064A公开了一种大线能量低焊接裂纹敏感性厚钢板及其生产方法，该钢化学成分(重量百分比)为’ C 0. 06 0. 10%, Si 0. 15 0. 40%, Mn 1. 20 1. 60%, P^O. 015%,S^ 0. 007%,Ni :0. 15 0. 40%,Cr ^0. 30%,Mo :0. 15 0. 30%,V 0. 02 0. 06%,Al :0. 015 0. 045%,Ti :0. 010 0. 0；34%，余量为!^e及不可避免的夹杂。钢化学成分满足PCM < 0. 20%。生产工艺为铁水预处理技术，转炉冶炼，LF炉+VD炉真空处理纯净钢工艺进行冶炼及连铸，钢坯出炉温度为1150 1180°C;采用奥氏体完全再结晶区+奥氏体未再结晶区二个阶段控制轧制工艺；在线层流冷却，钢板的冷却速度控制在8 15°C/ s,回火温度600 680°C，生产彡20mm的钢板。CN1962916A公开了一种适合大线能量焊接的NB-Ti微合金钢，其钢的化学成分为 (重量％ ) :C :0. 06% 0. 12%、Si 0. 10% 0. 50%、Mn :0· 40% 1. 8%、P 彡 0. 015%、 S 彡 0. 010%,Nb 0. 020% 0. 050%,Ti :0. 006% 0. 030%,N :0. 0030% 0. 0100%，此外还可能含有Mo彡0. 40%, V ^ 0. 06%, Ni彡1. 0%,Cr彡1. 0%,Cu彡0. 50%中的一种或多种，余量为1 及不可避免的夹杂。还满足碳当量Ceq = C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo /4+V/14 彡 0. 45%及总 Ti 量和总 N 量符合[Ti% ]T ^ 2. 667[Ν% ]Τ_0· 004667% 其冶炼方法为铁水预处理，转炉冶炼，LF炉脱S，VD或RH精炼。其中Ti、Nb必须在VD或RH加入。 生产大于20到40mm的钢板。CN1396294A公开了一种大线能量低焊接裂纹敏感性系列高强钢，其化学成分(按重量％ )为 C :0· 02 0. 13、Si 0. 10 0. 60、Mn 0. 60 1. 80、P 彡 0. 020、S 彡 0. 010、 Al 彡 0. 01、Ti 0. 005 0. 025、N :0. 0020 0. 0060、B :0. 0005 0. 0020，Nb :0. 008 0. 040 及 Ni 彡 0. 55, V ^ 0. 10、Cu 彡 0. 65、Mo 彡 0. 50、Zr 彡 0. 040、RE 彡 0. 020 中的两种
或两种以上，余量为Fe及不可避免的夹杂。舞阳钢厂还公开了一种牌号为12MnNiVR的钢，其化学成分(重量％ )为C :0. 08、 Si 0. 24, Mn 1. 5、P :0. 009, S :0. 002, Ti :0. 018, Nb :0. 013 及 Ni 0. 2、V :0. 046, Cu :0. 12、 Mo :0. 16，余为铁及不可避免的杂质。日本JFE公开了一种牌号为HITEN610E的钢，其化学成分(重量％ )为C :0· 08、Si 0. 20,Mn :1. 34,P :0. OlUS :0. 0017,Ni :0. 22,Mo :0. 06,Nb :0. 025,V :0. 041、Ti :0. 008，
余为铁及不可避免的杂质。为了使钢板获得屈服强度> 490MPa和抗拉强度> 6IOMPa的高强度要求，国内外各钢厂均采用淬火+回火的工艺生产此类钢板。结合各钢厂的设备能力及特点，来分析此类钢种的工艺技术特征，可以发现有三种工艺路径一是以HITEN610E(日本JFE)为代表的在线淬火(简称DQ) +在线回火工艺，其特点是由于采用了在线淬火工艺，钢板轧制后直接在线水冷至300°C以下，这样钢中的合金元素含量得以降低，另外经在线淬火后直接经在线的热处理装置进行回火，可以缩短钢板的供货周期。但是从其成分的特点以及钢板的实物质量情况看，由于其生产的钢板P的含量偏高，钢板回火后容易导致钢板的韧性不稳定， 这个问题已经在山东黄岛国家石油储备基地的施工现场出现过。此外其在线淬火(DQ) +在线回火工艺生产的钢板强度、延伸率及冲击功性能不如离线淬火+离线回火(调质工艺) 生产的钢板性能稳定、均勻。二是以CN1932064A和CN1962916A为代表的TMCP+离线回火工艺，其特点是钢板轧制后，直接在线水冷至400 50(TC左右，然后再空冷至室温后，进热处理炉进行离线的回火处理。这种工艺虽然省去了离线的淬火工艺，可以节约一定的成本， 但是为了保证钢板具有足够的强度和控轧阶段在奥氏体未再结晶区以细化晶粒的目的，钢中添加了微量的铌和较高含量的Mo。根据实验室的研究结果发现，大线能量焊接时固溶的 Nb会抑制铁素体的转变，促进粒状贝氏体形成，从而严重恶化焊接热影响区的韧性，而含量较高的Mo也容易导致粒状贝氏体组织出现，对焊接热影响区的韧性也不利。同样，此工艺由于也是在线水冷，钢板的性能均勻性也不如离线淬火的钢板。三是以CN1396^4A和 12MnNiVR为代表的离线淬火+离线回火工艺，其特点是钢板经轧制后，空冷至室温再进入热处理炉加热至奥氏体区，保温一定时间后，出炉进入淬火机进行淬火，淬火后的钢板再进入热处理炉进行回火，由于受淬火机淬火能力的限制，为保证钢板的强度，CN1396^4A和 12MnNiVR钢板淬透性元素含量较高，如Mo元素，甚至还添加了强淬透性元素B，这些元素添加后，容易导致钢板在焊接热影响区形成粒状贝氏体组织，因此均对大线能量焊接后热影响区的韧性不利。目前国内外现有技术的610MI^级大线能量焊接用高强度钢板均具有不足之处， 为此，提出了本发明。

发明内容
本发明的目的是提供一种高强度调质钢。该钢达到eiOMI^a级并适合制造大线能量焊接工艺的大型石油储罐用高强度钢板。钢板的屈服强度> 490MPa，抗拉强度彡610MPa，延伸率彡18%，-20°C夏比缺口冲击功平均值彡200J、单值彡100J ；钢板厚度范围12 41mm，钢板最大宽度4800mm ；钢板经90 llOKJ/cm焊接热输入后的焊接接头热影响区的_15°C夏比缺口冲击功平均值彡100J，单值彡70J，韧性优良；钢板经离线淬火+离线回火工艺生产，具有良好的性能均勻性和稳定性，且钢板板型良好。为达到上述目的，本发明采用如下化学成分(按重量百分比)C :0. 07 0. 11 %、 Si 0. 15 0. 25%,Mn :1. 35 1. 50%,P ^ 0. 010%,S 彡 0. 0050%,Ni :0. 15 0. 30%, Mo 0. 05 0. 12%, V 0. 02 0. 06%, Ti :0. 007 0. 015%, N :0. 0020 0. 0045%, Al 0. 020 0. 045%, Ca :0. 0015 0. 0040%，其余为!^e及其他不可避免的杂质。
本发明钢的成分设计是以C-Si-Mn合金为基础，添加了提高淬透性的合金元素 Mo、Ni，及细化晶粒的元素Ti、V，采用多元微合金化处理，通过合理的调质热处理制度，利用细晶强化、沉淀强化及相变强化的机制来确保钢板高强度的要求。另外，为确保钢板具有良好的焊接性及低的焊接裂纹敏感性，焊接裂纹敏感组成Pcm <0. 20%。Pcm的计算公式为 Pcm = C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B本发明成分设计的理由如下C:是钢中不可缺少的提高钢材强度的元素之一，在碳素结构钢中，一部分C原子溶解于钢的基体，形成固溶体，一部分与狗形成i^3C，随着钢中C含量的增加，钢的淬透性及钢淬火后基体的硬度提高，钢的抗拉强度和屈服极限上升但延伸率和缺口冲击韧性下降。研究表明要使钢板具有低的焊接裂纹敏感性，则钢的Pcm值应不大于0. 20%，C含量是影响焊接裂纹敏感性组成Pcm的主要组成。为保证钢的高强度，C的含量不能低于0.07%， 同时为了具有良好的焊接性，将C含量控制在< 0. 11 %。因此，本发明中控制C为0. 07 0. 11%。Si 是主要的脱氧剂，能与FeO作用生成SiO2,然后进入炉渣而被排除，少量以此形式残存于钢中，成为非金属夹杂物。Si可起固溶强化的作用，同时Si减少C在奥氏体中的溶解度，促使C脱溶，以碳化物的形式析出。适量的Si能加速焊接冶金过程的还原作用， 还能提高焊缝金属的抗气孔能力。过量的Si会使焊缝金属的塑韧性降低。本发明中采用低硅的设计原则，硅的含量在0. 20%左右，即0. 15 0. 25%。Mn 加入钢中能固溶于铁素体中，起到强化铁素体的作用。在低碳条件下，Mn含量在1.8%以下时，在提高钢的强度的同时，仍可使钢保持较高的塑性和韧性。Mn有良好的脱氧能力，可以起到脱氧的作用，消除钢中的狗0。加Mn后钢中可以形成MnS以消除硫的有害作用。Mn在钢中的含量达到1. 0 1. 5%时，可在一定程度上改善钢的冲击韧性，同时可以减弱V、Ti等元素与碳的结合力，促进含V、Ti的碳化物溶入奥氏体中，起到增加淬透性的作用。本发明中采用Mn :1. 35 1.5%。P:是钢中的有害元素，在一般情况下，钢中的P能全部溶于铁素体中，使其强度、 硬度提高，但使室温下钢的塑性、韧性急剧降低，并使脆性转变温度有所升高，使钢变脆，这种现象称为冷脆。P的存在也使钢的焊接性能变坏，因此钢中的含P量要严格控制，本发明中P含量控制为彡0.010%。S 是由生铁及燃料带入钢中的杂质。S在钢中以FeS形式存在，FeS会与狗形成熔点较低的共晶体，当钢在1200°C左右开始进行热加工时，分布在晶界的低熔点共晶体将会发生熔化而导致开裂，即具有热脆性。钢中的含S量愈高，热脆现象愈严重。当钢中含有大量硫化物夹杂时，轧成钢板后易于造成分层。S还对钢的焊接性能有不良影响，即容易导致焊缝热裂，同时，在焊接过程中，S易于氧化，生成SO2气体，使焊缝产生气孔和疏松。总之，S是钢中的有害元素，应尽力除去。本发明中S含量控制为彡0.0050%。Ni 具有一定的强化作用，加入的Ni可提高钢材强度约20MPa。Ni还能显著地改善钢材的韧性，特别是低温韧性。2. 5%以下的M对钢材焊接特性无有害影响，当M含量达3. 5%时焊接接头过热区金属晶粒长大的倾向显著增加，使该区的韧性急剧降低。因此 Ni钢的焊接必须采用低线能量的焊接方法和焊接工艺。由于此钢种要求具有良好的-20°C 低温韧性，所以必须添加适量的附，但M成本很高，为此本发明中M的含量控制在0. 15 0. 30%。Mo 是缩小奥氏体相区的元素，同时也抑制奥氏体的分解，促使C和Fe形成复杂的碳化物，Mo也可以起到固溶强化的作用，能提高钢材强度特别是高温强度，较之MruCr作用更强，同时它也是增强钢材抗氮能力的的主要元素之一。但是加入Mo也会提高钢的淬硬性，从而提高钢材对焊接冷裂纹的敏感性。为保证钢板的高强度，同时又避免损害钢的焊接热影响区韧性，因此，本发明中添加0. 05 0. 12%的Mo。V 是一种相当强烈的碳化物形成元素。它通过细化晶粒与碳化物的形成可提高钢材的常温和高温强度，当V与Cr、Mo同时存在时，则会在回火过程中形成复杂的碳化物而降低焊接接头的塑韧性。因此无论为保证塑韧性或去应力避免裂纹产生都必须严格控制V量 (限制在0. 以下)。考虑到V的细化晶粒作用及其对强度的有益作用，本发明成分设计拟添加V，并将其含量限制在0. 06%以下。优选为0. 02 0. 06%。Ti 是一种强烈的碳化物和氮化物形成元素，由于Ti能起细化晶粒的作用，故也能提高钢的韧性。适量的Ti形成的第二相质点能阻止焊接过程中粗晶区的长大，提高焊缝金属的韧性，但过量的Ti又会使之降低。为使钢板满足大线能量焊接的要求，根据钢中的 N含量，适当添加Ti，形成TiN细粒状弥散分布的粒子，以减轻大线能量焊接热影响区的脆化。因此，本发明中添加0. 007 0. 015%的Ti，以提高钢的韧性，改善焊缝的韧性。N 适量的N与Ti形成氮化钛，在钢板大线能量焊接时能提高钢板焊接接头热影响区的韧性。N含量控制在0. 0040 %左右，即0. 0020 0. 0045 %。Al 是钢中的主要脱氧元素，有利于细化晶粒，一般的钢中均含有一定量。本发明中Al含量控制为0. 020 0. 045% οCa 为改善钢中硫化物的形态，提高钢的低温韧性，钢中添加适量的Ca。本发明中控制Ca含量为0. 0015 0. 0040% ο为制造本发明的可大线能量焊接的高强度调质钢板，本发明的制造工艺路线如下转炉炼钢(RH+LF、)-连铸机-厚板厂坯料加热-高压水除鳞-5000mm轧机-热矫-钢板上下表面检查-超声波探伤-辊底式加热炉-辊压式淬火机-冷矫或压平-辊底式加热炉回火-剪切或气割、取样-喷印标识-性能检验-入库-出厂。炼钢转炉冶炼钢水，LF炉深脱硫，RH合金化及真空处理，连铸成连铸坯；加热及轧制钢坯加热温度1150 1180°C，出炉后无须控制轧制，直接轧制到成品厚度，空冷。离线淬火钢板抛丸后进入无氧化辊底式热处理炉加热至905 915°C，钢板芯部到温后保持时间10 15min，之后出炉进入辊压式淬火机淬火。离线回火淬火后的钢板进入热处理炉进行615 635°C的回火处理，钢板芯部到温后的保持时间为25 45min，钢板出炉后空冷。本发明通过合理的成分设计和采用适宜的工艺路线生产的钢板具有屈服强度彡490MPa，抗拉强度彡610MPa，延伸率彡18%，钢板厚度范围12 41mm，钢板最大宽度 4800mm。_20°C三个横向冲击试样平均冲击吸收功不小于200J，单值不小于100J。钢板在经过气电立焊(焊接热输入90 llOKJ/cm)后，焊接接头的热影响区熔合线(FL)外推Imm 处-15°C三个横向冲击试样平均冲击吸收功不小于100J，单值不小于70J，低温韧性良好。本发明的生产工艺中，钢板无须控制轧制，工艺简单，易于控制，板形良好。钢板经离线淬火 +离线回火工艺生产，生产的钢板具有均勻、稳定的力学性能和良好的板型。
具体实施例方式以下通过实施例对本发明的特点进行较为详细的说明。实施例1按照表1中实施例1所示的成分进行转炉冶炼钢水，LF炉深脱硫，RH合金化及真空处理，连铸成连铸坯，厚板厂坯料加热到1180°C，高压水除鳞后，用5000mm轧机轧到12mm 厚板，然后进行空冷。钢板抛丸后进入无氧化辊底式热处理炉加热至908°C，钢板芯部到温后保持时间 12min，之后出炉进入辊压式淬火机淬火。离线回火淬火后的钢板进入热处理炉进行630°C的回火处理，钢板芯部到温后的保持时间为31min，钢板出炉后空冷。得到的12mm厚钢板具有屈服强度为639MPa、抗拉强度为683MPa、延伸率为19%、 进行_20°C的夏比冲击试验结果，单个冲击功最低为^5J，平均冲击功为300J。将该12mm厚钢板，进行气电立焊，V型坡口，焊接热输入为E = 62kJ/cm(由于板厚较薄，气电立焊时的最大焊接热输入不会超过70kJ/cm)，其结果在焊接热影响区熔合线外推Imm处的_15°C的夏比冲击功单个值最低为98J，平均值为144J。实施例2按照表1中实施例2所示的成分进行转炉冶炼钢水，LF炉深脱硫，RH合金化及真空处理，连铸成连铸坯，厚板厂坯料加热到1180°C，高压水除鳞后，用5000mm轧机轧到12mm 厚板，然后进行空冷。钢板抛丸后进入无氧化辊底式热处理炉加热至909°C，钢板芯部到温后保持时间 15min，之后出炉进入辊压式淬火机淬火。离线回火淬火后的钢板进入热处理炉进行630°C的回火处理，钢板芯部到温后的保持时间为31min，钢板出炉后空冷。得到的12mm厚钢板具有屈服强度为600MPa、抗拉强度为700MPa、延伸率为20%、 进行_20°C的夏比冲击试验结果，单个冲击功均为200J，平均冲击功为200J。将该12mm厚钢板，进行气电立焊，V型坡口，焊接热输入为E = 60kJ/cm(由于板厚较薄，气电立焊时的最大焊接热输入不会超过70kJ/cm)，其结果在焊接热影响区熔合线外推Imm处的_15°C的夏比冲击功单个值最低为130J，平均值为167J。实施例3按照表1中实施例3所示的成分进行转炉冶炼钢水，LF炉深脱硫，RH合金化及真空处理，连铸成连铸坯，厚板厂坯料加热到1160°C，高压水除鳞后，用5000mm轧机轧到 21.5mm厚板，然后进行空冷。钢板抛丸后进入无氧化辊底式热处理炉加热至911°C，钢板芯部到温后保持时间 12min，之后出炉进入辊压式淬火机淬火。离线回火淬火后的钢板进入热处理炉进行620°C的回火处理，钢板芯部到温后的保持时间为31min，钢板出炉后空冷。
得到的21. 5mm厚钢板具有屈服强度为549MPa、抗拉强度为632MPa、延伸率为 20%、进行-20°C的夏比冲击试验结果，单个冲击功最低为276J，平均冲击功为^4J。将该21. 5mm厚钢板，进行气电立焊，V型坡口，焊接热输入为E = 98. lkj/cm，其结果在焊接热影响区熔合线外推Imm处的-15°C的夏比冲击功单个值分别为155J、90J、130J， 最低为90J，平均值为125J。武钢12MnNiVR钢板，进行气电立焊，V型坡口，焊接热输入为E = 98kJ/cm，其结果在焊接热影响区熔合线外推Imm处的_15°C的夏比冲击功单个值分别为85J、50J、42J，最低为42J，平均值为59J。舞阳12MnNiVR钢板，进行气电立焊，V型坡口，焊接热输入为E = 97kJ/cm，其结果在焊接热影响区熔合线外推Imm处的_15°C的夏比冲击功单个值分别为22J、64J、78J，最低为22J，平均值为55J。可见，本发明的钢比武钢12MnNiVR钢板及舞阳12MnNiVR钢板的性能都好。实施例4按照表1中实施例4所示的成分进行转炉冶炼钢水，LF炉深脱硫，RH合金化及真空处理，连铸成连铸坯，厚板厂坯料加热到1170°C，高压水除鳞后，用5000mm轧机轧到 21.5mm厚板，并空冷。钢板抛丸后进入无氧化辊底式热处理炉加热至910°C，钢板芯部到温后保持时间 12min，之后出炉进入辊压式淬火机淬火。离线回火淬火后的钢板进入热处理炉进行625°C的回火处理，钢板芯部到温后的保持时间为43min，钢板出炉后空冷。得到的21. 5mm厚钢板具有屈服强度为589MPa、抗拉强度为659MPa、延伸率为 22%、进行-20°C的夏比冲击试验结果，单个冲击功最低为^lJ以上，平均冲击功为^4J。将该21. 5mm厚钢板，进行气电立焊，V型坡口，焊接热输入为E = 94kJ/cm,其结果在焊接热影响区熔合线外推Imm处的-15°C的夏比冲击功单个值最低为72J，平均值为 130J。比12MnNiVR(舞阳钢厂)的性能都好。实施例5按照表1中实施例5所示的成分进行转炉冶炼钢水，LF炉深脱硫，RH合金化及真空处理，连铸成连铸坯，厚板厂坯料加热到1150°C，高压水除鳞后，用5000mm轧机轧到33mm
厚板，并空冷。钢板抛丸后进入无氧化辊底式热处理炉加热至915°C，钢板芯部到温后保持时间 13min，之后出炉进入辊压式淬火机淬火。离线回火淬火后的钢板进入热处理炉进行625°C的回火处理，钢板芯部到温后的保持时间为33min，钢板出炉后空冷。得到的33mm厚钢板具有屈服强度为597MPa、抗拉强度为675MPa、延伸率为22%、 进行-20°C的夏比冲击试验结果，单个冲击功最低为187J以上，平均冲击功为210J。将该33mm厚钢板，进行气电立焊，X型坡口，焊接热输入为E = 92kJ/cm,其结果在焊接热影响区熔合线外推Imm处的-15°C的夏比冲击功单个值最低为138J，平均值为198J。实施例6按照表1中实施例6所示的成分进行转炉冶炼钢水，LF炉深脱硫，RH合金化及真空处理，连铸成连铸坯，厚板厂坯料加热到1160°C，高压水除鳞后，用5000mm轧机轧到33mm
厚板，并空冷。钢板抛丸后进入无氧化辊底式热处理炉加热至911°C，钢板芯部到温后保持时间 13min，之后出炉进入辊压式淬火机淬火。离线回火淬火后的钢板进入热处理炉进行625°C的回火处理，钢板芯部到温后的保持时间为31min，钢板出炉后空冷。得到的33mm厚钢板具有屈服强度为592MPa、抗拉强度为672MPa、延伸率为20%、 进行-20°C的夏比冲击试验结果，单个冲击功最低为M8J以上，平均冲击功为250J。将该33mm厚钢板，进行气电立焊，X型坡口，焊接热输入为E = 94. 2kJ/cm,其结果在焊接热影响区熔合线外推Imm处的_15°C的夏比冲击功单个值最低为125J，平均值为 177J。实施例7按照表1中实施例7所示的成分进行转炉冶炼钢水，LF炉深脱硫，RH合金化及真空处理，连铸成连铸坯，厚板厂坯料加热到1150°C，高压水除鳞后，用5000mm轧机轧到40mm
厚板，并空冷。钢板抛丸后进入无氧化辊底式热处理炉加热至913°C，钢板芯部到温后保持时间 Hmin，之后出炉进入辊压式淬火机淬火。离线回火淬火后的钢板进入热处理炉进行620°C的回火处理，钢板芯部到温后的保持时间为37min，钢板出炉后空冷。得到的40mm厚钢板具有屈服强度为594MPa、抗拉强度为674MPa、延伸率为20%、 进行-20°C的夏比冲击试验结果，单个冲击功最低为279J以上，平均冲击功为^3J。将该40mm厚钢板，进行气电立焊，X型坡口，焊接热输入为E = 101. lkj/cm，其结果在焊接热影响区熔合线外推Imm处的_15°C的夏比冲击功单个值最低为115J，平均值为 163J。实施例8按照表1中实施例8所示的成分进行转炉冶炼钢水，LF炉深脱硫，RH合金化及真空处理，连铸成连铸坯，厚板厂坯料加热到1150°C，高压水除鳞后，用5000mm轧机轧到40mm
厚板，并空冷。钢板抛丸后进入无氧化辊底式热处理炉加热至911°C，钢板芯部到温后保持时间 Hmin，之后出炉进入辊压式淬火机淬火。离线回火淬火后的钢板进入热处理炉进行620°C的回火处理，钢板芯部到温后的保持时间为27min，钢板出炉后空冷。得到的40mm厚钢板具有屈服强度为573MPa、抗拉强度为659MPa、延伸率为21%、 进行-20°C的夏比冲击试验结果，单个冲击功最低为300J以上，平均冲击功为314J。将该40mm厚钢板，进行气电立焊，X型坡口，焊接热输入为E = 109kJ/cm,其结果在焊接热影响区熔合线外推Imm处的_15°C的夏比冲击功单个值最低为125J，平均值为 154J。日本JFE的HITEN610E钢板，进行气电立焊，X型坡口，焊接热输入为E = 106kJ/ cm，其结果在焊接热影响区熔合线外推Imm处的-15°C的夏比冲击功单个值分别为95J、36J、64J,最低为36J，平均值为65J。可见，本发明的钢比日本JFE的HITEN610E钢板性能好。
权利要求
1.一种高强度调质钢，其按重量百分比计的化学成分为C:0.07 0. 11%, Si 0. 15 0. 25 %、Mn :1. 35 1. 50 %、P 彡 0. 010 %、S 彡 0. 0050 %, Ni :0. 15 0. 30 %、 Mo 0. 05 0. 12%, V 0. 02 0. 06%, Ti :0. 007 0. 015%, N :0. 0020 0. 0045%, Al 0. 020 0. 045%, Ca :0. 0015 0. 0040%。
2.如权利要求1所述的高强度调质钢，其特征在于，Pcm^ 0. 20%。
3.如权利要求1所述的高强度调质钢板的制造方法，包括采用上述成分的钢经过转炉冶炼、LF炉深脱硫、RH合金化及真空处理，连铸成钢坯； 钢坯加热温度1150 1180°C，出炉后无须控制轧制，直接轧制到12 41mm厚钢板，空冷；钢板抛丸后进入无氧化辊底式热处理炉加热至905 915°C，钢板芯部到温后保持时间10 15min，之后出炉进入辊压式淬火机淬火；淬火后的钢板进入热处理炉进行615 635°C的回火处理，钢板芯部到温后的保持时间为25 45min，钢板出炉后空冷。
4.如权利要求3所述的方法制造的高强度调质钢板。
5.如权利要求4所述的高强度调质钢板，其特征在于，屈服强度>490MPa，抗拉强度彡610MPa，延伸率彡18%, _20°C夏比缺口冲击功平均值彡200J、单值彡100J。
6.如权利要求4或5所述的高强度调质钢板，其特征在于，钢板经90 llOKJ/cm焊接热输入后的焊接接头热影响区的_15°C夏比缺口冲击功平均值> 100J、单值> 70J。
全文摘要
本发明涉及一种高强度调质钢，其按重量百分比计的化学成分为C0.07～0.11％、Si0.15～0.25％、Mn1.35～1.50％、P≤0.010％、S≤0.0050％、Ni0.15～0.30％、Mo0.05～0.12％、V0.02～0.06％、Ti0.007～0.015％、N0.0020～0.0045％、Al0.020～0.045％、Ca0.0015～0.0040％。该钢的制造包括转炉冶炼、LF炉深脱硫、RH合金化及真空处理及连铸成钢坯；钢坯加热温度1150～1180℃，出炉后无须控制轧制，直接轧制到12～41mm厚钢板，空冷；钢板抛丸后进入无氧化辊底式热处理炉加热至905～915℃，钢板芯部到温后保持时间10～15min，之后出炉进入辊压式淬火机淬火；淬火后的钢板进入热处理炉进行615～635℃的回火处理，钢板芯部到温后的保持时间为25～45min，钢板出炉后空冷。这样得到的钢板具有优良的焊接性和加工性。
文档编号C21D1/25GK102277528SQ201010194548
公开日2011年12月14日 申请日期2010年6月8日 优先权日2010年6月8日
发明者侯洪, 张汉谦, 江来珠 申请人:宝山钢铁股份有限公司