专利名称：强韧性、强塑性优良的100公斤级调质钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及高强度钢板及其制造工艺，特别涉及一种强韧性、强塑性优良的100 公斤级调质钢板及其制造方法，该钢板抗拉强度彡980MPa、屈服强度彡890MPa、_60°C夏比横向冲击功(单个值)>47J，具有优良焊接性。
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、制造工艺，其中强度、韧性、塑性及焊接性是低碳(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；随着冶金科技不断地向前发展，人们对高强钢的强韧性、强塑性匹配提出更高的要求，即在维持较低的制造成本的同时，大幅度地提高钢板的综合机械性能和使用性能，以减少钢材的用量节约成本，减轻钢结构的自身重量、稳定性和安全性，更为重要的是为进一步提高钢结构安全稳定性和冷热加工性；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和革新制造工艺技术获得更好的显微组织匹配，使高强钢获得更优良的强韧性、强塑性匹配。现有抗拉强度彡980MPa的高强度钢板主要通过离线调质工艺(即RQ+T)生产； 但是对于钢板厚度彡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，即钢板淬透性指数DI彡3. 50 X成品钢板厚度〖DI = 0. 311C1/2(l+0. 64Si) X (1+4. ΙΟΜη) X (1+0. 27Cu) X (1+0. 52Ni) X (1+2. 33Cr) X (1+3. 14Mo )X25. 4(mm) 3,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勻，因而不可避免地向钢中加入大量Cr、Mo、Ni、Cu、V等合金元素，尤其Ni含量添加到2. 00%以上，导致钢板的碳当量、冷裂纹敏感指数较高，严重影响钢板的焊接性；此外，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》1986，Vol. 201，P33 ； 《鉄 ^ 鋼》，1986，Vol. 72，S612 ；《鉄 i 鋼》，1986，Vol. 72，S614 ；《鉄 i 鋼》，1985，Vol. 71， S1523 ；《鉄i鋼》，1986，Vol. 72，S615 ；《鉄i鋼》，1986，Vol. 73，S1398 ；《川崎制铁技报》， 1988，Vol. 20，P233 ；《制铁研究》，1986, Vol. 322，P99 ；CAMP-ISIJ》，1989, Vol. 3，P207 ； ((NKK 技报》，1990，Vol. 133，P37 ；《电力土木》，1994，Vol. 249，Pl ；《住友金属》，1995，Vol. 47，Pl ； 《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水管和涡壳、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100公斤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勻性，更没有指出如何防止钢板表(亚)面层过淬。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 3464614、平 2-250917、平 4-143M6、美国专利 US Patent5798004、欧洲专利EP 0288054A2以及《西山纪念技术讲座》第159-160，P79 P80。
发明内容
本发明的目的是提供一种强韧性、强塑性优良的100公斤级调质钢板及其制造方法，通过钢板合金元素的组合设计与特殊调质工艺(CR+RQT)相结合，在获得优良调质钢板强度、低温韧性及强韧性、强塑性匹配的同时，钢板的焊接性也同样优异，并成功地解决了超高强钢板强度、塑性、低温韧性及焊接性之间的相互矛盾与钢板表(亚)面层过淬的问题，特别适用于水电压力水管、涡壳、海洋平台、大型工程机械等大型钢结构及设备，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，针对上述要求，本发明以低C-中Mn-(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彡(Mn当量/C) X (Ntotal-O. 292Τ )、控制(Mn当量)/C比在7 16之间、Nb/Ti控制在0. 8 4. 0之间、(Cu+Ni+Mo+Cr)合金化、Ni当量彡1. 45%, Mo 当量彡 0. 32%, Ca 处理且 Ca/S 比在 1. 00 3. 00 之间，且(Ca) X (S)0.18 彡 2. 5X IO"3, 控制FXDI指数> 2. 50X成品钢板厚度等冶金技术控制手段，优化控制轧制+离线特殊调质工艺(RQ+RQ+T)，使成品钢板的显微组织为细小回火下贝氏体+回火马氏体，平均晶团尺寸在20 μ m以下，获得优良的强韧性/强塑性匹配且沿板厚方向力学性能均勻，解决超高强度钢板表面层过度淬火问题。具体地，本发明的强韧性、强塑性优良的100公斤级调质钢板，其成分重量百分比C :0· 09% 0. 15%Si ^ 0. 10%Mn :0· 70% 1. 10%P ^ 0. 013%S:彡 0.0030%Cu :0· 20% 0. 45%Ni :1· 30% 2. 00%
Cr :0. 45% 0. 85%Mo :0· 45% 0. 75%Als :0· 045% 0. 070%Nb 0. 008% 0. 025%V :0· 030% 0. 060%Ti :0· 004% 0. 010%K 0.0060%Ca :0· 001% 0. 005%
5
B :0· 0006% 0. 0014%余量为Fe及不可避免的夹杂；且上述元素含量必须同时满足如下关系C、Mn当量之间的关系7彡(Mn当量)/C彡16，其中Mn当量= Μη+0. 56Ν +0. IlCu-O. 18Cr_0. 8IMo ；确保钢板在_60°C条件下为断裂行为为塑性断裂。Als,Ti与N之间的关系=Als彡(Mn当量/C) X (Ntotal-O. 292Τ )，以确保钢中固溶 [B] ^ 5ppm且AlN以细小弥散状态析出，细化淬火前奥氏体晶粒尺寸，改善钢板低温韧性及沿板厚方向钢板力学性能均勻。Ni 当量=Ni+0. 28Mn+0. 13Cu_l. 33Si_0. 89A1-3. 36P ^ 1. 45%,以改善铁素体位错1/2<111>(110)低温(_60°C及其以下)可动性，确保钢板显微组织的本征韧性。Mo 当量=Mo+0. 26Cr+l. 35V+2. 87Nb_0. 57Cu_0. 12Mn 彡 0. 32%，确保钢板抗回火软化性，保证超厚100公斤级调质钢板强韧性匹配。Nb、Ti之间关系:Nb/Ti在0. 8 4. 0，确保形成的(Ti，Nb) (C，N)粒子细小均勻， 弥散分布在钢中，抑制加热、轧制过程中奥氏体晶粒长大，改善钢板的低温韧性。Ca与S之间的关系:Ca/S在1.00 3. 00之间且(Ca) X (S) w彡2. 5 X 10_3 ；以改善钢板低温韧性、焊接性、抗SR脆性、抗层状撕裂性能。有效淬透性指数Deff = FXDI ^ 2. 50Xt，确保钢板强韧性匹配及沿板厚方向钢板性能均勻；其中F为硼钢淬透性因子，当钢中存在固溶[B]时且[B]彡5ppm时，F取1. 2 ;t 为成品钢板厚度(mm)；DI = 0. 367C°-5(l+0. 7Si) (1+3. 33Mn) (1+0. 35Cu) (1+0. 36Ni) (1+2. 16Cr) (l+3Mo) (1+1. 75V) (1+1. 77A1) X 25. 4 (mm)，以确保80公斤级超厚调质钢板具有优良的强韧性/强塑性匹配且沿板厚方向力学性能均勻。在本发明成分体系设计中，为获得成品钢板的显微组织为细小回火下贝氏体+回火马氏体，平均晶团尺寸在 25 μ m以下，获得优良的强韧性、强塑性匹配且沿板厚方向力学性能均勻的同时，解决超高强度钢板表(亚)面层过度淬火问题，本发明钢板成分设计与制造工艺具有以下特征C，对调质钢的强度、低温韧性、延伸率及焊接性影响很大，从改善特厚调质钢板低温韧性和焊接性角度，希望钢中C含量控制得较低；但是从调质钢的淬透性、强韧性匹配、 生产制造过程中显微组织控制及制造成本角度，C含量不宜控制得过低，尤其超高强度100 公斤级调质钢板；因次C含量合理范围为0.09% 0. 15%。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、细化调质钢板晶团、增大板条之间的位向而改善钢板低温韧性的作用、促进低温相变组织形成而提高钢板强度的作用；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、Mo、Cr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轧制、热处理及焊接过程中易形成异常组织，导致调质钢板低温韧性低下和焊接接头出现裂纹；因此根据C含量范围，选择适宜的Mn含量范围对于超高强度调质钢板极其必要，根据本发明钢成分体系及C含量为0. 09 % 0. 15 %，适合Mn含量为0. 70 % 1. 10%，且C含量高时，Mn含量适当降低，反之亦然；且C含量低时，Mn含量适当提高。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(尤其高强调质钢板)的低温韧性、延伸率及焊接性，尤其在较大线能量焊接条件下，Si不仅促进M-A岛形成，而且形成的 M-A岛尺寸较为粗大、分布不均勻，严重损害焊接热影响区(HAZ)韧性和焊接接头SR性能， 因此钢中的Si含量应尽可能控制得低，本发明控制为超低Si，考虑到炼钢过程的经济性和可操作性，Si含量控制在0. 10%以下。P，作为钢中有害夹杂对钢板的机械性能，尤其低温冲击韧性、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、-60°C韧性及优良强韧性与强塑性匹配的超高强度调质钢板，P 含量需要控制在彡0.013%。S，作为钢中有害夹杂对钢板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，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、焊接性及焊接接头SR性能，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，对于要求优良焊接性、-60°C韧性及优良强韧性与强塑性匹配的超高强度调质钢板，S含量需要控制在< 0. 0030%。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，而且马氏体/贝氏体板条间位向差增大，增大裂纹穿过马氏体/贝氏体晶团的阻力， 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SR性能；但是对于超高强度100公斤级调质钢板，必须有一定的Cr含量，以保证钢板具有足够的淬透性；因此Cr含量控制在0. 45% 0. 85%之间。Mo，添加Mo提高钢板的淬透性，促进马氏体/贝氏体形成，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/贝氏体晶团的尺寸且形成的马氏体/贝氏体板条间位向差很小，减小裂纹穿过马氏体/贝氏体晶团的阻力，此外Mo促进超高强度调质钢表(亚)面层过淬；因此Mo在大幅度提高调质钢板强度的同时，降低了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，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；但是对于超高强度100公斤级调质钢板，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低温韧性、延伸率和焊接性的影响，Mo含量控制在0. 45% 0. 75%之间。Ni，添加Ni不仅可以提高铁素体相中位错可动性，促进位错交滑移，而且增大马氏体/贝氏体板条间位向差；Ni作为奥氏体稳定化元素，降低Ar3点温度，细化马氏体/贝氏体晶团尺寸，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；钢中加M 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M含量在一定范围内越高越好，但是过高的M含量会硬化焊接热影响区，对钢板的焊接性及焊接接头SR性能不利；但是对于超高强度100公斤级调质钢板，必须有足够的M含量，以保证钢板具有足够的淬透性、板厚方向性能均勻的同时，确保钢板的低温韧性；因此，Ni含量控制在1. 30% 2. 00%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。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. 45%，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100公斤级超高强度调质钢板而言，Cu添加量过少，低于0. 20%，所起任何作用很小；因此Cu含量控制在0. 20% 0. 45% 之间；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，导致马氏体/贝氏体板条可以向各个位向长大，导致马氏体/贝氏体板条间位向差变大，增加裂纹穿过马氏体/贝氏体板条的阻力。B，含量控制在0. 0006% 0. 0014%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。Ti，含量在0. 004% 0. 010%之间，抑制板坯加热、热轧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. 010%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析出，严重脆化钢板显微组织。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，改善钢板表(亚)面层淬火组织，防止钢板表(亚)面层过度淬火，提高超高强度调质钢板强度、韧性及塑性之间的匹配，当Nb添加量低于0. 008%时，除不能有效发挥的控轧作用； 当Nb添加量超过0.025%时，大线能量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，严重损害大线能量焊接热影响区(HAZ)的低温韧性，因此Nb含量控制在 0. 008% 0. 025%之间，获得最佳的控轧效果、实现超高强度调质钢板强韧性/强塑性匹配及防止表(亚)面层过度淬火的同时，又不损害大线能量焊接及多道次焊接HAZ的韧性。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、改善钢板淬透性； 因此Als下限控制在0. 045% ；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. 070% ο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，损害钢板的冲击韧性尤其横向低温冲击韧性，钢中的N含量不得超过0. 006%。V含量在0.030% 0.060%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，提高调质钢板的强度。V添加过少，低于0. 030%，析出的V (C，N)太少，不能有效提高超高强度调质钢板的强度；V添加量过多，高于0. 060%，损害钢板低温韧性、延伸率、焊接性及焊接SR性能。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(0，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% 0)]/1. 25(wt% S)，其中 ESSP 为硫化物夹杂形状控制指数， 取值范围0. 5 5之间为宜，因此Ca含量的合适范围为0. 0010% 0. 0040%。另外，本发明强韧性、强塑性优良的100公斤级调质钢板的制造方法，其包括如下步骤1)冶炼、铸造按上述成分冶炼，采用连铸或模铸浇铸成坯，连铸中间包浇注过热度Δ T控制在 10°C 30°C，拉速控制在0. 6m/min 1. Om/min,结晶器液面波动控制在< 5mm，防止连铸坯表面产生夹渣、气孔等缺陷；模铸浇注过热度Δ T控制在50°C 70°C ；2)轧制，钢板总压缩比(板坯厚度/成品钢板厚度)》3. 5，确保超高强度调质钢板显微组织均勻细小，尤其钢板表(亚)面层具有一定应变储存率；第一阶段为普通轧制，为保证加热及轧制过程中发生[Al]+BN — AlN+[B]，确保钢中固溶[B]彡5ppm，板坯加热温度控制在1100°C 1200°C之间；至少有2个道次采用低速大压下轧制，钢板轧制速度控制在彡1. 2m/sec.，轧制形状因子(AH/R)"2>0. 18，其中Δ H 为道次压下量，单位mm，R为工作辊辊径，单位mm，以保证钢板显微组织均勻细小；第二阶段采用控制轧制，控轧开轧温度彡900°C，轧制道次压下率彡8%，未结晶区(彡900°C)累计压下率彡50%，终轧温度750°C 850°C，细化奥氏体晶粒尺寸，改善超高强度调质钢板强韧性匹配；3)钢板从停冷结束到入缓冷坑保温之间的间隔时间不大于60min，保温工艺为钢板温度表面大于300°C的条件下至少保温36小时，保证超厚钢板脱氢充分，防止产生氢致裂纹；4)热处理工艺，采用二次淬火+回火工艺，以细化钢板表面层晶粒尺寸，抑制钢板表层过淬；第一次钢板淬火温度(板温)为900 930°C，淬火保持时间彡15 45min，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；第二次钢板淬火温度(板温)为870 890°C，淬火保持时间彡10 40min，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610 650°C，钢板相对较薄时回火温度偏上限、钢板相对较厚时回火温度偏下限，回火保持时间(min)彡(0. 65 1. 0) X成品钢板厚度(mm)，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，时间单位为min; 回火结束后钢板自然空冷至室温。本发明采用二次淬火，第一次钢板淬火均勻化钢板组织，进一步防止钢板表(亚) 面层组织第一次淬火发生过淬，影响钢板表(亚)层低温韧性与塑性；第二次钢板淬火使钢板全厚度组织均勻细小，保证超高强度钢板强韧性、强塑性匹配。根据本发明钢的成分体系及钢板强度、塑性及低温韧性要求，制造工艺设计方案是采用连铸浇铸，中间包浇注过热度Δ T控制在10°C 30°C，拉速控制在0. 6m/min 1. Om/min，结晶器液面波动控制在< 5mm。本发明的有益效果在获得优良100公斤级超高强度调质钢板强韧性、强塑性匹配的同时，钢板的焊接工艺性也同样优异，并成功地解决了超高强钢板强度、塑性、低温韧性及焊接性之间的相互矛盾，提高了大型重钢结构的安全稳定性、抗疲劳性能；良好的焊接性节省了用户钢构件制造的成本，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。
图1为本发明实施例2钢的显微组织(1/4厚度)的照片。
具体实施例方式
下面结合实施例对本发明做进一步。表1为本发明成分实施例，表2 表4为实施例的制造工艺，表5为实施例的钢板性能。从图1可以看出，本发明钢的显微组织回火马氏体及回火下贝氏体尺寸细小、均勻，从而保证了 100公斤级调质钢板具有优良的强塑性、强韧性匹配。本发明通过钢板合金元素的组合设计与特殊调质工艺(CR+QQT)相结合，在获得优良超高强度调质钢板强度、低温韧性及强韧性匹配的同时，钢板的焊接性也同样优异，并成功地解决了超高强钢板强度、塑性、低温韧性及焊接性之间的相互矛盾与钢板表(亚)面层过淬的问题，而且提高了钢结构的安全稳定性、抗疲劳性能；良好的焊接性节省了用户钢构件制造的成本，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。本发明100公斤级高韧性调质钢板主要用作制造水电工程的压力水管、涡壳、大型工程机械结构及海洋石油平台，是重大国民经济建设的关键材料。目前国内各大钢厂 (除宝钢以外)均不能生产；国内大型重型机械厂、水电工程、海洋工程等所需100公斤级高韧性调质钢板均从日本和德国进口 ；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。随着我国国民经济发展，建设节约型和谐社会的要求，国家基础工程建设、能源工程建设(如水电工程)、海洋开发建设及建设所需的大型装备制造开发已摆到日事议程，作为战略性基础材料一100公斤级高韧性调质钢板具有广阔的市场前景；100公斤级高韧性调质钢板对于我国还属于一种全新的钢种，除宝钢以外，国内其它钢铁企业从未研究和生产过。目前100公斤级高韧性调质钢板产线成功试制，钢板实物综合力学性能及焊接性优良，具备批量供货条件。
权利要求
1.强韧性、强塑性优良的100公斤级调质钢板，其成分重量百分比为C 0. 09% 0.15%Si ^ 0. 10%Mn 0. 70% 1.10%P 彡 0. 013%S ^ 0. 0030%Cu 0. 20% 0.45%Ni 1. 30% 2.00%Cr 0. 45% 0.85%Mo 0. 45% 0.75%Als 0. 045%-,0. 070%Nb 0. 008%-0. 025%V 0. 030% 0 060%Ti 0. 004%-0. 010%N ^ 0. 0060%Ca 0. 001%-0. 005%B 0. 0006%-0. 0014%余量为1 及不可避免的夹杂； 且上述成分含量必须同时满足如下关系C、Mn当量之间的关系7彡(Mn当量)/C彡16，其中Mn当量= Μη+0. 56Ν +0. llCu-0. 18Cr-0. 8IMo ；Als、Ti与N之间的关系Als彡(Mn当量/C) X (Ntotal-O. 292Τ )，以确保钢中固溶 [B]彡5ppm且AlN以细小弥散状态析出，细化淬火前奥氏体晶粒尺寸； Ni 当量=Ni+0. 28Mn+0. 13Cu_l. 33Si_0. 89A1-3. 36P ^ 1. 45% ； Mo 当量=Mo+0. 26Cr+l. 35V+2. 87Nb_0. 57Cu_0. 12Mn ^ 0. 32% ； Nb、Ti之间关系:Nb/Ti在0. 8 4. 0 ；Ca 与 S 之间关系Ca/S 在 1. 00 3. 00 之间，(Ca) X (S)0.18 彡 2. 5 X IO"3 ； 有效淬透性指数Deff = FXDI彡2. 50Xt，其中F为硼钢淬透性因子，当钢中存在固溶[B]时且[B]彡 5ppm 时，F 取 1.2 ;t 为成品钢板厚度(mm) ；DI = 0. 367C°_5(1+0. 7Si) (1+3. 33Mn) (1+0. 35Cu) (1+0. 36Ni) (1+2. 16Cr) (l+3Mo) (1+1. 75V) (1+1. 77A1) X 25. 4 (mm)。
2.如权利要求1所述的强韧性、强塑性优良的100公斤级调质钢板的制造方法，其包括如下步骤1)冶炼、铸造按上述权利要求1成分冶炼，采用连铸或模铸浇铸成坯，连铸中间包浇注过热度Δ T控制在10°C 30°C，拉速控制在0. 6m/min 1. Om/min，结晶器液面波动控制在< 5mm ；模铸浇注过热度八1~控制在501 701；2)车L制，钢板总压缩比(板坯厚度/成品钢板厚度)>3. 5 ；第一阶段为普通轧制，为保证加热及轧制过程中发生[A1]+BN — A1N+[B]，确保钢中固溶[B]彡5ppm，板坯加热温度控制在1100°C 1200°C之间；至少有2个道次采用低速大压下轧制，钢板轧制速度控制在彡1.2m/sec.，轧制形状因子(ΔΗ/R)"2彡0. 18，其中ΔΗ为道次压下量，单位mm，R为工作辊辊径，单位mm，以保证钢板显微组织均勻细小；第二阶段采用控制轧制，控轧开轧温度彡900°C，轧制道次压下率彡8%，未结晶区 (彡9000C )累计压下率彡50%，终轧温度750°C 850°C ；3)钢板从停冷结束到入缓冷坑保温之间的间隔时间不大于60min，保温工艺为钢板温度表面大于300°C的条件下至少保温36小时，保证超厚钢板脱氢充分，防止产生氢致裂纹；4)热处理工艺，采用二次淬火+回火工艺第一次钢板淬火温度(板温)为900 930°C，淬火保持时间彡15 45min，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；第二次钢板淬火温度(板温)为870 890°C，淬火保持时间彡10 40min，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610 650°C，钢板相对较薄时回火温度偏上限、钢板相对较厚时回火温度偏下限，回火保持时间(min)彡(0. 65 1. 0) X成品钢板厚度(mm)，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，时间单位为min;回火结束后钢板自然空冷至室温。
全文摘要
强韧性、强塑性优良的100公斤级调质钢板及其制造方法，成分重量百分比为C 0.09～0.15％、Si≤0.10％、Mn0.70～1.10％、P≤0.013％、S≤0.0030％、Cu 0.20～0.45％、Ni 1.30～2.00％、Cr 0.45～0.85％、Mo 0.45～0.75％、Als 0.045～0.070％、Nb 0.008～0.025％、V 0.030～0.060％、Ti0.004～0.010％、N≤0.0060％、Ca 0.001～0.005％、B 0.0006～0.0014％、余Fe及不可避免夹杂；通过优化控制轧制+离线特殊调质工艺(RQ+RQ+T)，钢板显微组织为细小回火下贝氏体+回火马氏体，平均晶团尺寸20μm以下，抗拉强度≥980MPa、屈服强度≥890MPa、-60℃夏比横向冲击功(单个值)≥47J，具有优良焊接性，解决超高强度钢板表面层过度淬火问题。
文档编号C22C38/54GK102337478SQ20101022796
公开日2012年2月1日 申请日期2010年7月15日 优先权日2010年7月15日
发明者刘自成, 施青 申请人:宝山钢铁股份有限公司