强韧性匹配优良的特厚焊接结构钢板及其生产工艺的制作方法
【技术领域】
[0001] 本发明设及低合金高强钢制造领域，具体的是指一种强初性匹配优良的特厚焊接 结构钢板及其生产工艺。
【背景技术】
[0002] 低合金结构钢是我国最重要的工程结构材料之一，具有高强度高初性，良好的延 展性和冷热加工性能，已被广泛用于建筑业、海洋平台、压力容器、锅炉制造、水/核电站、 造船业、石油管线、桥梁、重型机械制造等国民经济的各个工程领域。随着国民经济的高速 发展和科技的进步，国内超高层建筑W及超大型桥梁、水电站、海洋平台等重大工程也越来 越多，其应用钢板的发展也向着特厚、特宽、高性能方向发展，特别是对特厚钢板（100mm W 上）的需求和技术要求也越来越高，除了要求具有高的强初性，还要求具有良好的抗层状 撕裂性能、焊接性能W及沿板厚方向的力学性能均匀性。长期W来受我国生产技术、技术装 备的制约，致使我国生产此类高强度特厚钢板通常需要加入大量贵重合金元素，且容易产 生带状组织、厚度方向上组织不均匀、轴制变形不均匀W及成分偏析等缺陷会严重影响钢 的力学性能，造成产品合格率不高，质量波动大，同时焊接性能差W及沿厚度方向力学性能 不均匀等问题依然存在，难W满足我国特厚钢板的质量技术要求，导致产品竞争力低下，严 重制约了我国特厚钢板的发展及应用，部分重大工程项目用特厚钢板依然需要依赖国外进 口来满足国内市场需求。
[0003] 中国专利申请号为200810141457. 9的专利文献，其公开了一种通过泽火+回 火，获得厚度为100~114mm的超厚钢板，但其存在贵重元素Mo和化含量多，其不仅 工艺成本高，合金成本也较高；中国专利申请号为200810141500. 1和中国专利申请号 为201010113835.X的文献，也是通过添加大量贵重合金Mo、化，后续采用正火+回火或 二次泽火+回火获得了超厚钢板，其存在问题是工艺成本和合金成本均较高；还有中国 专利申请号为 200810042124. (K200810141457. 9、200810042088. 8、200910089346. 2 和 201010598123. 1的专利文献，均采用调质工艺生产，制造工艺成本较高。上述专利产品均由 于合金成本或制造工艺成本高而不利于大规模推广应用。
[0004] 中国专利申请号为 200710054569.6、201010275268.8、200910312460.7、 20101028305. 3、201010208311. 9、201010501298. 6、201110176674. 3 的文献，均采用正火热 处理工艺，但其发明钢种屈服强度均低于400MPa ;还有中国专利申请号为200910045452. 0 和中国专利申请号为201110285075. 5的文献，采用TMCP和控轴工艺成功生产了超厚钢板。 但上述专利均对厚度方向力学性能的均匀性不做要求，均没能解决特厚钢板厚度方向力学 性能不均匀问题。
【发明内容】
[0005] 本发明的目的在于克服本技术领域目前存在的不足，即特厚钢板贵重合金元素含 量高、工艺路线复杂、生产周期长、强度级别低、焊接性能差W及沿厚度方向力学性能不均 等不足，提供一种强初性匹配优良的特厚焊接结构钢板及其生产工艺，钢不需经过复杂的 调质等热处理工序，具有制造程序简单，成本低廉，易于大规模生产的优点。
[0006] 为实现上述目的，本发明提供的强初性匹配优良的特厚焊接结构钢板，其特征在 于；W质量分数计，它包含如下化学成分：
[0007] 0. 13 ~0. 19%C ;0. 30 ~0. 60%Si ;1. 60 ~2. 00%Mn ;P《0. 010%;S《0. 002%; 0. 030 ~0. 070 % Nb ;0. 05 ~0. 10 % V ;0. 25 ~0. 65 % Cu ;0. 20 ~0. 75 % Ni ;0. 010 ~ 0. 045% Als ;0. 0020 ~0. 0080% Ca ;10 ~20X10-4% [0];还含有 0. 008 ~0. 030% Ti， Cr《0. 15%，Mo《0. 15%及0. 0005~0. 0015% RE，余量为化及不可避免杂质；
[0008] 其中，2. 00 %《2. 3C+Mn《2. 30 % ;0. 20 %《2Cr+Mo《0. 30 % ;Ca/ (S+ [0])= 1. 0 ~3. 0 ; (Cu+3. 4Cr) /Ni = 1. 0 ~2. 1。
[0009] 本发明还提供了一种强初性匹配优良的特厚焊接结构钢板的生产工艺，它包括如 下步棄：
[0010] (1)进行深脱硫，来料铁水温度控制在1250~1300°C，S《0. 030%，脱硫终点 S《0. 0010% ;
[0011] (2)进行转炉冶炼，控制入转炉铁水温度不低于1220°C，铁水成分Si ;0. 30~ 0. 80%，Mn《0. 60%，P《0. 150%，S《0. 0020%，控制转炉冶炼中点吹次数不大于2次， 出钢温度控制在1660~1720°C ;
[001引 做进行LF精炼，保证精炼时间在35~50分钟，渣碱度控制在3. 3~3. 8 ;
[001引 （4)进行RH真空处理，控制到站钢水温度在1620~1640。处理时间在10~20 分钟；
[0014] 妨进行诱注，控制拉巧速度在0. 8~1. Om/min，铸巧厚度断面尺寸为300mm ;
[0015] (6)对铸巧加热，铸巧温度在800°C W下时，加热速率为7~9min/cm ;铸巧温度 在800°C W上时，加热速率为9~llmin/cm ;加热段温度控制为1240~1300°C，在1200~ 1220°C下保温30~40min，在炉总加热时间为240~300min ;
[0016] (7)进行两阶段控制轴制：在1100~115(TC进行3~4道第一阶段轴制，展宽比 在1. 2~1. 6,道次压下率为50~65%，结束温度在1000~1100°C ;在奥氏体未再结晶区 进行3~5道第二阶段轴制，控制总压下率在45~55%，终轴温度为800~860°C ;
[0017] (8)进行快速层流冷却，冷却速率控制为3~10°C /s，终冷温度按550~600°C控 审IJ，下水量与上水量比值控制在1. 1~1. 5 ;最后空冷至室温；
[0018] (9)进行正火热处理，热处理温度为880~920°C，在炉时间为[板厚（mm)+30~ 50]min，冷却方式为雾冷或层流冷却，冷却速度2~5°C /s，终冷温度为650~750°C。
[0019] 作为优选方案，所述步骤（1)中，来料铁水温度为1300°C ;所述步骤（2)中，控制 转炉冶炼中点吹次数为2次，出钢温度为1720°C ;所述步骤（3)中，精炼时间为50分钟，渣 碱度为3. 8 ;所述步骤（4)中，到站钢水温度为1640。处理时间为20分钟；所述步骤巧） 中，拉巧速度为l.Om/min;所述步骤化）中，铸巧温度在800°CW下时，加热速率为9min/ cm ;铸跑盧度在800°C W上时，加热速率为llmin/cm ;加热段温度为1300°C，在1220°C保温 40min，在炉总加热时间为300min ;所述步骤（7)中，在115(TC进行3~4道第一阶段轴制， 展宽比为1. 6,道次压下率为65%，结束温度为llOOC ;在奥氏体未再结晶区进行3~5道 第二阶段轴制，总压下率为55%，终轴温度为860°C;所述步骤巧）中，冷却速率为10°C /s， 终冷温度为600°C，下水量与上水量比值为1.5 ;所述步骤巧）中，热处理温度为920°C，在 炉时间为[板厚（mm)巧0]min，冷却方式层流冷却，冷却速度5°C /s，终冷温度为750°C。
[0020] 本发明的工作原理及其中化学成分限定量的理由如下：
[0021] (1)本发明的C含量选择在0. 13~0. 19%，C是保证钢板强度必不可少的元素之 一，C主要通过间隙置换固溶强化提高钢的强度，也是与Nb、V等元素形成细小碳氮化物析 出相，从而产生细晶强化和沉淀强化的重要元素，但C也是对焊接热影响区低温初性产生 显著不利影响的主要元素之一。当C含量高于0. 19%时，增加钢中碳偏析倾向和M-A岛数 量，提高钢的焊接冷裂纹敏感性系数，降低基材塑初性和焊接热影响区初性，影响钢的冷热 加工性能；当C含量低于0. 13%时，影响本发明钢的强度。故C含量限定为0. 13~0. 19%。
[0022] (2)本发明的Si含量选择在0. 30~0. 60%，Si在钢中主要通过固溶强化提高强 度。当Si含量低于0. 30%时，其固溶强化作用对钢强度贡献较小；当Si含量高于0. 60% 时，将会损害钢材初性和延展性，还会促进焊接热影响区大尺寸M-A岛析出，不利于焊接热 影响区低温初性。故Si含量限定为0. 30~0. 60%。
[0023] (3)本发明的Mn含量选择在1. 60~2. 00%，Mn是确保钢材强初性和焊接热影响 区性能不可或缺的元素；Mn扩大奥氏体相区，降低Ars相变点，在冷却相变过程中细化组织 而提高强度和改善低温初性；但Mn在钢水凝固过程中易发生严重偏析，特别是Mn和C含量 较高时，会造成铸巧中屯、严重的偏析和疏松现象，恶化钢材和焊接性能；Mn含量过高还会 形成较多的硫化铺等大尺寸夹杂，降低钢的低温断裂初性和焊接热影响区的低温初性，因 此Mn含量不得高于2.00%。当Mn含量低