本发明涉及一种钢板及其制造方法，特别是一种低屈强比高强韧厚规格钢板及其制造方法。
背景技术：
：随着船体、桥梁、建筑、压力容器以及海洋平台对结构材料要求的不断提高，高强度、高韧性的厚规格钢板的研发受到了广泛关注。但是，高强度钢板存在一个显著的问题，那就是屈强比难以降低。屈强比是屈服强度与抗拉强度之比，反映材料的加工硬化能力。屈强比越高，钢板形变过程中越容易发生局部应力集中或者局部大变形，钢结构吸收少量能量就会导致材料断裂或者结构失稳；屈强比越低，从钢板开始发生塑性形变到最终断裂所经历的形变容量越大、吸收能量越多，钢结构的抗震性能就越好。因此，在对钢结构稳定性要求高的场合，应采用较低屈强比的钢板。然而，采用现有淬火、回火工艺生产的高强度钢板的屈强比一般不低于0.92。较高的屈强比限制了钢板的应用范围。通常情况下，如贝氏体、马氏体等单一组织类型的钢容易达到高屈服强度和高抗拉强度，但屈服强度和抗拉强度的数值差别不大，因而屈强比较高。通过改进工艺获得复相组织是实现高强度、低屈强比的有效方法，包括铁素体+马氏体、铁素体+贝氏体、贝氏体+马氏体等。复相组织形变时，软相先发生屈服，硬相在进一步的变形过程中提供抗拉强度，因此屈强比得以降低。现有技术获得低屈强比复相组织的工艺通常基于亚温淬火，例如再加热淬火-亚温淬火-回火、正火-亚温淬火-回火、直接淬火-亚温淬火-回火、tmcp-亚温淬火-回火、亚温区直接淬火-回火等工艺。但是，这一类工艺存在生产周期长的缺点。与基于亚温淬火的工艺相比，基于快速加热在线热处理的工艺能够灵活地调控复相组织，且生产周期短、效率高，但是，对生产设备要求极高，难以普遍推广。另外，除了低屈强比与高强度之间的矛盾，高强度与高韧性也难以同时获得，而且，在厚规格条件下获得高强度也有很大难度。因此，通过简单工艺在厚规格钢板上同时实现高强度、高韧性以及低屈强比是亟待解决的难题。公开号为cn104789892a的专利公开了一种具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板及其制造方法，该低屈强比高强韧厚钢板化学成分中含有3.6％以上的ni，因而成本高昂。公开号为cn106399840a的专利公开了一种低成本低屈强比调质型q690e钢板及生产方法，该低屈强比调质型q690e钢板的厚度仅有8-40mm。公开号为cn103352167a的专利公开了一种低屈强比高强度桥梁用钢及其制造方法，该低屈强比高强度桥梁用钢的屈服强度不高于600mpa，且仅能保证-40℃冲击韧性。公开号为cn102277539a的专利公开了一种低屈强比高塑性超细晶粒高强钢及其制造方法，该低屈强比高塑性超细晶粒高强钢的组织为贝氏体。技术实现要素：发明目的：本发明目的是提供一种低屈强比高强韧厚规格钢板，该钢板兼具高强度、高韧性、厚规格以及低屈强比的突出特点。本发明的另一目的是提供一种低屈强比高强韧厚规格钢板的制造方法，通过该方法可以制得低屈强比、高强韧性的厚规格钢板。技术方案：一种低屈强比高强韧厚规格钢板，所述钢板化学组分的质量百分比含量为：c:0.060-0.080％、mn:5.5-6.0％、si:0.10-0.30％、al:0.015-0.040％、mo:0.15-0.30％、cr:0.20-0.40％、ni:0.15-0.40％、ti:0.01-0.03％、s≤0.006％、p≤0.010％，余量为fe和无法避免的杂质元素。本发明所述的低屈强比高强韧厚规格钢板中各化学组分质量百分比含量的限定理由如下：c元素能够通过固溶强化显著增加基体强度，同时能够稳定奥氏体相，但为了降低材料韧脆转变温度，应当尽量降低c含量。此外，c也不利于材料的焊接性能。因此，本发明将c含量控制在0.060-0.080％的较低水平。mn作为本发明所述钢板的主要合金元素，既是铁素体强化元素，又是奥氏体稳定元素。在改善材料低温韧性方面，提高mn/c比能够显著降低韧脆转变温度，因此mn能够在一定程度上取代价格较高的ni，但是过高的mn含量将使偏析程度加重、冶炼难度加大以及材料成本提高。因此，本发明将mn含量控制在5.5-6.0％。si在炼钢过程中为脱氧元素，适量si能够抑制mn和p的偏聚，而o含量过高、mn和p偏聚都会损害韧性。si还能够产生固溶强化，但含量超过0.3％时会引起韧脆转变温度升高，因此含量不能过高。本发明将si控制在0.10-0.30％。al在炼钢过程中为脱氧元素，也能够降低固溶n原子数量，从而提高韧性和时效应变抗力，且形成的aln还能够细化晶粒，从而进一步降低韧脆转变温度。但是，过量添加会形成大尺寸的al3o2和aln并损害韧性。因此，本发明将al含量控制在0.015-0.040％。mo能够提高马氏体回火后的强度，还能够减弱mn的晶界偏聚从而提高韧性。mo含量过高将恶化焊接性能并增加材料成本。因此，本发明将mo含量控制在0.15-0.30％。cr能够产生固溶强化，但是cr含量过高则会降低焊接性。因此，本发明将cr含量控制在0.20-0.40％。ni能够稳定奥氏体相、提高淬透性、降低韧脆转变温度并能够改善变形性能，此外还有利于焊接性。但是过多添加ni元素会显著增加成本。因此，本发明将ni含量控制在0.15-0.40％。ti能够细化高温奥氏体晶粒，有利于提高强度和韧性。微量添加就能够发挥作用，过量添加将导致夹杂物增多。因此，本发明将ti含量控制在0.010-0.030％。s易与mn形成mns，p容易在晶界偏聚并降低晶界抗裂纹扩展能力，为提高材料韧性，需要将s、p控制在最低限度。因此，本发明要求s≤0.006％，p≤0.010％。其中，该钢板显微结构下的微观组织为回火马氏体和回转奥氏体的复相组织。回火马氏体作为基体组织，决定了材料的屈服强度。回转奥氏体作为弥散分布的第二相，一方面能够提高材料的韧性，另一方面也能够在形变过程中发生相变并提高抗拉强度，从而降低屈强比。其中，通过x射线衍射仪测得回转奥氏体体积分数为5-15％。所述钢板的厚度为50-100mm，屈服强度≥690mpa，屈强比≤0.80，-60℃夏比冲击试验横向冲击吸收能量≥60j。本发明所述的低屈强比高强韧厚规格钢板的制造方法，包括步骤：加热、轧制、热处理，如下：(1)加热：加热与上述低屈强比高强韧厚规格钢板相同化学成分的坯料，控制坯料的加热温度1070-1150℃，在坯料中心达到该温度后保温90-150min。坯料加热时得到高温奥氏体组织，同时合金元素通过扩散方式均匀化。加热温度过高或保温时间过长将导致高温奥氏体晶粒过于粗大，而加热温度过低或保温时间过短不利于合金元素均匀化，因此本发明将加热温度控制在1070-1150℃，保温时间控制在90-150min。(2)轧制：加热后对坯料进行轧制，控制开轧温度≤1020℃，终轧温度≥820℃，总变形量≥65％，轧制结束后水冷，终冷温度≤130℃。轧制温度区间位于奥氏体相区，开轧温度过高不利于晶粒细化，终轧温度过低则使变形困难，因此本发明控制开轧温度≤1020℃、终轧温度≥820℃。总变形量≥65％能够保证足够的应变积累并细化奥氏体组织。轧制后水冷，终冷温度≤130℃低于马氏体转变结束点，奥氏体转变为板条马氏体，组织进一步细化；其中，轧制结束后水冷的终冷温度为室温至130℃。(3)热处理：将钢板加热至605-645℃，在钢板中心达到该温度后，保温50-120min，然后空冷至室温。热处理温度605-645℃位于铁素体-奥氏体两相区，能够形成体积分数为5-15％的回转奥氏体，回转奥氏体在升温过程及50-120min的保温过程中富集c、mn等合金元素以获得足够的热稳定性，能够在冷却至-60℃时仍然保持面心立方结构。此外，马氏体在高温下发生适度回复，强度降低而塑韧性提高。保温后空冷至室温，得到回火马氏体+回转奥氏体的复相组织。有益效果：本发明所述的低屈强比高强韧厚规格钢板具有较高的屈服强度和较低的屈强比，屈服强度≥690mpa，屈强比≤0.80；-60℃夏比冲击试验横向冲击吸收能量≥60j，具有良好的低温冲击韧性；并且，该钢板的厚度规格达到50-100mm。通过本发明所述的低屈强比高强韧厚规格钢板的制造方法能够生产高强度、高韧性、低屈强比的厚规格钢板；并且制造工艺仅需要一次热处理，工艺简单，易于生产实施。附图说明图1是实施例1中低屈强比高强韧厚规格钢板组织的透射电镜显微照片。具体实施方式实施例1：制造厚度为50mm的低屈强比高强韧钢板，按照以下步骤进行：(1)加热：将200mm厚的坯料放入加热炉中加热至1110℃并保温120min，坯料的化学组分成分及其质量百分比为c:0.060％、mn:5.5％、si:0.22％、al:0.030％、mo:0.15％、cr:0.20％、ni:0.15％、ti:0.010％、s:0.003％、p:0.006％，余量为fe和不可避免的杂质元素；(2)轧制：对加热后的坯料进行轧制，开轧温度1020℃，终轧温度845℃，轧机压下规程按照表1制定：表1实施例1压下规程道次12345678入料厚度mm200176155132112897259出料厚度mm17615513211289725950总变形量75％，轧制结束后水冷，终冷温度25℃；(3)热处理：将钢板放入加热炉中加热至645℃并保温50min，钢板出炉后空冷至室温。该钢板化学组分及其质量百分比含量为：c:0.060％、mn:5.5％、si:0.22％、al:0.030％、mo:0.15％、cr:0.20％、ni:0.15％、ti:0.010％、s:0.003％、p:0.006％，余量为fe和杂质元素。该钢板组织为回火马氏体+回转奥氏体的复相组织，如图1所示，为该钢板组织的透射电镜显微照片，可观察到间隔分布的回火马氏体和回转奥氏体，其中浅色部分为回火马氏体，深色部分为回转奥氏体。该钢板的屈服强度为752mpa，屈强比为0.80，-60℃夏比冲击试验横向冲击吸收能量为155j。实施例2：制造厚度为70mm的低屈强比高强韧钢板，按照以下步骤进行：(1)加热：将200mm厚的坯料放入加热炉中加热至1115℃并保温110min，坯料的化学成分及其质量分数分别为c:0.065％、mn:5.6％、si:0.20％、al:0.027％、mo:0.18％、cr:0.22％、ni:0.24％、ti:0.026％、s:0.006％、p:0.010％,余量为fe和不可避免的杂质元素；(2)轧制：对加热后的坯料进行轧制，开轧温度1006℃，终轧温度827℃，轧机压下规程按照表2制定：表2实施例2压下规程道次12345678入料厚度mm2001811621431221018677出料厚度mm181162143122101867770总变形量65％，轧制结束后水冷，终冷温度68℃；(3)热处理：将钢板放入加热炉中加热至625℃并保温90min，钢板出炉后空冷至室温。该钢板化学成分及其质量分数分别为c:0.065％、mn:5.6％、si:0.20％、al:0.027％、mo:0.18％、cr:0.22％、ni:0.24％、ti:0.026％、s:0.006％、p:0.010％,余量为fe和不可避免的杂质元素。该钢板微观组织为回火马氏体+回转奥氏体的复相组织，屈服强度743mpa，屈强比0.75，-60℃夏比冲击试验横向冲击吸收能量为102j。实施例3：制造厚度为80mm的低屈强比高强韧钢板，按照以下步骤进行：(1)加热：将320mm厚的坯料放入加热炉中加热至1150℃并保温90min，坯料的化学成分及其质量分数分别为c:0.073％、mn:5.8％、si:0.10％、al:0.040％、mo:0.22％、cr:0.27％、ni:0.40％、ti:0.030％、s:0.002％、p:0.008％,余量为fe和不可避免的杂质元素；(2)轧制：对加热后的坯料进行轧制，开轧温度1005℃，终轧温度820℃，轧机压下规程按照表3制定：表3实施例3压下规程道次12345678入料厚度mm32028224821117914311595出料厚度mm2822482111791431159580总变形量75％，轧制结束后水冷，终冷温度72℃；(3)热处理：将钢板放入加热炉中加热至620℃并保温90min，钢板出炉后空冷至室温。该钢板化学成分及其质量分数分别为c:0.073％、mn:5.8％、si:0.10％、al:0.040％、mo:0.22％、cr:0.27％、ni:0.40％、ti:0.030％、s:0.002％、p:0.008％,余量为fe和不可避免的杂质元素。该钢板微观组织为回火马氏体+回转奥氏体的复相组织，屈服强度708mpa，屈强比0.71，-60℃夏比冲击试验横向冲击吸收能量为93j。实施例4：制造厚度为100mm的低屈强比高强韧钢板，按照以下步骤进行：(1)加热：将320mm厚的坯料放入加热炉中加热至1070℃并保温150min，坯料的化学成分及其质量百分比为c:0.080％、mn:6.0％、si:0.30％、al:0.015％、mo:0.30％、cr:0.40％、ni:0.31％、ti:0.021％、s:0.001％、p:0.008％，余量为fe和不可避免的杂质元素；(2)轧制：对加热后的坯料进行轧制，开轧温度1002℃，终轧温度837℃，轧机压下规程按表4制定：表4实施例4压下规程道次123456789入料厚度mm320282248218192169149131114出料厚度mm282248218192169149131114100总变形量69％，轧制结束后水冷，终冷温度130℃；(3)热处理：将钢板放入加热炉中加热至605℃并保温120min，钢板出炉后空冷至室温。该钢板化学成分及其质量百分比为c:0.080％、mn:6.0％、si:0.30％、al:0.015％、mo:0.30％、cr:0.40％、ni:0.31％、ti:0.021％、s:0.001％、p:0.008％，余量为fe和不可避免的杂质元素。该钢板微观组织为回火马氏体+回转奥氏体的复相组织，屈服强度690mpa，屈强比0.74，-60℃夏比冲击试验横向冲击吸收能量为60j。当前第1页12