一种具有高止裂性能的大厚度钢板及其制造方法与流程

1.本发明涉及一种钢材及其制造方法，尤其涉及一种大厚度钢板及其制造方法。


背景技术：

2.近年来，市场对于船舶、海洋工程结构的安全性以及由于安全性而引起环境保护问题的意识正在逐步提高。
3.目前，现有的船舶和海洋工程结构均可能存在着裂缝、局部脆性区，或者具有结构的几何应力集中、具有焊接残余应力等问题。因此，在发生事故时，尤其是在发生碰撞事故时，这些船舶和海洋工程结构中的焊接结构不可避免地会起裂，从而造成十分严重的经济损失。
4.为了保证船舶和海洋工程结构的安全性，通常在设计前就需要对其进行安全性能检测。然而，船舶、海洋工程结构中的焊接结构数量很多，在此类工程结构中，对这些结构进行100％的探伤检测是不可能的，此时，就需要考虑到在工程结构中有可能已经预先存在的疲劳裂纹。
5.研究发现，对于厚钢板来说，在其焊缝处所产生的脆性裂纹通常是沿着焊缝传播的，并不发生偏转，即便是裂纹进入材料中也很难止住，同时塑性变形也会降低钢材的止裂能力。由此可知，虽然起裂韧性对于焊缝及焊接热影响区非常重要，但是更为重要的是基料能够止住从焊缝起裂而快速扩展的裂纹，即止裂韧性也是提高钢板使用安全性的重要指标之一。
6.因此，为了提高船舶、海洋等工程结构的安全性和可靠性，避免因钢板脆性断裂而引发结构断裂事故，需要在确保船舶、海洋等工程结构的起裂韧性的前提下，提高钢板的止裂性能。
7.目前，现有技术中已有部分研究人员着手进行了研究并开发出了具有优异脆性裂纹扩展停止特性和韧性的钢板。
8.例如：公开号为cn101307412a，公开日为2008年11月19日，名称为“脆性龟裂传播停止特性和板厚中央部的韧性优异的钢板及其制造方法”的中国专利文献公开了一种钢板。该钢板中的各化学元素的质量百分含量(wt.％)为：c：0.01-0.06，si：0.01-0.8，mn：1.0-1.8，cr：0.05-0.5，ni：0.20-0.8，mo：0.05-0.5，cu：0.05-0.08，alt：0.01-0.08，nb：0.02-0.08，ti：0.005-0.03，b：0.00003-0.0003，ca：0.0005-0.0030，n：0.003-0.008，rem：0.0050-0.030；并且钢板中由铁素体为主体的组织构成，在钢板的除去表背面的各自最表层的相当于板厚1％的部分的板厚方向整体的区域中，由2个结晶的方位差为15
°
以上的大角晶界所包围的晶粒的平均当量圆直径为8mm以下，并且满足下式(1)的关系：1-(a2-a1)/100≥0.8，其中，a1：结晶方位差为55
°
以上的晶粒在总体中所占的比例(面积％)，a2：结晶方位差低于15
°
的晶粒在总体中所占的比例(面积％)。
9.又例如：公开号为jp04-141517a，公开日为1992年5月15日，名称为“具有优异的脆性裂纹扩展停止特性且低温韧性的钢板的制造的方法”的日本专利文献记载了一种钢板。
该钢板的各化学元素的质量百分含量(wt.％)为：c：0.01-0.30，si：≤0.5，mn：≤2.0，cr：≤0.5，ni：≤1.0，mo：≤0.5，cu：≤0.9，v：≤0.1，alt：0.001-0.1，nb：0.005-0.05，ti：0.005-0.02，b：0.0003-0.003，ca：0.0003-0.005，n：0.001-0.008，mg：0.0003-0.005；rem：0.0003-0.005；余量为fe和其他不可避免的杂质。上述专利文献的技术方案采用了超低碳及反复相变手段，以获得表面超细晶。
10.再例如：公开号为jp2002-241891a，公开日为2002年8月28日，名称为“具有优良的脆性裂纹扩展停止特性以及塑性变形后的疲劳裂纹扩展特性的结构钢及其制造方法”的日本专利文献涉及了一种钢板，其各化学元素的质量百分含量(wt.％)为：c：≤0.03，si：≤0.5，mn：1.0-2.0，cr：≤0.5，ni：≤2.0，mo：≤0.5，cu：0.7-2.0，v：0.005-0.2，nb：0.005-0.20，ti：0.005-0.20，b：0.0003-0.005，ca：0.0005-0.003，n：0.003-0.008，rem：0.0050-0.030；余量为fe和其他不可避免的杂质。该日本专利文献中的钢板采用了超低碳、高ni且不含al的化学元素成分设计，并通过控轧工艺，使得平行于轧制平面的(211)面织构发达，而令(100)晶面织构弱化。
11.基于此，不同于现有技术中已有的钢板，本发明期望获得一种新的具有高止裂性能的大厚度钢板，该大厚度钢板综合性能优异，其不仅具有较高的强度和良好的低温冲击韧性，还具有优良的止裂性能，能够适用于船舶、海洋工程结构等关键构件的制造生产，提高船舶、海洋工程结构的安全性能，具有十分广阔的应用前景。


技术实现要素：

12.本发明的目的之一在于提供一种具有高止裂性能的大厚度钢板，该大厚度钢板不仅具有较高的强度和良好的低温冲击韧性，还具有优良的止裂性能，其可以有效适用于船舶、海洋工程结构等关键构件的制造生产，提高船舶、海洋工程结构的安全性能，具有十分广阔的应用前景。
13.为了实现上述目的，本发明提出了一种具有高止裂性能的大厚度钢板，其除了fe和不可避免的杂质以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：
14.0.04％≤c≤0.15％；
15.0.10％≤si≤0.30％；
16.1.00％≤mn≤3.50％；
17.0.01％≤cr≤0.80％；
18.0.10％≤ni≤2.50％；
19.0.001％≤mo≤0.80％；
20.0.001％≤cu≤0.60％；
21.0.01％≤al≤0.06％；
22.0.01％≤nb≤0.06％；
23.0.01％≤ti≤0.06％；
24.0.001％≤ca≤0.0045％；
25.且满足1.0≤ca/s≤2.0。
26.进一步地，在本发明所述的大厚度钢板中，其各化学元素质量百分含量为：
27.0.04％≤c≤0.15％；
28.0.10％≤si≤0.30％；
29.1.00％≤mn≤3.50％；
30.0.01％≤cr≤0.80％；
31.0.10％≤ni≤2.50％；
32.0.001％≤mo≤0.80％；
33.0.001％≤cu≤0.60％；
34.0.01％≤al≤0.06％；
35.0.01％≤nb≤0.06％；
36.0.01％≤ti≤0.06％；
37.0.001％≤ca≤0.0045％；
38.且满足1.0≤ca/s≤2.0；
39.余量为fe和其他不可避免的杂质。
40.在本发明所述的大厚度钢板中，各化学元素的设计原理具体如下所述：
41.c：在本发明所述的大厚度钢板中，c是最基本的强化元素，c元素能够溶解于钢中形成间隙固溶体，从而起到固溶强化的作用。此外，c元素还可以与强碳化物的形成元素结合而生成碳化物析出，起到沉淀强化的作用。与此同时，c还能够提高钢的淬透性。不过，对于本技术方案来说，钢中c元素含量不宜过高，含量太高的c对于钢板的延性、韧性、止裂性能和焊接性能均会产生不利影响，并且还会降低nb、v等微合金化元素的固溶，从而影响析出强化效果。鉴于此，在本发明所述的大厚度钢板中，将c元素的质量百分含量控制为0.04％≤c≤0.15％。
42.si：在本发明所述的大厚度钢板中，炼钢过程中可以添加适量的si元素以作为还原剂和脱氧剂，从而有效消除feo夹杂对钢的不良影响。需要说明的是，si元素可以以固溶态存在于铁素体或奥氏体中，其能够提高铁素体或奥氏体的硬度和强度，缩小奥氏体相区。但需要注意的是，钢中si元素含量不宜过高，随着钢中si元素含量的增加，会降低钢的焊接性能。基于此，在本发明所述的大厚度钢板中，将si元素的质量百分含量控制为0.10％≤si≤0.30％。
43.mn：在本发明所述的大厚度钢板中，mn是低合金高强钢种最基本的合金元素，其可以通过固溶强化提高钢的强度，补偿钢中因c元素含量降低而引起强度损失。此外，mn还是扩大γ相区的元素，其可以降低钢的γ
→
α相变温度，有助于在钢板中获得细小的相变产物，用以提高钢板的韧性及止裂性能。但需要注意的是，钢中mn元素含量不宜过高，当钢中mn元素含量过高时，对于特厚钢板而言，容易在钢板中心位置产生偏析，从而降低钢板中心部位的低温韧性。基于此，在本发明所述的大厚度钢板中，将mn元素的质量百分含量控制为1.00％≤mn≤3.50％。
44.cr：在本发明所述的大厚度钢板中，cr是提高钢板的淬透性的重要元素之一。对于特厚规格的钢板来说，需要通过添加较多的cr元素来提高钢板的淬透性以弥补厚度带来的强度损失，其可以在提高钢板强度的同时，并改善钢板在厚度方向上的性能的均匀性。此外，cr元素还可以抑制先共析铁素体及珠光体的转变，有利于获得针状铁素体组织。但需要注意的是，一旦含量过高的cr和mn同时加入钢板中，就会导致低熔点的cr-mn复合氧化物的形成，这样会使得钢板在热加工过程中形成表面裂纹，并且还会严重恶化钢板的焊接性能。
为此，在本发明所述的大厚度钢板中，将cr元素的质量百分含量控制为0.01％≤cr≤0.80％。
45.ni：在本发明所述的大厚度钢板中，ni是提高材料的低温韧性的元素。钢中加入适量的ni不仅可以降低晶体的层错能，有利于位错的滑移运动，其还可以改善材料的冲击韧性。此外，在本技术方案中，ni还可以提升mo的淬透性效果，钢中添加适量的ni元素还可以提高钢板的止裂性能。但需要注意的是，钢中不宜添加过量的ni，当钢中ni元素含量太高时，板坯表面容易生成黏性较高的氧化铁皮，其在后续的加工制造过程中难以去除，会影响钢板的表面质量和疲劳性能。另外，当钢中ni含量太高时，还不利于特厚钢板的焊接性能。鉴于此，在本发明所述的大厚度钢板中，可以将ni元素的质量百分含量控制为0.10％≤ni≤2.50％。
46.mo：在本发明所述的大厚度钢板中，mo是提高钢板的淬透性的元素，其作用仅次于mn元素。mo元素不仅能够有效提高钢板的强度，还能够抑制先共析铁素体及珠光体的转变，以有助于钢板获得针状铁素体组织。但需要注意的是，随着钢中mo元素含量的增加，钢板的屈服强度也会逐渐提高，而钢板的塑性却会逐渐降低。基于此，综合考虑mo元素的有益效果和不利影响，在本发明所述的大厚度钢板中，将mo元素的质量百分含量控制为0.001％≤mo≤0.80％。
47.cu：在本发明所述的大厚度钢板中，cu元素不仅可以有效提高钢板的淬透性，其还可以提高钢板的抗大气腐蚀能力。然而，钢中cu元素的质量百分含量不宜过高，向钢中添加含量过高的cu元素会恶化钢板的焊接性能。基于此，在本发明所述的大厚度钢板中，将cu元素的质量百分含量控制为0.001％≤cu≤0.60％。
48.al：在本发明所述的大厚度钢板中，al是为了脱氧而加入钢中的元素。在脱氧完全后，al元素可以降低钢板中的o元素的含量，从而改善钢板的时效性能。此外，钢中添加适量的al，还有利于细化晶粒，改善钢材的强韧性能。因此，在本发明所述的大厚度钢板中，将al元素的质量百分含量控制为0.01％≤al≤0.06％。
49.nb：在本发明所述的大厚度钢板中，nb是提高再结晶终止温度最有效的元素之一。nb元素能够有效地降低轧机载荷，其对晶粒细化的作用十分明显。对于本发明所述的大厚度钢板而言，轧制变形在再结晶及非再结晶轧制阶段完成，在此阶段nb元素可以通过应变诱导析出以阻碍形变奥氏体的回复、再结晶，从而起到细化晶粒尺寸的效果。但是受到钢中c含量的限制及加热温度的影响，nb含量太高则无法固溶，同样也不能发挥nb的有利作用。同时，nb还是一种昂贵的金属元素，添加较多的nb也会相应地增加生产制造成本。基于此，在本发明所述的大厚度钢板中，将nb元素的质量百分含量控制为0.01％≤nb≤0.06％。
50.ti：在本发明所述的大厚度钢板中，ti元素是强的固n元素，其可以有效抑制钢中的n元素含量，钢中添加少量的ti就可以固定一定含量的n元素，例如，0.02％左右的ti就可以固定钢中质量百分比含量为60ppm以下的n。需要说明的是，在本发明进行板坯连铸时，所加入的ti可以和n形成细小的高温稳定的tin析出相。这种细小的tin粒子能够有效地阻碍板坯在加热时的奥氏体晶粒的长大，有助于提高nb在奥氏体中的固溶度。对于特厚钢板而言，添加适当的ti含量，有利于形成稳定的tin粒子，在焊接时起到抑制热影响区晶粒长大的作用，从而改善焊接热影响区的冲击韧性。因此，在本发明所述的大厚度钢板中，控制添加的ti元素的质量百分含量为0.01％≤ti≤0.06％。
51.ca：在本发明所述的大厚度钢板中，通过ca处理可以控制硫化物的形态，改善钢板的各向异性，提高钢板的低温韧性。当ca含量高于0.0045％时，则会产生许多cao、cas，并形成大型夹杂物，对钢板的韧性造成损害，甚至于影响钢板的焊接性能。由此，在本发明所述的大厚度钢板中，将ca元素的质量百分含量控制为0.001％≤ca≤0.0045％。
52.此外需要说明的是，本发明所述的大厚度钢板在控制单一元素质量百分含量的同时，还需要控制ca元素和s元素的质量百分含量满足：1.0≤ca/s≤2.0。上式中各化学元素均可以对应代入该化学元素的质量百分含量。
53.这是因为：在本发明中，s元素为杂质元素，对于杂质元素s来说，本发明可以通过ca处理夹杂物改性技术来使得s的夹杂物形态球化且分布均匀，减少其对钢板的韧性和腐蚀性的影响。通过进一步控制ca和s元素的质量百分含量满足：1.0≤ca/s≤2.0，可以获得良好的硫化物处理效果，从而提高钢板的止裂性能。
54.进一步地，在本发明所述的大厚度钢板中，其还含有0＜b≤0.0025％。
55.在本发明的上述技术方案中，钢中添加适量的b元素可以进一步地提高本发明所述的大厚度钢板的性能。在本发明中，b元素主要是起到提高钢板的淬透性的作用，从而保证钢板的力学性能。当钢中b含量控制为0＜b≤0.0025％时，其能够达到的效果最佳。
56.需要说明的是，在本发明所述的大厚度钢板中，b元素能够发挥作用的前提是必须固溶于钢中，mo、ti的添加有助于提高b的淬透性效果。与此同时，钢中c含量过高也会降低b的淬透性，基于此，在钢中添加b元素的情况下，应当将钢中c的含量控制在较低水平。为了进一步获得更好的淬透性效果，在本发明所述的大厚度钢板中，可以添加适量的b，并控制其含量为：0＜b≤0.0025％。
57.进一步地，在本发明所述的大厚度钢板中，各化学元素质量百分含量还满足：0.9≤(cr+mo+b)/(c+mn/6)≤3.3。式中的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量。
58.进一步地，在本发明所述的大厚度钢板中，各化学元素质量百分含量还满足下述各项的至少其中之一：
59.0.10％≤c+mn/6≤0.60％；
60.0.9≤(ni+nb+ti+al)/(c+mn/6)≤4.2。
61.式中的各化学元素均代入该化学元素的质量百分含量。
62.在上述技术方案中，本发明所述的大厚度钢板在控制单一元素质量百分含量的同时，还可以优选地控制限定钢中的这些化学元素满足以上关系式，以确保合金元素含量的平衡，使钢板获得良好的强度和韧性匹配，为钢板提供更为优良的止裂性能。
63.进一步地，在本发明所述的大厚度钢板中，在不可避免的杂质中，p≤0.015％，s≤0.004％，n≤0.007％。
64.在上述技术方案中，p元素、s元素和n元素均为钢中的杂质元素，在技术条件允许情况下，为了获得性能更好且质量更优的钢材，应尽可能降低钢中杂质元素的含量。
65.需要说明的是，p元素和s元素是钢中不可避免的有害杂质元素，它们极易在钢中形成偏析、夹杂等缺陷，恶化钢板的焊接性能、冲击韧性和抗hic性能。为此，需要控制本发明所述的大厚度钢板中的p≤0.015％，且将s控制为s≤0.004％。相应地，在本发明中，杂质元素n可以与合金元素生成氮化物是非金属夹杂，更重要的是降低了合金元素的作用。而n的有益作用是与ti形成的tin能够阻止板坯加热时奥氏体晶粒的长大。但总体而言，其副作
用更大，因此本发明所述的大厚度钢板中，将n元素含量限制为≤0.007％。
66.进一步地，在本发明所述的大厚度钢板中，其厚度为50mm～120mm。
67.进一步地，在本发明所述的大厚度钢板中，其微观组织满足下述各项的至少其中之一：
68.(a)在钢板表面至厚度方向的1/8处区域内，钢板的微观组织为相比例85％以上的针状铁素体+10％-15％的准多边形铁素体+离散珠光体和残余奥氏体；
69.(b)在钢板厚度方向上的1/8～3/8处区域内，钢板的微观组织为相比例70％以上的针状铁素体+15％-25％的准多边形铁素体+珠光体；
70.(c)在钢板厚度方向上的3/8～1/2处区域内，钢板的微观组织为相比例50％以上的准多边形铁素体+40％以上的针状铁素体+珠光体。
71.需要说明的是，针状铁素体具有较高的强度，而准多边形铁素体组织具有良好的塑形、较低的强度。因此，在本发明中，以准多边形铁素体+针状铁素体为主的显微组织类型，一方面是由于针状铁素体本身具有良好的止裂性能，另一方面，也是由于多相组织具有较低的屈强比，足够的塑形变形有利于吸收能量，从而提高止裂性能。
72.此外，在本发明所述的大厚度钢板中，微观组织中细小的针状铁素体条束彼此咬合、互相交错分布，这样的分布形式十分有利于阻止裂纹的扩展。
73.进一步地，在本发明所述的大厚度钢板中，铁素体的平均有效晶粒尺寸d≤7μm。
74.进一步地，在本发明所述的大厚度钢板中，在钢板表面至厚度方向的1/8处区域内，微观组织晶粒取向差≥15
°
的大角度晶界比例≥30％，在钢板厚度方向上的1/8～1/2处区域内，微观组织晶粒取向差≥15
°
的大角度晶界比例≥20％。
75.在本发明所述的大厚度钢板中，微观组织中细小的针状铁素体条束彼此咬合、互相交错分布。其中，小角度晶界(微观组织晶粒取向差＜15
°
)时不能有效阻止裂纹扩展。这是因为，在小角度区域，晶界能e是随取向增长的；当微观组织晶粒取向差≥15
°
后，晶界能够达到最大值，并且保持不变。只有在微观组织晶粒取向差≥15
°
的大角度晶界处，解理裂纹才能发生显著的转折，从而会消耗更多的能量。因此，在本发明所述的大厚度钢板中，微观组织晶粒取向差≥15
°
的组织单元可以作为控制解理断裂裂纹扩展的有效晶粒，且大角度晶界比例越高，其阻止裂纹扩展能力越好。因此，获得的有效晶粒尺寸越小，阻止裂纹扩展的能力越强，即止裂性能越好。
76.通过研究发现，在本发明所述的大厚度钢板中，当铁素体的平均有效晶粒尺寸d≤7μm时，其钢板的止裂性能可以得到显著提升。这主要是由于铁素体的平均有效晶粒尺寸足够细小时，在单位体积内大角度晶界密度会显著上升，对于裂纹扩展中能量消耗具有显著作用。
77.需要说明的是，在本发明中，上述铁素体的平均有效晶粒尺寸d可以采用如下公式进行控制：
78.d＝10-ceq-da/20-2r-(tn-ar3)/70-(tn-te)/500-cr/20-fa/5
79.其中ceq＝c+mn/6+(cr+mo)/5+(ni+cu)/15，其单位参量可以为wt.％，式中各元素分别代入其对应元素的质量百分含量；da表示原始奥氏体晶粒尺寸，其单位参量可以为μm；r表示轧制过程中的累积压下率，其单位参量可以为％；tn表示开冷温度，其单位参量可以为℃；ar3表示钢在缓慢冷却时的开始相变温度，其单位参量可以为℃；te表示终冷温度，其
单位参量可以为℃；cr表示冷却速率，其单位参量可以为℃/s；fa表示针状铁素体的体积比例。
80.进一步地，在本发明所述的大厚度钢板中，其性能满足：抗拉强度为570-720mpa，-40℃下夏比冲击功≥100j，-10℃下钢板ctod断裂韧性值≥0.40mm，钢板表面ndtt温度≤-70℃，-10℃低温断裂止裂韧性kca≥6000n/mm
3/2
。
81.相应地，本发明的另一目的在于提供一种大厚度钢板的制造方法，该制造方法生产简单，所获得的大厚度钢板不仅具有优异的强韧性能，还具有优良的止裂性能，其抗拉强度为570-720mpa，-40℃下夏比冲击功≥100j，-10℃下钢板ctod断裂韧性值≥0.40mm，钢板表面ndtt温度≤-70℃，-10℃低温断裂止裂韧性kca≥6000n/mm
3/2
，可以有效适用于船舶、海洋工程结构等关键构件的制造生产，提高船舶、海洋工程结构的安全性能，具有十分广阔的应用前景。
82.为了实现上述目的，本发明提出了上述的大厚度钢板的制造方法，其包括步骤：
83.(1)冶炼、炉外精炼和铸造；
84.(2)板坯加热；
85.(3)控制轧制；
86.(4)控制冷却：控制开冷温度为ar3+15℃～ar3+50℃，终冷温度为250～550℃，冷却速度为2-15℃/s。
87.在本发明上述的技术方案中，在步骤(4)控制冷却的过程中，为了避免钢中的先共析铁素体及珠光体的析出，为了获得沿厚度方向的梯度针状铁素体组织，以确保钢板具有良好的止裂性能，需要将平均冷却速度控制为2～15℃/s，这是因为：当冷却速率小于2℃/s时，材料强度不能满足要求；当冷却速率大于15℃/s时，将降低材料的韧性；。相应地，在本发明中，轧制完成之后以2～15℃/s的冷却速率水冷至终冷温度250～550℃是因为：当终冷温度大于550℃时，材料的强度不能满足要求；当终冷温度小于250℃时，将降低材料的韧性。
88.在上述技术方案中，设定开冷温度在为ar3+15℃～ar3+50℃的目的是为了：令钢板在完全奥氏体化的条件下进行快速冷却，以获得所钢板表层85％以上的针状铁素体组织，而设定终冷温度的原因在于：该终冷温度范围低于针状铁素体的相变结束温度，其能够使得钢板发生充分相变，从而在钢板厚度方向上获得足够体积的针状铁素体，从而令钢板具有良好的强度及止裂性能。
89.进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，加热温度t＝1120+420c
nb
+190c
ti
±
20，其中t单位参量为℃，c
nb
、c
ti
分别表示nb和ti的质量百分含量；加热保温时间为400-600min，并且在930℃-1250℃温度下的保温时间≤200min。
90.在上述步骤(2)中，加热保温时间太长或者高温段加热时间太长，将会显著增加原始奥氏体晶粒尺寸长大效果，不利于后续轧制细化及最终钢板强韧性能的稳定控制；而若加热保温时间太短，则会不利于合金元素的充分固溶。
91.进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，在粗轧阶段，控制粗轧开轧温度≥950℃，粗轧阶段累计压下率大于50％，单道次压下率≥8％，且保证道次压下量≥30mm。
92.在上述步骤(3)中，控制相关工艺满足如上要求，是因为：粗轧开轧温度在950℃以
上，发生再结晶，可以细化奥氏体晶粒。当累计压下率小于50％时，加热过程中所形成的粗大奥氏体晶粒还会残存，会降低材料的韧性。而控制单道次压下率大于8％，则可以确保再结晶充分发生，且能有效增加厚板坯中心部位的变形渗透
93.进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，在精轧阶段，控制精轧温度为680℃-930℃，终轧温度为670℃-860℃；累计压下率大于50％，且单道次压下率≥10％。
94.在上述技术方案中，控制精轧温度为680℃-930℃，终轧温度为670℃-860℃，是因为在这样的温度下，奥氏体不发生再结晶，轧制过程中所形成的位错，可以作为铁素体形核的核心起作用。其中，精轧温度不宜低于680℃，否则在两相区的过多轧制变形将会造成先共析铁素体量过多，影响钢板强度。此外，控制累计压下率大于50％是因为：当累计压下率小于50％时，所形成的位错较少，不足以诱发针状铁素体的形核。
95.本发明所述的具有高止裂性能的大厚度钢板及其制造方法相较于现有技术具有如下所述的优点以及有益效果：
96.在本发明中，本发明通过合理的化学成分设计和优化生产工艺，并采用芯部变形渗透的方法进行控制轧制，可以获得具有较高的强度、良好的低温冲击韧性以及止裂性能的大厚度钢板。
97.该大厚度钢板抗拉强度为570-720mpa，-40℃下夏比冲击功≥100j，-10℃下钢板ctod断裂韧性值≥0.40mm，钢板表面ndtt温度≤-70℃，-10℃低温断裂止裂韧性kca≥6000n/mm
3/2
，其可以有效适用于船舶、海洋工程结构等关键构件的制造生产，提高船舶、海洋工程结构的安全性能，具有十分广阔的应用前景。
具体实施方式
98.下面将结合具体的实施例对本发明所述的具有高止裂性能的大厚度钢板及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
99.实施例1-8
100.实施例1-8的大厚度钢板均采用以下步骤制得：
101.(1)按照下述表1-1和表1-2所示的化学成分进行冶炼、炉外精炼和铸造。
102.(2)板坯加热：控制加热温度t＝1120+420c
nb
+190c
ti
±
20，其中t单位参量为℃，c
nb
、c
ti
分别表示nb和ti的质量百分含量；加热保温时间为400-600min，并且在930℃-1250℃温度下的保温时间≤200min。
103.(3)控制轧制：在粗轧阶段，控制粗轧开轧温度≥950℃，粗轧阶段累计压下率大于50％，单道次压下率≥8％，且保证道次压下量≥30mm；相应地，在精轧阶段，控制精轧温度为680℃-930℃，控制终轧温度为670℃-860℃；累计压下率大于50％，且单道次压下率≥10％。
104.(4)控制冷却：控制开冷温度为ar3+15℃～ar3+50℃，终冷温度为250～550℃，冷却速度为2-15℃/s。
105.需要说明的是，在本发明的实施例1-8中，实施例1-8的大厚度钢板的化学成分设计以及相关工艺均满足本发明设计规范要求。
106.表1-1和表1-2列出了实施例1-8的大厚度钢板的各化学元素的质量百分配比。
107.表1-1.(wt.％，余量为fe和除了p、s和n以外的其他不可避免的杂质)
[0108][0109]
表1-2.
[0110][0111]
表2列出了实施例1-8的大厚度钢板在上述工艺步骤中的具体工艺参数。
[0112]
表2.
[0113][0114]
注：表2中各实施例的道次压下量为范围值而非点值是因为对于每一个实施例的轧制均具有若干个道次，以此各道次的压下量并非固定的一个点值，故在此采用范围值表示
[0115]
需要说明的是，在本发明上述表2中，实施例1-8的大厚度钢板在上述工艺步骤(3)中的精轧终轧温度，也即是步骤(4)中的开冷温度。
[0116]
将得到的实施例1-8的大厚度钢板分别取样，并对各实施例钢板的微观组织进行观察和分析，将观察和分析得到的数据列于表3。
[0117]
表3列出了实施例1-8的大厚度钢板的微观组织观察结果。
[0118]
表3.
[0119][0120]
需要说明的是，在对实施例1-8的大厚度钢板试样观察和分析时发现：在钢板表面至厚度方向的1/8处区域内，钢板的微观组织为相比例85％以上的针状铁素体+10％-15％的准多边形铁素体+离散珠光体和残余奥氏体；在钢板厚度方向上的1/8～3/8处区域内，钢板的微观组织为相比例70％以上的针状铁素体+15％-25％的准多边形铁素体+珠光体；在钢板厚度方向上的3/8～1/2处区域内，钢板的微观组织为相比例50％以上的准多边形铁素体+40％以上的针状铁素体+珠光体。
[0121]
在实施例1-8的钢板中，在钢板表面至厚度方向的1/8处区域内，微观组织晶粒取向差≥15
°
的大角度晶界比例≥30％，在钢板厚度方向上的1/8～1/2处区域内，微观组织晶粒取向差≥15
°
的大角度晶界比例≥20％。
[0122]
相应地，观察分析完实施例1-8大厚度钢板的微观组织后，需要对实施例1-8的大厚度钢板的性能进行进一步地检测。在本发明中，可以对实施例1-8的大厚度钢板分别取样，并分别进行拉伸试验、夏比v型缺口冲击试验、ndtt性能检验(nil-ductility transition temperature，ndtt性能是衡量钢板止裂性能的重要指标)和双重拉伸试验，并将各实施例和对比例的测试试验结果分别列于表4中。
[0123]
相关试验测试手段，如下所述：
[0124]
拉伸试验：根据gb/t 228.1-2010《金属材料室温拉伸试验方法》对试验钢板进行拉伸，评价钢板的拉伸性能性能，试样取样位置为板厚1/4处，取样方向为横向；拉伸试样可以选择棒状拉伸(ф14mm)或全厚度板状拉伸。
[0125]
夏比v型缺口冲击试验：根据gb/t 229-2007《金属材料夏比冲击摆锤试验方法》对试验钢板进行冲击试验，评价钢板的冲击性能，试样取样位置为板厚1/4处，取向为纵向。
[0126]
ndtt性能检验试验：gb/t 6803-2008《铁素体钢的无塑性转变温度落锤试验方法》对试验板进行落锤试验，试样位置为钢板表面，横向试样，试样形式采用p-3型。
[0127]
双重拉伸试验：根据q/725-1181-2014《宽板拉伸止裂试验方法》或者iacs ur w31标准采用双重拉伸试验进行-10℃(根据全球范围内海洋平均温度设定，是极地海域以外船舶的止裂安全温度)下的钢板止裂指标kca性能检测。
[0128]
表4列出了实施例1-8的大厚度钢板的测试试验结果。
[0129]
表4.
[0130][0131]
从表4中可以看出，本发明所述实施例1-8的大厚度钢板具有较高的强度、良好的低温冲击韧性，其屈服强度≥412mpa，抗拉强度≥570mpa，总延伸率≥24％，-40℃下夏比冲击功≥276j。同时，实施例1-8的大厚度钢板还具有优良的止裂性能，其无塑性转变温度(ndtt)≤-75℃，-10℃低温断裂止裂韧性kca≥6780(n/mm
3/2
)，-10℃(根据全球范围内海洋平均温度设定，是极地海域以外船舶的止裂安全温度)下钢板ctod断裂韧性值≥0.39mm。
[0132]
综上所述可以看出，本发明所述的大厚度钢板，通过合理的化学成分设计并结合优化工艺，可以同时具有较高的强度性能、良好的冲击韧性和优异的止裂性能。该大厚度钢板综合性能优异，其可以有效适用于船舶、海洋工程结构等关键构件的制造生产，提高船舶、海洋工程结构的安全性能，具有十分广阔的应用前景。
[0133]
需要说明的是，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。
[0134]
还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。