抗应变时效脆化与消除残余应力退火脆化特厚600MPa级调质钢板及其制造方法
【专利摘要】抗应变时效脆化与消除残余应力退火脆化特厚600MPa级调质钢板及其制造方法，采用超低C－Mn－(Ti+Nb+V)微合金钢的成分体系作为基础，控制B含量≤0.0003％，[0.149(％Nb)+0.292(％Ti)+0.519(％Al)]/(％N)≥8.0，[0.128(％Nb)+0.25(％Ti)+0.235(％V)]/(％C)≥0.195，1650≤DI指数×T淬火≤5100，(Cu+Ni+Mo+Cr)合金化、Ca处理且Ca/S比在0.80～3.00之间且(Ca)×(S)0.18≤2.5×10－3，优化控轧+离线特殊调质工艺，使成品钢板显微组织为细小均匀的块状铁素体+超低碳贝氏体，钢板平均晶粒尺寸在15μm以下，获得优良强韧性、强塑性匹配的同时，钢板具有优良的抗应变时效脆化、SR处理脆化与软化、优良的焊接性及机械加工性能。
【专利说明】
抗应变时效脆化与消除残余应力退火脆化特厚600MPa级调质 钢板及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明设及一种抗应变时效脆化与消除残余应力退火脆化特厚600M化级调质钢 板及其制造方法，该调质钢板抗拉强度>610MPa、屈服强度>490MPa、一40°C常规冲击初性 > 100J、一20°C时效冲击初性(5%塑性应变形变X 250°C X 1小时）> 100J、优良焊接性、成 品板厚>50mm，并且该特厚调质钢板经过580°C X 18小时SR处理后(SR处理为消除残余应力 退火热处理），钢板力学性能仍然满足上述要求，不发生SR处理所导致的软化与脆化。
【背景技术】
[0002] 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、制造过程的工艺制度，其中强度、 初性和焊接性是低碳(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。
[0003] 随着科技不断地向前发展，人们对高强钢的强初性、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，W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。
[0004] 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组织匹配，使高强钢获得更优良的强初 性、强塑性匹配。
[0005] 传统的抗拉强度>610MPa、钢板厚度〉60mm的高强钢板主要通过离线调质工艺(Q+ T)生产;但是对于钢板厚度《60皿，也可W采用在线调质工艺(DQ+T)来生产;运就要求钢板 必要具有一定的泽透性，即泽透性指数DI> 1.0 X成品钢板厚度防I = 0.31 lCi/2( 1+0.64Si) X(l+4.10Mn)X(l+0.27Cu)X(l+0.52Ni)X(l+2.33Cr)X(l+3.14Mo)X25.4(mm)]]，W 确 保钢板具有足够高的强度、优良的低溫初性及沿板厚方向显微组织与性能的均匀，因而不 可避免地向钢中加入大量化、Mo、Ni、Cu等合金元素，而且对厚度^lOOmm的超厚调质钢板， 如何保持钢板厚度方向力学性能的均匀基本没有设及（如日本专利昭59-129724、平1- 219121)。
[0006] 更重要的是，采用传统调质钢成分体系与制造工艺生产出的钢板不仅最大厚度受 到限制IOOrnm)，钢板沿厚度方向的力学性能均匀性较差，表现为硬度沿厚度方向呈锅底 状分布，即钢板上下表面硬度高、中屯、部位硬度低;而且调质钢板1/4厚度位置的强度、低溫 初性及延伸率等技术指标虽然能够满足用户的要求，但是钢板延伸率普遍偏低 20 % )，超厚规格的调质钢板延伸率更低，一般均18 % (美国专利US Patent4855106、US Patent5183198、US Patent4137104、US Patent4790885、US 化tent4988393、欧洲专利EP 0867520A2);而较低的延伸率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 应力集中敏感性及结构稳定性影响较大;水电工程中的压力水管和满壳、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 钢结构采用高强调质钢时，一般希望高强调质钢具有优良的强初性、强塑性匹配，尤其对60 公斤级调质钢板抗拉延伸率Ss在20 % W上，W保证复杂构件的机械加工。
[0007] 现有大量专利文献只是说明如何实现母材钢板的强度和低溫初性，就改善钢板焊 接能性，获得优良焊接热影响区HAZ低溫初性说明较少，更没有设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、厚度方向力学性能均匀性及优良的机械加工性能（日本 专利昭63-93845、昭63-79921、昭60-258410、特平开4-285119、特平开4-308035、平 3-264614、平2-250917、平4-143246、、US Paten巧798004、EP 0288054A2、西山纪念技术 讲座第159-160，P79~P80】。
[0008] 宝钢自2008年W来，陆续开发出系列高初性、优良焊接性的600M化调质钢板如中 国专利化201210077114.7, ZL201110181293.4,化201010113835. X ,ZL200910196233.2， 化200810042088.8 ,ZL200810042124.0，运些钢种的研究开发主要是解决600M化级调质钢 板的(超)高初性、优良焊接性、低成本制造、特厚钢板规格拓展及特厚钢板厚度方向性能均 匀性保证等问题，取得了重大突破与良好的效果，钢板实现批量工业化生产，并成功应用于 国内外重大工程建设与重大装备制造，取得良好的供货业绩，部分品种替代进口，填补国内 空白；但是对钢板抗SR脆化与软化设及较少，更没有设及对SR处理前后钢板抗应变时效脆 化特性W及优良的抗应变时效脆化、抗SR脆化与软化、高机械加工性能。
【发明内容】
[0009] 本发明的目的在于提供一种抗应变时效脆化与消除残余应力退火脆化特厚 600M化级调质钢板及其制造方法，该调质钢板抗拉强度> 61 OMPa、屈服强度> 490MPa、一 40 °C常规冲击初性> 100J、一20°C时效冲击初性(5%塑性应变形变X 250°C X 1小时）> 100J、 优良焊接性、成品板厚>50mm，并且该特厚调质钢板经过580°C X 18小时SR处理后（SR处理 为消除残余应力退火热处理），钢板力学性能仍然满足上述要求，不发生SR处理所导致的软 化与脆化要通过钢板合金元素的组合设计、控制社制工艺与特殊调质工艺相结合，在获得 优良的SOOMPa级调质钢板强度、低溫初性、机械加工性能（即高塑性)及强初性匹配的同时， 钢板的焊接性、钢板沿钢板厚度方向强初性均匀性也同样优异，并成功地解决了 SOOMPa级 调质钢板的应变时效脆化、SR软化与脆化、SR后应变时效脆化的问题。特别适用于制作水电 压力水管、满壳、水轮机部件(座环）、海洋平台、大型工程机械等大型钢结构与设备，并且能 够实现低成本稳定批量工业化生产。
[0010] 为达到上述目的，本发明的的技术方案是：
[0011] 本发明采用超低C-Mn-(Ti+Nb+V)微合金钢的成分体系作为基础，控制B含量《 0.0003 %，[0.149( % 师)+0.292( %Ti )+0.519( %A1)]/(%N) >8.0, [0.128( %师)+0.25 (%Ti)+0.235( %V)]/(%〇>0.195，1650《DI指数XT巧火《5100,（Cu+Ni+Mo+Cr)合金化、 Ca处理且Ca/S比在0.80~3.00之间且(Ca) X (S产.5 X 1〇-3,优化控制社制+离线特殊 调质工艺，使成品钢板的显微组织为细小均匀的块状铁素体+超低碳贝氏体，钢板平均晶粒 尺寸在15miW下，获得优良的强初性、强塑性匹配的同时，钢板具有优良的抗应变时效脆 化、SR处理脆化与软化、优良的焊接性及机械加工性能。
[0012] 具体的，本发明的抗应变时效脆化与消除残余应力退火脆化特厚eOOMPa级调质钢 板，其成分重量百分比为：
[0013] C:0.045%~0.075%
[0014] Si:《0.15%
[0015] Mn:1.20% ~1.60%
[0016] P:《〇.〇13%
[0017] S:《0.0030%
[001 引 Cu:0.10% ~0.40%
[0019] 化：0.30%~0.70%
[0020] Cr:0.10% ~0.30%
[0021] Mo:0.15% ~0.35%
[0022] Nb :0.008 % ~0.030 %
[0023] V:0.030%~0.060%
[0024] Ti:0.008% ~0.014%
[00 巧]Al:0.040% ~0.070%
[0026] B:《0.0003%
[0027] N:《0.0050%
[0028] Ca:〇.0010%~0.0040%
[0029] 其余为化和不可避免杂质;且上述元素含量必须同时满足如下关系：
[0030] 6^0.0003% ；
[0031] [0.149(%Nb)+0.292(%Ti)+0.519(%Al)]/(%N)^8.0；
[0032] [0.128( %Nb)+0.25(%Ti)+0.235( %￥)]/(%〇 ^O. 195；
[0033] 1650《D巧旨数XT萍乂《5100;其中：
[0034] DI 指数= 0.367( %C)〇'5[l+0.7(%Si)] [(1+3.33( %Mn)] [(1+0.35( %Cu)] [(1 + 0.36( %Ni)][(1+2.16( %Cr)][(1+3( %Mo)][(1+1.75( %V)] [(1+1.77( %A1)][(1+200(% 8)]，1>秋单位为°(：;
[0035] Ca与S之间的关系：Ca处理，且Ca/S比在0.80~3.00之间，且（％化）（％5产"《2.5 Xl〇-3;
[0036] 成品钢板板厚>50mm。
[0037] 本发明成品钢板的显微组织为细小均匀的块状铁素体+超低碳贝氏体，钢板平均 晶粒尺寸在15]imW下。
[003引成品钢板抗拉强度> 6 IOMPa、屈服强度> 490MPa、一 40 r常规冲击初性> 100 J、一 20°C时效冲击初性(5%塑性应变形变X 250°C X 1小时）> IOOJ。
[0039] 在本发明钢板成分体系设计中：
[0040] C对调质钢的强度、低溫初性、延伸率及焊接性影响很大，从改善600M化级调质钢 板低溫初性、焊接性、抗应变时效脆化及抗SR脆化的角度，希望钢中C含量控制得较低;但是 从调质钢的泽透性、拉伸强度、抗SR软化、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；因此，C含量合理范围为0.045 %~0.075 %。
[0041] 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)的低溫初性、延 伸率及焊接性，尤其在较大热输入焊接、多道次焊接条件下，Si不仅促进M-A岛形成，而且形 成的M-A岛尺寸较为粗大、分布不均匀，严重损害焊接热影响区化AZ)初性和焊接接头S財生 能，因此钢中的Si含量应尽可能控制得低，考虑到炼钢过程的经济性和可操作性，Si含量控 制在0.15%W下。
[0042] 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An点溫度、细化调质钢板晶团而改善钢板低溫初性的作用、促进低溫相变组织形成而 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 造成诱铸操作困难，而且容易与C、P、S、Mo、Cr等元素发生共辆偏析现象，尤其钢中C含量较 高时，加重铸巧中屯、部位的偏析与疏松，严重的铸巧中屯、区域偏析在后续的社制、热处理及 焊接过程中易形成异常组织，导致调质钢板低溫初性低下和焊接接头出现裂纹，其次Mn含 量过高时，调质钢板的塑初性、抗应变时效脆化特性劣化，尤其SR后抗应变时效脆化特性严 重劣化;因此，Mn含量适宜范围为1.20%~1.60%。
[0043] P作为钢中有害夹杂对钢板的机械性能，尤其低溫冲击初性、延伸率、焊接性、抗应 变时效脆化性能及抗SR脆化特性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，P含量需要控制在《0.013%。
[0044] S作为钢中有害夹杂对钢板的低溫初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，在热社过程中，MnS的可塑性使MnS沿社向延伸，形成沿社向MnS 夹杂物带，严重损害钢板的低溫冲击初性、延伸率、焊接性、抗应变时效脆化特性及抗SR脆 化特性，同时S还是热社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、炼钢成本和物流顺杨原则，S含量需要控制在《0.0030%。
[0045] 化也是奥氏体稳定化元素，添加 Cu也可W降低An点溫度，提高钢板的泽透性和钢 板的耐大气腐蚀性;但是化添加量过多，高于0.45%，容易造成铜脆、铸巧表面龟裂、内裂问 题及尤其调质钢板SR性能劣化;对于60公斤级调质钢板而言，Cu添加量过少，低于0.15%， 所起任何作用较小，因此化含量控制在0.10 %~0.40 %之间。化、化复合添加除降低含铜钢 的铜脆现象、减轻热社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，化、Ni复合添加可W大幅度降低An,提高奥氏体向铁素体相变的驱动力，导致贝氏体板 条可W向各个位向长大，导致贝氏体板条间位向差变大，增加裂纹穿过贝氏体板条团的阻 力。
[0046] 添加 Ni不仅可W提高铁素体相中位错可动性，促进位错交滑移，而且增大贝氏体 板条间位向差;Ni作为奥氏体稳定化元素，降低An点溫度，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、抗应变时效脆化特性、抗SR脆化特性和低溫初 性的功能;钢中加 Ni还可W降低含铜钢的铜脆现象，减轻热社过程的晶间开裂，提高钢板的 耐大气腐蚀性。因此从理论上讲，钢中Ni含量在一定范围内越高越好，但是过高的Ni含量会 硬化焊接热影响区，对钢板的焊接性及制造成本不利;但是对于60公斤级调质钢板，必须有 一定量的Ni含量，W保证钢板具有足够的泽透性、板厚方向性能均匀的同时，确保钢板的低 溫初性、抗应变时效脆化特性及抗SR脆化特性;因此，Ni含量控制在0.30 %~0.70 %之间。
[0047] Cr作为弱碳化物形成元素，添加 Cr不仅提高钢板的泽透性、促进低溫相变产物-- 贝氏体形成，而且贝氏体板条间位向差增大，增大裂纹穿过贝氏体晶团的阻力，在提高钢板 强度的同时，具有一定的改善钢板初性之作用;但是当化添加量过多时，严重损害钢板的焊 接性，尤其抗SR脆化特性及抗应变时效脆化特性;但是对于60公斤级调质钢板，必须有一定 的化含量，W保证钢板具有足够的泽透性；因此，化含量控制在0.10 %~0.30 %之间。
[0048] 添加 Mo极大提高钢板的泽透性，低溫相变产物--贝氏体形成，但是Mo作为强碳化 物形成元素，在促进贝氏体形成的同时，增大贝氏体晶团的尺寸且形成的贝氏体板条间位 向差很小，减小裂纹穿过贝氏体晶团的阻力；因此Mo在大幅度提高调质钢板强度、抗SR软化 的同时，降低了调质钢板的低溫初性、延伸率、焊接性、抗SR脆化特性及抗应变时效脆化特 性;并且当Mo添加过多时，不仅严重损害钢板的延伸率、焊接性、低溫初性、延伸率、抗SR脆 化特性及抗应变时效脆化特性，而且增加钢板SR脆性和生产成本;但是对于60公斤级调质 钢板，必须有一定的Mo含量，W保证钢板具有足够的泽透性与抗SR软化特性。因此综合考虑 Mo的相变强化作用及对母材钢板低溫初性、延伸率、抗SR脆化特性及抗应变时效脆化特性 的影响，Mo含量控制在0.15 %~0.35 %之间。
[0049] 为了保证形成细小铁素体+超低碳贝氏体组织，钢中B含量不得高于0.0003%，W 确保先共析块状铁素体在原奥氏体晶界形核、生成。
[0050] 钢中添加微量的Nb元素目的是进行未再结晶控制社制、细化钢板显微组织尤其钢 板忍部显微组织，提高调质钢板强度、初性及沿板厚方向性能的均匀性，其次添加 Nb可W固 N与C，降低钢中固溶C、N含量，改善钢板抗应变时效脆化特性；当Nb添加量低于0.0 lO %时， 除不能有效发挥的控社作用与固C、N间隙原子作用；当Nb添加量超过0.035%时，不仅未再 结晶控社作用达到饱和，更重要的是大热输入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化AZ)的低溫初性;此外添加过多Nb 也增加制造成本、加大板巧表面缺陷产生的风险；因此Nb含量控制在0.0 lO%~0.035%之 间，获得最佳的控社效果、实现SOOMPa级调质钢板强初性/强塑性匹配、改善钢板抗应变时 效脆化特性及抗SR软化特性的同时，又不损害大热输入焊接及多道次焊接HAZ的初性。 [0化1] 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)在贝氏体板条中析出，提高调质钢板的强度、抗SR软化特性。V添加 过少，低于0.030%，析出的WC,N)太少，不能有效提高调质钢板的强度、抗SR软化特性;V添 加量过多，高于0.060 %，损害钢板低溫初性、延伸率、焊接性及抗SR脆化特性;此外，添加 V 可W降低钢中的固溶C、N含量，改善钢板抗应变时效脆化特性。
[0052] Ti含量在0.008%~0.014%之间，抑制均热和热社过程中奥氏体晶粒过分长大， 改善钢板低溫初性，更重要的是抑制焊接过程中HAZ晶粒长大，改善HAZ初性;此外，添加 Ti 可W消除钢中固溶的N含量，减少固溶的C含量，改善钢板抗应变时效脆化特性。
[0053] 钢中的Als能够固定钢中的自由[N]，除降低焊接热影响区化AZ)自由[N]，改善焊 接HAZ的低溫初性作用之外，更重要的是改善钢板抗应变时效脆化特性；因此Als下限控制 在0.040%;但是钢中加入过量的Als不但会造成诱铸困难，而且会在钢中形成大量弥散的 针状A12化夹杂物，损害钢板内质健全性、低溫初性、焊接性及抗应变时效脆化特性及抗SR脆 化特性，因此Als上限控制在0.070%。
[0054] 为了降低钢中固溶N含量，改善钢板SR处理前后抗应变时效脆化特性，钢中N含量 《0.0050%。
[0055] 对钢进行Ca处理，一方面可W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、提高钢板的低溫初 性、延伸率及Z向性能、改善钢板初性的各向异性。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，形成化(0，S)尺寸过大，脆性也增大，可成 为断裂裂纹起始点，降低钢的低溫初性和延伸率，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，因此化含量的合适范围为0.0010%~0.0040%。 [0056]特别是：
[0057]控制B含量《0.0003%，保证先共析块状铁素体能够在原奥氏体晶界上生成，即原 奥氏体晶界没有固溶B的偏聚而导致抑制先共析块状铁素体析出，确保泽火后钢板显微组 织为细小均匀的块状铁素体+超低碳贝氏体，钢板在SR前后均获得优良的抗应变时效脆化 特性，运是SOOMPa抗应变时效脆化钢板的最关键技术之一。
[0化引[0.149(%抓)+0.292( %Ti)+0.519( %A1)]/(%N)>8.0,基本消除应变时效后钢 中固溶N含量，抑制钢板应变时效脆化，运是eOOMPa抗应变时效脆化钢板的关键技术之一。 [0化9] [0.128(%抓)+0.25( %Ti)+0.235( %V)]/(%〇>0.195,大幅度降低应变时效后 钢中固溶C含量，抑制钢板应变时效脆化，运是600M化抗应变时效脆化钢板的关键技术之 O
[0060] 1650《DI指数XT巧火《5100,平衡钢板本身的泽透性与泽火溫度之间匹配关系，保 证泽火冷却过程中，细小均匀的先共析块状铁素体在原奥氏体晶界生成，确保最终钢板显 微组织为细小均匀的块状铁素体+超低碳贝氏体，钢板在SR前后均获得优良的抗应变时效 脆化特性的同时，钢板强度、低溫初性、延伸率及抗SR脆化与软化特性优良，运是eOOMPa抗 应变时效脆化钢板的最关键技术之一；其中DI指数=0.367( %C)Ls[ 1+0.7( %Si ) ] [ (1 + 3.33( %Mn)][(1+0.35( %Cu)][ (1+0.36( %Ni) ][(1+2.16(%Cr)][(1+3( %Mo)] [(1+1.75 (%V) ][ (1+1.77( %A1) ][ (1+200( %B) ]，T萍乂单位为。C。
[0061 ] Ca与S之间的关系：Ca处理且Ca/S比在0.80~3.00之间且（％Ca) ( % S产.5 X 1(T3; W改善钢板低溫初性、焊接性、抗SR脆化特性及抗应变时效脆化特性。
[0062] 本发明的抗应变时效脆化与消除残余应力退火脆化特厚eOOMPa级调质钢板的制 造方法，其特征是，包括如下步骤：
[0063] 1)冶炼
[0064] 按上述所述成分冶炼、诱铸成巧，诱铸过热度A T控制在10°C~25°C ;
[0065] 2)社制，钢板总压缩比即板巧厚度/成品钢板厚度>3.0;
[0066] 第一阶段为再结晶社制，板巧加热溫度控制在Iiocrc~1200°C之间；道次采用大 压下社制，社制道次压下率>7%，累计压下率>50%，终社溫度>980°C;
[0067] 第二阶段采用未再结晶控制社制，控社开社溫度《840°C，社制道次压下率>8%， 累计压下率>30%，终社溫度《800°C ;
[0068] 3)钢板从停冷结束到入缓冷坑保溫之间的间隔时间不大于45min，保溫工艺为钢 板溫度表面大于300°C的条件下至少保溫24小时；
[0069] 4)热处理工艺，泽火+回火
[0070] 泽火溫度为880~930°C，泽火保持时间>20min，泽火保持时间为钢板中屯、溫度达 到泽火目标溫度时开始计时的保溫时间；
[0071] 回火溫度为560°C~620°C，回火保持时间>25min，回火保持时间为钢板中屯、溫度 达到回火目标溫度时开始计时的保溫时间；回火结束后钢板自然空冷至室溫，获得成品钢 板，板厚> 50mm。
[0072] 本发明调质钢板的显微组织为细小均匀的块状铁素体+超低碳贝氏体，钢板平均 晶粒尺寸在15皿W下。调质钢板抗拉强度> 6 IOMPa、屈服强度> 490MPa、一40°C常规冲击初 性> 100J、_20°C时效冲击初性(5%塑性应变形变X 250°C X 1小时）> 100J。
[0073] 在本发明钢板制造工艺中：
[0074] 1、冶炼工艺中，根据本发明钢的成分体系及厚度规格，制造工艺设计方案是:诱铸 过热度A T控制在10°C~25°C，W改善板巧内部偏析、疏松与缩孔，减少板巧内部夹杂物。
[0075] 2、社制工艺中，为确保调质钢板中屯、疏松焊合，钢板中屯、部位显微组织均匀，钢板 总压缩比（板巧厚度/成品钢板厚度）>3.0。
[0076] 第一阶段为再结晶社制，板巧加热溫度控制在Iiocrc~1200°C之间；道次采用大 压下社制，社制道次压下率>7%，累计压下率>50%，终社溫度>980°C，保证奥氏体晶粒 发生再结晶细化。
[0077] 第二阶段采用未再结晶控制社制，控社开社溫度《840°C，社制道次压下率>8%， 累计压下率>30%，终社溫度《800°C，细化钢板晶粒尺寸，尤其钢板忍部的晶粒尺寸，改善 调质钢板强初性、强塑性匹配。
[0078] 3、钢板从停冷结束到入缓冷坑保溫之间的间隔时间不大于45min，保溫工艺为钢 板溫度表面大于300°C的条件下至少保溫24小时，保证钢板脱氨充分，防止产生氨致裂纹。
[0079] 4、热处理工艺钢板采用泽火+回火工艺即调质工艺进行生产，根据钢板泽透性指 数，调整钢板泽火溫度，W实现钢板泽透性与泽火溫度之间的匹配，获得细小均匀的块状铁 素体+超低碳贝氏体组织，获得发明钢板的技术要求，泽火溫度为880~930°C，泽火保持时 间>20min，泽火保持时间为钢板中屯、溫度达到泽火目标溫度时开始计时的保溫时间。
[0080] 钢板回火溫度(板溫)为560°C~620°C，钢板相对较薄时回火溫度偏上限、钢板相 对较厚时回火溫度偏下限，回火保持时间>25min，回火保持时间为钢板中屯、溫度达到回火 目标溫度时开始计时的保溫时间；回火结束后钢板自然空冷至室溫。
[0081] 本发明的有益效果：
[0082] 本发明通过钢板合金元素的组合设计、控制社制工艺与特殊调质工艺相结合，在 获得优良的SOOMPa级调质钢板强度、低溫初性、机械加工性能（即高塑性)及强初性匹配的 同时，钢板的焊接性、钢板沿钢板厚度方向强初性均匀性也同样优异，并成功地解决了 eOOMPa级调质钢板的应变时效脆化、SR软化与脆化、SR后应变时效脆化的问题，提高了大型 重钢结构的加工过程中的可靠性与服役过程中安全稳定性；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。
【附图说明】
[0083] 图1为本发明实施例钢3的显微组织（回火后的显微组织）。
【具体实施方式】
[0084] 下面结合附图和实施例对本发明做进一步说明。
[0085] 表1为本发明实施例钢的成分。表2~表4所示为本发明实施例钢制造工艺。表5所 示为本发明实施例钢的性能(母材钢板性能）。表6所示为本发明实施例钢SR后(消除残余应 力退火热处理）的钢板性能。
[0086] 由图1中显微组织可W看出，钢板显微组织为细小均匀先共析块状铁素体+超低碳 贝氏体(此图中的超低碳贝氏体为回火状态），发明钢3的综合力学性能与焊接性极其优良， 达到了发明钢板的技术要求
[0087] 本发明通过钢板合金元素的组合设计、控制社制工艺与特殊调质工艺相结合，在 获得优良的SOOMPa级调质钢板强度、低溫初性、机械加工性能（即高塑性)及强初性匹配的 同时，钢板的焊接性、钢板沿钢板厚度方向强初性均匀性也同样优异，并成功地解决了 eOOMPa级调质钢板的应变时效脆化、SR软化与脆化、SR后应变时效脆化的问题，提高了大型 重钢结构的加工过程中的可靠性与服役过程中安全稳定性；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。
[0088] 本发明抗应变时效脆化与SR脆化特厚600M化级调质钢板主要用作制造水电工程 的压力水管、满壳、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W外)均不能稳定批量生产，国内大型水利发电工程项目及水轮 机制造单位所需抗应变时效脆化与SR脆化特厚eOOMPa级调质钢板均从日本和德国进口；不 仅钢板进口价格昂贵，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，W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。
[0089] 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、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 材料一一抗应变时效脆化与SR脆化特厚eOOMPa级调质钢板具有广阔的市场前景。抗应变时 效脆化与SR脆化特厚eOOMPa级调质钢板对于我国还属于一种全新的钢种，除宝钢W外，国 内其它钢铁企业从未研究和生产过。
[0090] 本发明抗应变时效脆化与SR脆化特厚600M化级调质钢板已在宝钢股份厚板厂成 功生产，钢板实物性能远高于用户订货技术条件，已用于制造乌东德、白鹤滩大型水轮发电 机的满壳D
【主权项】
1. 抗应变时效脆化与消除残余应力退火脆化特厚600MPa级调质钢板，其成分重量百分 比为： C:0.045% ~0.075% Si：^0.15% Μη:1·20% ~1.60% Ρ：^0.013% S:彡0.0030% Cu:0.10% ~0.40% Ni:0.30% ~0.70% Cr:0.10% ~0.30% Mo:0.15% ~0.35% Nb:0.008% ~0.030% V:0.030% ~0.060% Ti:0.008% ~0.014% Al:0.040% ~0.070% B:彡0.0003% N：^0.0050% Ca:0.0010%~0.0040% 其余为Fe和不可避免杂质;且上述元素含量必须同时满足如下关系： B^O.0003% ； [0.149(%Nb)+0.292(%Ti)+0.519(%Al)]/(%N)^8.0； [0.128( %Nb)+0.25(%Ti)+0.235( %V)]/(%C)^O. 195； 1650彡DI指数Χ?>钬<5100;其中： DI 指数= 0.367( %C)0.5[l+0.7( % Si)] [(1+3.33( %Mn)] [(1+0.35( %Cu)][(l+0.36 (%Ni)][ (1+2.16( %Cr)] [(1+3( %Mo)] [(1+1.75( %V)] [(1+1.77( %A1)][(1+200(%B)], D卒火单位为°(：; Ca与S之间的关系:Ca处理，且Ca/S比在0.80~3.00之间，且（％0&)(%3)°'18<2.5\10 -3 · ， 成品钢板板厚多50mm。2. 如权利要求1所述的抗应变时效脆化与消除残余应力退火脆化特厚600MPa级调质钢 板，其特征是，成品钢板的显微组织为细小均匀的块状铁素体+超低碳贝氏体，钢板平均晶 粒尺寸在15μηι以下。3. 如权利要求1或2所述的抗应变时效脆化与SR脆化特厚600MPa级调质钢板，其特征 是，成品钢板抗拉强度彡61 OMPa、屈服强度彡490MPa、一 40 °C常规冲击韧性彡100 J、一 20 °C 时效冲击韧性(5%塑性应变形变X 250°C X 1小时）彡100J。4. 如权利要求1所述的抗应变时效脆化与消除残余应力退火脆化特厚600MPa级调质钢 板的制造方法，其特征是，包括如下步骤： 1)冶炼 按权利要求1所述成分冶炼、浇铸成坯，浇铸过热度△ T控制在KTC~25°C ; 2) 乳制，钢板总压缩比即板坯厚度/成品钢板厚度多3.0; 第一阶段为再结晶乳制，板坯加热温度控制在ll〇〇°C~1200°C之间；道次采用大压下 乳制，乳制道次压下率彡7%，累计压下率彡50%，终乳温度彡980°C ; 第二阶段采用未再结晶控制乳制，控乳开乳温度<840°C，乳制道次压下率多8%，累计 压下率彡30%，终乳温度<800°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45min，保温工艺为钢板温 度表面大于300°C的条件下至少保温24小时； 4) 热处理工艺，淬火+回火 淬火温度为880~930°C，淬火保持时间多20min，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； 回火温度为560°C~620°C，回火保持时间彡25min，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；回火结束后钢板自然空冷至室温，获得成品钢板，板 厚多50mm。5. 如权利要求4所述的抗应变时效脆化与消除残余应力退火脆化特厚600MPa级调质钢 板的制造方法，其特征是，所述调质钢板的显微组织为细小均匀的块状铁素体+超低碳贝氏 体，钢板平均晶粒尺寸在15μπι以下。6. 如权利要求4或5所述的抗应变时效脆化与消除残余应力退火脆化特厚600MPa级调 质钢板的制造方法，其特征是，所述调质钢板抗拉强度彡61 OMPa、屈服强度彡490MPa、一 40 °C常规冲击韧性彡100J、一20°C时效冲击韧性(5%塑性应变形变X 250°C X 1小时）彡100J。
【文档编号】C22C38/02GK105925895SQ201610463494
【公开日】2016年9月7日
【申请日】2016年6月23日
【发明人】刘自成, 吴勇
【申请人】宝山钢铁股份有限公司