專利名稱：可大線能量焊接ht690鋼板及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及可大線能量焊接的鋼板及其制造方法，特別涉及可大線能量焊接 HT690鋼板及其制造方法，該鋼板屈服強度彡620MPa、抗拉強度彡690MPa、-40°C的Charpy 沖擊功(單個值)彡47J。
背景技術：
眾所周知，低碳(高強度)低合金鋼是最重要工程結構材料之一，廣泛應用于石油 天然氣管線、海洋平臺、造船、橋梁結構、鍋爐容器、建筑結構、汽車工業(yè)、鐵路運輸及機械制 造之中。低碳(高強度)低合金鋼性能取決于其化學成分、制造過程的工藝制度，其中強 度、塑性、韌性和焊接性是低碳(高強度)低合金鋼最重要的性能，它最終決定于成品鋼材 的顯微組織狀態(tài)。隨著科技不斷地向前發(fā)展，人們對高強鋼的強韌性、強塑性匹配提出更高 的要求，即在維持較低的制造成本的同時，大幅度地提高鋼板的綜合機械性能和使用性能， 以減少鋼材的用量節(jié)約成本，減輕鋼結構的自身重量、穩(wěn)定性和安全性，更為重要的是為進 一步提高鋼結構安全穩(wěn)定性和冷熱加工性。目前日韓、歐盟范圍內(nèi)掀起了發(fā)展新一代高性 能鋼鐵材料的研究高潮，力圖通過合金組合設優(yōu)化計和革新制造工藝技術獲得更好的組織 匹配，使高強鋼獲得更優(yōu)良的強韌性、強塑性匹配。傳統(tǒng)的抗拉強度強度大于690MPa的鋼板主要通過再加熱淬火+回火(RQ+T)，即 所謂離線調(diào)質(zhì)方法來生產(chǎn)，這就要求鋼板中心部位必須具有足夠高的淬透性，即淬透性指 數(shù)DI 彡 1.0X 鋼板厚度，其中 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)，以確保鋼板具有足夠高的強度、優(yōu)良的低 溫韌性及沿鋼板厚度方向的顯微組織與性能的均勻，因此不可避免地向鋼中加入大量Cr、 Mo、Ni、Cu等合金元素，這類鋼板中的Mo和Cr含量一般要控制在> 0. 50%，甚至貴重元素 Ni含量要控制在彡1.00%以上。參見日本專利昭59-1四724、平1-219121。因為Ni元素 不但能夠提高鋼板的強度和淬透性，降低相變溫度細化貝氏體/馬氏體板條團晶粒尺寸； 更重要的是M唯一能夠改善貝氏體/馬氏體板條本身低溫韌性的元素。如此，鋼板的合金 含量較高，不僅導致鋼板制造成本較高，而且碳當量Ceq、焊接冷裂紋敏感指數(shù)Pcm也較高， 這給現(xiàn)場焊接帶來較大的困難，焊前需要預熱，焊后需要熱處理，焊接成本升高、焊接效率 降低、焊接現(xiàn)場工作環(huán)境惡化?，F(xiàn)有大量專利文獻只是說明如何實現(xiàn)母材鋼板的強度和低 溫韌性，就改善鋼板焊接能性，獲得優(yōu)良焊接熱影響區(qū)HAZ低溫韌性說明較少，更沒有涉及 如何確保調(diào)質(zhì)鋼板中心部位淬透性，以保證鋼板強度、韌性及沿鋼板厚度方向強度、韌性均 勻性。(參見日本專利昭63-93845、昭63-79921、昭60-258410、特平開4-285119、特平開 4-308035、平 3-264614、平 2-250917、平 4-143246,US Patent4855106、US Patent5183198、 USPatent4137104)。目前改善超大線能量焊接鋼板熱影響區(qū)(HAZ)低溫韌性的只有日本新日鐵公司 采用氧化物冶金技術美國專利46^505、W0 01/59167A1，即在大線能量焊接過程中，在熔合 線附近，由于強烈的高溫作用，TiN粒子發(fā)生溶解而失去作用，Ti2O3比TiN更加穩(wěn)定，即使到達鋼的熔點，也不會發(fā)生溶解。Ti2O3粒子可成為奧氏體晶內(nèi)針狀鐵素體形核位置，促進 奧氏體晶內(nèi)針狀鐵素體(acicular ferrite-AF)形核，有效地分割奧氏體晶粒，細化HAZ組 織，形成高強高韌性的針狀鐵素體組織。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是提供一種可大線能量焊接HT690鋼板及其制造方法，鋼板在獲得 均勻優(yōu)良的強韌性、強塑性匹配的同時，可以承受大線能量焊接，特別適用于水電壓力水 管、渦殼及海洋平臺等大型鋼結構，并且能夠?qū)崿F(xiàn)低成本穩(wěn)定批量工業(yè)化生產(chǎn)。本發(fā)明的技術方案是，本發(fā)明采用低C-高Mn_(Nb+V+B)微合金化-超微Ti處理的成分體系作為基礎， 適當提高鋼中酸溶Als含量且Als彡(Mn當量/C)X(Nt。tal-0.292Ti)、控制(Mn當量)/C 在 20 40 之間、Pcm 彡 0. 205%, Ti/N 在 2. 0 4. 0 之間、(Cu+Ni+Mo+Cr)合金化且 Ni/ Cu彡1. 0、Ca處理且Ca/S比在0. 80 3. 00之間、控制FXDI指數(shù)彡0. 80X成品鋼板厚 度等冶金技術手段，優(yōu)化TMCP+回火工藝，使成品鋼板的顯微組織為細小回火貝氏體(可能 含有極少量的鐵素體)，平均晶團尺寸在25 μ m以下，獲得均勻優(yōu)良的強韌性、強塑性匹配 的同時，鋼板可以承受大線能量焊接。
Als,Ti與N之間的關系=Als彡(Mn當量/C) X (Ntotal-O. 292Ti)，去除鋼中固溶N， 保證鋼中B處于固溶狀態(tài)的同時，消除焊接HAZ中的固溶N，保證大線能量焊接HAZ的低溫 韌性；Ti/N在2. 0 4. 0之間，保證形成的TiN粒子均勻細小，抗奧斯瓦爾德熟化能力 強，保證板坯加熱軋制過程中奧氏體晶粒均勻細小，且抑制焊接HAZ晶粒長大，改善大線能 量焊接HAZ的低溫韌性；Pcm = C+Si/30+ (Mn+Cu+Cr) /20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B 彡 0· 205%且 C 彡 0· 07%，確保鋼板具有優(yōu)良的焊接性，可承受大線能量焊接；Cu與Ni之間的關系:Ni/Cu彡1. 0，降低TMCP鋼板Ar3點溫度，細化TMCP鋼板顯 微組織，保證鋼板母材低溫韌性優(yōu)良的同時，防止板坯產(chǎn)生銅脆；Ca與S之間的關系Ca/S在0. 80 3. 0之間，保證鋼中硫化物球化，防止大線能 量焊接過程中熱裂紋產(chǎn)生的同時，改善鋼板大線能量焊接性。FXDI ^ 0. 80Xt ；其中F為硼鋼淬透性因子，當鋼中存在固溶[B]時，F(xiàn)取1.2 ； t 為成品鋼板厚度；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) X 25. 4 (mm)，保證鋼板強韌性、強塑性匹配的同時，鋼板厚度方向 力學性能均勻。其余為鐵和不可避免的夾雜。在本發(fā)明的鋼板成分體系設計中，為了獲得均勻優(yōu)良的強韌性、強塑性匹配，且鋼 板可以承受大線能量焊接，鋼板化學成分具有以下特征C對TMCP鋼板的強度、低溫韌性、延伸率及焊接性影響很大，從改善TMCP鋼板低溫 韌性和焊接性角度，希望鋼中C含量控制得較低；但是從鋼板鋼的淬透性、強韌性、強塑性 匹配及生產(chǎn)制造過程中顯微組織控制與制造成本的角度，C含量不宜控制得過低，過低C含 量易導致晶界遷移率過高，母材鋼板與焊接HAZ晶粒粗大，嚴重劣化母材鋼板與焊接HAZ的 低溫韌性；因次C含量合理范圍為0. 03% 0. 07%。Mn作為最重要的合金元素在鋼中除提高鋼板的強度外，還具有擴大奧氏體相區(qū)、 降低Ar3點溫度、細化TMCP鋼板貝氏體晶團而改善鋼板低溫韌性的作用、促進低溫相變組 織形成而提高鋼板強度的作用；但是Mn在鋼水凝固過程中容易發(fā)生偏析，尤其Mn含量較高 時，不僅會造成澆鑄操作困難，而且容易與C、P、S等元素發(fā)生共軛偏析現(xiàn)象，尤其鋼中C含 量較高時，加重鑄坯中心部位的偏析與疏松，嚴重的鑄坯中心區(qū)域偏析在后續(xù)的軋制、熱處 理及焊接過程中易形成異常組織，導致鋼板低溫韌性低下和焊接接頭出現(xiàn)裂紋；因此根據(jù) C含量范圍，選擇適宜的Mn含量范圍對于TMCP鋼板極其重要，根據(jù)本發(fā)明鋼成分體系及C 含量為0. 03% 0. 07%，適合Mn含量為1.30% 1. 60%，且C含量高時，Mn含量適當降 低；反之亦然，即C含量低時，Mn含量適當提高。Si促進鋼水脫氧并能夠提高鋼板強度，但是采用Al脫氧的鋼水，Si的脫氧作用不 大，Si雖然能夠提高鋼板的強度，但是Si嚴重損害鋼板的低溫韌性、延伸率及焊接性，尤其 在較大線能量焊接條件下，Si不僅促進M-A島形成，而且形成的M-A島尺寸較為粗大、分布 不均勻，嚴重損害焊接熱影響區(qū)(HAZ)的韌性，因此鋼中的Si含量應盡可能控制得低，考慮 到煉鋼過程的經(jīng)濟性和可操作性，Si含量控制在0. 25%以下。P作為鋼中有害夾雜對鋼的機械性能，尤其低溫沖擊韌性、延伸率、焊接性(尤其大線能量焊接性)及焊接接頭SR性能具有巨大的損害作用，理論上要求越低越好；但考慮 到煉鋼可操作性和煉鋼成本，對于要求可大線能量焊接、-40°C韌性及優(yōu)良強韌性/強塑性 匹配的TMCP鋼板，P含量需要控制在彡0.013%。S作為鋼中有害夾雜對鋼的低溫韌性具有很大的損害作用，更重要的是S在鋼中 與Mn結合，形成MnS夾雜物，在熱軋過程中，MnS的可塑性使MnS沿軋向延伸，形成沿軋向 MnS夾雜物帶，嚴重損害鋼板的低溫沖擊韌性、延伸率、Z向性能、焊接性及焊接接頭SR性 能，同時S還是熱軋過程中產(chǎn)生熱脆性的主要元素，理論上要求越低越好；但考慮到煉鋼可 操作性、煉鋼成本和物流順暢原則，對于要求優(yōu)良焊接性、-40°C韌性及優(yōu)良強韌性/強塑 性匹配的TMCP鋼板，S含量需要控制在< 0. 003%。Cr作為弱碳化物形成元素，添加Cr不僅提高鋼板的淬透性、在加速冷卻過程中促 進馬氏體/貝氏體形成，而且馬氏體/貝氏體板條間位向差增大，增大裂紋穿過馬氏體/貝 氏體晶團的阻力，在提高鋼板強度的同時，具有一定的改善鋼板韌性之作用；但是當Cr添 加量過多時，嚴重損害鋼板的焊接性，尤其大線能量焊接性與焊接接頭SR性能；因此Cr含 量控制在0. 05%~ 0. 20%之間。Cu也是奧氏體穩(wěn)定化元素，添加Cu也可以降低Ar3點溫度，提高鋼板的淬透性和 鋼板的耐大氣腐蝕性；但是Cu添加量過多，高于0. 30%，容易造成銅脆、鑄坯表面龜裂、內(nèi) 裂問題及尤其厚鋼板焊接接頭SR性能劣化；Cu添加量過少，低于0. 10%，所起任何作用很 ?。灰虼薈u含量控制在0. 10% 0. 30%之間；Cu、Ni復合添加除降低含銅鋼的銅脆現(xiàn)象、 減輕熱軋過程的晶間開裂之作用外，更重要的是Cu、M均為奧氏體穩(wěn)定化元素，Cu、M復合 添加可以大幅度降低Ar3,提高奧氏體向鐵素體相變的驅(qū)動力，導致馬氏體/貝氏體板條可 以向各個位向長大，導致馬氏體/貝氏體板條間位向差變大，增加裂紋穿過馬氏體/貝氏體 板條的阻力。添加Ni不僅可以提高鐵素體相中位錯可動性，促進位錯交滑移，而且增大馬氏體 /貝氏體板條間取向差；Ni作為奧氏體穩(wěn)定化元素，降低Ar3點溫度，細化馬氏體/貝氏體 晶團尺寸，因此Ni具有同時提高TMCP鋼板強度、延伸率和低溫韌性的功能；鋼中加Ni還可 以降低含銅鋼的銅脆現(xiàn)象，減輕熱軋過程的晶間開裂，提高鋼板的耐大氣腐蝕性。因此從理 論上講，鋼中M含量在一定范圍內(nèi)越高越好，但是過高的M含量會硬化焊接熱影響區(qū)，對 鋼板的焊接性及焊接接頭SR性能不利；同時M是一種很貴重元素，從性能價格比考慮，Ni 含量控制在0. 15% 0. 45%之間，以確保鋼板的淬透性和鋼板的強韌性、強塑性水平而不 損害鋼板的焊接性。添加Mo提高鋼板的淬透性，在加速冷卻過程中促進馬氏體/貝氏體形成，但是Mo 作為強碳化物形成元素，在促進馬氏體/貝氏體形成的同時，增大馬氏體/貝氏體晶團的尺 寸且形成的馬氏體/貝氏體板條間位向差很小，減小裂紋穿過馬氏體/貝氏體晶團的阻力； 因此Mo在大幅度提高調(diào)質(zhì)鋼板強度的同時，降低了 TMCP鋼板的低溫韌性和延伸率；并且當 Mo添加過多時，不僅嚴重損害鋼板的延伸率、大線能量焊接性及焊接接頭SR性能，而且增 加鋼板的生產(chǎn)成本。因此綜合考慮Mo的相變強化作用及對母材鋼板低溫韌性、延伸率和焊 接性的影響，Mo含量控制在0. 15% 0. 35%之間。鋼中的Als能夠固定鋼中的自由[N]，降低焊接熱影響區(qū)(HAZ)自由[N]，改善焊 接HAZ的低溫韌性作用的同時，確保B處于固溶狀態(tài)；因此Als下限控制在0. 040%;但是鋼中加入過量的Als不但會造成澆鑄困難，而且會在鋼中形成大量彌散的針狀Al2O3夾雜物， 損害鋼板內(nèi)質(zhì)健全性、低溫韌性和大線能量焊接性，因此Als上限控制在0. 070%。Ti含量在0. 006% 0. 014%之間，抑制板坯加熱和熱軋過程中奧氏體晶粒過分 長大，改善鋼板低溫韌性，更重要的是抑制焊接過程中HAZ晶粒長大，改善HAZ韌性；其次， Ti與N親合力遠大于B與N的親合力，當鋼中添加Ti時，N優(yōu)先與Ti結合，生成彌散分布 的TiN粒子，大幅度減少B與N的結合機會，保證B處于固溶狀態(tài)。鋼中添加微量的Nb元素目的是進行未再結晶控制軋制、提高TMCP鋼板強度和韌 性，當Nb添加量低于0.015%時，除不能有效發(fā)揮的控軋作用之外，對TMCP鋼板強化能力也 不足；當Nb添加量超過0. 030%時，大線能量焊接條件下誘發(fā)上貝氏體(Bu)形成和Nb(C， N) 二次析出脆化作用，嚴重損害大線能量焊接熱影響區(qū)(HAZ)的低溫韌性，因此Nb含量控 制在0. 015% 0. 030%之間，獲得最佳的控軋效果、實現(xiàn)TMCP鋼板強韌性/強塑性匹配的 同時，又不損害大線能量焊接HAZ的韌性。V含量在0.025% 0.060%之間，并隨著鋼板厚度的增加，V含量可適當取上限 值。添加V目的是通過V(c，N)在貝氏體/馬氏體板條中析出，提高鋼板的強度。V添加 過少，低于0. 025 %，析出的V(C，N)太少，不能有效提高鋼板的強度；V添加量過多，高于 0. 065%，損害鋼板低溫韌性、延伸率和大線能量焊接性。鋼中的N含量控制難度較大，為了確保鋼板中固溶[B]的存在及防止大量AlN沿 原奧氏體晶界析出，損害鋼板的沖擊韌性，鋼中的N含量不得超過0. 005%。B含量控制在0. 0007% 0. 0014%之間，確保鋼板淬透性的同時，不損害鋼板的 焊接性和HAZ韌性。對鋼進行Ca處理，一方面可以進一步純潔鋼液，另一方面對鋼中硫化物進行變性 處理，使之變成不可變形的、穩(wěn)定細小的球狀硫化物、抑制S的熱脆性、提高鋼板的低溫韌 性、延伸率及Z向性能、改善鋼板韌性的各向異性。Ca加入量的多少，取決于鋼中S含量的 高低，Ca加入量過低，處理效果不大；Ca加入量過高，形成Ca(Oj)尺寸過大，脆性也增大， 可成為斷裂裂紋起始點，降低鋼的低溫韌性和延伸率，同時還降低鋼質(zhì)純凈度、污染鋼液。一般控制 Ca 含量按 ESSP = (wt % Ca) [1-1. M(wt % 0) ]/1. 25 (wt % S)，其中 ESSP為硫化物夾雜形狀控制指數(shù)，取值范圍0. 5 5之間為宜，因此Ca含量的合適范圍為 0. 0010% 0. 0050%。本發(fā)明的可大線能量焊接HT690鋼板的制造方法，其包括如下步驟1)按權利要求1所述成分冶煉、鑄造成板坯；2)板坯加熱，根據(jù)上述C、Mn、Nb、N及Ti含量范圍，板坯加熱溫度控制在1050°C 1130°C之間；3)軋制，鋼板總壓縮比彡3. 6，即板坯厚度/成品鋼板厚度；第一階段為普通軋制，采用軋機最大軋制能力進行不間斷地軋制，累計壓下率 彡 30% ；第二階段采用未再結晶控制軋制，根據(jù)上述鋼中Nb元素含量范圍，為確保未再 結晶控軋效果，控軋開軋溫度控制在790°C 830°C，軋制道次壓下率彡7%，累計壓下率 ≤50%，終軋溫度760V 800°C ；4)控軋結束后，對鋼板進行加速冷卻，鋼板開冷溫度、終軋溫度750V 790°C，冷卻速度彡5°C /s，停冷溫度為450°C 550°C，隨后鋼板自然空冷至350°C后進行緩冷，緩冷 工藝為鋼板溫度表面大于300°C的條件下至少保溫M小時。5)熱處理工藝鋼板高溫回火溫度為600 650°C，鋼板較薄時回火溫度偏上限、鋼板較厚時回火 溫度偏下限，回火保持時間彡(1. 0 1. 5) X成品鋼板厚度，回火保持時間為鋼板中心溫度 達到回火目標溫度時開始計時的保溫時間，時間單位為min;回火結束后鋼板自然空冷至室溫。在本發(fā)明的制造工藝中，根據(jù)C、Mn、Nb、N及Ti含量范圍，板坯加熱溫度控制在1050°C 1130°C之間，確 保鋼中Nb在板坯加熱過程中全部固溶到奧氏體中去的同時，板坯奧氏體晶粒不發(fā)生反常 長大；鋼板總壓縮比(板坯厚度/成品鋼板厚度)彡3. 6，保證軋制形變穿透到鋼板芯 部，改善鋼板中心部位顯微組織與性能；第一階段為普通軋制，采用軋機最大軋制能力進行不間斷地軋制，最大程度提高 軋線產(chǎn)能的同時，確保形變金屬發(fā)生動態(tài)/靜態(tài)再結晶，細化奧氏體晶粒；第二階段采用未再結晶控制軋制，根據(jù)上述鋼中Nb元素含量范圍，為確保未再 結晶控軋效果，控軋開軋溫度控制在790°C 830°C，軋制道次壓下率彡7%，累計壓下率 彡50%，終軋溫度760V 800°C ；控軋結束后，鋼板立即以輥道的最大輸送速度運送到ACC設備處，隨即對鋼板 進行加速冷卻；鋼板開冷溫度終軋溫度750°C 790°C，冷卻速度彡50C /s，停冷溫度為 450°C 550°C，隨后鋼板自然空冷至350°C后進行緩冷，緩冷工藝為鋼板溫度表面大于 300°C的條件下至少保溫M小時。熱處理工藝鋼板高溫回火溫度(板溫)為600 650°C，鋼板較薄時回火溫度偏上限、鋼板較 厚時回火溫度偏下限，回火保持時間> (1. 0 1. 5) X成品鋼板厚度，回火保持時間為鋼板 中心溫度達到回火目標溫度時開始計時的保溫時間，時間單位為min;回火結束后鋼板自 然空冷至室溫。本發(fā)明的有益效果本發(fā)明鋼板通過簡單成分組合設計，并與TMCP制造工藝相結合，不僅低成本地生 產(chǎn)出綜合性能優(yōu)良的TMCP鋼板，而且大幅度地縮短了鋼板的制造周期，實現(xiàn)了制造過程的 綠色環(huán)保。鋼板的高性能高附加值集中表現(xiàn)在鋼板具有優(yōu)異的強韌性、強塑性匹配的同時， 鋼板的焊接性(尤其大線能量焊接性)也同樣優(yōu)異，并成功地解決了 TMCP鋼板沿鋼板厚度 方向性能不均勻的問題，極大地提高了大型重鋼結構的安全穩(wěn)定性、抗疲勞性能；良好的焊 接性節(jié)省了用戶鋼構件制造的成本，縮短了用戶鋼構件制造的時間，為用戶創(chuàng)造了巨大的 價值，因而此類鋼板不僅是高附加值、綠色環(huán)保性的產(chǎn)品。
具體實施例方式下面結合實施例對本發(fā)明做進一步說明。其中，表1所示為本發(fā)明實施例的化學成分，表2 表4為本發(fā)明實施例的制造工藝，表5所示為本發(fā)明實施例的鋼板性能。從中可以看出，本發(fā)明的鋼板性能可以達到屈服強度彡620MPa、抗拉強度 彡690MPa、-40 °C的Charpy沖擊功(單個值)彡47J。本發(fā)明鋼板通過簡單成分組合設計，低C-高Mn-高Als- (Cu+Ni+Mo+Cr)合金 化-(Nb+V+B)微合金化-超微Ti處理的成分體系中，并通過TMCP+高溫回火工藝，不僅低 成本地生產(chǎn)出綜合性能優(yōu)良的TMCP鋼板，而且大幅度地縮短了鋼板的制造周期，實現(xiàn)了制 造過程的綠色環(huán)保。鋼板的高性能高附加值集中表現(xiàn)在鋼板具有優(yōu)異的強韌性、強塑性匹 配的同時，鋼板的焊接性(尤其大線能量焊接性)也同樣優(yōu)異，并成功地解決了 TMCP鋼板 沿鋼板厚度方向性能不均勻的問題，極大地提高了大型重鋼結構的安全穩(wěn)定性、抗疲勞性 能；良好的焊接性節(jié)省了用戶鋼構件制造的成本，縮短了用戶鋼構件制造的時間，為用戶創(chuàng) 造了巨大的價值，因而此類鋼板不僅是高附加值、綠色環(huán)保性的產(chǎn)品。
權利要求
1.可大線能量焊接HT690鋼板，其成分重量百分比為C 0. 03% 007%Si ^ 0. 25%Mn 1. 30% 1.60%P 彡 0. 013%S 彡 0. 003%Cr 0. 05% 0.20%Cu 0. 10% 0.30%Ni 0. 15% 0.45%Mo 0. 15% 0.35%Als 0. 040%-^,0. 070%Ti 0. 006%-0. 014%Nb 0. 015%-0. 030%V 0. 025% 0 060%N ^ 0. 0050%B 0. 0007%-0. 0014%Ca 0. 001%-0. 005%其余為鐵和不可避免的夾雜； 且上述元素含量必須同時滿足如下關系C、Mn當量之間的關系20彡(Mn當量)/C彡40，其中Mn當量= Μη+0. 74Ν +0. 16Cu+0. 22Cr-0. 73Mo ；Als、Ti 與 N 之間的關系=Als ^ (Mn 當量/C) X (Nt。tal-0. 292Ti) ；Ti/N 在 2. 0 4. 0 之間；Pcm = C+Si/30+ (Mn+Cu+Cr) /20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B 彡 0. 205%，且 C 彡 0. 07% ；Cu與Ni之間的關系:Ni/Cu ^ 1.0 ；Ca與S之間的關系:Ca/S在0. 80 3. 0之間；FXDI彡0. 80Xt ；其中F為硼鋼淬透性因子，當鋼中存在固溶[B]時，F(xiàn)取1. 2 ；t為成 品鋼板厚度；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) X 25. 4 (mm)。
2.如權利要求1所述的可大線能量焊接HT690鋼板的制造方法，其包括如下步驟1)按權利要求1所述成分冶煉、鑄造成板坯；2)板坯加熱，根據(jù)上述C、Mn、Nb、N及Ti含量范圍，板坯加熱溫度控制在1050°C 1130°C之間；3)軋制，鋼板總壓縮比>3. 6，即板坯厚度/成品鋼板厚度；第一階段為普通軋制，采用軋機最大軋制能力進行不間斷地軋制，累計壓下率> 30% ； 第二階段采用未再結晶控制軋制，根據(jù)上述鋼中Nb元素含量范圍，為確保未再結晶控 軋效果，控軋開軋溫度控制在790°C 830°C，軋制道次壓下率> 7%，累計壓下率> 50%, 終軋溫度760°C 800°C ；4)控軋結束后，對鋼板進行加速冷卻，鋼板開冷溫度、終軋溫度750V 790°C，冷卻速度>=50C /s，停冷溫度為450°C 550°C，隨后鋼板自然空冷至350°C后進行緩冷，緩冷工藝 為鋼板溫度表面大于300°C的條件下至少保溫M小時。 5)熱處理工藝鋼板高溫回火溫度為600 650°C，鋼板較薄時回火溫度偏上限、鋼板較厚時回火溫度 偏下限，回火保持時間> (1. 0 1. 5) X成品鋼板厚度，回火保持時間為鋼板中心溫度達到 回火目標溫度時開始計時的保溫時間，時間單位為min;回火結束后鋼板自然空冷至室混。
全文摘要
可大線能量焊接HT690鋼板及其制造方法，采用低C--高Mn-(Nb+V+B)微合金化-超微Ti處理的成分體系，適當提高鋼中酸溶Als含量且Als≥(Mn當量/C)×(Ntotal-0.292Ti)、(Mn當量)/C在20～40之間、Pcm≤0.205％、Ti/N在2.0～4.0之間、(Cu+Ni+Mo+Cr)合金化且Ni/Cu≥1.0、Ca處理且Ca/S比在0.80～3.00之間、控制F×DI指數(shù)≥0.80×成品鋼板厚度，優(yōu)化TMCP+回火工藝，使成品鋼板的顯微組織為細小回火貝氏體，平均晶團尺寸在25μm以下。本發(fā)明鋼板在獲得均勻優(yōu)良的強韌性、強塑性匹配的同時，可以承受大線能量焊接，特別適用于水電壓力水管、渦殼及海洋平臺等大型鋼結構，并且能夠?qū)崿F(xiàn)低成本穩(wěn)定批量工業(yè)化生產(chǎn)。
文檔編號C21D1/18GK102041459SQ200910197638
公開日2011年5月4日 申請日期2009年10月23日 優(yōu)先權日2009年10月23日
發(fā)明者劉自成, 徐國棟, 李先聚 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司