一種可大線能量焊接的厚鋼板及制造方法

專利名稱：一種可大線能量焊接的厚鋼板及制造方法
技術領域：
本發明涉及到在一種極低C-高Mn-Nb-B合金體系中獲得屈服強度≥420MPa、-60℃的夏比沖擊韌性≥100J、可大線能量焊接的極低碳TMCP厚鋼板的制造方法。
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、壓力容器、建筑結構、汽車工業、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、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。隨著科技不斷地向前發展，人們對鋼的強韌性及焊接性提出更高的要求，即在鋼板在維持較低的制造成本的同時大幅度地提高性能，以減少鋼材的用量節約成本，減輕鋼結構的自身重量以提高安全性。
目前世界范圍內掀起了發展新一代鋼鐵材料研究高潮，要求在不大量增加貴重合金元素，如Ni、Cr、Mo、Cu等含量，通過合金組合設計優化和革新工藝技術獲得更好的組織匹配，從而得到更高的強韌性和更優良的焊接性。
如日本專利公開特許公報(A)——平3-264614C0.02％～0.15％、Si0.30％以下、Mn0.50％～2.0％、Ni0.20％～1.5％、Cu0.20％～1.5％、Mn/6+(Cu+Ni)/15＝0.28％～0.40％、N0.0020％～0.010％、B×1000+Nb×1000＝4～10、Al0.005％～0.10％、S0.003％～0.008％、其余為鐵和不可避免的夾雜。
公開特許公報A平2-250917C 0.02％～0.30％、Si 0.30％以下、Mn0.50％～2.50％、Ni 0.20％～4.5％、Nb 0.003％～0.015％、Cu 0.20％～2.0％、Ti/N＝2.0～4.0、Al0.005％～0.10％、S0.003％～0.008％、Cr0.10％～1.0％、V0.01％～0.20％、Mo0.10％～1.0％、余鐵和不可避免的夾雜。
公開特許公報(A)——昭63-93845C0.02％～0.080％、Si0.05％～0.50％、Mn0.50％～3.0％、P0.010％以下、S0.005％以下、Al0.010％～0.10％、Ni0.60％～10.0％、Cu0.20％～2.0％、B0.0003％～0.0030％、N0.0050％以下、Nb+V＝0.010％～0.10％，Ca+REM＝0.003％～0.02％、Cr0.010％～1.50％、Mo0.010％～1.50％、其余為鐵和不可避免的夾雜。
公開特許公報(A)——特開平4-285119C0.03％～0.15％、Si0.02％～0.5％、Mn0.40％～2.0％、Ni0.05％～3.0％、Cr0.20％～1.0％、Mo0.10％～1.0％、V0.01％～0.10％、Al0.030％～0.10％、B0.0005％～0.0020％、N0.0060％以下、Cu0.10％～1.5％、Nb0.005％～0.05％、Ti0.005％～0.02％、Ca0.0005％～0.005％、其余為鐵和不可避免的夾雜。
上述現有技術制造出屈服強度≥420MPa、-60℃的夏比沖擊韌性≥34J并且進行可大線能量焊接的厚鋼板，必須加入大量的貴重元素Ni、Cr、Mo、Cu等，一般Ni+Cu的添加量要在0.50％以上，尤其需要添加一定量的Ni元素。Kawasaki steel technical report，1999，No.40，56；“420MPa YieldStrength Steel Plate with S uperior Fracture Toughness for Arctic OffshoreStructures”(JEF1)。Kawasaki steel technical report，1993，No.29，54；“420MPa and 500MPa Yield Strength Steel Plate with High HAZ toughnessProduced by TMCP for Offshore Structure”(JEF2)。住友金屬，Vol.50，No.1(1998)，26；“Toughness Improvement in Bainite Structure byThermo-Mechanical Control Process”(住友金屬1)。The Firth(1986)international Synposium and Exhibit on Offshore Mechanics and ArcticEngineering，1986，Tokyo，Japan，354；“DEVELOPMENTS IN MATERIALSFOR ARCTIC OFFSHORE STRUCTURES”(住友金屬2)，以確保母材鋼板的低溫韌性；但是焊接熱影響區(HAZ)的低溫韌性一般比較難以達到，尤其焊接線能量較大時，HAZ低溫韌性發生嚴重劣化；大量專利文獻只是說明如何實現母材鋼板的低溫韌性，對于如何獲得優良的焊接HAZ低溫韌性說明的較少，尤其采用大線能量焊接時如何保證HAZ的低溫韌性少之又少，且為了保證鋼板的低溫韌性，鋼中一般均加入一定量的Ni元素，鋼板大線能量焊接熱影響區(HAZ)低溫韌性也很少能夠達到-60℃。如日本專利昭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以及美國專利US Patent4855106、US Patent5183198所公開的。

發明內容
本發明的目的在于提供一種通過簡單的合金元素的組合設計，去除貴重元素如Ni、Cr、Mo、Cu等的合金化，尤其去除Ni元素的合金化，并優化TMCP工藝，在獲得優異的母材鋼板低溫韌性的同時，大線能量焊接時HAZ的低溫韌性也同樣優異。這不僅可以降低制造成本、縮短了生產周期，也降低了生產組織難度Ni、Cu、Mo元素含量較高的鋼板，連鑄坯表面質量較差，一般均需要下線進行表面清理，有時還需要進行表面著色滲透檢查(即所謂PT檢查)和帶溫切割等，同時還消除了大量含Cu、Ni的廢鋼回收的困難，因而是高附加值、綠色環保性的產品，提升了企業的核心競爭力。
本發明的技術方案為一種可大線能量焊接的厚鋼板，組成元素包括Fe、C、Si、Mn、P、S、Nb、Als、Ti、N、Mg、REM、B及不可避免的夾雜，組成元素的重量百分比為C0.010％～0.020％Si0.10％～0.30％Mn1.80％～2.30％P≤0.010％S≤0.003％Nb0.015％～0.030％Als(酸溶鋁)0.025％～0.050％Ti0.010％～0.020％N0.003％～0.006％REM0.001ppm～0.005ppmMg0.002％～0.006％B10ppm～35ppmTi與N之間的關系Ti/Ntotal在2.0～3.0之間B與Ti之間的關系10ppm+0.714(Ntotal-0.292Ti)≤B≤20ppm+0.714(Ntotal-0.292Ti)Als與Ti之間的關系Als≥10×(Ntotal-0.292Ti)其余為鐵和不可避免的夾雜，并要求Pcm≤0.18％，其中Pcm＝wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％+Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5wt％B。
本發明的制造方法為，a)按上述成分冶煉；b)鑄造，采用低溫澆鑄法澆鑄溫度≤1580℃；c)軋制，加熱采用低溫板坯加熱，板坯加熱溫度控制在1050℃～1150℃之間，確保原始板坯奧氏體晶粒度均勻并且較為細小；在完全再結晶溫度范圍內，采用大軋制道次壓下率進行快速連續軋制，確保變形金屬發生動態再結晶，細化奧氏體晶粒，為此軋制道次壓下率≥15％，再結晶區(＞980℃)總壓下率≥65％；在未再結晶區進行控制軋制，道次壓下率≥10％，未再結晶區(＜950℃)總壓下率≥40％；d)冷卻，從軋制結束到開始加速冷卻之間的傳擱時間控制在20秒以內，且加速冷卻開始時，鋼板溫度必須在Ar3點以上，以≥10℃/s冷卻速度進行直接淬火(direct quenching)至淬火停止溫度(QST-Quenching Stop Temperature)，淬火停止溫度(QST)控制在350℃～400℃之間，然后堆垛緩冷至100℃以下后自然空冷至室溫。
其中，所述的鑄造工藝推薦采用連鑄工藝，重點控制澆鑄溫度，澆鑄溫度≤1580℃，低溫澆鑄法較好，以細化原始鑄態組織。
為控制連鑄坯中心偏析，所述的連鑄坯采用輕壓下工藝，輕壓下量控制在5％～10％之間；或者采用電磁攪拌；或者連鑄坯輕壓下工藝和電磁攪拌一起使用，輕壓下量控制在5％～10％之間。
本發明采用極低C-高Mn-Nb微合金鋼作為基礎，適當地控制Als含量、進行B-Mg微合金化、REM處理及控制Ti/N在2.0～3.0之間等冶金技術手段，并優化TMCP(Thermo-mechanical control process，熱機械控制過程)工藝(即control rolling+direct quenching-quenching stoptemperature，控制軋制+直接淬火-淬火停冷溫度)工藝，使成品鋼板的貝氏體板條團尺寸在15μm以下。
CC對鋼的強度、低溫韌性及焊接性影響很大，從改善鋼的低溫韌性及焊接性，希望鋼中C含量控制得較低；但是從鋼的強度和生產制造過程中顯微組織控制角度，C含量不宜過低，過低的C含量(＜0.010％)造成Ac1、Ac3、Ar1、Ar3點溫度較高，這給生產制造過程帶來較大問題，控軋時容易形成混晶組織，造成鋼低溫韌性低下和焊接熱影響區低溫韌性劣化，因此鋼中C含量的下限控制在0.010％。當鋼中的C含量低于C在鐵素體中的最大固溶度0.020％時，在γ→α的相變中不會引起C在γ相和α相之間的分配，貝氏體相變的顯微組織對冷卻速度不敏感，完全消除了因鋼板厚度造成的鋼板內部冷卻速度變化引起的微觀組織變化而導致的強度和韌性的波動，因此從厚鋼板的顯微組織和強度韌性均勻性、抑制焊接熱循環過程中M/A組元產生及消除局部脆性區(LBZ)的角度，適宜C的含量應控制在0.010％～0.020％之間，確保獲得-60℃溫度下母材鋼板和焊接HAZ的低溫韌性。
MnMn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，降低Ac1、Ac3、Ar1、Ar3點溫度，細化鐵素體晶粒而改善鋼板低溫韌性的作用、促進貝氏體形成而提高鋼板的強度，因此為了獲得屈服強度大于420MPa、優良低溫韌性的鋼板，本發明鋼中Mn含量不能低于1.80％。Mn在鋼液凝固過程中容易發生偏析，過高的Mn含量(＞2.30％)不僅會造成連鑄操作困難、連鑄坯中心偏析嚴重而在控軋和焊接過程中形成異常組織，而且還會形成粗大的MnS粒子，這種粗大的MnS粒子在熱軋過程中沿軋向延伸，嚴重惡化了母材鋼板和焊接HAZ的低溫韌性，此外過多Mn還會提高鋼的淬硬性、提高鋼中焊接冷裂紋敏感性序數Pcm、影響鋼的焊接性(較小線能量焊接時，易形成脆硬組織如馬氏體；較大線能量焊接時，易形成粗大的上貝氏體)，因此鋼中Mn含量的上限不能超過2.30％，因此合理的Mn含量在1.80％～2.30％之間。
SiSi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和焊接性，尤其促進焊接熱影響區M-A組元形成，損害焊接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濟性和可操作性，Si含量控制在0.10％～0.30％。
PP作為鋼中有害夾雜對鋼的機械性能，尤其低溫沖擊韌性和焊接性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-60℃韌性的鋼板，P含量需要控制在≤0.010％。
SS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，嚴重損害鋼板的橫向沖擊韌性、Z向性能和焊接性，同時S還是熱軋過程中產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-60℃韌性的鋼板，S含量需要控制在≤0.003％。
Nb鋼中添加微量的Nb元素目的是進行未再結晶控軋，當Nb添加量低于0.015％時，控軋效果不佳；當Nb添加量超過0.030％時，損害焊接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的同時，又不損害HAZ的韌性。
NN的控制范圍與Ti的控制范圍相對應，即Ti/N在2.5～3.0之間最佳，N含量過低，生成TiN粒子數量過少，尺寸過大，不能起到改善鋼的焊接性的作用，反而對焊接性有害；但是N含量過高時，鋼中自由[N]增加，焊接HAZ區自由[N]含量急劇增加，嚴重損害HAZ低溫韌性，惡化鋼的焊接性。因此N含量的最佳控制范圍為0.003％～0.006％。
Ti鋼中加入微量的Ti目的是與鋼中N結合，生成穩定性很高的TiN粒子，抑制焊接HAZ區奧氏體晶粒長大和改變二次相變產物，改善鋼的焊接性。加入Ti含量過少(＜0.010％)，形成TiN粒子數量不足，不足以抑制HAZ的奧氏體晶粒長大和改變二次相變產物而改善HAZ的低溫韌性；加入Ti含量過多(＞0.020％)時，在鋼液凝固過程中，液析出大尺寸TiN粒子，這種大尺寸TiN粒子不但不能抑制HAZ的奧氏體晶粒長大，反而成為裂紋萌生的起始點；此外Ti含量過多造成Ti/N＞3.42時，在熱軋和正火過程中，TiN很容易發生Ostwald熟化，失去釘扎奧氏體晶界作用，因此Ti含量的最佳控制范圍為0.010％～0.020％。
BB是強淬硬性元素，數個ppm的B偏聚在奧氏體晶界，強烈抑制先共析鐵素體形成，促進貝氏體形成，因此B對于獲得貝氏體組織而提高鋼板的強度至關重要。B還可以改善大線能量焊接的熱影響區HAZ的低溫韌性I〕Ti和B均是氮化物強形成元素，但是在焊接熱循環過程中，TiN與BN作用根本不同，TiN在相對較高的溫度下(≤1300℃)具有較高穩定性，能夠有效抑制距離熔合線較遠的HAZ晶粒長大，但是在熔合線(FL)附近時，焊接熱循環峰值溫度變得很高(＞1350℃)，TiN粒子部分溶解，不能有效抑制HAZ晶粒長大。雖然在高溫下BN粒子沒有TiN粒子穩定而全部固溶于鋼中，但是由于B在鋼中的高擴散性，BN在焊接熱循環冷卻過程中重新快速析出(Ti、Als的擴散性很低，TiN、AlN在焊接熱循環冷卻過程中無法重新析出，即TiN、AlN析出動力學速度很慢)，BN粒子由于晶體結構的特殊性，與鐵素體具有低能位向關系，BN粒子能夠成為鐵素體形核的有效位置，促進鐵素體晶粒在奧氏體晶內形核，細化HAZ組織；為使BN粒子促進形成細小的鐵素體晶粒，首先要促進BN的形成，并達到一定的數量，采用REM處理以形成超細微REM(O，S)夾雜物，促進BN的析出，即BN常在REM(O，S)夾雜物上非均勻形核。II〕用B和Ti一起合金化，使鋼中形成細小彌散的Fe23(CB)6+TiN+MnS復合粒子，由于在這種復合粒子周圍的基體相中，形成貧C、貧Mn的微區，提高鐵素體相變溫度(Ac3)，增大鐵素體形核驅動力(Ac3-Ar3)，促進鐵素體晶粒形核，細小的針狀鐵素體在Fe23(CB)6+TiN+MnS復合粒子上形核，細化HAZ組織，改善HAZ低溫韌性；同時，偏聚于奧氏體晶界上的數個ppm自由的B，提高鋼的淬硬性，抑制晶界粗大鐵素體形成，也促進奧氏體晶內鐵素體形核。為了實現上述目的，鋼中的B含量要滿足以下關系10ppm+0.714(Ntotal-0.292Ti)≤B≤20ppm+0.714(Ntotal-0.292Ti)，即B含量在10ppm～35ppm之間。
Als鋼中的Als能夠固定鋼中的自由[N]，降低焊接熱影響區(HAZ)自由[N]，改善HAZ的低溫韌性作用；更重要的是Als能夠與自由N結合，防止B與N結合形成BN，失去B的淬硬性作用，但是B與N的親合力大于Als與N的親合力，因此Als必需大量過量，即Als≥10×(Ntotal-0.292Ti)，因此Als下限控制在0.025％；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，損害鋼的低溫韌性和焊接性，因此Als上限控制在0.050％。
MgMg元素是脫硫劑和強脫氧劑，可以凈化鋼質。在冶煉終點，最好澆鑄開始前，采用高純鐵皮包裹高純度金屬Mg或用Fe-Si-Mg或Ni-Mg等合金加入形式進行最終強脫氧，以代替通常所用的Al進行強脫氧，形成不易團聚和粗化的細小彌散的MgO粒子(Al2O3很容易團聚和粗化)，即當Mg加入到鋼液中時，Mg可以置換出弱脫氧劑如Mn、Si和Ti，形成亞微米級彌散分布的MgO粒子。抑制生產制造和焊接熱循環過程中奧氏體晶粒長大，同時作為形核劑促進奧氏體晶內鐵素體形核，細化母材和HAZ的組織，提高其低溫沖擊韌性。鋼中加入微量的Mg目的是與鋼中O結合，生成穩定性很高的MgO粒子，細小彌散分布的MgO粒子可以抑制焊接熔合線附近(1～2mm)HAZ奧氏體晶粒長大和奧氏體晶界粗大多邊形鐵素體(GPF)形成，促進HAZ奧氏體晶內鐵素體形成，改善焊接HAZ低溫韌性。即當采用大線能量焊接時，距離熔合線附近(1～2mm)焊接HAZ范圍內，由于過熱溫度高達1400℃以上，甚至達到1450℃以上，此時TiN粒子幾乎全部溶解而變得毫無作用；相反穩定性很高的MgO粒子幾乎不發生溶解而保留下來，抑制HAZ奧氏體晶粒長大，促進奧氏體晶內鐵素體形核，細化熔合線附近的HAZ組織，達到改善HAZ韌性。MgO粒子的尺寸、數量和分布是改善鋼板焊接熔合線附近HAZ韌性的關鍵性因素，當MgO粒子尺寸在0.001～5μm之間，最好在0.01～2μm之間，效果最好。要獲得上述尺寸的MgO粒子，控制Mg含量、鋼中動態[O]含量至關重要。當鋼中Mg含量高于0.006％時，生成MgO粒子尺寸過于粗大，不但不能改善HAZ韌性，反而降低鋼的純凈度，大顆粒MgO將成為裂紋萌生點，當鋼中Mg含量低于0.002％時，生成MgO數量太少，不足以抑制熔合線附近HAZ奧氏體晶粒長大、促進奧氏體晶內鐵素體形核及細化熔合線附近HAZ組織，因此Mg合適的范圍是0.002％～0.006％。
REM對鋼進行REM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、穩定細小的球狀硫化物、抑制S的熱脆性、提高鋼的低溫韌性和Z向性能、改善鋼板韌性的各向異性。REM加入量的多少，取決于鋼中S含量的高低，REM加入量過低，處理效果不大；REM加入量過高，形成REM(O，S)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，同時還降低鋼質純凈度、污染鋼液。一般控制REM含量按ESSP＝(wt％Ca)[1-124(wt％O)]/1.25(wt％S)，其中ESSP為硫化物夾雜形狀控制指數，取值范圍0.5～5之間為宜，因此REM含量的合適范圍為0001％～0.005％。
Pcm焊接冷裂紋敏感指數Pcm≤0.18％，其中Pcm＝wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5wt％B。
本發明的有益效果本發明從合金設計入手，采用極低碳C-高Mn-Nb微合金鋼作為基礎，適當地控制Als含量、進行B-Mg微合金化、REM處理及控制Ti/N在2.0～3.0之間等冶金技術手段，并優化TMCP(Thermo-mechanical controlprocess，熱機械控制過程)工藝(即control rolling+direct quenching-quenching stop temperature，控制軋制+直接淬火-淬火停冷溫度)工藝，使成品鋼板的貝氏體板條團尺寸在10μm以下，在獲得均勻優異的母材鋼板低溫韌性的同時，大線能量焊接時HAZ的低溫韌性也同樣優異，即母材鋼板-60℃Akv≥100J，焊接模擬熱影響區(HAZ)-60℃Akv≥34J(模擬峰值溫度1350℃、t8/5＝150秒)，特別適用于冰海地區破冰船殼體、LNG船殼體及海洋平臺，確保在極其寒冷地區行駛的輪船和海洋采油平臺安全。
本發明去除貴重元素如Ni、Cr、Mo、Cu等的合金化，尤其去除Ni元素的合金化，并優化TMCP工藝，在獲得優異的母材鋼板低溫韌性的同時，大線能量焊接時HAZ的低溫韌性也同樣優異。這不僅可以降低制造成本、縮短了生產周期，也降低了生產組織難度Ni、Cu、Mo元素含量較高的鋼板，連鑄坯表面質量較差，一般均需要下線進行表面清理，有時還需要進行表面著色滲透檢查(即所謂PT檢查)和帶溫切割等，同時還消除了大量含Cu、Ni的廢鋼回收的困難，實現了制造過程的綠色環保。


圖1為本發明鋼實施例2的顯微組織示意圖。
具體實施例方式
實施例成分見表1，制造工藝見表2，表3為本發明與比較例的鋼板性能比較。
表1

表2

表3

根據本發明，新發明鋼板中去除貴重元素如Ni、Cr、Mo、Cu等的合金化，尤其去除Ni元素的合金化，并優化TMCP工藝，在獲得均勻優異的母材鋼板低溫韌性的同時，大線能量焊接時HAZ的低溫韌性也同樣優異。這不僅可以降低制造成本、縮短了生產周期，也降低了生產組織難度Ni、Cu、Mo元素含量較高的鋼板，連鑄坯表面質量較差，一般均需要下線進行表面清理，有時還需要進行表面著色滲透檢查(即所謂PT檢查)和帶溫切割等，造成制造成本升高和環境污染，還消除了大量含Cu、Ni的廢鋼回收的困難，實現了制造過程、使用及回收過程的綠色環保；而且還提高了用戶的現場作業效率、降低了用戶使用成本。由于本發明不需要添加任何設備，生產工藝簡單，過程控制容易，可以向所有具有加速冷卻裝備的中厚板生產廠家推廣，具有很強的適應性、環保性和極高的經濟性。
權利要求
1.一種可大線能量焊接的厚鋼板，其成分為(重量百分比)C0.010％～0.020％Si0.10％～0.30％Mn1.80％～2.30％P≤0.010％S≤0.003％Nb0.015％～0.030％Als0.025％～0.050％Ti0.010％～0.020％N0.003％～0.006％REM0.001ppm～0.005ppmMg0.002％～0.006％B10ppm～35ppmTi與N之間的關系Ti/Ntotal在2.0～3.0之間B與Ti之間的關系10ppm+0.714(Ntotal-0.292Ti)≤B≤20ppm+0.714(Ntotal-0.292Ti)Als與Ti之間的關系Als≥10×(Ntotal-0.292Ti)其余為鐵和不可避免的夾雜，并要求Pcm≤0.18％，其中Pcm＝wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％+Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5wt％B。
2.一種如權利要求1所述的可大線能量焊接的厚鋼板制造方法，其特征是，步驟如下a)按上述成分的冶煉；b)鑄造，采用低溫澆鑄法澆鑄溫度≤1580℃；c)軋制，加熱采用低溫板坯加熱，板坯加熱溫度控制在1050℃～1150℃之間，在完全再結晶溫度范圍內，采用大軋制道次壓下率進行快速連續軋制，軋制道次壓下率≥15％，再結晶區(＞980℃)總壓下率≥65％；在未再結晶區進行控制軋制，道次壓下率≥10％，未再結晶區(＜950℃)總壓下率≥40％；d)冷卻，從軋制結束到開始加速冷卻之間的傳擱時間控制在20秒以內，且加速冷卻開始時，鋼板溫度必須在Ar3點以上，以≥10℃/s冷卻速度進行直接淬火至淬火停止溫度(QST-Quenching StopTemperature)，淬火停止溫度(QST)控制在350℃～400℃之間，然后堆垛緩冷至100℃以下后自然空冷至室溫。
3.如權利要求2所述的可大線能量焊接的厚鋼板制造方法，其特征是，所述的鑄造采用連鑄工藝。
4.如權利要求2所述的可大線能量焊接的厚鋼板制造方法，其特征是，所述的鑄造中連鑄坯輕壓下工藝，輕壓下量控制在5％～10％之間。
5.如權利要求2所述的可大線能量焊接的厚鋼板制造方法，其特征是，所述的鑄造中采用電磁攪拌。
6.如權利要求2所述的可大線能量焊接的厚鋼板制造方法，其特征是，所述的鑄造中連鑄坯輕壓下工藝與電磁攪拌一起使用。
全文摘要
一種可大線能量焊接的厚鋼板，其成分為(重量百分比)C 0.010％～0.020％、Si 0.10％～0.30％、Mn 1.80％～2.30％、P≤0.010％、S≤0.003％、Nb 0.015％～0.030％、Als 0.025％～0.050％、Ti 0.010％～0.020％、N 0.003％～0.006％、REM 0.001ppm～0.005ppm、Mg 0.002％～0.006％、B10ppm～35ppm、余鐵。本發明去除貴重元素如Ni、Cr、Mo、Cu等的合金化，尤其去除Ni元素的合金化，并優化TMCP工藝，在獲得優異的母材鋼板低溫韌性的同時，大線能量焊接時HAZ的低溫韌性也同樣優異；這不僅降低制造成本、縮短了生產周期，也降低了生產組織難度，同時還消除了大量含Cu、Ni的廢鋼回收的困難，實現了制造過程的綠色環保。
文檔編號C21D8/02GK1804093SQ20051002321
公開日2006年7月19日 申請日期2005年1月11日 優先權日2005年1月11日
發明者劉自成 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司