CN101289728B - 低屈强比可大线能量焊接高强高韧性钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种具有低温韧性、高抗拉强度、低屈强比的钢板，以及这种钢板的制备方法。本发明通过简单的合金元素的组合设计与优化TMCP工艺相结合，成功解决了低温冲击韧性和低屈强比在成分设计和工艺设计上相互冲突、很难调和的问题。这不仅减少了钢材的用量及节约成本，减轻钢结构的自身重量、稳定性和安全性，更为重要的是提高钢结构安全稳定性和抗地震破坏性，可广泛运用于大型高层建筑结构、桥梁结构、海洋采油平台结构、低温压力容器及大型船舶结构。

Description

低屈强比可大线能量焊接高强高韧性钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及钢板材料技术，具体地，本发明涉及低碳低合金钢板材料技术，更具体地，本发明涉及可大线能量焊接低屈强比钢板及其制造方法。

背景技术

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、压力容器、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、韧性和焊接性是低碳(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。随着科技的不断发展，人们对钢的强韧性、焊接性提出更高的要求，即在维持较低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，即减少钢材的用量节约成本，减轻钢结构的自身重量，更为重要的是为进一步提高钢结构安全稳定性和抗地震破坏性，要求低屈强比，即屈强比控制在0.85以下。目前世界范围内掀起了发展新一代高性能钢铁材料的研究高潮，通过合金组合设计优化和革新TMCP工艺技术获得更好的组织匹配，从而得到更高的强韧性、更低的屈强比、更优良的焊接性。

现有技术在制造屈服强度≥415MPa、-40℃的低温冲击韧性≥47J的厚钢板时，一般要在钢中添加一定量的Ni或Cu+Ni元素(The Firth(1986)international Symposiumand Exhibit on Offshore Mechanics andArctic Engineering，1986，Tokyo，Japan，354；“DEVELOPMENTS IN MATERIALS FOR ARCTIC OFFSHORE STRUCTURES”；“Structural Steel Plates for Arctic Use Produced by Multipurpose Accelerated CoolingSystem”(日文)，川崎制铁技报，1985，No.168～72；“Application of Accelerated CoolingFor Producing 360MPa Yield Strength Steel plates of up to 150mm in Thickness with LowCarbon Equivalent”，Accelerated Cooling Rolled Steel，1986，209～219；“High StrengthSteel Plates For Ice-Breaking Vessels Produced  by Thermo-Mechanical ControlProcess”，Accelerated Cooling Rolled Steel，1986，249～260；“420MPa Yield Strength SteelPlate with Superior Fracture Toughness for Arctic Offshore Structures”，Kawasaki steeltechnical report，1999，No.40，56；“420MPa and 500MPa Yield Strength Steel Plate withHigh HAZ toughness Produced by TMCP for Offshore Structure”，Kawasaki steel technicalreport，1993，No.29，54；“Toughness Improvement in Bainite Structure byThermo-Mechanical Control Process”(日文)住友金属，Vol.50，No.1(1998)，26；“冰海地区使用的海洋平台结构用钢板”(日文)，钢铁研究，1984，第314号，19～43)，以确保母材钢板具有优异的低温韧性，但缺点是用上述成分体系和制造工艺生产出来的钢板抗拉强度普遍较低，一般均不能达到610MPa，而钢板的屈服强度普遍较高，造成钢板屈强比很高(达到0.85以上，甚至更高)，对钢结构的安全稳定性和抗地震波破坏性构成潜在威胁。现有大量专利文献只是说明如何实现母材钢板的低温韧性，就改善钢板大线性能焊接性，获得优良焊接热影响区HAZ低温韧性说明较少，更没有涉及如何在提高钢板抗拉强度的同时，降低钢板的屈服强度，即降低钢板的屈强比(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专利4855106、US专利5183198、US专利4137104)。目前降低60公斤级及以上钢板的屈强比均采用二次淬火+回火工艺，即RQ+Q’+T(CAMP-ISIJ，1(1988)，P813；铁と钢，73(1987)，S345；CAMP-ISIJ，4(1991)，P1948；住友金属，40(1988)，P279；CAMP-ISIJ，1(1988)，P527)和DQ+Q’+T(CAMP-ISIJ，1(1988)，P814；铁と钢，73(1987)，S1312；CAMP-ISIJ，1(1988)，P817；CAMP-ISIJ，(1988)，P1779)，其中DQ——直接淬火，RQ——再加热淬火，Q’——奥氏体/铁素体两相区淬火，T——回火。虽然用上述方法可以大幅度降低钢板的屈强比，但是钢板的低温韧性水平远不能达到-40℃冲击功120J的要求，同时钢板也不能承受大线能量焊接。

本发明者通过不断摸索，解决了低温冲击韧性和低屈强比在成分设计和工艺设计上相互冲突、很难调和的问题，以及保持焊接热影响区HAZ低温韧性优良这一难点，所得钢板具有更高的强韧性、更低的屈强比、更优良的焊接性，从而完成了本发明。

本发明的第一个目的是提供一种低屈强比可大线能量焊接高强高韧性钢板。本发明的第二个目的是提供一种低屈强比可大线能量焊接高强高韧性钢板的制备方法。

发明内容

本发明的第一个方面提供一种低屈强比可大线能量焊接高强高韧性钢板，所述钢板包含以下组成元素：C：0.025％～0.055％，Si：≤0.20％，Mn：1.40％～1.75％，P：≤0.013％，S：≤0.002％，Cu：0.25％～0.55％，Ni：0.40％～0.80％，Mo：0.10％～0.40％，Nb：0.020％～0.040％，Als：0.040％～0.060％，Ti：0.007％～0.013％，N：≤0.0040％，Ca：0.001％～0.005％，B：≤0.0003％；且上述元素含量必须同时满足如下关系：25≤Mn/C≤55，3.0≤Ti/N≤4.0，Ni/Cu≥1.5，Ti/Nb在0.30～1.0，Ca/S在0.80～3.0；余量为铁和不可避免的杂质。

具体来说，详细成分设计冶金学分析如下：

C对钢的强度、低温韧性及焊接性影响很大，从改善钢的低温韧性及焊接性，希望钢中C含量控制得较低；但是从钢的强度和生产制造过程中显微组织控制角度，C含量不宜过低，过低的C含量(＜0.025％)不仅造成Ac₁、Ac₃、Ar₁、Ar₃点温度较高，而且奥氏体和铁素体晶粒长大速度过高，给晶粒细化带来很大的困难，容易形成混晶组织，造成钢低温韧性低下和超大线能量焊接热影响区低温韧性严重劣化，因此钢中C含量控制下限不宜低于0.025％；当C含量提高时，虽然有利于钢板显微组织细化，但是损害钢板的焊接性，尤其在大线能量焊接条件下；由于热影响区(HAZ)晶粒严重粗化且焊接热循环冷却过程中的冷却速度很慢，在热影响区(HAZ)易形成粗大的铁素体侧板条(FSP)、魏氏组织(WF)、上贝氏体(Bu)等异常组织，且M-A岛数量增加、尺寸增大，严重损害热影响区(HAZ)的韧性；更为重要的是钢中C含量过高时，抑制针状铁素体AF形成，促进上贝氏体Bu形成，导致得不到针状铁素体显微组织，因此C含量不宜高于0.055％。

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Ar₃点温度、细化铁素体晶粒而改善钢板低温韧性的作用、促进低温相变组织形成而提高钢板强度的作用；因此采用TMCP工艺制造抗拉强度≥610MPa的钢板，钢中内控Mn含量不能低于1.40％。Mn在钢水凝固过程中容易发生偏析，尤其过高的Mn含量(当Mn含量＞1.75％时)，不仅会造成连铸操作困难，而且容易与C、P、S等元素发生共轭偏析现象，加重连铸坯中心的偏析与疏松，严重的连铸坯中心偏析在后续的控轧和焊接过程中易形成异常组织；同时，Mn含量过高还会形成粗大的MnS粒子，这种粗大的MnS粒子在热轧过程中沿轧向延伸，严重恶化母材钢板(尤其横向)、焊接热影响区(HAZ)(尤其大线能量焊接条件下)的冲击韧性，造成Z向性能低下、抗层状撕裂性能差；此外，过高Mn含量还会提高钢的淬硬性、提高钢中焊接冷裂纹敏感性系数(Pcm)、影响钢的焊接工艺性(较小的线能量焊接时，易形成脆硬组织如马氏体；较大的线能量焊接时，易形成粗大的上贝氏体)。因此，钢中Mn含量的上限不能超过1.75％。为保证断口转变温度Tris.低于-60℃，Mn和C的含量比应控制在25～55之间。

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严重损害钢板的低温韧性和焊接性，尤其在大线能量焊接条件下，Si不仅促进M-A岛形成，而且形成的M-A岛尺寸大、分布不均匀，严重损害焊接热影响区(HAZ)的韧性，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0.20％以下。

P作为钢中有害夹杂对钢的机械性能，尤其低温冲击韧性和焊接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，对于要求可大线能量焊接、-60℃韧性的钢板，P含量需要控制在≤0.013％。

S作为钢中有害夹杂对钢的低温韧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，在热轧过程中，MnS的可塑性使MnS沿轧向延伸，形成沿轧向MnS夹杂物带，严重损害钢板的横向冲击韧性、Z向性能和焊接性，同时S还是热轧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、炼钢成本和物流顺畅原则，对于要求-60℃韧性、可大线能量焊接的钢板，S含量需要控制在≤0.002％。

Ni是唯一能够提高钢板的强度和低温韧性的元素，钢中加Ni可以降低Ar₃点温度，提高钢板的淬透性，Ni还可以降低含铜钢的铜脆现象，减轻热轧过程的晶间开裂，因此Ni/Cu≥1.50，这也是本发明钢成分体系稳定获得高强、高韧及低屈强比针状铁素体钢的必要条件之一；Ni还能够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，但过高的Ni含量会硬化焊接热影响区，对钢板的焊接性不利，同时Ni是一种很贵重元素，从性能价格比考虑，Ni含量控制在0.40％～0.80％之间，以确保钢板的淬透性和钢板的强度、低温韧性而不损害钢板的焊接性。添加Cu也可以降低Ar₃点温度，提高钢板的淬透性和钢板的耐大气腐蚀性；但Cu添加量过多，高于0.55％，容易造成铜脆、铸坯表面质量及内裂问题；Cu添加量过少，低于0.25％，不起任何作用。因此Cu含量控制在0.25％～0.55％之间；Cu、Ni复合添加除降低含铜钢的铜脆现象、减轻热轧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，Cu、Ni复合添加可以大幅度降低Ar₃，提高奥氏体向铁素体相变的驱动力，导致铁素体板条可以向各方向长大，导致铁素体板条间位向差变大(极端情况下形成铁素体板条间皆为大角度晶界的针状铁素体组织)，在Nb、Mo及再结晶区控轧效果的作用下，抑制上贝氏体形成，促进针状铁素体形成，提高钢板抗拉强度和低温韧性的同时，降低钢板的屈强比。

Mo能够极大地提高钢板的淬透性，促进低温相变组织，提高钢板的抗拉强度，此外Mo在未再结晶控轧效果的作用下，促进针状铁素体形成；但Mo添加量低于0.10％时，所起作用较小，Mo添加量超过0.40％时，不仅增加钢板的制造成本，更重要的是损害钢板的焊接性，尤其大线能量焊接热影响区HAZ韧性，而且增加钢板的生产成本。因此Mo含量控制在0.10％～0.50％之间。

Nb：钢中添加微量的Nb元素目的是进行未再结晶控轧和促进低温相变组织的形成，对于C含量上限不超过0.055％，当Nb添加量低于0.020％时，不仅不能发挥有效的控轧作用，而且钢中固溶Nb含量也减少，影响与Mo元素复合促进针状铁素体之作用；当Nb添加量超过0.040％时，大线能量焊接条件下诱发上贝氏体(Bu)形成和二次析出脆化作用，严重损害大线能量焊接热影响区(HAZ)的低温韧性，因此Nb含量控制在0.020％～0.040％之间，获得最佳的控轧效果及针状铁素体形成的同时，又不损害大线能量焊接HAZ的韧性。

N的控制范围与Ti的控制范围相对应，对于超大线能量焊接钢板，Ti/N在3.0～4.0之间最佳。N含量过低，生成TiN粒子数量少、尺寸大，不能起到改善钢的焊接性的作用，反而对焊接性有害；但是N含量过高时，钢中自由[N]增加，尤其大线能量焊接条件下热影响区(HAZ)自由[N]含量急剧增加，严重损害HAZ低温韧性，恶化钢的焊接性。因此N含量控制在0.0040％以下。

钢中加入微量Ti，目的是与钢中N结合，生成稳定性很高的TiN粒子，抑制焊接HAZ区奥氏体晶粒长大和改变二次相变产物，改善钢的焊接性和HAZ的低温韧性。钢中添加的Ti含量要与钢中的N含量匹配，匹配的原则是TiN不能在液态钢水中析出而必须在固相中析出；因此TiN的析出温度必须确保低于1400(，根据log[Ti][N]＝-16192/T+4.72可以确定Ti的加入量。当加入Ti含量过少(＜0.007％)时，形成TiN粒子数量不足，不足以抑制HAZ的奥氏体晶粒长大和改变二次相变产物而改善HAZ的低温韧性；加入Ti含量过多(＞0.012％)时，TiN析出温度超过1400℃，在钢液凝固过程中，可能也析出大尺寸TiN粒子，这种大尺寸TiN粒子不但不能抑制HAZ的奥氏体晶粒长大，反而成为裂纹萌生的起始点；因此Ti含量的最佳控制范围为0.007％～0.0130％。

钢中的Als能够固定钢中的自由[N]，降低焊接热影响区(HAZ)自由[N]，改善大线能量焊接HAZ的低温韧性作用，因此Als下限控制在0.040％；但是钢中加入过量的Als不但会造成浇铸困难，而且会在钢中形成大量弥散的针状Al₂O₃夹杂物，损害钢板内质健全性、低温韧性和焊接性，因此Als上限控制在0.060％。

对钢进行Ca处理，一方面可以进一步纯洁钢液，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、提高钢的低温韧性和Z向性能、改善钢板韧性的各向异性。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Ca(O，S)尺寸过大，脆性也增大，可成为断裂裂纹起始点，降低钢的低温韧性，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％O)]/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Ca含量的合适范围为0.0010％～0.0050％。

为确保形成针状铁素体显微组织，钢中的残余B含量必须≤0.0003％。

为确保大线能量焊接钢板的热影响区(HAZ)低温韧性，碳当量IIW≤0.42％，焊接冷裂纹敏感指数Pcm≤0.20％；其中IIW＝wt％C+wt％Mn/6+(wt％Cu+wt％Ni)/15+(wt％Cr+wt％Mo+wt％V)/5，Pcm＝wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5wt％B。

本发明的另一个方面提供低屈强比可大线能量焊接高强高韧性钢板的制备方法，包括以下步骤：

1)连铸：浇铸温度≤1540℃；

2)热轧：板坯于1070℃～1130℃低温加热，在完全再结晶区进行快速连续轧制，在未再结晶区进行控制轧制；

3)控制冷却：传搁时间≤60秒，先以≥10℃/s的速度加速冷却至450℃～600℃，然后缓慢冷却和/或自然空冷至室温。

具体来说，经研究发现：低合金高强度钢Charpy冲击转变温度Trs.对晶粒尺寸的敏感度随显微组织类型的不同而发生很大的变化，Charpy冲击转变温度Trs.对显微组织敏感度由高向低的顺序为：高碳马氏体/贝氏体、低碳马氏体/贝氏体、铁素体/珠光体，即当显微组织为高碳马氏体/贝氏体时，Charpy冲击转变温度Trs.随晶粒尺寸的增大急剧上升；当显微组织为低碳马氏体/贝氏体时，Charpy冲击转变温度Trs.随晶粒尺寸的增大以较快的速度上升；当显微组织为铁素体/珠光体时，Charpy冲击转变温度Trs.随晶粒尺寸的增大上升速度相对较慢；但是当显微组织细化到一定程度(达到10μm)时，高碳马氏体/贝氏体组织、低碳马氏体/贝氏体组织及铁素体/珠光体组织Charpy冲击转变温度Trs.随晶粒尺寸的变化到达相同水平。为得到优良的低温冲击韧性，显微组织尺寸必须细小而且均匀；根据针状铁素体(贝氏体)/马氏体相变对原奥氏体晶粒度具有很强的遗传性，这就要求贝氏体相变前原奥氏体晶粒细小到10～15μm且均匀(这很难做到)；而对于不太均匀的原奥氏体晶粒，必须采用强烈低温控轧，以形成大量形变带、形变孪晶带和位错缠结点，最大程度形变破碎原奥氏体晶粒并增加铁素体板条形核位置和铁素体板条长大障碍物。因此，当钢中含有Ti、Nb等微合金元素，且板坯采用1100℃低温加热，可以确保板坯原始奥氏体晶粒细小，为最终钢板显微组织细小奠定基础；采用低温强烈控轧工艺，保证钢板中具有大量的应变积累，形成大量的位错、形变带，并在原奥氏体晶界上、孪晶界上产生大量台阶，这些台阶和晶内位错缠结点不仅铁素体板条的形核位置而且是铁素体板条长大的障碍物，在随后加速冷却相变过程中，极大地细化了钢板显微组织。

本发明的TMCP工艺设计方案是：推荐采用连铸工艺，连铸工艺重点控制浇铸温度，中间包钢水浇铸温度≤1540℃，低温浇铸法较好，以细化原始铸态组织。为控制连铸坯中心Mn偏析，采用电磁搅拌或连铸坯轻压下工艺；当采用轻压下工艺时，轻压下量控制在5％～10％之间。

为确保初始奥氏体晶粒均匀细小，必须采用板坯低温加热工艺的同时，还要保证微合金化元素Nb的完全固溶，板坯加热温度控制在1070℃～1130℃之间，目标加热温度1100℃，确保原始板坯奥氏体晶粒度均匀细小且微合金元素Nb完全固溶。

在完全再结晶温度范围内，采用大轧制道次压下率进行快速连续轧制，确保形变金属发生动态/静态再结晶，细化奥氏体晶粒；为此，轧制道次压下率≥12％，再结晶区(≥1000℃)累计压下率≥50％；在未再结晶区进行控制轧制，道次压下率≥8％，未再结晶低温区(≤850℃)累计压下率≥60％，终轧温度控制在760℃～800℃之间。

从轧制结束到开始加速冷却之间的传搁时间应尽可能控制得短，力争控制在60秒以内，以≥10.0℃/s的速度冷却至停冷温度，停冷温度范围为450℃～600℃；随后厚度≥40mm的钢板缓冷至100℃以下后自然空冷至室温，钢板在≥300℃的缓冷时间不得低于24小时，厚度＜40mm的钢板自然空冷至室温。

有益效果：

本发明采用了低碳C-高Mn-(Nb+Ti)微合金钢的成分体系作为基础，控制碳当量IIW≤0.42％、冷裂纹敏感系数Pcm≤0.20％，适当提高酸溶Als的含量、控制Mn/C比在25～55之间、(Cu+Ni+Mo)合金化且Ni/Cu≥1.5、(Ti+Nb)微合金化且Ti/Nb在0.30～1.0之间、Ca处理且Ca/S在0.8～3.0之间、控制Ti/N在3.0～4.0之间等冶金技术手段，优化TMCP(Thermo-mechanical control process，热机械控制过程)工艺，使成品钢板的显微组织为少量细小的铁素体(10％～20％)+弥散分布的针状铁素体，平均晶粒尺寸在15μm以下。

本发明者通过上述简单的合金元素的组合设计与特殊TMCP工艺相结合，在获得优异的母材钢板低温韧性、高抗拉强度、低屈强比的同时，大线能量焊接时热影响区HAZ的低温韧性也同样优异，并且成功地解决了低温冲击韧性和低屈强比在成分设计和工艺设计上相互冲突、很难调和的技术难题，这不仅减少钢材的用量，节约成本，减轻钢结构的自身重量、稳定性和安全性，更为重要的是提高了钢结构的安全稳定性和抗地震波的破坏性；提高了用户的现场焊接效率，可大线能量焊接性节约了用户构件制造的成本，缩短了用户构件制造的时间，为用户创造了巨大的价值。此类成品钢板的显微组织为少量细小的铁素体(10％～20％)+弥散分布的针状铁素体，平均晶粒尺寸在15μm以下，具有均匀优异的力学性能、优良的焊接性及较低的屈强比，可广泛地运用于高层建筑结构、桥梁结构、海洋采油平台、低温压力容器及大型船舶结构等。

此类钢板不仅是高附加值、绿色环保型的产品，更重要的是形成了具有特色的高级厚板核心制造技术。由于本发明不需要添加任何设备，生产工艺简单，过程控制容易，可以向所有具有加速冷却装备的中厚板生产厂家推广，具有很强的适应性、环保性和极高的经济性。

附图说明

图1实施例3钢板的显微组织，其中图1-1为×200倍，图1-2为×500倍。

具体实施方式

下面用实施例对本发明作进一步阐述，但这些实施例绝非对本发明有任何限制。本领域技术人员在本说明书的启示下对本发明实施中所作的任何变动都将落在权利要求书的范围内。

实施例1

按表1所示的化学成分进行连铸步骤，所获钢板厚度为30mm。随后进行板坯低温加热，加热温度为1080℃。之后进行热轧反应，在快速连续轧制步骤中，道次压下率为15％，累计压下率为60％；在控制轧制步骤中，道次压下率为11％，累计压下率为67％。终轧温度为793℃。热轧反应结束后，进入冷却步骤，传搁时间为28s，冷却速度为15℃/s，停冷温度为572℃。钢板性能：见表10。

表1实施例1钢板的化学成分

实施例2

按表2所示的化学成分进行钢板的制造，制造过程与实施例1相同。钢板厚度为70mm。板坯低温加热的加热温度为1110℃。在快速连续轧制步骤中，道次压下率为12％，累计压下率为52％；在控制轧制步骤中，道次压下率为9％，累计压下率为60％。终轧温度为765℃。传搁时间为46s，冷却速度为11℃/s，停冷温度为476℃。由于新设计钢2的钢板厚度≥40mm，因此需要缓冷至100℃以下后自然空冷至室温。在本实施例中，缓冷结束温度为90℃。钢板性能：见表10。

表2实施例2钢板的化学成分

实施例3

按表3所示的化学成分进行钢板的制造，制造过程与实施例1相同。钢板厚度为50mm。板坯低温加热的加热温度为1100℃。在快速连续轧制步骤中，道次压下率为12％，累计压下率为55％；在控制轧制步骤中，道次压下率为10％，累计压下率为67％。终轧温度为780℃。传搁时间为18s，冷却速度为12℃/s，停冷温度为547℃。由于新设计钢3的钢板厚度≥40mm，因此需要缓冷至100℃以下后自然空冷至室温。在本实施例中，缓冷结束温度为95℃。钢板性能：见表10。

表3实施例3钢板的化学成分

实施例3所示钢板的显微组织见图1。

实施例4

按表4所示的化学成分进行钢板的制造，制造过程与实施例1相同。钢板厚度为20mm。板坯低温加热的加热温度为1130℃。在快速连续轧制步骤中，道次压下率为13％，累计压下率为70％；在控制轧制步骤中，道次压下率为10％，累计压下率为67％。终轧温度为800℃。传搁时间为24s，冷却速度为18℃/s，停冷温度为593℃。钢板性能：见表10。

表4实施例4钢板的化学成分

实施例5比较例1——川崎制铁(现与NKK合并成JFE)

按表5所示的化学成分进行钢板的制造(川崎制铁：现与NKK合并成JFE)。无制造工艺数据。比较例1的钢板厚度为30mm。钢板性能：见表10。

表5比较例1钢板的化学成分

实施例6比较例2——川崎制铁

按表6所示的化学成分进行钢板的制造。无制造工艺数据。比较例2的钢板厚度为75mm。钢板性能：见表10。

表6比较例2钢板的化学成分

实施例7比较例3——川崎制铁

按表7所示的化学成分进行钢板的制造。无制造工艺数据。比较例3的钢板厚度为60mm。钢板性能：见表10。

表7比较例3钢板的化学成分

实施例8比较例4——川崎制铁

按表8所示的化学成分进行钢板的制造。无制造工艺数据。比较例4的钢板厚度为50mm。钢板性能：见表10。

表8比较例4钢板的化学成分

实施例9比较例5——住友金属

按表9所示的化学成分进行钢板的制造。无制造工艺数据。比较例5的钢板厚度为50mm。钢板性能：见表10。

表9比较例5钢板的化学成分

表10实施例1-4钢、比较例1-5钢的钢板性能参数

Claims (5)

1.一种低屈强比可大线能量焊接高强高韧性钢板，其特征在于，包含以下组成元素：C：0.025％～0.055％，Si：≤0.20％，Mn：1.40％～1.75％，P：≤0.013％，S：≤0.002％，Cu：0.25％～0.55％，Ni：0.40％～0.80％，Mo：0.10％～0.40％，Nb：0.020％～0.040％，Als：0.040％～0.060％，Ti：0.007％～0.013％，N：≤0.0040％，Ca：0.001％～0.005％，B：≤0.0003％；且上述元素含量必须同时满足如下关系：

25≤Mn/C≤55，3.0≤Ti/N≤4.0，Ni/Cu≥1.5，Ti/Nb在0.30～1.0，Ca/S在0.80～3.0；余量为铁和不可避免的杂质，

所述低屈强比是指屈服强度/抗拉强度之比，小于0.85。

2.权利要求1所述钢板的制备方法，其特征在于包括以下步骤：

1)连铸：浇铸温度≤1540℃；

2)热轧：板坯于1070℃～1130℃低温加热，在完全再结晶区进行快速连续轧制，在未再结晶区进行控制轧制，

所述在完全再结晶区快速连续轧制的轧制道次压下率≥12％，累计压下率≥50％，

所述在未再结晶区控制轧制的轧制道次压下率≥8％，累计压下率≥60％，终轧温度控制在760℃～800℃之间；

3)控制冷却：传搁时间≤60秒，先以≥10℃/s的速度加速冷却至450℃～600℃，然后缓慢冷却和/或自然空冷至室温。

3.如权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述连铸步骤采用电磁搅拌或连铸坯轻压下工艺。

4.如权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述轻压下工艺中压下率控制在5％～10％之间。

5.如权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述控制冷却步骤中，厚度≥40mm的钢板缓冷至100℃以下后自然空冷至室温，钢板在≥300℃的缓冷时间不低于24小时；厚度＜40mm的钢板自然空冷至室温。

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