专利名称：一种调质钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及一种调质钢板，特别是涉及一种80公斤级超厚(》100mm)调质钢板 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、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、 韧性和焊接性是低碳(高强度)低合金钢最重要的性能，它最终决定成品钢材的显微组织 状态。随着科技不断地向前发展，人们对高强钢的强韧性、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，以减少钢材 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。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 钢获得更优良的强韧性、强塑性匹配。80公斤级超厚调质钢板主要用作制造水电工程的压力水管、涡壳、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(除宝钢以外) 只能生产80mm以下的钢板，国内大型重型机械厂所需超厚80公斤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的钢板，以便设计图纸出来后，根据设计图纸要求的钢板尺寸要 求裁剪钢板，这会导致材料巨大的浪费。传统的抗拉强度彡780MPa、钢板厚度彡IOOmm的高强钢板主要通过离线调质工艺 (Q+T)生产，厚度< 60mm的钢板也可以采用在线调质工艺来生产。这就要求钢板具有足够 高的淬透性，即淬透性指数DI彡2X成品钢板厚度，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) X 25. 4 (mm)，各元素表示 其质量百分含量，目的是确保钢板具有足够高的强度、优良的低温韧性及沿板厚方向均勻 的显微组织与性能，因而不可避免地需要加入大量Cr、Mo、Ni、Cu等合金元素。然而，对于 厚度> IOOmm的超厚调质钢板，如何保持钢板厚度方向力学性能的均勻基本没有涉及昭 59-129724、平1-219121。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< IOOmm的限制，而且钢板沿厚度方向的力学性能均勻性较差，主要表 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，中心部位硬度低。虽然调质钢 板1/4厚度位置的强度、低温韧性及延伸率等技术指标能够满足用户的要求，但是钢板延 伸率普遍偏低(δ 5 < 18% )，超厚规格的调质钢板延伸率更低，一般δ 5 ^ 16%，例如专利 US 4855106,US 5183198,US 4137104,US 4790885,US 4988393,EP 0867520Α2 等。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。在水电工程中的压力水管和涡壳、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，存在较大的安全隐患。因此，大型疲劳重载钢结构采用高强钢 板时，一般希望80公斤级高强钢板具有优良的强韧性、强塑性匹配，尤其抗拉延伸率35在 18%以上。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温韧性，而对改善钢 板焊接能性，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，提高钢板的抗拉延伸率及厚度方向力学性能均勻性(例如昭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 5798004、EP 0288054A2、西山纪念技术讲座第 159-160，P79 P80 等文 献)。
发明内容
本发明的目的在于通过钢板合金元素的组合设计与特殊调质工艺(RCR+QT)相结 合，在获得超厚O 100mm)调质钢板的优良强度、低温韧性及强韧性匹配的同时，钢板的焊 接性也同样优异，并成功地解决了超厚调质钢板沿钢板厚度方向强韧性不均勻的问题。本发明采用一种低C-Mn-高Als- (Cu+Ni+Mo+Cr)合金化-(Ti+V+B)微合金化的成 分体系，通过再结晶控轧(RCR) +调质工艺(Q+T)，获得具有抗拉强度TS彡780MPa、屈服强 度YP彡690MPa、-40°C夏比横向冲击功(单个值)彡47J、优良焊接性、成品板厚彡IOOmm 的超厚调质钢板。根据本发明的80公斤级超厚调质钢板，其化学成分的质量百分比为C :0· 10% 0. 16% ；Si ^ 0. 20% ；Mn :0· 85% 1. 25% ；P ^ 0. 013% ；S:彡 0.0030%;Cu :0· 20% 0. 45%Ni :0· 90% 1. 50%Cr :0· 45% 0. 75%Mo :0· 40% 0. 65%V :0· 030% 0. 060% ；Als :0· 045% 0. 070% ；Ti :0· 006% 0. 012% ；N:彡 0.0060%;B :0· 0006% 0. 0014% ；Ca 0. 001% 0. 005%，其余为铁和不可避免的杂质。其中，化学成分的质量百分比必须同时满足如下关系10 彡 Mn 当量 /C 彡 20，其中，Mn 当量=Μη+0. 74Ν +0. 16Cu+0. 22Cr-0. 73Mo,目的 是确保钢板在-40°C条件下的断裂行为为塑性断裂。Als彡(Mn当量/C) X (Ν_0· 292Τ ),目的是确保钢中固溶[B]彡5ppm且AlN以细 小弥散状态析出，从而细化淬火前奥氏体晶粒尺寸，改善钢板低温韧性，确保沿板厚方向钢 板力学性能均勻。
Ni 当量彡 1. 15%，其中，Ni 当量=Ni+0. 37Mn+0. 18Cu_l. 33Si_0. 89Als,目的是改 善铁素体位错1/2<111>(110)低温可动性，确保钢板显微组织的本征韧性。Mo 当量彡 0. 25%，其中，Mo 当量=Mo+0. 27Cr+l. 05V-0. 57Cu_0. 073Mn,目的是确 保钢板抗回火软化性，保证80公斤级超厚调质钢板强韧性匹配。0. 80 彡 Ca/S 彡 3. 00，且 5X10—4 彡(Ca) (S)18 彡 2. 5X 10_3，目的是改善钢板的低 温韧性、焊接性、抗SR脆性、抗层状撕裂性能及模铸坯“V”偏析和倒“V”偏析。有效淬透性指数Deff = FXDI彡1. 00Xt，其中，F为硼钢淬透性因子，当钢中 存在固溶[B]且固溶[B]彡5ppm时，F取1.2 ;t为成品钢板厚度(mm) ；DI = 0. 367 ( % C)°-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 ( % Als) ] X 25. 4 (mm),目的是确保 80 公斤级超厚 调质钢板具有优良的强韧性、强塑性匹配，并且沿板厚方向力学性能均勻。％ C在这里 表示的含义是例如，当C的质量百分比为0. 16 %时，公式中％ C取值0. 16。以表1中 的实施例 4 为例，Deff = FXDI = 1. 2X0. 367X0. 16°'5X (1+0. 7X0. 09) (1+3. 33X 1. 12) (1+0. 35X0. 35) (1+0. 36X 1. 48) (1 + 2. 16 X 0. 45) (1 + 3 X 0. 58) (1 + 1. 75 X 0. 031) (1+1. 77X0. 049) X25. 4 彡 1. 00X145。本发明的调质钢板的各化学成分的作用及其具体说明C 对调质钢板的强度、低温韧性、延伸率及焊接性影响很大。从改善特厚调质钢板 低温韧性和焊接性的角度考虑，希望钢板中C含量控制得较低；但是从调质钢板的淬透性、 强韧性匹配、生产制造过程中显微组织控制及制造成本的角度考虑，C含量不宜控制得过 低，尤其是80公斤级超厚调质钢板。因此，C含量的合理范围为0. 10% 0. 16%。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(尤其是高强调质钢板)的低温 韧性、延伸率及焊接性，尤其在较大线能量焊接的条件下。Si不仅促进M-A岛形成，而且形 成的M-A岛尺寸较为粗大、分布不均勻，严重损害焊接热影响区(HAZ)韧性和焊接接头SR 性能。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. 20%以下。Mn:作为最重要的合金元素，除提高钢板的强度以外，还具有扩大奥氏体相区、降 低Ar3点温度、细化调质钢板晶团而改善钢板低温韧性以及促进低温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，尤其是Mn含量较高时。这不仅 会造成浇铸操作困难，而且容易与C、P、S、Mo、Cr等元素发生共轭偏析现象，尤其是钢板中C 含量较高时，会加重铸坯中心部位的偏析与疏松，严重的铸坯中心区域偏析在后续的轧制、 热处理及焊接过程中易形成异常组织，导致调质钢板低温韧性低下和焊接接头出现裂纹。 因此，根据C含量范围，选择适宜的Mn含量范围对于超厚调质钢板极其必要。根据本发明 钢板成分体系及C含量为0. 10% 0. 16%，Mn含量适合为0. 85% 1.25%，且C含量高 时，Mn含量适当降低，反之亦然；C含量低时，Mn含量适当提高。P:作为钢中有害杂质，对钢板的机械性能，尤其是低温冲击韧性、延伸率、焊接性 及焊接接头SR性能具有巨大的损害作用。理论上要求P含量越低越好，但考虑到炼钢可操 作性和炼钢成本，对于要求优良焊接性、-40°C韧性及优良强韧性匹配的特厚调质钢板，P含 量需要控制在彡0.013%。
S:作为钢中有害杂质，对钢板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，严重损害钢板的低温冲击韧性、延伸率、Z向性能、焊接性能及焊接接头 SR性能。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，对于要求优良焊接性、-40°C韧性及优良强韧性 匹配的特厚调质钢板，S含量需要控制在< 0. 0030%。Cr 作为弱碳化物形成元素，添加Cr不仅可以提高钢板的淬透性、促进马氏体/贝 氏体形成，而且马氏体/贝氏体板条间位向差增大，增大裂纹穿过马氏体/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韧性的作用。但是，当Cr添加量过多时， 会严重损害钢板的焊接性，尤其是焊接接头SR性能。对于80公斤级超厚调质钢板，必须有 一定的Cr含量，以保证钢板具有足够的淬透性。因此，Cr含量控制在0. 45% 0. 75%之 间。Mo 提高钢板的淬透性，促进马氏体/贝氏体形成。但是，Mo作为强碳化物形成元 素，在促进马氏体/贝氏体形成的同时，会增大马氏体/贝氏体晶团的尺寸且形成的马氏体 /贝氏体板条间位向差很小，减小裂纹穿过马氏体/贝氏体晶团的阻力。因此，Mo在大幅 度提高调质钢板强度的同时，降低了调质钢板的低温韧性和延伸率。当Mo添加过多时，不 仅会严重损害钢板的延伸率、焊接性及焊接接头SR性能，而且会增加钢板SR脆性和生产成 本。但是对于80公斤级超厚调质钢板，必须有一定的Mo含量，以保证钢板具有足够的淬透 性与抗回火软化性。因此，综合考虑Mo的相变强化作用及对母材钢板低温韧性、延伸率和 焊接性的影响，Mo含量控制在0. 40% 0. 65%之间。Ni 不仅可以提高铁素体相中位错可动性，促进位错交滑移，而且增大马氏体/贝 氏体板条间位向差；Ni作为奥氏体稳定化元素，降低Ar3点温度，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、延伸率和低温韧性的功能；钢中加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，提高钢板的耐大气腐蚀性。因此从理论上 讲，钢中M含量在一定范围内越高越好，但是过高的M含量会硬化焊接热影响区，对钢板 的焊接性及焊接接头SR性能不利。然而，对于超厚80公斤级调质钢板，必须有足够的M 含量，以保证钢板具有足够的淬透性、板厚方向性能均勻的同时，确保钢板的低温韧性。因 此，Ni含量控制在0. 90% 1. 50%之间，以确保钢板的淬透性和钢板的强韧性水平而不损 害钢板的焊接性。Cu:也是奥氏体稳定化元素，添加Cu也可以降低Ar3A温度，提高钢板的淬透性和 钢板的耐大气腐蚀性。但是，Cu添加量过多，高于0. 45%时，容易造成铜脆、铸坯表面龟裂、 内裂问题及尤其特厚钢板焊接接头SR性能劣化。对于80公斤级超厚调质钢板而言，Cu添 加量过少，低于0. 20 %时，所起任何作用很小。因此，Cu含量控制在0. 20 % 0. 45 %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点温度，提高奥氏体向 铁素体相变的驱动力，导致马氏体/贝氏体板条可以向各个位向长大，导致马氏体/贝氏体 板条间位向差变大，增加裂纹穿过马氏体/贝氏体板条的阻力。B 控制在0. 0006% 0. 0014%之间，在确保钢板淬透性的同时，不损害钢板的焊 接性、HAZ韧性及板坯表面质量。
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Ti 含量在0.006% 0.012%之间，抑制均热和热轧过程中奥氏体晶粒过分长 大，改善钢板低温韧性，更重要的是抑制焊接过程中HAZ晶粒长大，改善HAZ韧性。此外，Ti 含量超过0.012%时，采用模铸浇注时，形成的TiN粒子不仅较多而且较为粗大，会促进铁 素体形成，严重影响钢板中心部位的淬透性。Als 酸溶铝，能够固定钢中的自由[N]，除降低焊接热影响区(HAZ)自由[N]，改善 焊接HAZ的低温韧性作用之外，更重要的是保证钢中具有一定的固溶B，改善钢板淬透性。 因此，Als下限控制在0.045%。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. 070%。N 采用模铸浇注时，钢中的N含量控制难度较大，为了确保钢板中固溶[B]的存在 及防止大量AlN沿原奥氏体晶界析出，损害钢板的冲击韧性尤其横向低温冲击韧性，钢中 的N含量不得超过0. 006%。V 含量在0. 030% 0. 060%之间。随着钢板厚度的增加，V含量可适当取上限值。 添加V的目的是通过V (C，N)在贝氏体/马氏体板条中析出，提高调质钢板的强度。V添加 过少，低于0. 030%，析出的V(C，N)太少，不能有效提高超厚调质钢板的强度；V添加量过 多，高于0. 060%，会损害钢板低温韧性、延伸率、焊接性及焊接SR性能。Ca 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，提高钢板的低温韧 性、延伸率及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(0，S)尺寸过大，脆性也增大， 可成为断裂裂纹起始点，降低钢的低温韧性和延伸率，同时还降低钢质纯净度、污染钢液。 Ca含量一般这样控制，按质量百分比计算，ESSP = Cad-L 240)/1. 25S，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%。根据本发明的80公斤级超厚调质钢板的制造方法，包括以下步骤采用模铸浇注，钢包浇注过热度ΔΤ控制在30°C 60°C之间，本体浇注速度控制 在3. 0吨/min 4. 0吨/min,冒口补注时间5min 8min。普通轧制，板坯加热温度控制在1100°C 1200°C之间；至少有2个道次采用低速 大压下率轧制，其中钢板轧制速度彡1. 5m/sec,轧制形状因子(Δ H/R)1/2彡0. 18，其中Δ H 为道次压下量，R为工作辊辊径；再结晶控制轧制，控制轧制的开轧温度彡950°C，轧制道次压下率彡8%，再结晶 区(彡850°C )累计压下率彡30%，终轧温度850°C 900°C ；钢板从轧制结束到进入缓冷坑保温之间的间隔时间不大于60min，在钢板温度表 面大于300°C的条件下至少保温48小时；热处理，包括淬火淬火温度为900 930°C，淬火保持时间彡20min ；回火回火温度为590 650°C，回火保持时间彡(0. 65 1. 0) X成品钢板厚度，
回火结束后钢板自然空冷至室温。本发明的有益效果在于
在获得优良80公斤级超厚(》100mm)高强度高韧性调质钢板强韧性、强塑性匹 配的同时，钢板的焊接工艺性也同样优异，并成功地解决了超厚调质钢板沿钢板厚度方向 强韧性不均勻的问题，提高了大型重钢结构的安全稳定性、抗疲劳性能。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，更重要的是形成了具有宝钢特色的高技术、 高附加值厚板核心制造技术，提升了核心竞争力。
图1示出了本发明的一实施例的调质钢板的显微组织。
具体实施例方式表1示出了根据本发明的80公斤级超厚调质钢板的不同实施例；表2示出了根据本发明的80公斤级超厚调质钢板的制造方法的不同实施例；表3示出了根据本发明的80公斤级超厚调质钢板的性能。根据本发明，80公斤级超厚调质钢板可以采用表1所示的不同实施例的化学成分 质量百分比。本发明的80公斤级超厚调质钢板的制造方法如下采用模铸浇注，钢包浇注过热度八1~控制在301 601，本体浇注速度控制在3.0 吨/min 4. 0吨/min，冒口补注时间5min 8min，以改善板坯内部偏析、减少内部夹杂物。为确保超厚调质钢板中心疏松焊合，钢板中心部位显微组织均勻，钢板总压缩比 (板坯厚度/成品钢板厚度)彡4. 0。第一阶段为普通轧制，为保证加热及轧制过程中发生[Al]+BN — AlN+[B]，确保钢 中国溶[B]彡5ppm，板坯加热温度控制在1100°C 1200°C之间；至少有2个道次采用低速 大压下轧制，钢板轧制速度彡1.5m/sec.，轧制形状因子(ΔΗ/R)"2彡0. 18，其中Δ H为道 次压下量，R为工作辊辊径，以保证板坯内部疏松、凝固缩孔焊合、钢板中心部位显微组织均 勻。第二阶段采用再结晶控制轧制，控轧开轧温度彡950°C，轧制道次压下率彡8%, 再结晶区(彡8500C )累计压下率彡30%，终轧温度850°C 900°C，细化奥氏体晶粒尺寸， 改善超厚调质钢板强韧性匹配。钢板从停冷结束到进入缓冷坑保温之间的间隔时间不大于60min，保温工艺为钢 板温度表面大于300°C的条件下至少保温48小时，保证超厚钢板脱氢充分，防止产生氢致 裂纹。热处理工艺钢板淬火温度(板温)为900 930°C，淬火保持时间彡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。钢板回火温度(板温)为590 650°C，钢板相对较薄时回火温度偏上限，钢板相 对较厚时回火温度偏下限。回火保持时间> (0. 65 1. 0) X成品钢板厚度，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，时间单位为min。回火结束后钢板自然空冷至室温。
如图1所示，示出了根据本发明的实施例2的调质钢板的显微组织。表3示出了 根据本发明的80公斤级超厚调质钢板的性能。本发明采用低C-Mn-(Ti+V+B)微合金钢的成分体系作为基础，适当提高钢中酸溶 Als 含量且Als 彡(Mn 当量/C) X (Ν_0· 292Τ )、(Mn 当量)/C在 10 20 之间、(Cu+Ni+Mo+Cr) 合金化、Ni当量彡1. 15%、Mo当量彡0. 25%丄&处理且0&/5比在0. 80 3. 00之间且(Ca) (S)018彡2. 5X 10_3、FXDI彡1.00X成品钢板厚度等冶金技术控制手段，优化再结晶控轧 +离线调质工艺(RQ+T)，使成品钢板的显微组织为细小回火贝氏体+回火马氏体，平均晶团 尺寸在25 μ m以下，获得优良的强韧性/强塑性匹配且沿板厚方向力学性能均勻，特别适用 于水电压力水管、涡壳、海洋平台、大型工程机械等大型钢结构及设备。
权利要求
一种调质钢板，其化学成分质量百分比为C0.10％～0.16％；Si≤0.20％；Mn0.85％～1.25％；P≤0.013％；S≤0.0030％；Cu0.20％～0.45％；Ni0.90％～1.50％；Cr0.45％～0.75％；Mo0.40％～0.65％；V0.030％～0.060％；Als0.045％～0.070％；Ti0.006％～0.012％；N≤0.0060％；B0.0006％～0.0014％；Ca0.001％～0.005％，其余为铁和不可避免的杂质，其中，各化学成分的质量百分比满足如下关系10≤Mn当量/C≤20，其中，Mn当量＝Mn+0.74Ni+0.16Cu+0.22Cr 0.73Mo；Als≥(Mn当量/C)×(N 0.292Ti)；Ni当量≥1.15％，其中，Ni当量＝Ni+0.37Mn+0.18Cu 1.33Si 0.89Als；Mo当量≥0.25％，其中，Mo当量＝Mo+0.27Cr+1.05V 0.57Cu 0.073Mn；0.80≤Ca/S≤3.00，且5×10 4≤(Ca)(S)0.18≤2.5×10 3；有效淬透性指数Deff＝F×DI≥1.00×t，其中，F为硼钢淬透性因子，当钢中存在固溶[B]且固溶[B]≥5ppm时，F取1.2；t为成品钢板厚度；DI＝0.367(％C)0.5[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(％Als)]×25.4(mm)。
2.根据权利要求1所述的调质钢板的制造方法，其特征在于，包括以下步骤采用模铸浇注，钢包浇注过热度Δ T控制在30°C 60°C之间，本体浇注速度控制在3. 0 吨/min 4. 0吨/min,冒口补注时间5min 8min ；普通轧制，板坯加热温度控制在1100°c 1200°C之间；至少有2个道次采用低速大压 下率轧制，其中钢板轧制速度彡1. 5m/sec，轧制形状因子(ΔΗ/R)"2彡0. 18，其中Δ H为道 次压下量，R为工作辊辊径；再结晶控制轧制，开轧温度彡950°C，轧制道次压下率彡8%，累计压下率彡30%，终轧 温度 850°C 900°C ；钢板从轧制结束到进入缓冷坑保温之间的间隔时间不大于60min，保温工艺为在钢板 温度表面大于300°C的条件下至少保温48小时；淬火淬火温度为900 930°C，淬火保持时间彡20min ；回火回火温度为590 650°C，回火保持时间彡(0. 65 1. 0) X成品钢板厚度t，回火结束后钢板自然空冷至室温。
3.根据权利要求2所述的制造方法，其特征在于，所述钢板的总压缩比> 4. O。
全文摘要
本发明提供一种80公斤级超厚调质钢板，包括C0.10％～0.16％；Si≤0.20％；Mn0.85％～1.25％；P≤0.013％；S≤0.0030％；Cu0.20％～0.45％；Ni0.90％～1.50％；Cr0.45％～0.75％；Mo0.40％～0.65％；V0.030％～0.060％；Als0.045％～0.070％；Ti0.006％～0.012％；N≤0.0060％；B0.0006％～0.0014％；Ca0.001％～0.005％，其余为铁和不可避免的杂质。其中，各化学成分的质量百分比满足如下关系10≤Mn当量/C≤20；Als≥(Mn当量/C)×(N-0.292Ti)；Ni当量≥1.15％；Mo当量≥0.25％；0.80≤Ca/S≤3.00，且5×10-4≤(Ca)(S)0.18≤2.5×10-3；有效淬透性指数Deff＝F×DI≥1.00×t。本发明还涉及这种调质钢板的制造方法，采用优化再结晶控轧+离线调质工艺，使成品钢板的显微组织为细小回火贝氏体+回火马氏体，平均晶团尺寸在25μm以下，获得优良的强韧性/强塑性匹配且沿板厚方向力学性能均匀。
文档编号C21D8/02GK101962741SQ20091005535
公开日2011年2月2日 申请日期2009年7月24日 优先权日2009年7月24日
发明者刘自成, 施青 申请人:宝山钢铁股份有限公司