強韌性匹配優良的特厚焊接結構鋼板及其生產工藝的制作方法
【技術領域】
[0001] 本發明設及低合金高強鋼制造領域，具體的是指一種強初性匹配優良的特厚焊接 結構鋼板及其生產工藝。
【背景技術】
[0002] 低合金結構鋼是我國最重要的工程結構材料之一，具有高強度高初性，良好的延 展性和冷熱加工性能，已被廣泛用于建筑業、海洋平臺、壓力容器、鍋爐制造、水/核電站、 造船業、石油管線、橋梁、重型機械制造等國民經濟的各個工程領域。隨著國民經濟的高速 發展和科技的進步，國內超高層建筑W及超大型橋梁、水電站、海洋平臺等重大工程也越來 越多，其應用鋼板的發展也向著特厚、特寬、高性能方向發展，特別是對特厚鋼板（100mm W 上）的需求和技術要求也越來越高，除了要求具有高的強初性，還要求具有良好的抗層狀 撕裂性能、焊接性能W及沿板厚方向的力學性能均勻性。長期W來受我國生產技術、技術裝 備的制約，致使我國生產此類高強度特厚鋼板通常需要加入大量貴重合金元素，且容易產 生帶狀組織、厚度方向上組織不均勻、軸制變形不均勻W及成分偏析等缺陷會嚴重影響鋼 的力學性能，造成產品合格率不高，質量波動大，同時焊接性能差W及沿厚度方向力學性能 不均勻等問題依然存在，難W滿足我國特厚鋼板的質量技術要求，導致產品競爭力低下，嚴 重制約了我國特厚鋼板的發展及應用，部分重大工程項目用特厚鋼板依然需要依賴國外進 口來滿足國內市場需求。
[0003] 中國專利申請號為200810141457. 9的專利文獻，其公開了一種通過澤火+回 火，獲得厚度為100~114mm的超厚鋼板，但其存在貴重元素Mo和化含量多，其不僅 工藝成本高，合金成本也較高；中國專利申請號為200810141500. 1和中國專利申請號 為201010113835.X的文獻，也是通過添加大量貴重合金Mo、化，后續采用正火+回火或 二次澤火+回火獲得了超厚鋼板，其存在問題是工藝成本和合金成本均較高；還有中國 專利申請號為 200810042124. (K200810141457. 9、200810042088. 8、200910089346. 2 和 201010598123. 1的專利文獻，均采用調質工藝生產，制造工藝成本較高。上述專利產品均由 于合金成本或制造工藝成本高而不利于大規模推廣應用。
[0004] 中國專利申請號為 200710054569.6、201010275268.8、200910312460.7、 20101028305. 3、201010208311. 9、201010501298. 6、201110176674. 3 的文獻，均采用正火熱 處理工藝，但其發明鋼種屈服強度均低于400MPa ;還有中國專利申請號為200910045452. 0 和中國專利申請號為201110285075. 5的文獻，采用TMCP和控軸工藝成功生產了超厚鋼板。 但上述專利均對厚度方向力學性能的均勻性不做要求，均沒能解決特厚鋼板厚度方向力學 性能不均勻問題。

【發明內容】

[0005] 本發明的目的在于克服本技術領域目前存在的不足，即特厚鋼板貴重合金元素含 量高、工藝路線復雜、生產周期長、強度級別低、焊接性能差W及沿厚度方向力學性能不均 等不足，提供一種強初性匹配優良的特厚焊接結構鋼板及其生產工藝，鋼不需經過復雜的 調質等熱處理工序，具有制造程序簡單，成本低廉，易于大規模生產的優點。
[0006] 為實現上述目的，本發明提供的強初性匹配優良的特厚焊接結構鋼板，其特征在 于；W質量分數計，它包含如下化學成分：
[0007] 0. 13 ~0. 19%C ;0. 30 ~0. 60%Si ;1. 60 ~2. 00%Mn ;P《0. 010%;S《0. 002%; 0. 030 ~0. 070 % Nb ;0. 05 ~0. 10 % V ;0. 25 ~0. 65 % Cu ;0. 20 ~0. 75 % Ni ;0. 010 ~ 0. 045% Als ;0. 0020 ~0. 0080% Ca ;10 ~20X10-4% [0];還含有 0. 008 ~0. 030% Ti， Cr《0. 15%，Mo《0. 15%及0. 0005~0. 0015% RE，余量為化及不可避免雜質；
[0008] 其中，2. 00 %《2. 3C+Mn《2. 30 % ;0. 20 %《2Cr+Mo《0. 30 % ;Ca/ (S+ [0])= 1. 0 ~3. 0 ; (Cu+3. 4Cr) /Ni = 1. 0 ~2. 1。
[0009] 本發明還提供了一種強初性匹配優良的特厚焊接結構鋼板的生產工藝，它包括如 下步棄：
[0010] (1)進行深脫硫，來料鐵水溫度控制在1250~1300°C，S《0. 030%，脫硫終點 S《0. 0010% ;
[0011] (2)進行轉爐冶煉，控制入轉爐鐵水溫度不低于1220°C，鐵水成分Si ;0. 30~ 0. 80%，Mn《0. 60%，P《0. 150%，S《0. 0020%，控制轉爐冶煉中點吹次數不大于2次， 出鋼溫度控制在1660~1720°C ;
[001引 做進行LF精煉，保證精煉時間在35~50分鐘，渣堿度控制在3. 3~3. 8 ;
[001引 （4)進行RH真空處理，控制到站鋼水溫度在1620~1640。處理時間在10~20 分鐘；
[0014] 妨進行誘注，控制拉巧速度在0. 8~1. Om/min，鑄巧厚度斷面尺寸為300mm ;
[0015] (6)對鑄巧加熱，鑄巧溫度在800°C W下時，加熱速率為7~9min/cm ;鑄巧溫度 在800°C W上時，加熱速率為9~llmin/cm ;加熱段溫度控制為1240~1300°C，在1200~ 1220°C下保溫30~40min，在爐總加熱時間為240~300min ;
[0016] (7)進行兩階段控制軸制：在1100~115(TC進行3~4道第一階段軸制，展寬比 在1. 2~1. 6,道次壓下率為50~65%，結束溫度在1000~1100°C ;在奧氏體未再結晶區 進行3~5道第二階段軸制，控制總壓下率在45~55%，終軸溫度為800~860°C ;
[0017] (8)進行快速層流冷卻，冷卻速率控制為3~10°C /s，終冷溫度按550~600°C控 審IJ，下水量與上水量比值控制在1. 1~1. 5 ;最后空冷至室溫；
[0018] (9)進行正火熱處理，熱處理溫度為880~920°C，在爐時間為[板厚（mm)+30~ 50]min，冷卻方式為霧冷或層流冷卻，冷卻速度2~5°C /s，終冷溫度為650~750°C。
[0019] 作為優選方案，所述步驟（1)中，來料鐵水溫度為1300°C ;所述步驟（2)中，控制 轉爐冶煉中點吹次數為2次，出鋼溫度為1720°C ;所述步驟（3)中，精煉時間為50分鐘，渣 堿度為3. 8 ;所述步驟（4)中，到站鋼水溫度為1640。處理時間為20分鐘；所述步驟巧） 中，拉巧速度為l.Om/min;所述步驟化）中，鑄巧溫度在800°CW下時，加熱速率為9min/ cm ;鑄跑盧度在800°C W上時，加熱速率為llmin/cm ;加熱段溫度為1300°C，在1220°C保溫 40min，在爐總加熱時間為300min ;所述步驟（7)中，在115(TC進行3~4道第一階段軸制， 展寬比為1. 6,道次壓下率為65%，結束溫度為llOOC ;在奧氏體未再結晶區進行3~5道 第二階段軸制，總壓下率為55%，終軸溫度為860°C;所述步驟巧）中，冷卻速率為10°C /s， 終冷溫度為600°C，下水量與上水量比值為1.5 ;所述步驟巧）中，熱處理溫度為920°C，在 爐時間為[板厚（mm)巧0]min，冷卻方式層流冷卻，冷卻速度5°C /s，終冷溫度為750°C。
[0020] 本發明的工作原理及其中化學成分限定量的理由如下：
[0021] (1)本發明的C含量選擇在0. 13~0. 19%，C是保證鋼板強度必不可少的元素之 一，C主要通過間隙置換固溶強化提高鋼的強度，也是與Nb、V等元素形成細小碳氮化物析 出相，從而產生細晶強化和沉淀強化的重要元素，但C也是對焊接熱影響區低溫初性產生 顯著不利影響的主要元素之一。當C含量高于0. 19%時，增加鋼中碳偏析傾向和M-A島數 量，提高鋼的焊接冷裂紋敏感性系數，降低基材塑初性和焊接熱影響區初性，影響鋼的冷熱 加工性能；當C含量低于0. 13%時，影響本發明鋼的強度。故C含量限定為0. 13~0. 19%。
[0022] (2)本發明的Si含量選擇在0. 30~0. 60%，Si在鋼中主要通過固溶強化提高強 度。當Si含量低于0. 30%時，其固溶強化作用對鋼強度貢獻較小；當Si含量高于0. 60% 時，將會損害鋼材初性和延展性，還會促進焊接熱影響區大尺寸M-A島析出，不利于焊接熱 影響區低溫初性。故Si含量限定為0. 30~0. 60%。
[0023] (3)本發明的Mn含量選擇在1. 60~2. 00%，Mn是確保鋼材強初性和焊接熱影響 區性能不可或缺的元素；Mn擴大奧氏體相區，降低Ars相變點，在冷卻相變過程中細化組織 而提高強度和改善低溫初性；但Mn在鋼水凝固過程中易發生嚴重偏析，特別是Mn和C含量 較高時，會造成鑄巧中屯、嚴重的偏析和疏松現象，惡化鋼材和焊接性能；Mn含量過高還會 形成較多的硫化鋪等大尺寸夾雜，降低鋼的低溫斷裂初性和焊接熱影響區的低溫初性，因 此Mn含量不得高于2.00%。當Mn含量低