專利名稱：：低屈強比可大線能量焊接高強高韌性鋼板及其制造方法
技術領域：
：本發明涉及鋼板材料技術，具體地，本發明涉及低碳低合金鋼板材料技術，更具體地，本發明涉及可大線能量焊接低屈強比鋼板及其制造方法。
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、橋梁結構、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。隨著科技的不斷發展，人們對鋼的強韌性、焊接'性提出更高的要求，即在維持較低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，即減少鋼材的用量節約成本，減輕鋼結構的自身重量，更為重要的是為進一步提高鋼結構安全穩定性和抗地震破壞性，要求低屈強比，即屈強比控制在0.85以下。目前世界范圍內掀起了發展新一代高性能鋼鐵材料的研究高潮，通過合金組合設計優化和革新TMCP工藝技術獲得更好的組織匹配，從而得到更高的強韌性、更低的屈強比、更優良的焊接性。現有技術在制造屈服強度^415MPa、一4(TC的低溫沖擊韌性》47J的厚鋼板時，一般要在鋼中添加一定量的Ni或Cu+Ni元素(TheFirth(1986)internationalSymposiumandExhibitonOffshoreMechanicsandArcticEngineering,1986，Tokyo,Japan,354;."DEVELOPMENTSINMATERIALSFORARCTICOFFSHORESTRUCTURES";"StructuralSteelPlatesforArcticUseProducedbyMultipurposeAcceleratedCoolingSystem"(日文)，川崎制鐵技報，1985，No.l6872;"ApplicationofAcceleratedCoolingForProducing360MPaYieldStrengthSteelplatesofupto150mminThicknesswithLowCarbonEquivalent",AcceleratedCoolingRolledSteel，1986，209219;"HighStrengthSteelPlatesForIce—BreakingVesselsProducedbyThermo—MechanicalControlProcess",AcceleratedCoolingRolledSteel,1986，249260;"420MPaYieldStrengthSteelPlatewithSuperiorFractureToughnessforArcticOffshoreStructures",Kawasakisteeltechnicalreport,1999，No.40，56;"420MPaand500MPaYieldStrengthSteelPlatewithHighHAZtoughness,ProducedbyTMCPforOffshoreStructure",Kawasakisteeltechnicalreport，1993，No.29，54;"ToughnessImprovementinBainiteStructurebyThermo-MechanicalControlProcess，，(日文)住友金屬，Vol.50,No,l(1998),26;"冰海地區使用的海洋平臺結構用鋼板，，(日文)，鋼鐵研究，1984，第314號，1943)，以確保母材鋼板具有優異的低溫韌性，但缺點是用上述成分體系和制造工藝生產出來的鋼板抗拉強度普遍較低，一般均不能達到610MPa，而鋼板的屈服強度普遍較高，造成鋼板屈強比很高(達到0.85以上，甚至更高)，對鋼結構的安全穩定性和抗地震波破壞性構成潛在威脅。現有大量專利文獻只是說明如何實現母材鋼板的低溫韌性，就改善鋼板大線性能悍接性，獲得優良焊接熱影響區HAZ低溫韌性說明較少，更沒有涉及如何在提高鋼板抗拉強度的同時，降低鋼板的屈服強度，即降低鋼板的屈強比(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專利4855106、US專利5183198、US專利4137104)。目前降低60公斤級及以上鋼板的屈強比均采用二次淬火+回火工藝，即RQ+Q，+T(CAMP—ISIJ，1(1988)，P813;鐵i鋼，73(1987)，S345;CAMP—ISIJ，4(1991)，P1948;住友金屬，40(1988)，P279;CAMP—ISIJ，1(1988)，P527)和DQ+Q，+T(CAMP—ISIJ，1(1988)，P814;鐵i鋼，73(1987)，S1312;CAMP—ISIJ，'1(1988)，P817;CAMP—ISIJ，(1988)，P1779)，其中DQ——直接淬火，RQ——再加熱淬火，Q'——奧氏體/鐵素體兩相區淬火，T一一回火。雖然用上述方法可以大幅度降低鋼板的屈強比，但是鋼板的低溫韌性水平遠不能達到一4(TC沖擊功120J的要求，同時鋼板也不能承受大線能量焊接。本發明者通過不斷摸索，解決了低溫沖擊韌性和低屈強比在成分設計和工藝設計上相互沖突、很難調和的問題，以及保持焊接熱影響區HAZ低溫韌性優良這一難點，所得鋼板具有更高的強韌性、更低的屈強比、更優良的焊接性，從而完成了本發明。本發明的第一個目的是提供一種低屈強比可大線能量焊接高強高韌性鋼板。本發明的第二個目的是提供一種低屈強比可大線能量焊接高強高韌性鋼板的制備方法。
發明內容本發明的第一個方面提供一種低屈強比可大線能量焊接高強高韌性鋼板，所述鋼板包含以下組成元素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%,€a:0.001%0.005%，B:《0.0003%;且上述元素含量必須同時滿足如下關系25《Mn/C《55，3.0《Ti/N《4.0，Ni/Cu》l,5，Ti/Nb在0.301.0，Ca/S在0.803.0;余量為鐵和不可避免的雜質。具體來說，詳細成分設計冶金學分析如下C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(<0.025%)不僅造成ACl、Ac3、Ar!、Ar3點溫度較高，而且奧氏體和鐵素體晶粒長大速度過高，給晶粒細化帶來很大的困難，容易形成混晶組織，造成鋼低溫韌性低下和超大線能量焊接熱影響區低溫韌性嚴重劣化，因此鋼中,C含量控制下限不宜低于0.025%;當C含量提高時，雖然有利于鋼板顯微組織細化，但是損害鋼板的焊接性，尤其在大線能量焊接條件下；由于熱影響區(HAZ)晶粒嚴重粗化且焊接熱循環冷卻過程中的冷卻速度很慢，在熱影響區(HAZ)易形成粗大.的鐵素體側板條(FSP)、魏氏組織(WF)、上貝氏體(Bu)等異常組織，且M—A島數量增加、尺寸增大，嚴重損害熱影響區(HAZ)的韌性；更為重要的是鋼中C含量過高時，抑制針狀鐵素體AF形成，促進上貝氏體Bu形成，導致得不到針狀鐵素體顯微組織，因此C含量不宜高于0.055%。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、降低Ar3點溫度、細化鐵素體晶粒而改善銅板低溫韌性的作用、促進低溫相變組織形成而提高鋼板強度的作用；因此采用TMCP工藝制造抗拉強度^610MPa的鋼板，鋼'中內控Mn含量不能低于1.40%。Mn在鋼水凝固過程中容易發生偏析，尤其過高的Mn含量(當Mn含量〉1.75。/。時)，不僅會造成連鑄操作困難，而且容易與C、P、S等元素發生共軛偏析現象，加重連鑄坯中心的偏析與疏松，嚴重的連鑄坯中心偏析在后續的控軋和焊接過程中易形成異常組織；同時，Mn含量過高還會形成粗大的MnS粒子，這種粗大的MnS粒子在熱軋過程中沿軋向延伸，嚴重惡化母材鋼板(尤其橫向)、焊接熱影響區(HAZ)(尤其大線能量焊接條件下)的沖擊韌性，造成Z向性能低下、抗層狀撕裂性能差；此外，過高Mn含量還會提高鋼的淬硬性、提高鋼中焊接冷裂紋敏感性系數(Pcm)、影響鋼的焊接工藝性(較小的線能量焊接時，易形成脆硬組織如馬氏體；較大的線能量焊接時，易形成粗大的上貝氏體)。因此，鋼中Mn含量的上限不激超過1.75%。為保證斷口轉變溫度Tris.低于-60"C，Mn和C的含量比應控制在2555之間。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和焊接性，尤其在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島尺寸大、分布不均勻，嚴重損害焊接熱影響區(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0.20。/。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，對于要求可大線能量焊接、一60'C韌性的鋼板，P含量需要控制在《0.013n/。。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，對于要求一6(TC韌性、可大線能量焊接的鋼板，S*量需要控制在《0.002%。Ni是唯一能夠提高鋼板的強度和低溫韌性的元素，鋼中加Ni可以降低Ar3點溫度，提高鋼板的淬透性，Ni還可以降低含銅鋼的銅脆現象，減輕熱軋過程的晶間開裂，因此Ni/Cu^1.50，這也是本發明鋼成分體系穩定獲得高強、高韌及低屈強比針狀鐵素體鋼的必要條件之一；Ni還能夠提高鋼板的耐大氣腐蝕性；因此從理論上講，鋼中Ni含量在一定范圍內越高越好，但過高的Ni含量會硬化焊接熱影響區，對鋼板的焊接性不利，同時Ni是一種很貴重元素，從性能價格比考慮，Ni含量控制在0.40%0.80%之間，以確保鋼板的淬透性和鋼板的強度、低溫韌性而不損害鋼板的焊接性。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Cu添加量過多，聲于0.55%，容易造成銅脆、鑄坯表面質量及內裂問題；Cu添加量過少，低于0.25%，不起任何作用。因此01含量控制在0.25%0:55%之間；Cu、Ni復合添加除降低含銅鋼的銅脆現象、減輕熱軋過程的晶間開裂之作用外，更重要的是Cu、Ni均為奧氏體穩定化元素，Cu、Ni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動力，導致鐵素體板條可以向各方向長大，導致鐵素體板條間位向差變大(極端情況下形成鐵素體板條間皆為大角度晶界的針狀鐵素體組織)，在Nb、Mo及再結晶區控軋效果的作用下，抑制上貝氏體形成，促進針狀鐵素體形成，提高鋼板抗拉強度和低溫韌性的同時，降低鋼板的雇強比。Mo能夠極大地提高鋼板的淬透性，促進低溫相變組織，提高鋼板的抗拉強度，此外Mo在未再結晶控軋效果的作用下，促進針狀鐵素體形成;但Mo添加量低于0.10y。時，所起作用較小，Mo添加量超過0.40y。時，不僅增加鋼板的制造成本，更重要的是損害鋼板的焊接性，尤其大線能量焊接熱影響區HAZ韌性，而且增加鋼板的生產成本。因此Mo含量控制在0.10%0.50%之間。Nb:鋼中添加微量的Nb元素目的是進行未再結晶控軋和促進低溫相變組織的形成，對于C含量上限不超過0.055%，當Nb添加量低于0.020n/。時，不僅不能發揮有效訥控軋作用，而且鋼中固溶Nb含量也減少，影響與Mo元素復合促進針狀鐵素體之作用；當Nb添加量超過0.040%時，大線能量焊接條件下誘發上貝氏體(Bu)形成和二次析出脆化作用，嚴重損害大線能量焊接熱影響區(HAZ)的低溫韌性，因此Nb含量控制在0.020%0.040%之間，獲得最佳的控軋效果及針狀鐵素體形成的同時，又不損害大線能量焊接HAZ的韌性。N的控制范圍與Ti的控制范圍相對應，對于超大線能量焊接鋼板，Ti/N在3.04.0之間最佳。N含量過低，生成TiN粒子數量少、尺寸大，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，尤其大線能量焊接條件下熱影響區(HAZ)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含量控制在0.0040。/。以下。''鋼中加入微量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，改善鋼的焊接性和HAZ的低溫韌性。鋼中添加的Ti含量要與鋼中的N含量匹配，匹配的原則是TiN不能在液態鋼水中析出而必須在固相中析出；因此TiN的析出溫度必須確保低于1400°C，根據log[Ti][N]=一16192/T+4.72可以確定Ti的加入量。當加入Ti含量過少(<0.007%)時，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(>0.012%)時，TiN析出溫度超過1400°C，在鋼液凝固過程中，可能也析出大尺寸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；因此Ti含量的最佳控制范圍為0.007%德30%。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]，改善大線能量焊接HAZ的低溫韌性作用，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八1203夾雜物，損害鋼板內質健全性、低溫韌性和焊接性，因此Als上限控制在0.060%。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。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(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Ca含量按ESSP=(wt%Ca)[l-1.24(wt%0)]/1.25(wt%S)，其中ESSP為硫化物夾雜形狀控制指數，取值范圍0.55之間為宜，因此Ca含量的合適范圍為0.0010%0.0050%。為確保形成針狀鐵素體顯微組織，鋼中的殘余B含量必須《0.0003%。為確保大線能量焊接鋼板的熱影響區(HAZ)低溫韌性，碳當量IIW《0.42M，焊接-冷裂紋敏感指數Pcm《0.20%;其中nW=wt%C+wt%Mn/6+(wt%Cu+wt°/。Ni)/15+Cwt%Cr+wt%Mo+wt%V)/5，Pcm=wt%C+wt%Si/30+(wt%Mn+wt%Cu+wt%Cr)/20+wt%Ni/60+wt%Mo/l5+wt%V/l0+5wt%B。本發明的另一個方面提供低屈強比可大線能量焊接高強高韌性鋼板的制備方法，包括以下步驟1)連鑄澆鑄溫度《1540。C;2)熱軋板坯于107(TC113(TC低溫加熱，在完全再結晶區進行快速連續軋制，在未再結晶區進行控制軋制；3)控制冷卻傳擱時間《60秒，先以》l(TC/s的速度加速冷卻至45(TC60(TC，然后緩慢冷卻和/或自然空冷至室溫。具體來說，經研究發現低合金高強度鋼Charpy沖擊轉變溫度Trs.對晶粒尺寸的敏感度隨顯微組織類型的不同而發生很大的變化，Charpy沖擊轉變溫度Trs.對顯微組織敏感度由高向低的順序為高碳馬氏體/貝氏體、低碳馬氏體/貝氏體、鐵素體/珠光體，即當顯微組織為高碳馬氏體/貝氏體時，Charpy沖擊轉變溫度Trs.隨晶粒尺寸的增大急劇上升；當顯微組織為低碳馬氏體/貝氏體時，Charpy沖擊轉變溫度Trs.隨晶粒尺寸的增大以較快的速度上升；當顯微組織為鐵素體/珠光體時，Charpy沖擊轉變溫度Trs.隨晶粒尺寸的增大上升速度相對較慢;但是當顯微組織細化到一定程度(達到10pm)時，高碳馬氏體/貝氏體組織、低碳馬氏體/貝氏體組織及鐵素體/珠光體組織Charpy沖擊轉變溫度Trs.隨晶粒尺寸的變化到達相同水平。為得到優良的低溫沖擊韌性，顯微組織尺寸必須細小而且均勻；根據針狀鐵素體(貝氏體)/馬氏體相變對原奧氏體晶粒度具有很強的遺傳性，這就要求貝氏體相變前原奧氏體晶粒細小到1015nm且均勻(這很難做到)；而對于不太均勻的原奧氏體晶粒，必須采用強烈低溫控軋，以形成大量形變帶、形變孿晶帶和位錯纏結點，最大程度形變破碎原奧氏體晶粒并增加鐵素體板條形核位置和鐵素體板條長大障礙物。因此，當鋼中含有Ti、Nb等微合金元素，且板坯采用110(TC低溫加熱，可以確保板坯原始奧氏體晶粒細小，為最終鋼板顯微組織細小奠定基礎；采用低溫強烈控軋工藝，保證鋼板中具有大量的應變積累，形成大量的位錯、形變帶，并在原奧氏體晶界上、孿晶界上產生大量臺階，這些臺階和晶內位錯纏結點不僅鐵素體板條的形核位置而且是鐵素體板條長大的障礙物，在隨后加速冷卻相變過程中，極大地細化了鋼板顯微組織。本發明的TMCP工藝設計方案是推薦采用連鑄工藝，連鑄工藝重點控制澆鑄溫度，中間包鋼水澆鑄溫度《154(TC，低溫澆鑄法較好，以細化原始鑄態組織。為控制連鑄坯中心Mn偏析，采用電磁攪拌或連鑄坯輕壓下工藝；當釆用輕壓下工藝時，輕壓下量控制在5%10%之間。*為確保初始奧氏體晶粒均勻細小，必須采用板坯低溫加熱工藝的同時，還要保證微合金化元素Nb的完全固溶，板坯加熱溫度控制在107(TC113(TC之間，目標加熱溫度IIO(TC，確保原始板坯奧氏體晶粒度均勻細小且微合金元素Nb完全固溶。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，確保形變金屬發生動態/靜態再結晶，細化奧氏體晶粒；為此，軋制道次壓下率》12%，再結晶區(》1000"C)累計壓下率》50。/。；在未再結晶區進行控制軋制，道次壓下率>8%，未再結晶低溫區(《850°。)累計壓下率》60%，終軋溫度控制在76(TC80(TC之間。從軋制結束到開始加速冷卻之間的傳擱時間應盡可能控制得短，力爭控制在60秒以內，以》10.(TC/s的速度冷卻至停冷溫度，停冷溫度范圍為45(TC60(TC;隨后厚度》40mm的鋼板緩冷至IO(TC以下后自然空冷至室溫，鋼板在^30(TC的緩冷時間不得低于24小時，厚度〈40mm的鋼板自然i冷至室溫。有益效果本發明采用了低碳C一高Mn—(Nb+Ti)微合金鋼的成分體系作為基礎，控制碳當量IIW《0.42。/。、冷裂紋敏感系數Pcm《0.20。/。，適當提高酸溶Als的含量、控制Mn/C比在2555之間、(Cu+Ni+Mo)合金化且Ni/Cu》1.5、(Ti+Nb)微合金化且Ti/Nb在0.301.0之間、Ca處理且Ca/S在0.83.0之間、控制Ti/N在3.04.0之間等冶金技術手段，優化TMCP(Thermo-mechanicalcontrolprocess,熱機械控制過程)工藝，使成品鋼板的顯微組織為少量細小的鐵素體(10%20%)+彌散分布的針狀鐵素體，平均晶粒尺寸在15pm以下。本發明者通過上述簡單的合金元素的組合設計與特殊TMCP工藝相結合，在獲得優異的母材鋼板低溫韌性、高抗拉強度、低屈強比的同時，大線能量焊接時熱影響區HAZ的低溫韌性也同樣優異，并且成功地解決了低溫沖擊韌性和低屈強比在成分設計和工藝設計上相互沖突、很難調和的技術難題，這不僅減少鋼材的用量,節約成本，減輕鋼結構的自身重量、穩定性和安全性，更為重要的是提高了鋼結構的安全穩定性-和抗地震波的破壞性；提高了用戶的現場焊接效率，可大線能量焊接性節約了用戶構件制造的成本，縮短了用戶構件制造的時間，為用戶創造了巨大的價值。此類成品鋼板的顯微組織為少量細小的鐵素體(10%20%)+彌散分布的針狀鐵素體，平均晶粒尺寸在15pm以下，具有均勻優異的力學性能、優良的焊接性及較低的屈強比，可廣泛地運用于高層建筑結構、橋梁結構、海洋采油平臺、低溫壓力容器及大型船舶結構等。此類鋼板不僅是高附加值、綠色環保型的產品，更重要的是形成了具有特色的髙級厚板核心制造技術。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。圖l實施例3鋼板的顯微組織，其中圖l-l為X200倍，圖1-2為X500倍。具體實施例方式下面用實施例對本發明作進一步闡述，但這些實施例絕非對本發明有樹可限制。本領嫩術人員在本說明書的啟示下對本發明實施中所作的粗可變動都將ffi權利要求書的范圍內。實施例1按表1所示的化學成分進行連鑄步驟，所獲鋼板厚度為30mm。隨后進行板坯低"溫加熱，加熱溫度為108(TC。之后進行熱軋反應，在快速連續軋制步驟中，道次壓下率為15%,累計壓下率為60%;在控制軋制步驟中，道次壓下率為11%，累計壓下率為67%。終軋溫度為793"C。熱軋反應結束后，進入冷卻步驟，傳擱時間為28s，冷卻速度為15T/s，停冷溫度為572"C。鋼板性能見表IO。表l實施例l鋼板的化學成分<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>實施例2按表2所示的化學成分進行鋼板的制造，制造過程與實施例l相同。鋼板厚度為70mm。板坯低溫加熱的加熱溫度為lll(TC。在快速連續軋制步驟中，道次壓下率為12%，累計壓下率為52%;在控制軋制步驟中，道次壓下率為9%，累計壓下率為60%。終軋溫度為765t:。傳擱時間為46s,冷卻速度為irC/s，停冷溫度為476"C。由于新設計鋼2的鋼板厚度》40mm，因此需要緩冷至IO(TC以下啟自然空冷至室溫。在本實施例中，緩冷結束溫度為9(TC。鋼板性能見表IO。表2實施例2鋼板的化學成分<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>實施例3按表3所示的化學成分進行鋼板的制造，制造過程與實施例l相同。鋼板厚度為50mm。板坯低溫加熱的加熱溫度為IIO(TC。在快速連續軋制步驟中，道次壓下率為12%，累計壓下率為55%;在控制軋制步驟中，道次壓下率為10%，累計壓下率為67%。終軋溫度為78(TC二傳擱時間為18s，冷卻速度為12。C/s，停冷溫度為547t:。由于新設計鋼3的鋼板厚度》40mm，因此需要緩冷至IO(TC以下后自然空冷至室溫。在本實'施例中，緩冷結束溫度為95"C。鋼板性能見表IO。表3實施例3鋼板的化學成分<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>實施例3所示鋼板的顯微組織見圖1。實施例4按表4所示的化學成分進行鋼板的制造，制造過程與實施例l相同。鋼板厚度為20mm。板坯低溫加熱的加熱溫度為113(TC。在快速連續軋制步驟中，道次壓下率為-13%，累計壓下率為70%;在控制軋制步驟中，道次壓下率為10%,累計壓下率為67%。終軋溫度為80(TC。傳擱時間為24s，冷卻速度為18°C/s，停冷溫度為593'C。鋼板性能見表IO。表4實施例4鋼板的化學成分<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>實施例5比較例1——川崎制鐵(現與NKK合并成JFE)按表5所示的化學成分進行鋼板的制造(川崎制鐵現與NKK合并成JFE)。無制造工藝數據。比較例1的鋼板厚度為30mm。鋼板性能見表IO。表5比較例l鋼板的化學成分<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>實施例6比較例2——川崎制鐵按表6所示的化學成分進行鋼板的制造。無制造工藝數據。比較例2的鋼板厚度為75mm。鋼板性能見表10。表6比較例2鋼板的化學成分<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>實施例7比較例3——川崎制鐵按表7所示的化學成分進行鋼板的制造。無制造工藝數據。比較例3的鋼板厚度為60mm。鋼板性能見表10。表7比較例3鋼板的化學成分<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>實施例8比較例4——川崎制鐵按表8所示的化學成分進行鋼板的制造。無制造工藝數據。比較例4的鋼板厚度為50mm。鋼板性能見表10。表8比較例4鋼板的化學成分<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>實施例9比較例5——住友金屬按表9所示的化學成分進行鋼板的制造。無制造工藝數據。比較例5的鋼板厚度為50mm。鋼板性能見表10。表9比較例5鋼板的化學成分<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>表IO實施例l-4鋼、比較例l-5鋼的鋼板性能參數<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>權利要求1.一種低屈強比可大線能量焊接高強高韌性鋼板，其特征在于，包含以下組成元素C0.025％～0.055％，Si≤0.20％，Mn1.40％～1.75％，P≤0.013％，S≤0.002％，Cu0.25％～0.55％，Ni0.40％～0.80％，Mo0.10％～0.40％，Nb0.020％～0.040％，Als0.040％～0.060％，Ti0.007％～0.013％，N≤0.0040％，Ca0.001％～0.005％，B≤0.0003％；且上述元素含量必須同時滿足如下關系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；余量為鐵和不可避免的雜質。2.權利要求1所述鋼板的制備方法，其特征在于包括以下步驟1)連鑄澆鑄溫度《1540"C;2)熱軋板坯于107(TC113(TC低溫加熱，在完全再結晶區進行快速連續軋制，在未再結晶區進行控制軋制；3)控制冷卻傳擱時間《60秒，先以》10。C/s的速度加速冷卻至45(TC60(rC，然后緩慢冷卻和/或自然空冷至室溫。3.如權利要求2所述的制備方法，其中所述連鑄步驟采用電磁攪拌或連鑄坯輕壓下工藝。4.如權利要求3所述的制備方法，其中所述輕壓下工藝中壓下率控制在5%10%之間。5.如權利要求2所述的制備方法，其中所雄熱軋步驟中，所述在完全再結晶區快速連續軋制的軋制道次壓下率》12%，累計壓下率》50%。6.如權利要求2所述的制備方法，其中所述熱軋步驟中，所述在未再結晶區控制軋制的軋制道次壓下率》8%，累計壓下率>60%。7.如權利要求2所述的制備方法，其中所述熱軋步驟中，終軋溫度控制在76(rC80(TC之間。8.如權利要求2所述的制備方法，其中所述控制冷卻步驟中，厚度^40mm的鋼板緩冷至IO(TC以下后自然空冷至室溫，鋼板在》300'C的緩冷時間不低于24小時；厚度〈40mm的鋼板自然空冷至室溫。全文摘要本發明提供了一種具有低溫韌性、高抗拉強度、低屈強比的鋼板，以及這種鋼板的制備方法。本發明通過簡單的合金元素的組合設計與優化TMCP工藝相結合，成功解決了低溫沖擊韌性和低屈強比在成分設計和工藝設計上相互沖突、很難調和的問題。這不僅減少了鋼材的用量及節約成本，減輕鋼結構的自身重量、穩定性和安全性，更為重要的是提高鋼結構安全穩定性和抗地震破壞性，可廣泛運用于大型高層建筑結構、橋梁結構、海洋采油平臺結構、低溫壓力容器及大型船舶結構。文檔編號C21D1/84GK101289728SQ20071003974公開日2008年10月22日申請日期2007年4月20日優先權日2007年4月20日發明者劉自成,青施申請人:寶山鋼鐵股份有限公司