低成本、高韧性及优良焊接性800MPa级调质钢板及其制造方法

摘要

低成本、高韧性及优良焊接性800MPa级调质钢板及其制造方法，采用超低C‑超低Si‑高Mn‑(Cu+Ni+Mo+高Cr)合金化‑(Ti+V+B)微合金化的成分体系作为基础，适当提高钢中酸溶Als含量且(％Als)≥10×[(％Nt)－0.292(％Ti)]，控制大角度贝氏体板条/马氏体板条晶界形成指数χ≥2.1、(％C)×[(％Si)+0.83(％Mo)+1.12(％Nb)+0.89(％Als)+0.45(％V)]≤0.031、DI指数×ζ×T开冷×[(T开冷‑T停冷)/(T开冷+T停冷)]/t≥1535，Ca处理且Ca/S比在1.00～3.00之间等冶金技术控制手段，优化CR+DQ+离线回火工艺T，使成品钢板的显微组织为均匀细小的下贝氏体+板条马氏体，平均晶团尺寸在20μm以下，获得优良的强塑性、强韧性。

权利要求

1.低成本、高韧性及优良焊接性800MPa级调质钢板，其成分重量百分比为：C：0.05％～0.08％

Si：≤0.10％

Mn：1.55％～1.85％

P：≤0.013％

S：≤0.0030％

Cu：0.10％～0.40％

Ni：0.10％～0.40％

Cr：0.50％～0.90％

Mo：0.10％～0.30％

Nb：0.010％～0.035％V：0.025％～0.055％Ti：0.007％～0.014％B：0.0010％～0.0018％Als：0.025％～0.060％N：≤0.0055％

Ca：0.001％～0.0035％，其余为Fe和不可避免的杂质；

且上述元素含量必须同时满足如下关系：控制大角度贝氏体板条/马氏体板条晶界形成指数χ≥2.1，χ＝1.33(％Mn)+(％Ni)+

0.55(％Cu)+0.21(％Cr)-0.93(％Mo)-2.55(％Nb)-1.91(％Ti)-1.42(％V)；

(％C)×[(％Si)+0.83(％Mo)+1.12(％Nb)+0.89(％Als)+0.45(％V)]≤0.031；

DI指数×ζ×T开冷×[(T开冷-T停冷)/(T开冷+T停冷)]/t≥1535，其中，ζ为在线淬火DQ淬透性因子，ζ取值1.4；

t为成品钢板厚度，单位mm；

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(％Al)][(1+200(％B)]×

25.4，单位mm；

T开冷为在线淬火DQ的淬火温度，即加速冷却的开始温度，T停冷为在线淬火DQ的淬火结束温度，即加速冷却的停止温度，温度单位为℃；

Als含量且(％Als)≥10×[(％Nt)－0.292(％Ti)]；

Ca处理且Ca/S比在1.00～3.00之间。

2.如权利要求1所述的低成本、高韧性及优良焊接性800MPa级调质钢板，其特征是，所述钢板的显微组织为均匀细小的下贝氏体+板条马氏体。

3.如权利要求1或2所述的低成本、高韧性及优良焊接性800MPa级调质钢板，其特征是，所述钢板的抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥690MPa、-50℃夏比横向冲击功单个值≥47J、断裂延伸率δ5≥15％。

4.如权利要求1所述的低成本、高韧性及优良焊接性800MPa级调质钢板的制造方法，其特征是，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按照权利要求1所述的成分冶炼、连铸成板坯；

2)轧制，钢板总压缩比即板坯厚度/成品钢板厚度≥3.5；

第一阶段为普通轧制，板坯加热温度控制在1100℃～1180℃之间；采用大压下轧制，轧制道次压下率≥8％，累计道次压下率≥45％；

第二阶段采用未再结晶控制轧制，控轧开轧温度830℃～880℃，轧制道次压下率≥

7％，未再结晶区累计压下率≥50％，终轧温度820℃～850℃；

3)冷却

未再结晶控轧结束后，钢板立即运送到冷却设备处，随即对钢板进行加速冷却，钢板开冷温度800℃～830℃，冷却速度≥7℃/s，停冷温度控制在≤300℃；然后送入缓冷坑保温，钢板从停冷结束到入加热式缓冷坑保温之间的间隔时间不大于30min，保温工艺为钢板温度表面大于300℃的条件下至少保温24小时；

4)回火工艺

钢板回火温度为550～600℃，回火保持时间T≥(0.60～1.00)×成品钢板厚度t，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T单位为min，厚度t单位为mm；回火结束后钢板自然空冷至室温。

5.如权利要求4所述的低成本、高韧性及优良焊接性800MPa级调质钢板的制造方法，其特征是，步骤1)采用连铸浇铸，中间包浇注过热度控制在8℃～30℃，拉速控制在0.6m/min～1.0m/min，结晶器液面波动控制在≤5mm、凝固末端轻压下工艺为2％～5％。

6.如权利要求4或5所述的低成本、高韧性及优良焊接性800MPa级调质钢板的制造方法，其特征是，所述钢板的显微组织为均匀细小的下贝氏体+板条马氏体，平均晶团尺寸在

20μm以下。

7.如权利要求4或5所述的低成本、高韧性及优良焊接性800MPa级调质钢板的制造方法，其特征是，所述钢板的抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥690MPa、-50℃夏比横向冲击功单个值≥47J、断裂延伸率δ5≥15％。

8.如权利要求6所述的低成本、高韧性及优良焊接性800MPa级调质钢板的制造方法，其特征是，所述钢板的抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥690MPa、-50℃夏比横向冲击功单个值≥47J、断裂延伸率δ5≥15％。

说明书

低成本、高韧性及优良焊接性800MPa级调质钢板及其制造

方法

技术领域

[0001] 本发明涉及高强钢板，特别涉及一种低成本、高韧性及优良焊接性800MPa级调质钢板及其制造方法，其抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥690MPa、-50℃夏比横向冲击功(单个
值)≥47J、断裂延伸率δ5≥15％，具有优良焊接性。

背景技术

[0002] 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与制造工艺，其中强度、韧性、塑性
及焊接性是低碳(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；随着冶金科技不断地向前发展，人们对高强钢的韧性、塑性、焊接性提出更高的要求，即
钢板在低温状态下，具有高强度、高延伸率、抗脆性断裂及塑性失稳断裂能力的同时，钢板
焊接性能优良；并且在较低的制造成本条件下，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，减轻钢构件的自身重量、稳定性和安全性，更为重要的
是为进一步提高强调质钢冷热加工性及服役过程中的安全可靠性；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
技术获得更好的显微组织匹配，超细化组织与结构，使高强钢获得更优良的强塑性、强韧性
匹配。

[0003] 传统的抗拉强度≥780MPa的高强钢板主要通过离线调质工艺(RQ+T)生产；这就要求钢板必要具有足够高的淬透性与淬硬性，即淬透性指数DI≥2×成品钢板厚度【DI＝
0.311C1/2(1+0.64Si)×(1+4.10Mn)×(1+0.27Cu)×(1+0.52Ni)×(1+2.33Cr)×(1+
3.14Mo)×25.4(mm)】，以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显微
组织与性能的均匀性，因而不可避免地向钢中加入大量Cr、Mo、Ni、Cu等合金元素，尤其加入
大量的Ni元素不可避免(参见《CAMP-ISIJ》，Vol.4，1991，1949；《CAMP-ISIJ》，Vol.4，1991，
1950；《CAMP-ISIJ》，Vol.7，1994，836；《CAMP-ISIJ》，Vol.7，1994，837；日本专利昭59－
129724；平1－219121；《新日铁制钢研究》第314号-1984；《日本钢管技报》No.107-1985；《新
日铁技报》第348号-1993；《川崎制铁技报》Vol.4(No.3)-1972；《川崎制铁技报》Vol.7
(No.2)-1975)。

[0004] 更重要的是采用传统调质钢成分体系与制造工艺，不仅钢板制造周期长，制造成本高，含Cu、Ni高的废钢处理困难、限制了废钢回收再利用的效能；而且对于传统调质工艺
生产的80公斤级调质钢，由于钢板合金含量较高，导致钢板延伸率较低、屈强比较高、焊接
性较差(焊接冷裂纹敏感性高、焊接热影响区脆化度高、再热裂纹敏感等)、板厚方向性能均
匀性控制难度较大等特点；而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与钢岔
管、火电汽轮发电机及海洋平台结构、船用浮吊及巨型挖掘机等大型工程建设和大型装备
上使用时，存在安全较大的隐患；因此大型疲劳重载钢结构采用高强钢时，一般希望80公斤
级高强钢具有优良的强韧性、强塑性匹配，尤其抗拉延伸率δ5在18％以上。

[0005] 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，就改善钢板焊接能性，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匀性(日本专利昭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、美国专利US Patent5798004、欧洲专利EP0288054A2、《西山纪念技术
讲座》第159-160，P79～P80)。

[0006] 中国专利号CN200710042357.6公开的“具有优良焊接性低屈强比HT780钢板及其制造方法；中国专利号CN200810036416.3公开的“强韧性、强塑性的钢板及其制造方法”；中
国专利号CN200910048287公开的“低成本80公斤级特厚调质钢板及其制造方法”，虽然这些
专利技术生产的钢板综合力学性能也达到很高水平：抗拉强度≥780MPa、屈服强度≥
690MPa、-40℃及其以下温度夏比横向冲击功(单个值)≥47J，钢板焊接性优良；但是钢板中
均不可避免地加入一定量的Cu、Ni合金元素，尤其要加入数量较多的Ni元素。

[0007] 还有其钢板化学成分不含Cu、Ni元素，但是冲击韧性只能满足-20℃及其以上温度要求(如中国专利号CN200910048287低成本80公斤级特厚调质钢板及其制造方法)。此外，
采用控制轧制+离线淬火+回火工艺；这不仅制造工序多、制造周期长、制造成本高，而且制
造过程耗能也相对较高(钢板轧制结束并自然空冷至室温，随后进行抛丸处理后，再次加热
到淬火温度)，不利于节能与环保；而且采用离线淬火+回火工艺不能充分发挥合金元素淬
透、淬硬性潜能，元素的淬透、淬硬性不能得到最大程度地发挥；因此为获得相同强度、韧性
水平，必须添加更多的合金元素(尤其Ni、Mo、Cr等)，这不仅进一步增加了制造成本，而且损
害钢板的焊接性，尤其对于超高强度钢板，焊接冷裂敏感性大幅度提高，需要在更高温度下
焊接预热与后热(即PWHT)、合适的焊接热输入量范围更窄，相应地加工制作成本也就大幅
度提高。中国专利号CN201210209649.5公开的“无镍高韧性80公斤级高强钢及其制造方
法”，其采用无添加Cu、Ni等贵重合金元素，采用DQ工艺成功开发出，性能优异的800MPa级调
质钢板，但低温韧性不能满足-50℃低温要求且钢板不能采用无预热焊接、焊接热输入也不
能高于50kJ/cm。

发明内容

[0008] 本发明的目的在于提供一种低成本、高韧性及优良焊接性800MPa级调质钢板及其制造方法，在少量添加Cu、Ni合金元素的基础上，低成本地获得高强度的同时，钢板超低温
韧性、焊接性也同样优异，且钢板可以承受大热输入焊接，并成功地解决了800MPa级调质钢
板的强度、超低温韧性及焊接性之间的相互矛盾的问题；特别适用于水电压力水管、钢岔
管、涡壳、海洋平台、大型工程机械、煤矿机械等大型钢结构及设备。

[0009] 为达到上述目的，本发明的技术方案是：

[0010] 本发明采用超低C-超低Si-高Mn-(Cu+Ni+Mo+高Cr)合金化-(Ti+V+B)微合金化的成分体系作为基础，适当提高钢中酸溶Als含量且(％Als)≥10×[(％Nt)－0.292(％Ti)]，
控制大角度贝氏体板条/马氏体板条晶界形成指数χ≥2.1、(％C)×[(％Si)+0.83(％Mo)+
1.12(％Nb)+0.89(％Als)+0.45(％V)]≤0.031、DI指数×ζ×T开冷×[(T开冷-T停冷)/(T开冷+
T停冷)]/t≥1535，Ca处理且Ca/S比在1.00～3.00之间等冶金技术控制手段，优化未再结晶控
轧CR+在线淬火DQ+离线回火工艺T相结合，使成品钢板的显微组织为细小低碳回火马氏体+
回火下贝氏体，平均晶团尺寸在20μm以下，获得优良的强塑性、强韧性的800MPa级高强度钢
板。

[0011] 具体的，本发明的低成本、高韧性及优良焊接性800MPa级调质钢板，其成分重量百分比为：

[0012] C：0.05％～0.08％

[0013] Si：≤0.10％

[0014] Mn：1.55％～1.85％

[0015] P：≤0.013％

[0016] S：≤0.0030％

[0017] Cu：0.10％～0.40％

[0018] Ni：0.10％～0.40％

[0019] Cr：0.50％～0.90％

[0020] Mo：0.10％～0.30％

[0021] Nb：0.010％～0.035％

[0022] V：0.025％～0.055％

[0023] Ti：0.007％～0.014％

[0024] B：0.0010％～0.0018％

[0025] Als：0.025％～0.060％

[0026] N：≤0.0055％

[0027] Ca：0.001％～0.0035％

[0028] 其余为Fe和不可避免的杂质；且上述元素含量必须同时满足如下关系：

[0029] 控制大角度贝氏体板条/马氏体板条晶界形成指数χ≥2.1，确保钢板在淬火及后续钢板焊接热循环过程中，贝氏体/马氏体板条晶界为大角度晶界，增加裂纹穿过贝氏体板
条/马氏体板条晶界的阻力，改善高强度调质钢板与焊接HAZ的低温韧性；其中，χ＝1.33(％
Mn)+(％Ni)+0.55(％Cu)+0.21(％Cr)-0.93(％Mo)-2.55(％Nb)-1.91(％Ti)-1.42(％V)；
这是本发明关键核心技术之一。

[0030] (％C)×[(％Si)+0.83(％Mo)+1.12(％Nb)+0.89(％Als)+0.45(％V)]≤0.031，提高马氏体相变的临界冷却速度，促进下贝氏体BL形成，有效分割原奥氏体晶粒，细化800MPa
级调质钢板钢板的晶团尺寸，改善母材钢板低温韧；促进碳化物析出、抑制HAZ中M/A岛析
出、减少M/A岛数量与尺寸、改善M/A岛形态，改善钢板大热输入焊接HAZ的低温韧性；这是本
发明关键核心技术之一。

[0031] DI指数×ζ×T开冷×[(T开冷-T停冷)/(T开冷+T停冷)]/t≥1535，保证在线淬火后(即DQ)，钢板的显微组织为均匀细小的下贝氏体+板条马氏体，确保钢板具有优良的强韧性、强塑性匹
配、优良的低温韧性及沿板厚方向力学性能均匀；其中，

[0032] ζ为在线淬火DQ淬透性因子，ζ取值1.4；

[0033] t为成品钢板厚度(mm)；

[0034] 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(％Al)][(1+200(％B)]
×25.4(mm)；

[0035] T开冷为在线淬火DQ的淬火温度(即加速冷却的开始温度)、T停冷为在线淬火DQ的淬火结束温度(即加速冷却的停止温度)，温度单位为℃；这是本发明关键核心技术之一。

[0036] Als含量且(％Als)≥10×[(％Nt)－0.292(％Ti)]，以确保钢中固溶B且AlN以细小弥散状态析出，提高钢板的淬透性、细化调质钢板的晶粒出，改善调质钢板的低温韧性。

[0037] Ca处理且Ca/S比在1.00～3.00之间；以改善钢板的低温韧性、强韧性与强塑性匹配、焊接性及抗层状撕裂性能。

[0038] 以上关系式中的成分数据按百分数计算，如碳含量为0.10％，关系式计算时，用0.10带入计算即可。

[0039] 在本发明钢的成分设计中：

[0040] C对高强调质钢的强度、低温韧性、延伸率及焊接性影响很大，从改善高强调质钢本征塑韧性与焊接性角度，希望钢中C含量控制得较低；但是从高强调质钢的淬透性、强塑
性与强韧性匹配、控轧及DQ过程中显微组织控制及制造成本角度，C含量不宜控制得过低，
尤其800MPa级在线调质钢板；因次C含量合理范围为0.05％～0.08％。

[0041] Mn作为最重要的合金元素在钢中除提高调质钢的强度外，还具有扩大奥氏体相区、大幅度降低Ar3点温度、细化贝氏体/马氏体packet结构尺寸、贝氏体板条/马氏体板条
晶界的位向差而提高调质钢板与低温韧性、促进低温相变组织贝氏体/马氏体形成而使调
质钢板具有优良的强韧性强塑性匹配；但是Mn在钢水凝固过程中容易发生偏析，尤其Mn含
量较高时，不仅会造成浇铸操作困难，而且容易与C、P、S等元素发生共轭偏析现象，尤其钢
中C含量较高时，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控
轧、在线淬火DQ及焊接过程中易形成异常组织，导致高强调质钢的超低温韧性低下和焊接
接头出现裂纹；因此根据强度级别与钢中C含量范围，选择适宜的Mn含量范围对于800MPa级
调质钢板极其必要，本发明调质钢板适合的Mn含量为1.55％～1.85％。

[0042] Si促进钢水脱氧并能够提高800MPa调质钢板强度，但是采用Al脱氧的钢水，Si的脱氧作用不大，Si虽然能够提高调质钢板的强度，但是Si降低马氏体形成的临界冷却速度，
抑制下贝氏体形成，严重损害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、分布不均匀，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极低，
因此，钢中Si含量控制在0.10％以下。

[0043] P作为钢中有害夹杂对调质钢板的机械性能，尤其低温冲击韧性、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、-50℃韧性及优良强韧性匹配的调质钢板，P含量需要控制
在≤0.013％。

[0044] S作为钢中有害夹杂对调质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、-50℃韧性及优良强韧性匹配的调质
钢板，S含量需要控制在≤0.0030％。

[0045] Cu奥氏体稳定化元素，添加Cu也可以降低Ar3点温度，提高调质钢板的淬透淬硬性和钢板的耐大气腐蚀性；但是Cu添加量过多，高于0.40％，容易造成铜脆、铸坯表面龟裂及
内裂等问题；对于800MPa级调质钢板而言，Cu添加量过少，低于0.10％，所起任何作用很小；
因此Cu含量控制在0.10％～0.40％之间。此外，Cu、Ni复合添加除降低含铜钢的铜脆现象、
减轻热轧过程的原奥氏体晶间开裂之作用外，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，导致马氏体/贝氏
体板条可以向各个位向长大，造成马氏体/贝氏体板条晶界的位向差变大，增加裂纹穿过马
氏体/贝氏体板条晶界的阻力，提高调质钢板的低温韧性。

[0046] 添加Ni不仅可以提高铁素体相中位错可动性，促进位错在低温条件下的滑移与交滑移，改善贝氏体/马氏体板条(实质均为BCC铁素体相)本征韧性；Ni作为奥氏体稳定化元
素，降低Ar3点温度，增加相变驱动力，细化马氏体/贝氏体晶团尺寸，增大马氏体/贝氏体板
条晶界的位向差；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Ni含量在一定范围内越高越好，但是过高的Ni含量不仅会硬化焊接热影
响区，对钢板的焊接性不利，而且导致钢板制造成本居高不下，严重影响钢板的市场竞争
力；因此，适宜的Ni含量控制在0.10％～0.30％之间，以确保钢板的淬透淬硬性和钢板的强
韧性与强塑性匹配及优良的低温韧性而不大幅度提高钢板的制造成本。

[0047] Cr作为弱碳化物形成元素，添加Cr不仅提高钢板的淬透性、促进马氏体/贝氏体形成，而且马氏体/贝氏体板条晶界的位向差增大，增大裂纹穿过马氏体/贝氏体晶界的阻力，
在提高钢板强度的同时，具有一定的改善钢板韧性之作用；但是当Cr添加量过多时，回火及
焊接热循环过程中，含铬碳化物在原奥氏体晶界析出聚集长大(呈项链状析出)，严重损害
钢板的低温韧性与焊接性，但是对于800MPa级DQ型调质钢板，必须有一定的Cr含量，以保证
钢板具有足够的淬透性；因此适宜的Cr含量控制在0.50％～0.90％之间。

[0048] 添加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，增大马氏体/贝氏体packet的尺寸且形成的马氏体/
贝氏体block间位向差很小(≤5°)，减小裂纹穿过马氏体/贝氏体晶界的阻力，因此Mo在大
幅度提高钢板强度的同时，降低了高强调质钢的低温韧性、延伸率；并且当Mo添加过多时，
不仅严重损害钢板的延伸率、焊接性尤其大热输入焊接性，而且增加钢板的制造成本；但是
对于800MPa级DQ型调质钢板，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，适宜的Mo含量控制在0.10％～0.30％之间。

[0049] 钢中添加微量的Nb元素目的是进行未再结晶控轧、增加轧制钢板在线DQ的淬透性，细化母材钢板的显微组织、提高钢板的强度与抗回火软化特性；Nb含量范围与C含量范
围之间存在最佳匹配区间，在此区间内，Nb发挥最佳未再结晶控轧及强韧化作用的同时，Nb
对钢板焊接性损害较小；因此，采用超低碳成分设计时，Nb含量范围可适当提高，以确保高
强度调质钢板的强度、低温韧性、抗SR软化；当Nb添加量低于0.010％时，不能有效发挥超低
碳含量钢板中Nb的上述作用；当Nb添加量超过0.035％时，大热输入焊接条件下诱发上贝氏
体(Bu)形成和Nb(C，N)二次析出脆化作用，严重损害大热输入焊接热影响区(HAZ)的低温韧
性；Nb作为强碳化物形成元素，减小贝氏体/马氏体板条晶界的位相差，极大地损害焊接HAZ
的低温韧性；因此适宜的Nb含量控制在0.010％～0.035％之间。

[0050] Ti含量在0.007％～0.014％之间，抑制板坯加热、轧制及DQ过程中奥氏体晶粒过分长大，改善钢板低温韧性，更重要的是抑制大热输入焊接过程中HAZ晶粒长大，改善HAZ低
温韧性；此外，Ti具有固N作用，消除钢中自由N，保证B元素以固溶B形式存在；然而，当Ti含
量超过0.014％时，在高酸溶铝含量条件下，过剩Ti在马氏体/贝氏体板条上及晶团界上以
TiC共格析出，严重脆化高强调质钢显微组织。

[0051] B含量控制在0.0010％～0.0018％之间，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。

[0052] 钢中的Als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0.025％；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％。

[0053] V含量在0.025％～0.055％之间，并随着钢板厚度的增加，V含量可适当取上限值。添加V目的是通过V(C，N)在贝氏体/马氏体板条中弥散析出，提高DQ调质钢板的强度。V添加
过少，析出的V(C，N)太少，不能有效提高800MPa级DQ调质钢的强度；V添加量过多，高于
0.055％，损害钢板低温韧性、延伸率、焊接性及焊接HAZ的低温韧性。

[0054] 为了确保钢板中固溶[B]的存在及防止大量粗大的AlN沿原奥氏体晶界析出，损害钢板横向冲击韧性与塑性，钢中的N含量不得超过0.0055％。

[0055] 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与焊接性，此外采用Ca处理，改善高酸溶铝
钢水的浇注；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、延伸率及钢板的焊接性，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，因此Ca含
量的合适范围为0.0010％～0.0035％。

[0056] 本发明所述的低成本、高韧性及优良焊接性800MPa级调质钢板的制造方法，其包括如下步骤：

[0057] 1)冶炼、铸造

[0058] 按照上述成分冶炼、连铸成板坯；

[0059] 2)轧制，钢板总压缩比即板坯厚度/成品钢板厚度≥3.5；

[0060] 第一阶段为普通轧制，板坯加热温度控制在1100℃～1180℃之间；采用大压下轧制，轧制道次压下率≥8％，累计道次压下率≥45％；

[0061] 第二阶段采用未再结晶控制轧制，控轧开轧温度830℃～880℃，轧制道次压下率≥7％，未再结晶区累计压下率≥50％，终轧温度820℃～850℃；

[0062] 3)冷却

[0063] 未再结晶控轧结束后，钢板立即运送到冷却设备处，随即对钢板进行加速冷却，钢板开冷温度800℃～830℃，冷却速度≥7℃/s，停冷温度控制在≤300℃；然后送入缓冷坑保
温，钢板从停冷结束到入加热式缓冷坑保温之间的间隔时间不大于30min，保温工艺为钢板
温度表面大于300℃的条件下至少保温24小时；

[0064] 4)回火工艺

[0065] 钢板回火温度为550～600℃，回火保持时间T≥(0.60～1.00)×成品钢板厚度t，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T单位为
min，厚度t单位为mm；回火结束后钢板自然空冷至室温。

[0066] 根据本发明钢板的成分体系、力学性能及焊接性、内质健全性(即UT探伤)等要求，采用连铸浇铸，中间包浇注过热度控制在8℃～30℃，拉速控制在0.6m/min～1.0m/min，结
晶器液面波动控制在≤5mm、凝固末端轻压下工艺为2％～5％。

[0067] 步骤2)控制轧制，为确保超高强度调质钢板显微组织均匀细小，钢板总压缩比(板坯厚度/成品钢板厚度)≥3.5。

[0068] 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]，确保钢中具有足够固溶B，板坯加热温度控制在1100℃～1180℃之间；采用大压下轧制，轧制道次
压下率≥8％，累计道次压下率≥45％，以保证中间坯显微组织均匀细小及足量的固溶B，为
后续未再结晶控制轧制及在线淬火奠定基础。

[0069] 第二阶段采用未再结晶控制轧制，控轧开轧温度830℃～880℃，轧制道次压下率≥7％，未再结晶区累计压下率≥50％，终轧温度820℃～850℃。

[0070] 步骤3)未再结晶控轧结束后，钢板立即运送到DQ+ACC设备处，随即对钢板进行加速冷却；钢板开冷温度800℃～830℃，冷却速度≥7℃/s，停冷温度控制在≤300℃。

[0071] 厚度≥40mm的钢板从停冷结束到入加热式缓冷坑保温之间的间隔时间不大于30min，保温工艺为钢板温度表面大于300℃的条件下至少保温24小时，保证钢板脱氢充分，
防止产生氢致裂纹。

[0072] 步骤4)回火工艺中，钢板回火温度(板温)为550～600℃，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≥(0.60～1.00)×成品钢板厚
度t，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T单位
为min，厚度t单位为mm；回火结束后钢板自然空冷至室温。

[0073] 本发明的有益效果：

[0074] 本发明在获得优良800MPa级高强度调质钢板的同时，钢板的强韧性、塑韧性、焊接工艺性也同样优异，并成功地解决了高强调质钢板强度、塑性、低温韧性及焊接性之间的相
互矛盾，提高了大型重钢结构的安全稳定性、抗疲劳性能；在线淬火不仅减少了制造工序、
缩短了制造周期、降低了钢板制造成本，更重要的是，本发明钢板采用控制轧制+在线DQ+离
线回火工艺充分发挥了合金元素淬透性的潜能，合金元素的淬透、淬硬性得到最大程度地
发挥，可以在很少的贵重合金含量(如Ni、Mo)、很低的碳当量与Pcm的条件下，获得高强度、
优异的强塑性与塑韧性匹配及优良的焊接性，这不仅进一步减少了制造成本，而且改善了
钢板的焊接性，尤其对于高强度调质钢板，焊接冷裂敏感性大幅度减少，焊接预热温度大幅
度降低、焊后无需热处理(即SR)、合适的焊接热输入量范围更为宽泛，相应地减少用户加工
制作的成本与工序，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。

附图说明

[0075] 图1为本发明实施例5钢的显微组织(1/4厚度)照片。

具体实施方式

[0076] 下面结合附图和实施例对本发明做进一步说明。

[0077] 本发明实施例钢成分参见表1，表2～表5为本发明实施例的工艺参数，表6为本发明实施例钢的性能参数。

[0078] 由图1可知，本发明通过成分优化设计、TMCP及后续的回火工艺结合，钢板的显微组织为均匀细小的下贝氏体+板条马氏体，平均晶团尺寸在20μm以下。

[0079] 本发明通过钢板合金元素的组合设计与控制轧制CR+在线淬火DQ+离线回火T工艺相结合，在获得优良800MPa级高强度调质钢板的同时，钢板的强韧性、塑韧性、焊接工艺性
也同样优异，并成功地解决了高强调质钢板强度、塑性、低温韧性及焊接性之间的相互矛
盾，提高了大型重钢结构的安全稳定性、抗疲劳性能；在线淬火不仅减少了制造工序、缩短
了制造周期、降低了钢板制造成本，更重要的是本发明钢板采用控制轧制+在线淬火DQ+离
线回火工艺充分发挥了合金元素淬透性的潜能，合金元素的淬透、淬硬性得到最大程度地
发挥，可以在很少的贵重合金含量(如Ni、Mo)、很低的碳当量与Pcm的条件下，获得高强度、
优异的强塑性与塑韧性匹配及优良的焊接性，这不仅进一步减少了制造成本，而且改善了
钢板的焊接性，尤其对于高强度调质钢板，焊接冷裂敏感性大幅度减少，焊接预热温度大幅
度降低、焊后无需热处理(即SR)、合适的焊接热输入量范围更为宽泛，相应地减少用户加工
制作的成本与工序，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，符合国家提倡的绿色节能减排生产方针。

[0080] 本发明800MPa级高强度、高韧性及优良焊接性调质钢板主要用作制造水电工程的压力水管、涡壳与钢岔管、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。随着我国国民经济不断地发展，建设节约型和谐社会的要求；国家基础工程建设、清
洁能源工程建设(如水电工程、风电)、海洋开发建设及国民经济建设所需的大型装备制造
开发已摆到日事议程，作为战略性基础材料—800MPa级高强度、高韧性及优良焊接性调质
钢板具有广阔的市场前景。

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