2024年6月12日发(作者：浑烟)
(19)中华人民共和国国家知识产权局
(12)发明专利说明书
(21)申请号 CN2.4
(22)申请日 2012.03.22
(71)申请人 宝山钢铁股份有限公司
地址 201900 上海市宝山区富锦路885号
(72)发明人 刘自成 吴勇 李先聚
(74)专利代理机构 上海开祺知识产权代理有限公司
代理人 竺明
(51)
C22C38/54
C22C33/04
C21D8/02
(10)申请公布号 CN 102605282 A
(43)申请公布日 2012.07.25
权利要求说明书 说明书 幅图
(54)发明名称
80公斤级超高韧性、极厚钢板及其
制造方法
(57)摘要
80公斤级超高韧性、极厚钢板及其
制造方法，其成分重量百分比为：C：
0.08～0.13％，Si≤0.10％，Mn：0.80～
1.20％，P≤0.013％，S≤0.0030％，Cu：
0.20～0.45％，Ni：1.00～1.60％，Cr：
0.35～0.65％，Mo：0.30～0.60％，Als：
0.040～0.070％，Nb：0.010～0.030％，
V：0.030～0.060％，Ti：0.004～0.010％，
N≤0.0050％，Ca：0.001～0.004％，B：
0.0008～0.0016％，余Fe。本发明采用低
C-超低Si-中Mn-(Ti+V+Nb+B)微合金钢的
成分体系作为基础，优化特殊控轧+离线梯
度调质工艺(QQ+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20μm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。
法律状态
法律状态公告日
法律状态信息
法律状态
权 利 要 求 说 明 书
1.80公斤级超高韧性、极厚钢板，其成分重量百分比为：
C：0.08％～0.13％
Si：≤0.10％
Mn：0.80％～1.20％
P：≤0.013％
S：≤0.0030％
Cu：0.20％～0.45％
Ni：1.00％～1.60％
Cr：0.35％～0.65％
Mo：0.30％～0.60％
Als：0.040％～0.070％
Nb：0.010％～0.030％
V：0.030％～0.060％
Ti：0.004％～0.010％
N：≤0.0050％
Ca：0.001％～0.004％
B：0.0008％～0.0016％
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：
C、Mn当量之间的关系：8≤Mn/C≤16；
Als、Ti与N之间的关系：Als≥15×(Ntotal-0.292Ti)，防止B元
Ni当量＝Ni+0.37Mn+0.18Cu-1.33Si-0.89Al≥1.20％；
控制Ceq(WES)≤0.57％，保证钢板在预热温度≤150℃；
(％Si)×(％C)≤0.010；
Mo当量≥0.75％、Cr当量≥1.00％，其中，Mo当量＝Mo+0.67Cr
Nb/Ti在1.5～3.5；
Ca与S之间的关系：Ca/S在0.80～3.00之间，且5×10-4≤
(Ca)(S)0.18≤2.5×10-3；
+0.83Si+1.62V；Cr当量＝Cr+1.21Mo+Si+1.86V；
素与N元素结合，保证钢中固溶[B]≥5ppm，且AlN以细小弥散状态
析出；
有效淬透性指数Deff＝F×DI≥1.20×t，其中F为硼钢淬透性因子，
DI＝0.367C0.5(1+0.7Si)(1+3.33Mn)(1+0.35Cu)(1+0.36Ni)(1+2.16Cr)(
2.如权利要求1所述的80公斤级超高韧性、极厚钢板的制造方法，其包
a)冶炼、铸造
冶炼根据上述成分，采用模铸浇铸，钢包浇注过热度ΔT控制在40
b)轧制，钢板总压缩比即模铸坯厚度/成品钢板厚度≥5.0
第一阶段为普通轧制，为保证加热及轧制过程中发生[Al]+BN→
℃～70℃，本体浇铸速度控制在3.0吨/min～4.0吨/min，冒口补注
时间5min～8min；
括如下步骤：
1+3Mo)(1+1.75V)(1+1.77Al)×25.4，单位为mm。
当钢中存在固溶[B]时且[B]≥5ppm，且，采用二次淬火时，F取1.50；
t为成品钢板厚度，单位为mm；
AlN+[B]，确保钢中固溶[B]≥5ppm，板坯加热温度控制在1100℃～
1180℃之间；至少有2个道次采用低速大压下轧制，钢板轧制速度
控制在≤1.5m/sec.，轧制形状因子(ΔH/R)1/2≥0.18，其中ΔH为
压下量，R为工作辊辊径，mm； 道次
第二阶段采用未再结晶控制轧制，控轧开轧温度≤850℃，轧制道次
压下率≥7％，奥氏体未结晶区累计压下率≥30％，奥氏体单相区终
轧温度800℃～850℃；
c)冷却
钢板从停冷结束到入缓冷坑保温之间的间隔时间不大于60min，保
d)热处理
钢板第一次淬火温度为900～920℃，淬火保持时间≥20min，淬火
钢板第二次淬火温度为880～900℃，淬火保持时间≥10min，淬火
温工艺为钢板温度表面大于300℃的条件下至少保温48小时；
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；
保持时间为钢板中心温度达到淬火目标温度时开始计时
间； 的保温时
钢板回火温度为600～660℃，回火保持时间≥(0.65～1.0)min/mm
×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，成品钢板厚度单位为mm；
回火结束后钢板自然空冷至室温。
说 明 书
技术领域
本发明涉及低碳高强度低合金钢的制造技术，特别涉及80公斤级超高韧性、极厚
钢板及其制造方法，钢板抗拉强度≥780MPa，屈服强度≥690MPa，延伸率
δ5≥18％，-60℃夏比横向冲击功(单个值)≥70J，优良焊接性，焊接热影
响区(HAZ)的-60℃的Charpy冲击功(单个值)≥47J，成品板厚≥100mm。
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
决定于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。
传统的抗拉强度≥780MPa、钢板厚度≥100mm的高强钢板主要通过离线调质工艺
(Q+T)生产；但是对于钢板厚度≤60mm，也可以采用在线调质工艺来生产；对于生
产板厚≥100mm的钢板必要具有足够高的淬透性，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，因而不可避免地向钢中加入大量Cr、Mo、Ni、 Cu
等合金元素，参见日本专利昭59-129724、平1-219121以及新日铁制钢研究第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等文章。
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限
制，钢板沿厚度方向的力学性能均匀性也不太理想，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；而且调质钢板1/4厚度位置的
强度、低温韧性及延伸率等技术指标虽然能够满足用户的要求，但是钢板延伸率普
遍偏低(δ5≤17％)，超厚规格的调质钢板延伸率更低，一般均
δ5≤16％，如美国专利US Patent4855106、US Patent5183198、
USPatent4137104、USPatent4790885、US Patent4988393及欧洲专利EP 0867520A2。
而较低的延伸率不仅不利于钢板冷加工性能，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；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。
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，如日本专
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及西山纪念技术讲座第159-160，P79～P80、铁と钢S611-1986、铁
と钢Vol.83(No.3)-1997、神户制钢技报Vol.45(No.1)-1995等文章。
随着我国国民经济发展，建设节约型和谐社会的要求，国家基础工程建设、能源工
程建设、海洋开发建设及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——80公斤级极厚调质钢板具有广阔的市场前景。80公斤级、超低温
韧性调质钢板对于我国还属于一种全新的钢种。
发明内容
本发明的目的是提供一种80公斤级超高韧性、极厚钢板及其制造方法，通过钢板
合金元素的组合设计与特殊制造工艺(CR+QQT)相结合，在获得优良特厚(≥100mm)
调质钢板强度、超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
功地解决了特厚调质钢板沿钢板厚度方向强韧性不均匀的问题。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
本发明采用低C-超低Si-中Mn-(Ti+V+Nb+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≥15×(Ntotal-0.292Ti)、控制Mn/C比在
8～16之间、Ceq(WES)≤0.57％、Ni当量≥1.20％、Mo当量≥0.75％、Cr当量≥1.00％
与(％Si)×(％C)≤0.010、Nb/Ti在1.5～3.5、(Cu+Ni+Mo+Cr)合金化、Ca处理且Ca/S
比在0.80～3.00之间且(％Ca)(％S)0.18≤2.5×10-3、控制
F×DI指数≥1.20×成品钢板厚度等冶金技术控制手段，优化特殊控轧+离线梯度调质
工艺(QQ+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20μm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，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，并
且能够实现低成本稳定批量工业化生产。
具体的，本发明的80公斤级超高韧性、极厚钢板，其成分重量百分比为：C：
0.08％～0.13％，Si：≤0.10％，Mn：0.80％～1.20％，P：≤0.013％，S：≤0.0030％，
Cu：0.20％～0.45％，Ni：1.00％～1.60％，Cr：0.35％～0.65％，Mo：0.30％～
0.60％，Als：0.040％～0.070％，Nb：0.010％～0.030％，V：0.030％～0.060％，
Ti：0.004％～0.010％，N：≤0.0050％，Ca：0.001％～0.004％，B：0.0008％～
0.0016％，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：
C、Mn当量之间的关系：8≤Mn/C≤16，确保钢板在-60℃条件下为断裂行为为塑性
断裂，夏比冲击试样断口纤维率≥50％。
Als、Ti与N之间的关系：Als≥15×(Ntotal-0.292Ti)，防止B元素与N
元素结合，保证钢中固溶[B]≥5ppm且AlN以细小弥散状态析出，细化 淬火前奥氏
体晶粒尺寸，改善钢板低温韧性及沿板厚方向钢板力学性能均匀。
Ni当量＝Ni+0.37Mn+0.18Cu-1.33Si-0.89Al≥1.20％，降低铁素体位错
1/2<111>(110)在-60℃温度条件下的P-N力，改善位错可动性，保证钢板显微
组织的本征韧性。
控制Ceq(WES)≤0.57％，改善极厚80公斤级调质钢板的焊接性，保证钢板在预热
温度≤150℃。
(％Si)×(％C)≤0.010，增加马氏体相变临界冷却速度，促进下贝氏体形成，改善极
厚80公斤级调质钢板强韧性、强塑性匹配及超低温韧性，抑制超厚钢板多层多道
次焊接HAZ中的M/A岛析出，改善超厚钢板的焊接性及焊接HAZ韧性；
Mo当量≥0.75％、Cr当量≥1.00％，确保极厚80公斤级调质钢板淬透淬硬性与抗回
火软化性，保证极厚80公斤级调质钢板强韧性、强塑性匹配与超低温韧性；其中
Mo当量＝Mo+0.67Cr+0.83Si+1.62V；Cr当量＝Cr+1.21Mo+Si+1.86V。
Nb/Ti在1.5～3.5，对于模铸坯而言，为确保钢锭及初轧坯中形成的(Ti，Nb)(C，N)
粒子细小均匀，弥散分布，抑制初轧坯加热、轧制过程中奥氏体晶粒长大，改善钢
板的低温韧性。
Ca与S之间的关系：Ca/S在0.80～3.00之间，且，5×10-
4≤(Ca)(S)0.18≤2.5×10-3；以改善极厚钢板低温韧性、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＝F×DI≥1.20×t，确保极厚调质钢板强韧性匹配及
沿板厚方向钢板性能均匀；其中F为硼钢淬透性因子，当钢中存在固溶[B]时且
[B]≥5ppm且采用二次淬火时，F取1.50；t为成品钢板厚度(mm)；DI＝
0.367C0.5(1+0.7Si)(1+3.33Mn)(1+0.35Cu)(1+0.36Ni)(1+2.16Cr)(1+3Mo)(
1+1.75V)(1+1.77Al)×25.4(mm)，以确保80公斤级极厚调质钢板具有优良的强韧性/
强塑性匹配且沿板厚方向力学性能均匀。
在本发明钢的成分设计中：
C对极厚80公斤级调质钢的强度、超低温韧性、延伸率及焊接性影响很大，从改
善极厚80公斤级调质钢板低温韧性和焊接性角度，希望钢 中C含量控制得较低；
但是从调质钢的淬透性、强韧性匹配、生产制造过程中显微组织控制及制造成本角
度，C含量不宜控制得过低，尤其极厚80公斤级调质钢板；因次C含量合理范围
为0.08％～0.13％。
Mn作为最重要的合金元素在钢中除提高极厚80公斤级调质钢板的强度外，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
低温韧性的作用、促进低温相变组织形成而提高极厚调质钢板强度的作用；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、Mo、Cr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轧制、
热处理及焊接过程中易形成异常组织，导致极厚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含量范围对于特厚调质钢板极其
必要，根据本发明钢成分体系及C含量为0.08％～0.13％，适合Mn含量为
0.80％～1.20％，且C含量高时，Mn含量适当降低，反之亦然；且C含量低时，
Mn含量适当提高。
Si促进钢水脱氧并能够提高极厚调质钢板强度，但是采用Al脱氧的钢水，Si的脱
氧作用不大，Si虽然能够提高极厚调质钢板的强度，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，严重损害高强极厚调质钢板的超低温韧性、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。
P作为钢中有害杂质对极厚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、-60℃韧性及优良强韧性匹配的极
厚调质钢板，P含量需要控制在≤0.013％。
S作为钢中有害杂质对极厚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、-60℃韧性及优良强韧性匹配的极厚调质钢板，S含量需要
控制在≤0.0030％。
Cu奥氏体稳定化元素，添加Cu也可以降低Ar3点温度，提高极厚调
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0.45％，
容易造成铜脆、铸坯表面龟裂、内裂问题及尤其极厚调质钢板焊接接头SR性能劣
化；对于80公斤级极厚调质钢板而言，Cu添加量过少，低于0.20％，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，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。
添加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Ni含量在一定范围内越高越好，
但是过高的Ni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；但是对于极厚80公斤级调质钢板，必须有足够的Ni含量，以保证钢板具有足
够的淬透性、板厚方向性能均匀的同时，确保钢板的低温韧性；因此，Ni含量控
制在1.00％～1.60％之间，以确保钢板的淬透淬硬性和钢板的强韧性、强塑性匹配
而不损害钢板的焊接性。
Cr作为弱碳化物形成元素，添加Cr不仅提高，劣化调质钢板低温冲击韧性，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
性之作用；但是当Cr添加量过多时，回火过程中在原奥氏体晶界上析出粗大项链
状铬的碳化物，极度劣化极厚调质 钢板的超低温冲击韧性；同时，严重损害极厚
调质钢板的焊接性，尤其焊接接头SR性能；但是对于极厚80公斤级低温调质钢
板，必须有一定的Cr含量，以保证钢板具有足够的淬透/淬硬性；因此Cr含量控
制在0.35％～0.65％之间。
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；并
且当Mo添加过多时，不仅严重损害钢板的延伸率、焊接性及焊接接头SR性能，
而且增加钢板SR脆性和生产成本；但是对于超厚80公斤级调质钢板，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
0.30％～0.60％之间。
B含量控制在0.0008％～0.0016％之间，确保极厚调质钢板淬透性的同时，不损害
钢板的焊接性、HAZ韧性及板坯表面质量。
Ti含量在0.004％～0.010％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0.011％时，采用模铸浇注时，形成的TiN粒子不仅较多而且较为
粗大，具有促进铁素体形成，严重影响钢板中心部位的淬透性。
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
淬透淬硬性；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0.070％。
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，损害极厚调质钢板表面质量与横向的超低温
冲击韧性尤其横向低温冲击韧性，钢中的N含量不得 超过0.005％。
钢中添加微量的Nb元素目的是进行未再结晶控制轧制、细化钢板显微组织，改善
钢板表(亚)面层淬火组织，防止钢板表(亚)面层过度淬火，抑制AlN沿原奥氏体晶
界链状析出，提高极厚调质钢板强度、横向超低温冲击韧性及塑性形变能力，当
Nb添加量低于0.010％时，除不能有效发挥的控轧作用；当Nb添加量超过0.030％
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，因此Nb含量控制在0.010％～
0.030％之间，获得最佳的控轧效果、实现超高强度调质钢板强韧性/强塑性匹配及
防止表(亚)面层过度淬火的同时，又不损害大线能量焊接及多道次焊接HAZ的韧
性。
V含量在0.030％～0.060％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，不能有效提高极厚调质钢板的
强度；V添加量过多，高于0.060％，损害极厚调质钢板超低温韧性、延伸率、焊
接性及焊接SR性能。
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。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，降低钢的低温韧性和
延伸率，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％～0.0040％。
本发明的80公斤级超高韧性、极厚钢板的制造方法，其包括如下步骤：
a)冶炼、铸造
冶炼根据上述成分，采用模铸浇铸，钢包浇注过热度ΔT控制在40℃～70℃，本体
浇铸速度控制在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；
b)轧制，钢板总压缩比即模铸坯厚度/成品钢板厚度≥5.0，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匀；
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
中固溶[B]≥5ppm，板坯加热温度控制在1100℃～1180℃之间；至少有2个道次采
用低速大压下轧制，钢板轧制速度控制在≤1.5m/sec.，轧制形状因子
(ΔH/R)1/2≥0.18，其中ΔH为道次压下量，R为工作辊辊径，mm；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匀；
第二阶段采用未再结晶控制轧制，控轧开轧温度≤850℃，轧制道次压下率≥7％，
奥氏体未结晶区(≤850℃)累计压下率≥30％，奥氏体单相区终轧温度800℃～850℃，
以此细化奥氏体晶粒尺寸，改善AlN析出状态，改善超厚调质钢板强韧性匹配与
横向超低温冲击韧性；
c)冷却
钢板从停冷结束到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℃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；
d)热处理工艺
钢板第一次淬火温度(板温)为900～920℃，淬火保持时间≥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；
钢板第二次淬火温度(板温)为880～900℃，淬火保持时间≥10min，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600～660℃，回火保持时间≥(0.65～1.0)min/mm×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，成品钢板厚度单位为mm；回火结束后钢板自然空冷至室温。
本发明的有益效果：
本发明采用低C-超低Si-中Mn-(Ti+V+Nb+B)微合金钢的成分体系作为基础，通过
成分优化设计、冶金技术控制，优化特殊控轧+离线梯度调质工艺(QQ+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20μm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。
本发明在获得优良80公斤级极厚(≥100mm)高强度、超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，并成功地解决了极厚调质钢板沿
钢板厚度方向强韧性不均匀的问题，提高了大型重钢结构(海洋平台、船用浮吊、
水电钢岔管、巨型挖掘机与履带吊等)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。
目前国内各大钢厂(除宝钢以外)只能生产80mm以下的钢板，国内大型工程建设、
重型机械厂所需80公斤级、超低温韧性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，导致材料巨大的浪费。
本发明80公斤级极厚、超低温韧性调质钢板填补了上述空白，可以作为主要用作
制造水电工程的涡壳与钢岔管、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。
附图说明
图1为本发明实施例5钢的显微组织(1/4厚度)。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明做进一步说明。
表1所示本发明实施例钢成分，表2、表3、表4为本发明实施例钢的制造工艺。
表5、表6所示本发明实施例钢的性能。
从图1及表5、表6可以看出，本发明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20μm以下；获得优良的强韧性、强 塑性匹配且焊接性能
优良。
综上所述，本发明要通过钢板合金元素的组合设计与特殊调质工艺(CR+QT)相结合，
在获得优良极厚(≥100mm)调质钢板强度、超低温韧性及强韧性匹配的同时，钢板
的焊接性也同样优异，并成功地解决了极厚调质钢板沿钢板厚度方向强韧性不均匀
的问题，而且提高了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。
。
2024年6月12日发(作者：浑烟)
(19)中华人民共和国国家知识产权局
(12)发明专利说明书
(21)申请号 CN2.4
(22)申请日 2012.03.22
(71)申请人 宝山钢铁股份有限公司
地址 201900 上海市宝山区富锦路885号
(72)发明人 刘自成 吴勇 李先聚
(74)专利代理机构 上海开祺知识产权代理有限公司
代理人 竺明
(51)
C22C38/54
C22C33/04
C21D8/02
(10)申请公布号 CN 102605282 A
(43)申请公布日 2012.07.25
权利要求说明书 说明书 幅图
(54)发明名称
80公斤级超高韧性、极厚钢板及其
制造方法
(57)摘要
80公斤级超高韧性、极厚钢板及其
制造方法，其成分重量百分比为：C：
0.08～0.13％，Si≤0.10％，Mn：0.80～
1.20％，P≤0.013％，S≤0.0030％，Cu：
0.20～0.45％，Ni：1.00～1.60％，Cr：
0.35～0.65％，Mo：0.30～0.60％，Als：
0.040～0.070％，Nb：0.010～0.030％，
V：0.030～0.060％，Ti：0.004～0.010％，
N≤0.0050％，Ca：0.001～0.004％，B：
0.0008～0.0016％，余Fe。本发明采用低
C-超低Si-中Mn-(Ti+V+Nb+B)微合金钢的
成分体系作为基础，优化特殊控轧+离线梯
度调质工艺(QQ+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20μm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。
法律状态
法律状态公告日
法律状态信息
法律状态
权 利 要 求 说 明 书
1.80公斤级超高韧性、极厚钢板，其成分重量百分比为：
C：0.08％～0.13％
Si：≤0.10％
Mn：0.80％～1.20％
P：≤0.013％
S：≤0.0030％
Cu：0.20％～0.45％
Ni：1.00％～1.60％
Cr：0.35％～0.65％
Mo：0.30％～0.60％
Als：0.040％～0.070％
Nb：0.010％～0.030％
V：0.030％～0.060％
Ti：0.004％～0.010％
N：≤0.0050％
Ca：0.001％～0.004％
B：0.0008％～0.0016％
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：
C、Mn当量之间的关系：8≤Mn/C≤16；
Als、Ti与N之间的关系：Als≥15×(Ntotal-0.292Ti)，防止B元
Ni当量＝Ni+0.37Mn+0.18Cu-1.33Si-0.89Al≥1.20％；
控制Ceq(WES)≤0.57％，保证钢板在预热温度≤150℃；
(％Si)×(％C)≤0.010；
Mo当量≥0.75％、Cr当量≥1.00％，其中，Mo当量＝Mo+0.67Cr
Nb/Ti在1.5～3.5；
Ca与S之间的关系：Ca/S在0.80～3.00之间，且5×10-4≤
(Ca)(S)0.18≤2.5×10-3；
+0.83Si+1.62V；Cr当量＝Cr+1.21Mo+Si+1.86V；
素与N元素结合，保证钢中固溶[B]≥5ppm，且AlN以细小弥散状态
析出；
有效淬透性指数Deff＝F×DI≥1.20×t，其中F为硼钢淬透性因子，
DI＝0.367C0.5(1+0.7Si)(1+3.33Mn)(1+0.35Cu)(1+0.36Ni)(1+2.16Cr)(
2.如权利要求1所述的80公斤级超高韧性、极厚钢板的制造方法，其包
a)冶炼、铸造
冶炼根据上述成分，采用模铸浇铸，钢包浇注过热度ΔT控制在40
b)轧制，钢板总压缩比即模铸坯厚度/成品钢板厚度≥5.0
第一阶段为普通轧制，为保证加热及轧制过程中发生[Al]+BN→
℃～70℃，本体浇铸速度控制在3.0吨/min～4.0吨/min，冒口补注
时间5min～8min；
括如下步骤：
1+3Mo)(1+1.75V)(1+1.77Al)×25.4，单位为mm。
当钢中存在固溶[B]时且[B]≥5ppm，且，采用二次淬火时，F取1.50；
t为成品钢板厚度，单位为mm；
AlN+[B]，确保钢中固溶[B]≥5ppm，板坯加热温度控制在1100℃～
1180℃之间；至少有2个道次采用低速大压下轧制，钢板轧制速度
控制在≤1.5m/sec.，轧制形状因子(ΔH/R)1/2≥0.18，其中ΔH为
压下量，R为工作辊辊径，mm； 道次
第二阶段采用未再结晶控制轧制，控轧开轧温度≤850℃，轧制道次
压下率≥7％，奥氏体未结晶区累计压下率≥30％，奥氏体单相区终
轧温度800℃～850℃；
c)冷却
钢板从停冷结束到入缓冷坑保温之间的间隔时间不大于60min，保
d)热处理
钢板第一次淬火温度为900～920℃，淬火保持时间≥20min，淬火
钢板第二次淬火温度为880～900℃，淬火保持时间≥10min，淬火
温工艺为钢板温度表面大于300℃的条件下至少保温48小时；
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；
保持时间为钢板中心温度达到淬火目标温度时开始计时
间； 的保温时
钢板回火温度为600～660℃，回火保持时间≥(0.65～1.0)min/mm
×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，成品钢板厚度单位为mm；
回火结束后钢板自然空冷至室温。
说 明 书
技术领域
本发明涉及低碳高强度低合金钢的制造技术，特别涉及80公斤级超高韧性、极厚
钢板及其制造方法，钢板抗拉强度≥780MPa，屈服强度≥690MPa，延伸率
δ5≥18％，-60℃夏比横向冲击功(单个值)≥70J，优良焊接性，焊接热影
响区(HAZ)的-60℃的Charpy冲击功(单个值)≥47J，成品板厚≥100mm。
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
决定于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。
传统的抗拉强度≥780MPa、钢板厚度≥100mm的高强钢板主要通过离线调质工艺
(Q+T)生产；但是对于钢板厚度≤60mm，也可以采用在线调质工艺来生产；对于生
产板厚≥100mm的钢板必要具有足够高的淬透性，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，因而不可避免地向钢中加入大量Cr、Mo、Ni、 Cu
等合金元素，参见日本专利昭59-129724、平1-219121以及新日铁制钢研究第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等文章。
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限
制，钢板沿厚度方向的力学性能均匀性也不太理想，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；而且调质钢板1/4厚度位置的
强度、低温韧性及延伸率等技术指标虽然能够满足用户的要求，但是钢板延伸率普
遍偏低(δ5≤17％)，超厚规格的调质钢板延伸率更低，一般均
δ5≤16％，如美国专利US Patent4855106、US Patent5183198、
USPatent4137104、USPatent4790885、US Patent4988393及欧洲专利EP 0867520A2。
而较低的延伸率不仅不利于钢板冷加工性能，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；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。
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，如日本专
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及西山纪念技术讲座第159-160，P79～P80、铁と钢S611-1986、铁
と钢Vol.83(No.3)-1997、神户制钢技报Vol.45(No.1)-1995等文章。
随着我国国民经济发展，建设节约型和谐社会的要求，国家基础工程建设、能源工
程建设、海洋开发建设及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——80公斤级极厚调质钢板具有广阔的市场前景。80公斤级、超低温
韧性调质钢板对于我国还属于一种全新的钢种。
发明内容
本发明的目的是提供一种80公斤级超高韧性、极厚钢板及其制造方法，通过钢板
合金元素的组合设计与特殊制造工艺(CR+QQT)相结合，在获得优良特厚(≥100mm)
调质钢板强度、超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
功地解决了特厚调质钢板沿钢板厚度方向强韧性不均匀的问题。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
本发明采用低C-超低Si-中Mn-(Ti+V+Nb+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≥15×(Ntotal-0.292Ti)、控制Mn/C比在
8～16之间、Ceq(WES)≤0.57％、Ni当量≥1.20％、Mo当量≥0.75％、Cr当量≥1.00％
与(％Si)×(％C)≤0.010、Nb/Ti在1.5～3.5、(Cu+Ni+Mo+Cr)合金化、Ca处理且Ca/S
比在0.80～3.00之间且(％Ca)(％S)0.18≤2.5×10-3、控制
F×DI指数≥1.20×成品钢板厚度等冶金技术控制手段，优化特殊控轧+离线梯度调质
工艺(QQ+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20μm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，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，并
且能够实现低成本稳定批量工业化生产。
具体的，本发明的80公斤级超高韧性、极厚钢板，其成分重量百分比为：C：
0.08％～0.13％，Si：≤0.10％，Mn：0.80％～1.20％，P：≤0.013％，S：≤0.0030％，
Cu：0.20％～0.45％，Ni：1.00％～1.60％，Cr：0.35％～0.65％，Mo：0.30％～
0.60％，Als：0.040％～0.070％，Nb：0.010％～0.030％，V：0.030％～0.060％，
Ti：0.004％～0.010％，N：≤0.0050％，Ca：0.001％～0.004％，B：0.0008％～
0.0016％，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：
C、Mn当量之间的关系：8≤Mn/C≤16，确保钢板在-60℃条件下为断裂行为为塑性
断裂，夏比冲击试样断口纤维率≥50％。
Als、Ti与N之间的关系：Als≥15×(Ntotal-0.292Ti)，防止B元素与N
元素结合，保证钢中固溶[B]≥5ppm且AlN以细小弥散状态析出，细化 淬火前奥氏
体晶粒尺寸，改善钢板低温韧性及沿板厚方向钢板力学性能均匀。
Ni当量＝Ni+0.37Mn+0.18Cu-1.33Si-0.89Al≥1.20％，降低铁素体位错
1/2<111>(110)在-60℃温度条件下的P-N力，改善位错可动性，保证钢板显微
组织的本征韧性。
控制Ceq(WES)≤0.57％，改善极厚80公斤级调质钢板的焊接性，保证钢板在预热
温度≤150℃。
(％Si)×(％C)≤0.010，增加马氏体相变临界冷却速度，促进下贝氏体形成，改善极
厚80公斤级调质钢板强韧性、强塑性匹配及超低温韧性，抑制超厚钢板多层多道
次焊接HAZ中的M/A岛析出，改善超厚钢板的焊接性及焊接HAZ韧性；
Mo当量≥0.75％、Cr当量≥1.00％，确保极厚80公斤级调质钢板淬透淬硬性与抗回
火软化性，保证极厚80公斤级调质钢板强韧性、强塑性匹配与超低温韧性；其中
Mo当量＝Mo+0.67Cr+0.83Si+1.62V；Cr当量＝Cr+1.21Mo+Si+1.86V。
Nb/Ti在1.5～3.5，对于模铸坯而言，为确保钢锭及初轧坯中形成的(Ti，Nb)(C，N)
粒子细小均匀，弥散分布，抑制初轧坯加热、轧制过程中奥氏体晶粒长大，改善钢
板的低温韧性。
Ca与S之间的关系：Ca/S在0.80～3.00之间，且，5×10-
4≤(Ca)(S)0.18≤2.5×10-3；以改善极厚钢板低温韧性、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＝F×DI≥1.20×t，确保极厚调质钢板强韧性匹配及
沿板厚方向钢板性能均匀；其中F为硼钢淬透性因子，当钢中存在固溶[B]时且
[B]≥5ppm且采用二次淬火时，F取1.50；t为成品钢板厚度(mm)；DI＝
0.367C0.5(1+0.7Si)(1+3.33Mn)(1+0.35Cu)(1+0.36Ni)(1+2.16Cr)(1+3Mo)(
1+1.75V)(1+1.77Al)×25.4(mm)，以确保80公斤级极厚调质钢板具有优良的强韧性/
强塑性匹配且沿板厚方向力学性能均匀。
在本发明钢的成分设计中：
C对极厚80公斤级调质钢的强度、超低温韧性、延伸率及焊接性影响很大，从改
善极厚80公斤级调质钢板低温韧性和焊接性角度，希望钢 中C含量控制得较低；
但是从调质钢的淬透性、强韧性匹配、生产制造过程中显微组织控制及制造成本角
度，C含量不宜控制得过低，尤其极厚80公斤级调质钢板；因次C含量合理范围
为0.08％～0.13％。
Mn作为最重要的合金元素在钢中除提高极厚80公斤级调质钢板的强度外，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
低温韧性的作用、促进低温相变组织形成而提高极厚调质钢板强度的作用；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、Mo、Cr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轧制、
热处理及焊接过程中易形成异常组织，导致极厚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含量范围对于特厚调质钢板极其
必要，根据本发明钢成分体系及C含量为0.08％～0.13％，适合Mn含量为
0.80％～1.20％，且C含量高时，Mn含量适当降低，反之亦然；且C含量低时，
Mn含量适当提高。
Si促进钢水脱氧并能够提高极厚调质钢板强度，但是采用Al脱氧的钢水，Si的脱
氧作用不大，Si虽然能够提高极厚调质钢板的强度，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，严重损害高强极厚调质钢板的超低温韧性、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。
P作为钢中有害杂质对极厚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、-60℃韧性及优良强韧性匹配的极
厚调质钢板，P含量需要控制在≤0.013％。
S作为钢中有害杂质对极厚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、-60℃韧性及优良强韧性匹配的极厚调质钢板，S含量需要
控制在≤0.0030％。
Cu奥氏体稳定化元素，添加Cu也可以降低Ar3点温度，提高极厚调
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0.45％，
容易造成铜脆、铸坯表面龟裂、内裂问题及尤其极厚调质钢板焊接接头SR性能劣
化；对于80公斤级极厚调质钢板而言，Cu添加量过少，低于0.20％，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，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。
添加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Ni含量在一定范围内越高越好，
但是过高的Ni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；但是对于极厚80公斤级调质钢板，必须有足够的Ni含量，以保证钢板具有足
够的淬透性、板厚方向性能均匀的同时，确保钢板的低温韧性；因此，Ni含量控
制在1.00％～1.60％之间，以确保钢板的淬透淬硬性和钢板的强韧性、强塑性匹配
而不损害钢板的焊接性。
Cr作为弱碳化物形成元素，添加Cr不仅提高，劣化调质钢板低温冲击韧性，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
性之作用；但是当Cr添加量过多时，回火过程中在原奥氏体晶界上析出粗大项链
状铬的碳化物，极度劣化极厚调质 钢板的超低温冲击韧性；同时，严重损害极厚
调质钢板的焊接性，尤其焊接接头SR性能；但是对于极厚80公斤级低温调质钢
板，必须有一定的Cr含量，以保证钢板具有足够的淬透/淬硬性；因此Cr含量控
制在0.35％～0.65％之间。
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；并
且当Mo添加过多时，不仅严重损害钢板的延伸率、焊接性及焊接接头SR性能，
而且增加钢板SR脆性和生产成本；但是对于超厚80公斤级调质钢板，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
0.30％～0.60％之间。
B含量控制在0.0008％～0.0016％之间，确保极厚调质钢板淬透性的同时，不损害
钢板的焊接性、HAZ韧性及板坯表面质量。
Ti含量在0.004％～0.010％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0.011％时，采用模铸浇注时，形成的TiN粒子不仅较多而且较为
粗大，具有促进铁素体形成，严重影响钢板中心部位的淬透性。
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
淬透淬硬性；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0.070％。
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，损害极厚调质钢板表面质量与横向的超低温
冲击韧性尤其横向低温冲击韧性，钢中的N含量不得 超过0.005％。
钢中添加微量的Nb元素目的是进行未再结晶控制轧制、细化钢板显微组织，改善
钢板表(亚)面层淬火组织，防止钢板表(亚)面层过度淬火，抑制AlN沿原奥氏体晶
界链状析出，提高极厚调质钢板强度、横向超低温冲击韧性及塑性形变能力，当
Nb添加量低于0.010％时，除不能有效发挥的控轧作用；当Nb添加量超过0.030％
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，因此Nb含量控制在0.010％～
0.030％之间，获得最佳的控轧效果、实现超高强度调质钢板强韧性/强塑性匹配及
防止表(亚)面层过度淬火的同时，又不损害大线能量焊接及多道次焊接HAZ的韧
性。
V含量在0.030％～0.060％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，不能有效提高极厚调质钢板的
强度；V添加量过多，高于0.060％，损害极厚调质钢板超低温韧性、延伸率、焊
接性及焊接SR性能。
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。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，降低钢的低温韧性和
延伸率，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％～0.0040％。
本发明的80公斤级超高韧性、极厚钢板的制造方法，其包括如下步骤：
a)冶炼、铸造
冶炼根据上述成分，采用模铸浇铸，钢包浇注过热度ΔT控制在40℃～70℃，本体
浇铸速度控制在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；
b)轧制，钢板总压缩比即模铸坯厚度/成品钢板厚度≥5.0，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匀；
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
中固溶[B]≥5ppm，板坯加热温度控制在1100℃～1180℃之间；至少有2个道次采
用低速大压下轧制，钢板轧制速度控制在≤1.5m/sec.，轧制形状因子
(ΔH/R)1/2≥0.18，其中ΔH为道次压下量，R为工作辊辊径，mm；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匀；
第二阶段采用未再结晶控制轧制，控轧开轧温度≤850℃，轧制道次压下率≥7％，
奥氏体未结晶区(≤850℃)累计压下率≥30％，奥氏体单相区终轧温度800℃～850℃，
以此细化奥氏体晶粒尺寸，改善AlN析出状态，改善超厚调质钢板强韧性匹配与
横向超低温冲击韧性；
c)冷却
钢板从停冷结束到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℃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；
d)热处理工艺
钢板第一次淬火温度(板温)为900～920℃，淬火保持时间≥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；
钢板第二次淬火温度(板温)为880～900℃，淬火保持时间≥10min，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600～660℃，回火保持时间≥(0.65～1.0)min/mm×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，成品钢板厚度单位为mm；回火结束后钢板自然空冷至室温。
本发明的有益效果：
本发明采用低C-超低Si-中Mn-(Ti+V+Nb+B)微合金钢的成分体系作为基础，通过
成分优化设计、冶金技术控制，优化特殊控轧+离线梯度调质工艺(QQ+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20μm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。
本发明在获得优良80公斤级极厚(≥100mm)高强度、超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，并成功地解决了极厚调质钢板沿
钢板厚度方向强韧性不均匀的问题，提高了大型重钢结构(海洋平台、船用浮吊、
水电钢岔管、巨型挖掘机与履带吊等)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。
目前国内各大钢厂(除宝钢以外)只能生产80mm以下的钢板，国内大型工程建设、
重型机械厂所需80公斤级、超低温韧性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，导致材料巨大的浪费。
本发明80公斤级极厚、超低温韧性调质钢板填补了上述空白，可以作为主要用作
制造水电工程的涡壳与钢岔管、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。
附图说明
图1为本发明实施例5钢的显微组织(1/4厚度)。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明做进一步说明。
表1所示本发明实施例钢成分，表2、表3、表4为本发明实施例钢的制造工艺。
表5、表6所示本发明实施例钢的性能。
从图1及表5、表6可以看出，本发明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20μm以下；获得优良的强韧性、强 塑性匹配且焊接性能
优良。
综上所述，本发明要通过钢板合金元素的组合设计与特殊调质工艺(CR+QT)相结合，
在获得优良极厚(≥100mm)调质钢板强度、超低温韧性及强韧性匹配的同时，钢板
的焊接性也同样优异，并成功地解决了极厚调质钢板沿钢板厚度方向强韧性不均匀
的问题，而且提高了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。
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