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抗锌致裂纹 钢板及其制造方法

阅读：731发布：2023-01-01

专利汇可以提供抗锌致裂纹钢板及其制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本发明公开了一种抗锌致裂纹钢板及其制造方法，采用低C-超低Si-高Mn-低Als-(Ti+Nb)微合金化处理的低合金钢作为基础，适当降低钢中Als的含量，控制Mn/C≥15、[(％Mn)+0.75(％Mo)]×(％C)≤0.16、Nb/Ti≥1.8且Ti/N在1.50～3.40之间、CEZ≤0.44％且B含量≤2ppm、Ni/Cu≥1.50、Ca处理且Ca/S比控制在1.0～3.0，(％Ca)×(％S)0.28≤1.0×10-3，优化TMCP工艺，使成品钢板的显微组织为铁素体+弥散分布细小的贝氏体晶团，平均晶粒尺寸在10μm以下，获得均匀优异的力学性能、优良的焊接性及抗锌致裂纹特性，特别适用于海洋结构用喷锌涂装耐蚀钢板、超高压输电结构用喷锌耐蚀钢板及滨海桥梁结构用喷锌涂装耐蚀钢板等。，下面是抗锌致裂纹钢板及其制造方法专利的具体信息内容。

权利要求

1.抗锌致裂纹钢板，其成分重量百分比为：
C：0.05％～0.090％
Si：≤0.20％
Mn：1.35％～1.65％
P：≤0.013％
S：≤0.003％
Cu：0.10％～0.30％
Ni：0.20％～0.50％
Mo：0.05％～0.20％
Nb：0.015％～0.035％
Ti：0.008％～0.018％
N：≤0.0060％
Ca：0.0010％～0.0040％
B：≤0.0002％
其余为Fe和不可避免杂质；
且上述元素含量必须同时满足如下关系：
Mn/C≥15；
[(％Mn)+0.75(％Mo)]×(％C)≤0.16；
CEZ≤0.44％，B含量≤2ppm，其中，
CEZ＝C+Si/17+Mn/7.5+Cu/13+Ni/17+Cr/4.5+Mo/3+V/1.5+Nb/2+Ti/4.5+420B；
Ni/Cu≥1.50；
Nb/Ti≥1.8，且，Ti/N在1.50～3.40之间；
0.28 -3
Ca/S在1.00～3.00之间，且，(％Ca)×(％S) ≤1.0×10 ；
成品钢板的屈服强度≥460MPa、抗拉强度≥550MPa、一60℃冲击功(单值)≥47J、成品钢板的显微组织为铁素体+细小弥散、均匀分布的贝氏体晶团，平均晶粒尺寸控制在
10μm以下，焊接热影响区显微组织为细小均匀的铁素体+少量珠光体。
2.如权利要求1所述的抗锌致裂纹钢板的制造方法，包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按上述成分冶炼、连铸成板坯，并采用轻压下技术，连铸轻压下率控制在2％～5％之间，中间包浇注温度在1530℃～1560℃之间，拉坯速度0.6m/min～1.0m/min；
2)加热，板坯加热温度1050℃～1150℃，板坯出炉后采用高压水除鳞，除鳞不尽可反复除鳞；
3)轧制
第一阶段为普通轧制，采用轧机最大能力进行不间断的轧制，道次压下率≥10％，累计压下率≥45％，终轧温度≥980℃；
第二阶段采用奥氏体单相区控制轧制，控轧开轧温度800℃～850℃，
轧制道次压下率≥8％，累计压下率≥50％，终轧温度760℃～800℃；
4)冷却
控轧结束后，钢板立即运送到加速冷却设备处对钢板进行加速冷却，钢板开冷温度
750℃～790℃，冷却速度≥5℃/s，停冷温度为350℃～550℃，随后厚度≥25mm的钢板自然空冷至300℃以上，再缓冷脱氢，缓冷工艺为钢板在300℃以上至少保温36小时；厚度＜25mm的钢板自然空冷至室温。

说明书全文

抗锌致裂纹钢板及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及结构用钢及其制造方法，特别涉及抗锌致裂纹钢板及其制造方法，其屈服强度≥460MPa、抗拉强度≥550MPa、-60℃冲击功(单值)≥47J、抗锌致裂纹(CEZ≤0.44％)，成品钢板的显微组织为铁素体+细小弥散、均匀分布的贝氏体晶团，平均晶粒尺寸控制在10μm以下，焊接热影响区显微组织为细小均匀的铁素体+少量珠光体。

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、压力容器、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，人们对钢的强韧性及焊接性提出更高的要求，即在钢板在维持较低的制造成本的同时大幅度地提高性能，以减少钢材的用量节约成本，减轻钢结构的自身重量，提高结构的安全性。

[0003] 从二十世纪末到至今，世界范围内掀起了发展新一代钢铁材料研究高潮，要求在不增加贵重合金元素，如Ni、Cr、Mo、Cu等含量，通过合金组合设计优化和革新TMCP工艺技术获得更好的组织匹配，从而得到更高的强韧性、更优良的焊接性、焊接接头适应Al、Zn等各种金属喷涂方法。

[0004] 现有技术在制造屈服强度≥415MPa、-60℃的低温冲击韧性≥34J的厚钢板时，一般要在钢中添加一定量的Ni或Cu+Ni元素(≥0.30％)，如【The Firth(1986)international Symposium and Exhibit on Offshore Mechanics and Arctic Engineering，1986，Tokyo，Japan，354；“DEVELOPMENTS INMATERIALS FOR ARCTIC OFFSHORE STRUCTURES”；“Structural Steel Plates for Arctic Use Produced by Multipurpose Accelerated Cooling System”(日文)，川崎制铁技报，1985，No.168～72；“Application of Accelerated Cooling For Producing 360MPa Yield Strength Steel plates of up to 150mm in Thickness with Low Carbon Equivalent”，Accelerated Cooling Rolled Steel，1986，209 ～ 219；“High Strength Steel Plates For Ice-Breaking Vessels Produced by Thermo-Mechanical Control Process”，Accelerated Cooling Rolled Steel，1986，249～260；“420MPa Yield Strength Steel Plate with Superior Fracture Toughness for Arctic Offshore Structures”，Kawasaki steel technical report，1999，No.40，56；“420MPa and 500MPa Yield Strength Steel Plate with High HAZ toughness Produced by TMCP for Offshore Structure”，Kawasaki steel technical report，1993，No.29，54；“Toughness Improvement in Bainite Structure by Thermo-Mechanical Control Process”(日文)《住友金属》，Vol.50，No.1(1998)，26；“冰海地区使用的海洋平台结构用钢板”(日文)，《钢铁研究》，1984，第314号，19～43】，以确保母材钢板具有优异的低温韧性，采用＜100KJ/cm的热输入焊接时，热影响区HAZ的韧性也能够达到-60℃Akv≥34J，但是钢板没有涉及抗锌致裂纹特性。

[0005] 上述大量专利文献只是说明如何实现母材钢板的低温韧性，对于如何在焊接条件下，获得优良的热影响区(HAZ)低温韧性说明的较少，尤其采用大热输入焊接时如何保证热影响区组织为均匀细小的铁素体+少量珠光体、使铁素体在原奥氏体晶界形核与长大、基本消除原奥氏体晶界、改善钢板抗锌致裂纹特性更没有涉及，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及美国专利US Patent4855106、US Patent5183198、US Patent4137104等。

[0006] 目前改善大热输入焊接钢板热影响区(HAZ)低温韧性的只有日本新日铁公司采用氧化物冶金技术，该专利也没有涉及如何改善钢板抗锌致裂纹，参见美国专利US Patent4629505、WO 01/59167A1。

发明内容

[0007] 本发明的目的在于提供一种抗锌致裂纹钢板及其制造方法，其屈服强度≥460MPa、抗拉强度≥550MPa、-60℃冲击功(单值)≥47J、抗锌致裂纹(CEZ≤0.44％)，成品钢板的显微组织为铁素体+细小弥散、均匀分布的贝氏体晶团，平均晶粒尺寸控制在10μm以下，焊接热影响区显微组织为细小均匀的铁素体+少量珠光体。更重要的是焊接热循环过程中高温形成的奥氏体晶界被完全消除，在保证母材钢板优良的力学性能、焊接性的同时，钢板焊接接头、尤其焊接热影响区具有优异的抗锌致裂纹，实现了高强度、优良焊接性及抗锌致裂纹的有机统一，特别适用于海洋结构用喷锌涂装耐蚀钢板、超高压输电结构用喷锌耐蚀钢板及滨海桥梁结构用喷锌涂装耐蚀钢板等。

[0008] 为达到上述目的，本发明的技术方案是：

[0009] 本发明采用低C-超低Si-高Mn-低Als-(Ti+Nb)微合金化处理的低合金钢作为基础，适当降低钢中Als的含量，控制Mn/C≥15、[(％Mn)+0.75(％Mo)]×(％C)≤0.16、Nb/Ti≥1.8且Ti/N在1.50～3.40之间、CEZ≤0.44％且B含量≤2ppm、Ni/Cu≥1.50、0.28 -3
Ca处理且Ca/S比控制在1.0～3.0之间及(％Ca)×(％S) ≤1.0×10 等冶金技术手段，优化TMCP(Thermo-mechanical control process，热机械控制过程)工艺，使成品钢板的显微组织为铁素体+弥散分布细小的贝氏体晶团，平均晶粒尺寸在10μm以下，获得均匀优异的力学性能、优良的焊接性及抗锌致裂纹特性，特别适用于海洋结构用喷锌涂装耐蚀钢板、超高压输电结构用喷锌耐蚀钢板及滨海桥梁结构用喷锌涂装耐蚀钢板等。

[0010] 具体的，本发明的抗锌致裂纹钢板，其成分重量百分比为：

[0011] C：0.05％～0.090％

[0012] Si：≤0.20％

[0013] Mn：1.35％～1.65％

[0014] P：≤0.013％

[0015] S：≤0.003％

[0016] Cu：0.10％～0.30％

[0017] Ni：0.20％～0.50％

[0018] Mo：0.05％～0.20％

[0019] Nb：0.015％～0.035％

[0020] Ti：0.008％～0.018％

[0021] N：≤0.0060％

[0022] Ca：0.0010％～0.0040％

[0023] B：≤0.0002％

[0024] 其余为Fe和不可避免杂质；

[0025] 且上述元素含量必须同时满足如下关系：

[0026] Mn/C≥15，成品钢板的显微组织为细小铁素体+弥散分布的贝氏体晶团，钢板的冲击转变温度低于-60℃。

[0027] [(％Mn)+0.75(％Mo)]×(％C)≤0.16，保证在宽泛焊接热输入范围内(10kJ/cm～50kJ/Cm)，焊接热影响区组织为铁素体+弥散分布的珠光体或贝氏体晶团，消除焊接热影响区原奥氏体晶界，提高钢板抗锌致裂纹特性，本发明钢成分设计关键之一。

[0028] CEZ≤0.44％，且B含量≤2ppm，其中，

[0029] CEZ ＝ C+Si/17+Mn/7.5+Cu/13+Ni/17+Cr/4.5+Mo/3+V/1.5+Nb/2+Ti/4.5+420B；以此控制焊接热影响区奥氏体→铁素体相变过程，抑制贝氏体从原奥氏体晶界形核、长大，摧毁原奥氏体晶界，消除钢板焊接接头锌致裂纹的产生。这也是本发明钢成分设计关键之一。

[0030] Ni/Cu≥1.50，防止Cu在晶界偏聚，改善铜脆及抗锌致裂纹特性，改善TMCP钢板(加速冷却的钢板)低温冲击韧性的同时，防止大热输入焊接时的再热脆化。

[0031] Nb/Ti≥1.8且Ti/N在1.50～3.40之间，保证形成的Ti(C，N)、Nb(C，N)粒子细小，以均匀弥散状态分布在钢中，更重要的是Ti(C，N)奥氏瓦尔德熟化(即大晶粒持续长大，小晶粒缩小或消失)程度低，保证板坯加热过程中及钢板焊接热循环过程中Ti(C，N)粒子保持均匀细小，细化母材钢板及焊接热影响区显微组织，促进焊接热影响区铁素体+珠光体显微组织形成，改善焊接热影响区低温冲击韧性，消除焊接热影响区原奥氏体晶界，提高钢板抗锌致裂纹特性。

[0032] Ca/S在1.00～3.00之间且(％Ca)×(％S)0.28≤1.0×10-3，钢中夹杂物含量少且均匀细小地弥散在钢中；改善钢板低温韧性与焊接HAZ韧性。

[0033] 成品钢板的屈服强度≥460MPa、抗拉强度≥550MPa、-60℃冲击功(单值)≥47J、成品钢板的显微组织为铁素体+细小弥散、均匀分布的贝氏体晶团，平均晶粒尺寸控制在10μm以下，焊接热影响区显微组织为细小均匀的铁素体+少量珠光体。

[0034] 在本发明成分设计中：

[0035] C对钢的强度、低温韧性、焊接性及抗锌致裂纹性能影响很大，从改善钢的低温韧性、焊接性及抗锌致裂纹性能，希望钢中C含量控制得较低；但是从钢的强度和生产制造过程中显微组织控制角度，C含量不宜过低，过低的C含量(＜0.05％)不仅造成Ac1、Ac3、Ar1、Ar3点温度较高，而且奥氏体晶界迁移率过高，给晶粒细化带来很大的困难，容易形成混晶组织，造成钢低温韧性低下和超大热输入焊接热影响区低温韧性严重劣化；且C含量过低时，必然要加入大量Cu、Ni、Cr、Mo等合金元素，造成钢板制造成本居高不下，因此钢中C含量控制下限不宜低于0.05％。当C含量提高时，虽然有利于钢板显微组织细化；但是损害钢板的焊接性，尤其在大线能量焊接条件下，由于热影响区(HAZ)晶粒严重粗化且焊接热循环冷却过程中的冷却速度很慢，在热影响区(HAZ)易形成粗大的铁素体侧板条(FSP)、魏氏组织(WF)、上贝氏体(Bu)等异常组织，更重要的是焊接热循环过程中高温形成的奥氏体晶界被完整的保留下来，严重劣化抗锌致裂纹性能，因此C含量不宜高于0.09％；此外，C含量高于0.09％时，钢水凝固进入包晶反应区，保证钢板偏析大幅度增加，偏析区的碳当量、CEZ大幅度增加，造成抗锌致裂纹敏感性大幅度增加。

[0036] Mn作为最重要的合金元素在钢中除提高钢板的强度外，还具有扩大奥氏体相区、降低Ar3点温度、细化铁素体晶粒而改善钢板低温韧性的作用、促进贝氏体形成而提高钢板强度的作用；因此钢中内控Mn含量不能低于1.35％。Mn在钢水凝固过程中容易发生偏析，尤其过高的Mn含量，不仅会造成连铸操作困难，而且容易与C、P、S等元素发生共轭偏析现象，加重连铸坯中心的偏析与疏松，严重的连铸坯中心偏析在后续的控轧和焊接过程中易形成异常组织；同时，Mn含量过高还会形成粗大的MnS粒子，这种粗大的MnS粒子在热轧过程中沿轧向延伸，严重恶化母材钢板(尤其横向)、焊接热影响区(HAZ)【尤其大热输入焊接条件下】的冲击韧性，造成Z向性能低下、抗层状撕裂性能差；此外，过高Mn含量还会提高钢的淬硬性、提高钢中焊接冷裂纹敏感性系数(Pcm)及抗锌致裂纹指数CEZ，影响钢的焊接工艺性，促进低温相变组织形成，保存焊接热循环过程中高温形成的奥氏体晶界，严重劣化抗锌致裂纹。因此，钢中Mn含量的上限不能超过1.65％。

[0037] 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严重损害钢板的低温韧性和焊接性，尤其在大热输入焊接条件下，Si不仅促进M-A岛形成，形成的M-A岛尺寸大、分布不均匀，严重损害焊接热影响区(HAZ)的韧性；而且Si扩大中温相变区域，促进贝氏体形成，导致原奥氏体晶界被完整地保留下来，严重劣化焊接热影响区抗锌致裂纹性能；此外，钢中Si含量过高时，钢板喷锌附着性下降，影响钢板喷锌效果；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。

[0038] P作为钢中有害夹杂，虽然偏聚于原奥氏体晶界，能抑制Zn向晶界扩散，降低锌致裂纹发生的敏感性，但P严重弱化晶界，严重劣化钢板的机械性能，尤其低温冲击韧性与焊接性，促进焊接热影响区沿晶脆断，综合结果是提高钢中P含量弊大于利；因此，理论上P要求越低越好，但考虑到炼钢可操作性和炼钢成本，对于要求可大热输入焊接及抗锌致裂纹特性，P含量需要控制在≤0.013％。

[0039] S作为钢中有害夹杂，虽然偏聚于原奥氏体晶界，能抑制Zn向晶界扩散，降低锌致裂纹发生的敏感性，但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，严重损害钢板的横向冲击韧性、Z向性能和焊接性，同时S还是热轧过程中产生热脆性的主要元素，综合结果是提高钢中S含量弊大于利；因此，理论上S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，对于要求可大热输入焊接及抗锌致裂纹特性，S含量需要控制在≤0.003％。

[0040] 作为奥氏体稳定化元素，加入少量的Cu可以同时提高钢板强度与耐候性，改善低温韧性而不损害焊接性；但过多加入时(Cu＞0.30％)，Cu作为表面活性元素，常常偏聚于奥氏体、铁素体晶界，促进焊接热影响区低温相变组织形成而保留原奥氏体晶界，严重劣化钢板抗锌致裂纹特性，因此Cu含量控制在0.10％～0.30％之间。

[0041] Ni是钢板获得优良超低温韧性而不损害焊接性的唯一合金元素，也是低温用钢不可或缺的合金元素，更重要的是钢中加Ni可以抑制Cu在奥氏体、铁素体晶界偏聚，抑制Cu的晶界脆化而改善钢板抗锌致裂纹特性；加入量过少时(Ni＜0.20％)，所起作用不大且不能有效抑制Cu导致的晶界脆化；过多加入时(Ni＞0.50％)，促进焊接热影响区低温相变组织形成而保留原奥氏体晶界，劣化钢板抗锌致裂纹特性，因此Ni含量控制在0.20％～0.50％之间。

[0042] 添加适当含量的Mo不仅可以弥补超低C成分设计所导致的强度不足、改善钢板的强韧性匹配与低温韧性，而且可以改善因C含量大幅度降低所带来的焊接性、尤其大热输入焊接性地改善，提高焊接热影响区韧性；加入量过少时(Mo＜0.05％)，TMCP过程中的相变强化作用不足，不能实现钢板强韧性匹配；过多加入时(Mo＞0.20％)，促进焊接热影响区低温相变组织形成而保留原奥氏体晶界，严重劣化钢板抗锌致裂纹特性，因此Mo含量控制在0.05％～0.20％之间。

[0043] 钢中添加微量的Nb元素目的是进行未再结晶控轧，当Nb添加量低于0.015％时，不能发挥有效的控轧作用；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(BI、BII)形成而保留原奥氏体晶界，严重损害超大热输入焊接热影响区(HAZ)的低温韧性与抗锌致裂纹特性，因此Nb含量控制在0.015％～0.035％之间，获得最佳的控轧效果的同时，又不损害大热输入焊接HAZ的韧性与抗锌致裂纹特性。

[0044] 钢中加入微量的Ti目的是与钢中N结合，生成稳定性很高的TiN粒子，抑制焊接HAZ区奥氏体晶粒长大和改变二次相变产物，改善钢的焊接性、细化焊接热影响区原奥氏体晶粒尺寸，增加晶界面积，降低单位晶界上Zn的扩散量；其次TiN粒子减小焊接热影响区奥氏体晶粒尺寸的同时，促进铁素体形核、长大，消除原奥氏体晶界，大幅度提高钢板抗锌致裂纹特性。钢中添加的Ti含量要与钢中的N含量匹配，匹配的原则是TiN不能在液态钢水中析出而必须在固相中析出；因此TiN的析出温度必须确保低于1400℃；当加入Ti含量过少(＜0.008％)，形成TiN粒子数量不足，不足以抑制HAZ的奥氏体晶粒长大和改变二次相变产物而改善HAZ的低温韧性；加入Ti含量过多(＞0.018％)时，TiN析出温度超过1400℃，在钢液凝固过程中，可能液析出大尺寸TiN粒子，这种大尺寸TiN粒子不但不能抑制HAZ的奥氏体晶粒长大，反而成为裂纹萌生的起始点；因此Ti含量的最佳控制范围为0.008％～0.018％。

[0045] N的控制范围与Ti的控制范围相对应，对于大热输入焊接钢板，Ti/N在1.5～3.4之间最佳。N含量过低，生成TiN粒子数量少、尺寸大，不能起到改善钢的焊接性的作用，反而对焊接性有害；但是N含量过高时，钢中自由[N]增加，尤其大线能量焊接条件下热影响区(HAZ)自由[N]含量急剧增加，严重损害HAZ低温韧性，恶化钢的焊接性。因此N含量控制在≤0.0060％。

[0046] 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、提高钢的低温韧性和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，同时还降低钢质纯净度、污染钢液。一般控制Ca含量按ESSP＝(％Ca)[1-124(％O)]/1.25(％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％。

[0047] 本发明的抗锌致裂纹钢板的制造方法，包括如下步骤：

[0048] 1)冶炼、铸造

[0049] 按上述成分冶炼、连铸成板坯，并采用轻压下技术，连铸轻压下率控制在2％～5％之间，中间包浇注温度在1530℃～1560℃之间，拉坯速度0.6m/min～1.0m/min；

[0050] 2)加热，板坯加热温度1050℃～1150℃，板坯出炉后采用高压水除鳞，除鳞不尽可反复除鳞；

[0051] 3)轧制

[0052] 第一阶段为普通轧制，采用轧机最大能力进行不间断的轧制，道次压下率≥10％，累计压下率≥45％，终轧温度≥980℃；

[0053] 第二阶段采用奥氏体单相区控制轧制，控轧开轧温度800℃～850℃，[0054] 轧制道次压下率≥8％，累计压下率≥50％，终轧温度760℃～800℃；

[0055] 4)冷却

[0056] 控轧结束后，钢板立即以辊道的最大输送速度运送到ACC设备处，随即对钢板进行加速冷却；钢板开冷温度750℃～790℃，冷却速度≥5℃/s，停冷温度为350℃～550℃，随后厚度≥25mm的钢板自然空冷至300℃以上，再缓冷脱氢，缓冷工艺为钢板在300℃以上至少保温36小时。

[0057] 在本发明制造方法中：

[0058] 根据本发明钢种成分、制造工艺特点，本发明采用连铸工艺，并采用轻压下技术，连铸轻压下率控制在2％～5％之间，连铸工艺重点控制中间包浇铸温度和拉坯速度，中间包浇注温度在1530℃～1560℃之间，拉坯速度0.6m/min～1.0m/min。

[0059] 板坯加热温度1050℃～1150℃，板坯出炉后采用高压水除鳞，除鳞不尽可反复除鳞，除磷结束后，随即进入第一阶段轧制；

[0060] 第一阶段为普通轧制，采用轧机最大能力进行不间断的轧制，道次压下率≥10％，累计压下率≥45％，终轧温度≥980℃，保证形变金属发生动态/静态再结晶，细化奥氏体晶粒。

[0061] 第二阶段采用奥氏体单相区控制轧制，控轧开轧温度800℃～850℃，轧制道次压下率≥8％，累计压下率≥50％，终轧温度760℃～800℃。

[0062] 控轧结束后，钢板立即运送到加速冷却设备处对钢板进行加速冷却；钢板开冷温度750℃～790℃，冷却速度≥5℃/s，停冷温度为350℃～550℃，随后厚度≥25mm的钢板自然空冷至300℃以上，再缓冷脱氢，缓冷工艺为钢板在300℃以上至少保温36小时；厚度＜25mm的钢板自然空冷。

[0063] 通过上述成分设计与现场大生产工艺实施，钢板显微组织为细小铁素体+弥散分布的贝氏体晶团，平均晶粒尺寸在10μm以下，获得均匀优异的力学性能、优良的焊接性及抗锌致裂纹特性，特别适用于海洋结构用喷锌涂装耐蚀钢板、超高压输电结构用喷锌耐蚀钢板及滨海桥梁结构用喷锌涂装耐蚀钢板。

[0064] 本发明的有益效果：

[0065] 本发明通过合金元素的组合设计与钢中残余B元素的严格控制，并匹配于合适的TMCP工艺，保证成品钢板的显微组织为铁素体+细小弥散、均匀分布的贝氏体晶团，平均晶粒尺寸控制在10μm以下，焊接热影响区显微组织为细小均匀的铁素体+少量珠光体，更重要的是焊接热循环过程中高温形成的奥氏体晶界被完全消除，在保证母材钢板优良的力学性能、焊接性的同时，钢板焊接接头、尤其焊接热影响区具有优异的抗锌致裂纹，实现了高强度、优良焊接性及抗锌致裂纹的有机统一，特别适用于海洋结构用喷锌涂装耐蚀钢板、超高压输电结构用喷锌耐蚀钢板及滨海桥梁结构用喷锌涂装耐蚀钢板等。

[0066] 此外，本发明通过在线TMCP控制过程进行实施，消除调质热处理工艺过程；不仅缩短钢板制造周期、降低钢板制造成本；而且减少钢板生产组织难度、提高生产运行效率；相对较低的贵重合金成分设计(尤其Cu、Ni、Mo含量)，大幅度降低钢板的合金成本；超低C含量、低碳当量与Pcm指数，极大改善钢板焊接性，尤其大热输入焊接性，使用户现场焊接制作效率大幅度地提高，节约了用户构件制造的成本，缩短了用户构件制造的时间，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

[0067] 图1为本发明实施例钢5的显微组织。

具体实施方式

[0068] 下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

[0069] 本发明实施例钢成分参见表1，实施例钢的制造工艺参见表2、表3.表4为本发明实施例钢的性能。

[0070] 如图1所示，本发明成品钢板的显微组织为铁素体+细小弥散、均匀分布的贝氏体晶团，平均晶粒尺寸控制在10μm以下，焊接热影响区显微组织为细小均匀的铁素体+少量珠光体。

[0071] 本发明通过合金元素的组合设计与钢中残余B元素的严格控制，并匹配于合适的TMCP工艺，在保证母材钢板优良的力学性能、焊接性的同时，钢板焊接接头、尤其焊接热影响区具有优异的抗锌致裂纹，实现了高强度、优良焊接性及抗锌致裂纹的有机统一，特别适用于海洋结构用喷锌涂装耐蚀钢板、超高压输电结构用喷锌耐蚀钢板及滨海桥梁结构用喷锌涂装耐蚀钢板等。此外，该发明技术通过在线TMCP控制过程进行实施，消除了调质热处理工艺过程；不仅缩短了钢板制造周期、降低了钢板制造成本；而且减少了钢板生产组织难度、提高了生产运行效率；相对较低的贵重合金成分设计(尤其Cu、Ni、Mo含量)，大幅度降低了钢板的合金成本；超低C含量、低碳当量与Pcm指数，极大改善了钢板焊接性，尤其大热输入焊接性，使用户现场焊接制作效率大幅度地提高，节约了用户构件制造的成本，缩短了用户构件制造的时间，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。本发明550MPa高强度钢板生产过程中不需要添加任何设备，制造工艺简洁、生产过程控制容易，因此制造成本低廉，具有很高性价比和市场竞争力；且技术适应性强，可以向所有具有热处理设备的中厚板生产厂家推广，具有很强的商业推广性，具有较高的技术贸易价值。

[0072] 随着我国国民经济发展，建设节约型和谐社会的要求，能源开发已摆到日事议程，人类海洋开发是重中之重；大型海洋结构、海上钻井平台、钻井井架及跨海大桥用钢板均需要喷涂锌反腐，抗锌致裂纹钢板具有广阔的市场前景，550MPa级抗锌致裂纹钢板对于我国还属于一种全新的钢种，除宝钢以外，国内其它钢铁企业从未研究和试制过。目前该钢种在宝钢成功试制，各项力学性能指标、焊接性及抗锌致裂纹特性达到国际先进水平。

[0073] 表1 单位：重量百分比

[0074]质
杂
及eF 余其余其余其余其余其
B 2000.0 1000.0 1000.0 / /
9 2 0 0 0
aC 100.0 200.0 300.0 400.0 100.0
N 3400.0 8300.0 6400.0 3500.0 0600.0
iT 800.0 110.0 510.0 710.0 810.0
bN 510.0 020.0 720.0 230.0 530.0
50 90 21 61 02
oM .0 .0 .0 .0 .0
iN 02.0 52.0 04.0 54.0 05.0
uC 01.0 61.0 52.0 22.0 03.0
710 800 030 410 900
S 0.0 0.0 0.0 0.0 0.0
P 310.0 010.0 110.0 700.0 800.0
nM 83.1 53.1 05.1 06.1 56.1
iS 71.0 11.0 02.0 01.0 90.0
C 50.0 70.0 60.0 90.0 70.0
1 2 3 4 5
例例例例例
样施施施施施
钢实实实实实

[0075] 表2

[0076]

[0077] 表3

[0078]

[0079] 表4

[0080]

[0081] 注：SLM＝(含圆周缺口镀锌拉伸试棒的断裂强度/未进行镀锌处理的含圆周缺口拉伸试棒断裂强度)×100％，SLM≥42％即不发生锌致裂纹。

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抗锌致裂纹钢板及其制造方法

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