CN100519809C - 可超大线能量焊接低温用厚钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

可超大线能量焊接低温用厚钢板，其成分重量百分比为：C：0.030～0.050%、Si≤0.2%、Mn：1.50～1.80%、P≤0.01%、S≤0.002%、Nb：0.010～0.020%、Als：0.040～0.060%、Ti：0.008～0.012%、N≤0.0035%、Ca：0.001～0.005%、B：0.001～0.003%；余铁和不可避免夹杂，Pcm≤0.18%。本发明采用低C-高Mn-Nb系低合金钢作为基础，适当提高Als的含量、C/Mn0.020～0.050、Ti-B微合金化、Ca或REM处理、Ti/N 3.0～3.5，优化TMCP工艺，使钢板显微组织为少量铁素体+弥散分布的贝氏体晶团，平均晶粒尺寸15μm以下，获得均匀优异的力学性能和焊接性，特别适用于高强度船板、低温压力容器、海洋平台、高强度建筑结构和桥梁用钢等。

Description

可超大线能量焊接低温用厚钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及到在一种低C—高Mn—高Als—Ti—B合金体系中获得屈服强度≥415MPa可超大线能量焊接的厚钢板及其制造方法。

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、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。

目前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和更优良的焊接性。

现有在制造屈服强度≥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(含量一般均≥0.30％)【The Firth(1986)international Symposium and Exhibit on OffshoreMechanics and Arctic Engineering，1986，Tokyo，Japan，354；“DEVELOPMENTS IN MATERIALS FOR ARCTIC OFFSHORESTRUCTURES”；“Structural Steel Plates for Arctic Use Produced byMultipurpose Accelerated Cooling System”(日文)，川崎制铁技报，1985，No.168～72；“Application of Accelerated Cooling For Producing 360MPaYield Strength Steel plates of up to 150mm in Thickness with Low CarbonEquivalent”，Accelerated Cooling Rolled Steel，1986，209～219；“HighStrength 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 Toughnessfor Arctic Offshore Structures”，Kawasaki steel technical report，1999，No.40，56；“420MPa and 500MPa Yield Strength Steel Plate with High HAZtoughness Produced by TMCP for Offshore Structure”，Kawasaki steeltechnical report，1993，No.29，54；“Toughness Improvement in BainiteStructure 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的线能量焊接时，热影响区HAZ的韧性也能够达到—60℃Akv≥34J；但是采用超大线能量(≥200KJ/cm)焊接时，焊接热影响区(HAZ)的低温韧性一般比较难以达到，热影响区(HAZ)低温韧性发生严重劣化。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，尤其采用超大线能量焊接时如何保证热影响区(HAZ)的低温韧性少之又少，且为了保证钢板的低温韧性，钢中一般均加入一定量的Ni或Cu+Ni元素，钢板超大线能量焊接热影响区(HAZ)低温韧性也很少能够达到—60℃【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、US Patent4855106、US Patent5183198、US Patent4137104】。目前改善超大线能量焊接钢板热影响区(HAZ)低温韧性的只有日本新日铁公司采用氧化物冶金技术【USPatent 4629505、WO 01/59167A1】。

但是，目前上述国际上使用的厚钢板C/Mn普遍偏低，一般在0.05以上，而且没有采用特殊复合Al、Ti、B、N微合金化处理，表现在没有给出Al、Ti、B、N之间的定量关系，造成厚钢板的低温韧性(—50℃以下)不稳定，尤其焊接钢板热影响区(HAZ)的低温韧性低下，导致厚板不能承受超大线能量焊接，从而影响钢结构制造效率和适用范围。

发明内容

本发明的目的就是要通过简单的合金元素的组合设计，不添加贵重元素如Ni、Cr、Mo、Cu等，优化TMCP制造工艺，在获得优异的母材钢板低温韧性的同时，超大线能量焊接时HAZ的低温韧性也同样优异。这不仅可以降低钢板制造成本、缩短了钢板生产周期，也降低了钢板生产组织难度【Ni、Cu、Mo元素含量较高的钢板，连铸坯表面质量较差，一般均需要下线进行表面清理，有时还需要进行表面着色渗透检查(即所谓PT检查)和带温切割等】，还消除了大量含Cu、Ni的废钢回收的困难；更重要的是极大地提高了现场焊接效率，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，更重要的是形成了具有宝钢特色的高级厚钢板核心制造技术，提升了宝钢的品牌形象和核心竞争力。

本发明的技术方案是，可超大线能量焊接的厚钢板，其成分重量百分比为：

C：0.030％～0.050％

Si：≤0.20％

Mn：1.50％～1.80％

P：≤0.010％

S：≤0.002％

Nb：0.010％～0.020％

Als：0.040％～0.060％

Ti：0.008％～0.012％

N：≤0.0035％

Ca：0.001％～0.005％

B：0.001％～0.003％，优选0.0015％～0.0025％；

同时：0.02≤C/M≤0.06，以保证断口转变温度低于—60℃；Ti/N在3.0～3.5之间，

B、Ti、N之间的关系：10ppm+0.714(N—0.292Ti)≤B≤20ppm+0.714(N—0.292Ti)，确保钢中存在过量的B原子；

Als、Ti与N之间的关系：Als≥30×(N—0.292Ti)，以保证固溶N被Als吃掉，确保B以固溶B原子形式存在于钢中；

其余为铁和不可避免的夹杂，

其中，焊接冷裂纹敏感指数Pcm≤0.18％，其中Pcm＝wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％+Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5wt％B，以保证超大线能量焊接钢板的热影响区(HAZ)低温韧性。

本发明的可超大线能量焊接厚钢板的制造方法，其包括如下步骤：

a.铸造，中间包钢水浇铸温度≤1540℃；

b.板坯加热温度控制在1050℃～1150℃之间；

c.在完全再结晶温度范围内，大轧制道次压下率连续轧制，确保变形金属发生动态/静态再结晶，细化奥氏体晶粒，轧制道次压下率≥12％，再结晶区(≥980℃)总压下率≥55％；在未再结晶区进行控制轧制，道次压下率≥10％，未再结晶区(<900℃)总压下率≥50％；

d.从轧制结束到开始加速冷却之间的传搁时间应尽可能控制得短，控制在20秒以内，且特别重要的是加速冷却开始时，钢板温度必须在Ar₃点以上，Ar₃(℃)＝910—310[％C]—80[％Mn]—20[％Cu]—15[％Cr]—55[％Ni]—80[％Mo]—0.35(t—8)，其中t为板厚(mm)；

e.以≥10.0℃/s冷却速度进行直接淬火冷却至淬火停止温度(QST—Quenching Stop Temperature)，淬火停止温度(QST)控制在200～450℃，使钢板在>200℃范围内充分发生连续冷却贝氏体相变，抑制先共析铁素体相变，以实现在低碳当量的条件下获得高强度钢板；

f.然后缓冷至100℃以下，平均缓冷速度≤10℃/hr，随后自然空冷至室温，缓冷时间不得低于24小时。

进一步，铸造工艺采用连铸工艺，用电磁搅拌或连铸坯轻压下工艺，轻压下量控制在3％～10％之间。

步骤e淬火停止温度范围为380℃～430℃。

钢板成分体系设计的物理冶金学分析：

采用低碳C—高Mn—Nb系低合金钢作为基础，适当提高Als的含量、C/Mn比控制在0.020～0.050、Ti—B微合金化、Ca处理及控制Ti/N在3.0～3.5之间等冶金技术手段，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少量的铁素体(20％～30％)+弥散分布的贝氏体晶团，平均晶粒尺寸在15μm以下。详细成分设计冶金学分析如下：

C对钢的强度、低温韧性及焊接性影响很大，从改善钢的低温韧性及焊接性，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(<0.030％)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线能量焊接热影响区低温韧性严重劣化，因此钢中C含量控制下限不宜低于0.030％。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，尤其在超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，在热影响区(HAZ)易形成粗大的铁素体侧板条(FSP)、氏组织(WF)、上贝氏体(Bu)等异常组织，且M—A岛数量增加、尺寸增大，严重损害热影响区(HAZ)的韧性，因此C含量不宜高于0.05％。

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；因此在不添加其它合金元素(Cu、Ni、Cr、Mo、V等)的条件下，采用TMCP工艺制造屈服强度≥415MPa的钢板，钢中内控Mn含量不能低于1.50％。Mn在钢水固过程中容易发生偏析，尤其过高的Mn含量(当Mn含量>1.80％时)，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)【尤其超大线能量焊接条件下】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)、影响钢的焊接工艺性(较小的线能量焊接时，易形成脆硬组织如马氏体；较大的线能量焊接时，易形成粗大的上贝氏体)。因此，钢中Mn含量的上限不能超过1.80％。

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，尤其在超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岛尺寸大、分布不均匀，严重损害焊接热影响区(HAZ)的韧性，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。

P作为钢中有害夹杂对钢的机械性能，尤其低温冲击韧性和焊接性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，对于要求可大线能量焊接、—60℃韧性的厚钢板，P含量需要控制在≤0.010％。

S作为钢中有害夹杂对钢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。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—60℃韧性、可超大线能量焊接的厚钢板，S含量需要控制在≤0.002％。

Nb：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0.010％时，不能发挥有效的控轧左右；当Nb添加量超过0.020％时，超大线能量焊接条件下诱发上贝氏体(Bu)形成，严重损害超大线能量焊接热影响区(HAZ)的低温韧性，因此Nb含量控制在0.010％～0.020％之间，获得最佳的控轧效果的同时，又不损害超大线能量焊接HAZ的韧性。

N的控制范围与Ti的控制范围相对应，对于超大线能量焊接钢板，Ti/N在3.0～3.5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，尤其超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0.0035％以下。

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，改善钢的焊接性和HAZ的低温韧性。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℃，根据log[Ti][N]＝—16192/T+4.72可以确定Ti的加入量。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(>0.012％)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％～0.012％。

B是强淬硬性元素，数个ppm的固溶B原子偏聚在奥氏体晶界，强烈抑制先共析铁素体形成，促进贝氏体等低温相变组织的形成，因此固溶B对于获得贝氏体等低温相变组织而提高钢板的强度至关重要。B还可以改善大线能量焊接的热影响区HAZ的低温韧性：I〕Ti和B均是氮化物强形成元素，但是在焊接热循环过程中，TiN与BN作用根本不同，TiN在相对较高的温度下(≤1300℃)具有较高稳定性，能够有效抑制距离熔合线较远的HAZ晶粒长大，但是在熔合线(FL)附近时，焊接热循环峰值温度变得很高(>1350℃)，TiN粒子部分溶解，不能有效抑制HAZ晶粒长大。虽然在高温下BN粒子没有TiN粒子稳定而全部固溶于钢中，但是由于B在钢中的高扩散性，BN在焊接热循环冷却过程中重新快速析出(Ti、Als的扩散性很低，TiN、AlN在焊接热循环冷却过程中无法重新析出，即TiN、AlN析出动力学速度很慢)，BN粒子由于晶体结构的特殊性，与铁素体具有低能位向关系，BN粒子能够成为铁素体形核的有效位置，促进铁素体晶粒在奥氏体晶内形核，细化HAZ组织；为使BN粒子促进形成细小的铁素体晶粒，首先要促进BN的形成，并达到一定的数量，采用REM处理以形成超细微REM(O，S)夹杂物，促进BN的析出，即BN常在REM(O，S)夹杂物上非均匀形核。II〕用B和Ti一起合金化，使钢中形成细小弥散的Fe₂₃(CB)₆+TiN+MnS复合粒子，由于在这种复合粒子周围的基体相中，形成贫C、贫Mn的微区，提高铁素体相变温度(Ac₃)，增大铁素体形核驱动力(Ac₃—Ar₃)，促进铁素体晶粒形核，细小的针状铁素体在Fe₂₃(CB)₆+TiN+MnS复合粒子上形核，细化HAZ组织，改善HAZ低温韧性；同时，偏聚于奥氏体晶界上的数个ppm自由的B，提高钢的淬硬性，抑制晶界粗大铁素体形成，也促进奥氏体晶内铁素体形核。为了实现上述目的，钢中B含量在10ppm～30ppm之间。

钢中的Als能够固定钢中的自由[N]，降低焊接热影响区(HAZ)自由[N]，改善HAZ的低温韧性作用；更重要的是Als能够与自由N结合，防止B与N结合形成BN，失去B的淬硬性作用，但是B与N的亲合力远大于Als与N的亲合力，因此Als必需大量过量，即Als≥30×(N—0.292Ti)，才能阻止B与N结合，使B在钢中以固溶原子B存在，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，损害钢的低温韧性和焊接性，因此Als上限控制在0.060％。

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＝(wt％Ca)[1-124(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0.001％～0.005％。

本发明的铸造工艺推荐采用连铸工艺，连铸工艺重点控制浇铸温度，中间包钢水浇铸温度≤1540℃，低温浇铸法较好，以细化原始铸态组织。为控制连铸坯中心Mn偏析，采用电磁搅拌或连铸坯轻压下工艺，轻压下量控制在3％～10％之间。

为确保初始奥氏体晶粒均匀细小，必须采用板坯低温加热工艺的同时，还要保证微合金化元素Nb的完全固溶。根据公式T₁(℃)＝5833/{1.63—log[％Nb×(％C+12×％N/14)]}—273.15，板坯加热温度控制在1050℃～1150℃之间，确保原始板坯奥氏体晶粒度均匀并且较为细小。

在完全再结晶温度范围内，大轧制道次压下率进行快速连续轧制，确保变形金属发生动态/静态再结晶，细化奥氏体晶粒，为此轧制道次压下率≥12％，再结晶区(≥980℃)总压下率≥55％；在未再结晶区进行控制轧制，道次压下率≥10％，未再结晶区(<900℃)总压下率≥50％。

从轧制结束到开始加速冷却之间的传搁时间应尽可能控制得短，力争控制在20秒以内，且特别重要的是加速冷却开始时，钢板温度必须在Ar₃点以上，Ar₃(℃)＝910—310[％C]—80[％Mn]—20[％Cu]—15[％Cr]—55[％Ni]—80[％Mo]—0.35(t—8)，其中t为板厚(mm)。

以≥10.0℃/s冷却速度进行直接淬火冷却(direct quenching)至淬火停止温度(QST—Quenching Stop Temperature)，淬火停止温度(QST)控制在Bs—200℃温度以下，使钢板在>200℃范围内充分发生连续冷却贝氏体相变，抑制先共析铁素体相变，以实现在低碳当量的条件下获得高强度钢板，其中Bs(℃)＝830—270[％C]—90[％Mn]—37[％Ni]—70[％Cr]—83[％Mo]，优选淬火停止温度范围为380℃～430℃之间，然后缓冷至100℃以下，平均缓冷速度≤10℃/hr.，随后自然空冷至室温，缓冷时间不得低于24小时。

本发明采用低C—高Mn—Nb系低合金钢作为基础，适当提高Als的含量、C/Mn比控制在0.020～0.050、Ti—B微合金化、Ca或REM处理、控制Ti/N在3.0～3.5之间等冶金技术手段，优化TMCP(Thermo-mechanicalcontrol process，热机械控制过程)工艺，使成品钢板的显微组织为少量的铁素体(20％～30％)+弥散分布的贝氏体晶团，平均晶粒尺寸在15μm以下，获得均匀优异的力学性能和优良的焊接性，特别适用于高强度船板、低温压力容器、海洋平台、高强度建筑结构和桥梁用钢等。

本发明的有益效果

本发明去除贵重元素如Ni、Cr、Mo、Cu等的合金化，尤其去除Ni元素的合金化，并优化TMCP工艺，结合低C、高Mn，获得优异的母材钢板低温韧性；同时，通过确定Al、Ti、B、N之间的定量关系，采用特殊的微合金化处理(Al、Ti、B)，钢中的B以固溶形式存在，可以使相同碳当量的钢板的强度提高50MPa以上；使厚钢板在超大线能量焊接时HAZ的低温韧性也同样优异。这不仅可以降低制造成本、缩短了生产周期，也降低了生产组织难度【Ni、Cu、Mo元素含量较高的钢板，连铸坯表面质量较差，一般均需要下线进行表面清理，有时还需要进行表面着色渗透检查(即所谓PT检查)和带温切割等】，同时还消除了大量含Cu、Ni的废钢回收的困难，实现了制造过程的绿色环保。

附图说明

图1为本发明钢实施例3的显微组织；

图2为发明钢实施例3焊接热模拟HAZ显微组织(焊接热模拟参数为T_max＝1350℃、t_8/5＝250s)。

具体实施方式

具体实施例参见表1～表3。

本发明实施例板中去除贵重元素如Ni、Cr、Mo、Cu等的合金化，尤其去除Ni元素的合金化，并优化TMCP工艺，在获得均匀优异的母材钢板低温韧性的同时，超大线能量焊接时HAZ的低温韧性也同样优异。这不仅可以降低制造成本、缩短了生产周期，也降低了生产组织难度【Ni、Cu、Mo元素含量较高的钢板，连铸坯表面质量较差，一般均需要下线进行表面清理，有时还需要进行表面着色渗透检查(即所谓PT检查)和带温切割等，造成制造成本升高和环境污染】，还消除了大量含Cu、Ni的废钢回收的困难，实现了制造过程、使用及回收过程的绿色环保；而且还提高了用户的现场焊接效率、降低了用户制造使用成本和适用范围。由于本发明不需要添加任何设备，生产工艺简单，过程控制容易，可以向所有具有加速冷却装备的中厚板生产厂家推广，具有很强的适应性、环保性和极高的经济性。

综上所述，本发明成功地避开了新日铁、JFE、住友金属等公司专利技术的封锁，从合金设计入手，采用低碳C—高Mn—Nb系低合金钢作为基础，适当提高Als的含量、C/Mn比控制在0.020～0.050、Ti—B微合金化、Ca处理及控制Ti/N在3.0～3.5之间等冶金技术手段，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少量的铁素体(20％～30％)+弥散分布的贝氏体，平均晶粒尺寸在15μm以下，在获得均匀优异的母材钢板低温韧性的同时，超大线能量焊接时HAZ的低温韧性也同样优异，即母材钢板—60℃Akv≥100J，焊接模拟热影响区(HAZ)—60℃Akv≥34J(模拟峰值温度1350℃、t_8/5≥200秒)，特别适用于冰海地区的破冰船壳体、LNG船壳体、海洋平台及桥梁工程，确保在极其寒冷地区行驶的轮船和海洋采油平台的安全。

Claims (5)

1.可超大线能量焊接低温用厚钢板，其成分重量百分比为：

C：0.030％～0.050％

Si：≤0.20％

Mn：1.50％～1.80％

P：≤0.010％

S：≤0.002％

Nb：0.010％～0.020％

Als：0.040％～0.060％

Ti：0.008％～0.012％

N：≤0.0035％

Ca：0.001％～0.005％

B：0.001％～0.003％

同时：0.02≤C/Mn≤0.06，Ti/N在3.0～3.5之间；

B、Ti、N之间的关系：10ppm+0.714(N—0.292Ti)≤B≤20ppm+0.714(N—0.292Ti)；

Als、Ti与N之间的关系：Als≥30×(N—0.292Ti)；

其余为铁和不可避免的夹杂，

其中，Pcm≤0.18％，其中Pcm＝wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5wt％B。

2.如权利要求1所述的可超大线能量焊接低温用厚钢板，其特征是，

B：0.0015％～0.0025％。

3.如权利要求1所述的可超大线能量焊接低温用厚钢板的制造方法，其包括如下步骤：

a.铸造，中间包钢水浇铸温度≤1540℃；

b.板坯加热温度控制在1050℃～1150℃之间；

c.在完全再结晶温度范围内，大轧制道次压下率连续轧制，确保变形金属发生动态/静态再结晶，细化奥氏体晶粒，轧制道次压下率≥12％，再结晶区总压下率≥55％，所述再结晶区温度≥980℃；在未再结晶区进行控制轧制，道次压下率≥10％，未再结晶区总压下率≥50％，所述未再结晶区温度<900℃；

d.从轧制结束到开始加速冷却之间的传搁时间控制在20秒以内，且特别重要的是加速冷却开始时，钢板温度必须在Ar₃点以上，Ar₃＝910一310[％C]一80[％Mn]一20[％Cu]一15[％Cr]一55[％Ni]一80[％Mo]一0.35(t一8)，所述Ar₃的单位为℃，t为板厚且单位为mm；

e.以≥10.0℃/s冷却速度进行直接淬火冷却至淬火停止温度，淬火停止温度控制在200～450℃，使钢板在>200℃范围内充分发生连续冷却贝氏体相变，抑制先共析铁素体相变，以实现在低碳当量的条件下获得高强度钢板；

f.然后缓冷至100℃以下，平均缓冷速度≤10℃/hr，随后自然空冷至室温，缓冷时间不得低于24小时。

4.如权利要求3所述的可超大线能量焊接低温用厚钢板的制造方法，其特征是，铸造工艺采用连铸工艺，用电磁搅拌或连铸坯轻压下工艺，轻压下量控制在3％～10％之间。

5.如权利要求3所述的可超大线能量焊接低温用厚钢板的制造方法，其特征是，步骤e淬火停止温度范围为380℃～430℃。

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