CN101418416B - 屈服强度800MPa级低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法 - Google Patents

屈服强度800MPa级低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种屈服强度800MPa级低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法。所述低焊接裂纹敏感性钢板的化学成分包含：C：0.03～0.08wt％、Si：0.05～0.70wt％、Mn：1.30～2.20wt％、Mo：0.10～0.30wt％、Nb：0.03～0.10wt％、V：0.03～0.45wt％、Ti：0.002～0.040wt％、Al：0.02～0.04wt％、B：0.0010～0.0020wt％，余量为Fe和不可避免的杂质，且其Pcm≤0.20％。采用控制热机械轧制和冷却技术，获得超细贝氏体板条为基体的组织，从而有利于钢板强度、塑性和韧性的提高。本发明低焊接裂纹敏感性钢板的屈服强度大于800MPa、抗拉强度大于900MPa、夏氏冲击功Akv(-20℃)≥150J，焊接性能良好。

Description

屈服强度800MPa级低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法 
技术领域
本发明涉及高强度结构钢，具体地说，本发明涉及屈服强度800MPa级的超细贝氏体板条低焊接裂纹敏感性钢板。 
背景技术
焊接冷裂纹是最常出现的焊接工艺缺陷，尤其是当焊接低、中合金的高强度钢时，随着强度级别的提高，冷裂纹出现的倾向越来越大。为防止冷裂纹产生，通常是焊前预热、焊后热处理，强度越大、预热温度也越高，这造成了焊接工艺的复杂性，特殊情况下的不可操作性，危及焊接结构的安全可靠性，对于大型钢结构尤甚。鉴于石化、高层建筑、桥梁、造船等行业对大型高强钢结构不预热、不焊后热处理的特点，这就要求钢的焊接裂纹敏感性指数Pcm尽可能地低，于是冶金界开始了低焊接裂纹敏感性高强度钢板的研制。 
低焊接裂纹敏感性高强钢，也称CF钢，它是一类具有优良焊接性能和低温韧性的低合金高强度钢，其优点在于焊前不预热或稍加预热而不产生裂纹，主要是解决了大型钢结构件的焊接施工问题。 
降低Pcm的唯一手段就是减少碳和合金元素的加入量，而对于采用淬火+回火工艺生产的高强钢来说，减少碳和合金元素的加入量将不可避免地带来钢强度的降低，若采用热机械控制轧制与控制冷却技术(TMCP)，则可以弥补这种缺陷，此外，相对于调质(淬火+回火)工艺，热机械控制轧制与控制冷却技术(TMCP)还具有细化晶粒从而提高钢的低温韧性的好处。 
目前，采用TMCP技术生产的低焊接裂纹敏感性钢的合金成分一般是Mn-Ni-Nb-Mo-Ti和Si-Mn-Cr-Mo-Ni-Cu-Nb-Ti-Al-B体系。如国际公布号为WO99/05335的专利申请公布的一种以TMCP工艺生产的低合金高强钢，其化学成分(wt％)为：C：0.05～0.10％、Mn：1.7～2.1％、Ni：0.2～1.0％、Mo：0.25～0.6Mo％、Nb：0.01～0.10％、Ti：0.005～0.03％、P≤0.015％、S≤0.003％；又如中国专利公开号为CN1521285的专利申请公布了一种超低碳贝氏体钢，其化学成分(wt％)为C：0.01～0.05％、Si：0.05～0.5％、Mn：1.0～2.2％、Ni：0.0～1.0％、Mo：0.0～0.5％、Cr：0.0～0.7％、 Cu：0.0～1.8％、Nb：0.015～0.070％、Ti：0.005～0.03％、B：0.0005～0.005％、Al：0.015～0.07％。 
上述公开的两种钢种的合金元素设计分别为Mn-Ni-Nb-Mo-Ti和Si-Mn-Cr-Mo-Ni-Cu-Nb-Ti-Al-B体系，由于Mo和Ni均为贵重合金，因此从添加的合金元素的种类和加入的总量来分析，制备此类钢种成本较高，此外，它们均采用了回火热处理，增加了钢板的生产工序，造成钢板生产成本的增加，且它们的Pcm值都较高，对焊接性能有不利影响。 
为了解决以上问题，本发明者采用Si-Mn-Nb-Mo-V-Ti-Al-B系钢种，利用V的强化作用，通过控制热机械轧制和冷却技术，且无需调质热处理，设计出了一种屈服强度达800MPa级的超细贝氏体板条低焊接裂纹敏感性钢板，从而完成了本发明。 
本发明的一个目的在于提供一种屈服强度800MPa级的低焊接裂纹敏感性钢板。 
本发明的另一个目的在于提供所述低焊接裂纹敏感性钢板的制造方法。 
发明内容
本发明的第一个方面提供一种屈服强度800MPa级低焊接裂纹敏感性钢板，该钢板的化学成分包含：C：0.03～0.08wt％、Si：0.05～0.70wt％、Mn：1.30～2.20wt％、Mo：0.10～0.30wt％、Nb：0.03～0.10wt％、V：0.03～0.45wt％、Ti：0.002～0.040wt％、Al：0.02～0.04wt％、B：0.0010～0.0020wt％，余量为Fe和不可避免的杂质，且满足焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.20％。 
所述低焊接裂纹敏感性钢板具有超细贝氏体板条微组织结构。 
低焊接裂纹敏感性钢板的焊接裂纹敏感性指数Pcm可按下式确定： 
Pcm＝C+Si/30+Ni/60+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+V/10+5B。 
焊接裂纹敏感性指数Pcm是反映钢的焊接冷裂纹倾向的判定指标，Pcm越低，焊接性越好，反之，则焊接性越差。焊接性好是指焊接时不易产生焊接裂纹，而焊接性差的钢容易产生裂纹，为了避免裂纹的产生，必须在焊接前对钢进行预热，焊接性越好，则所需的预热温度越低，反之则需要较高的预热温度。根据中华人民共和国黑色冶金行业标准YB/T 4137-2005规定，牌号为Q800CF的钢种，Pcm值需低于0.28％。本发明低焊接裂纹敏感性钢板的Pcm低于0.20％，符合标准规定，具有优良的焊接性能。 
下面，对本发明的屈服强度800MPa级低焊接裂纹敏感性钢板的化学成分作用作详细叙述。 
C：扩大奥氏体区，淬火形成的过饱和铁素体组织中的C可增加钢的强度，但是 C对焊接性能不利。C含量越高，焊接性能越差，对于采用TMCP工艺生产的贝氏体钢来说，C含量越低则韧性越好，较低的C含量可以生产更大厚度的高韧性钢板，且可得到极细的含有高位错密度的贝氏体基体组织。因此本发明C含量控制为0.03～0.08wt％。 
Si：在钢中不形成碳化物，而是以固溶形态存在于贝氏体、铁素体或奥氏体中，它可提高钢中贝氏体、铁素体或奥氏体的强度，其固溶强化作用较Mn、Nb、Cr、W、Mo和V强。Si也可降低奥氏体中碳的扩散速度，使CCT曲线中铁素体和珠光体C曲线向右移动，有利于连续冷却过程中形成贝氏体组织。本发明钢中加入不超过0.70wt％的Si有利于提高钢的强度和韧性匹配关系。 
Mo：铁素体化元素，缩小奥氏体区。Mo固溶在奥氏体和铁素体中可提高钢的强度，提高钢的淬透性，防止回火脆性。Mo是一种十分昂贵的元素，由于本发明无需回火调质处理，因此只需加入不超过0.30wt％的Mo，以达到降低成本的目的。 
Nb：本发明通过加入较多的Nb，一方面以达到细化晶粒和增加钢板厚度的目的，另一方面是提高钢的未再结晶温度，便于在轧制过程中采用相对较高的终轧温度，从而加快轧制速度，提高生产效率。此外，由于强化了晶粒细化作用，使得可生产钢板的厚度增大。本发明加入了0.03～0.10wt％的Nb，兼顾了Nb的固溶强化和细晶强化作用。 
V：铁素体化元素，强烈缩小奥氏体区。高温溶入奥氏体中的V，增加钢的淬透性。钢中V的碳化物V4C3比较稳定，可以抑制晶界移动和晶粒长大。V能细化焊缝金属的铸态组织和减小热影响区的过热敏感性，防止热影响区靠近熔化线的晶粒过度长大和粗化，对焊接性能有利。本发明加入0.03～0.45wt％的V，可以较大幅度地提高钢的强度；V和Cu在钢中都起沉淀强化作用，但是相对Cu来说，只需加入极少量的V，即可达到同等的的沉淀强化效果，此外，Cu在钢中容易引起晶界裂纹，因而必须加入至少达到其一半含量的Ni，才能避免裂纹，而Ni同样是十分昂贵的合金元素。因此，以V代替Cu可以大幅度降低钢的制造成本。 
Ti：铁素体化元素，强烈缩小奥氏体区。Ti的碳化物TiC比较稳定，可以抑制晶粒长大。Ti固溶在奥氏体中，有利于提高的钢的淬透性。Ti可降低第一类250～400℃回火脆性，但由于本发明不需要调质处理，因此可减少Ti的添加量。本发明中加入0.002～0.040wt％，形成细微的碳氮化物析出，细化贝氏体板条。 
Al：可增加奥氏体向铁素体转变的相变驱动力，是强烈缩小奥氏体相圈的元素。Al在钢中与N相互作用，形成细小而弥散的AlN析出，可抑制晶粒长大，达到细化 晶粒、提高钢在低温下的韧性的目的。Al含量过大对钢的淬透性和焊接性能有不利影响。本发明中加入不超过0.04wt％的Al细化晶粒，提高钢板的韧性并保证其焊接性能。 
B：能够显著增加钢的淬透性，本发明加入0.001～0.002wt％的B，可以使钢在一定冷却条件下，比较容易地获得高强度贝氏体组织。 
本发明的第二个方面提供一种屈服强度800MPa级低焊接裂纹敏感性钢板的制造方法，包括冶炼、浇铸、加热、轧制、冷却工序，其中在所述轧制工序后不经过调质热处理即进入冷却工序。 
在一个优选实施方式中：浇铸后的连铸坯或钢锭的厚度不小于成品钢板厚度的4倍。 
在另一个优选实施方式中：在所述加热过程中，加热温度为1050～1180℃，保温时间为120～180分钟。 
在另一个优选实施方式中：所述轧制分为第一阶段和第二阶段轧制。 
在另一个优选实施方式中：在所述第一阶段轧制过程中，开轧温度为1050～1150℃，当轧件厚度到达成品钢板厚度的2～3倍时，在辊道上待温至800～860℃。 
在另一个优选实施方式中：在所述第二阶段轧制过程中，道次变形率为10～28％，终轧温度为780～840℃。 
在另一个优选实施方式中：在所述冷却过程中，钢板进入加速冷却装置，以15～30℃/S的速度冷却至480～540℃，出水后空冷。 
在另一个更优选的实施方式中：空冷采用堆垛或冷床冷却。 
在本发明的屈服强度800MPa级低焊接裂纹敏感性钢板的制造方法中，对主要步骤的工艺控制原理分析如下： 
1、轧制工艺 
轧件厚度到达成品钢板厚度的2～3倍时，在辊道上待温至800～860℃。对于含Nb钢来说，其未再结晶温度约为950～1050℃，先将其在较高温度1050～1150℃进行轧制，奥氏体中存在了一定的位错密度，然后在将轧制钢坯温度降至800～860℃的驰豫过程中，奥氏体晶粒内部发生回复、静态再结晶过程，细化了奥氏体晶粒。驰豫过程中同时有Nb、V和Ti的碳氮化物单独析出和复合析出，析出的碳氮化物钉扎了位错和亚晶界运动，在奥氏体晶粒内保留了大量位错，并为冷却过程中贝氏体的形成提供了大量的形核位置。800～860℃轧制，大大增加了奥氏体中的位错密度，位错上析出的碳氮化物抑制了变形后晶粒的粗化。由于变形诱导析出的作用，较大的道次变形率将有利于形成更加细小和弥散析出物。高密度的位错和细小弥散的析出物为贝氏体提供高密 度的形核位置，第二相粒子对贝氏体长大界面的钉扎作用抑制了贝氏体板条长大和粗化，这对于钢的强度与韧性都起到有利的作用。 
将终轧温度控制在未再结晶区的低温段，同时该温度区接近相变点Ar3，即终轧温度为780～840℃，在这个温度范围内终轧，可通过增加变形、抑制回复，增加奥氏体中的缺陷，为贝氏体相变提供更高的能量累积，也不至于给轧机带来过高的负荷，比较适合于厚板生产。 
2、冷却工艺 
轧制结束后，钢板进入加速冷却装置，按15～30℃/秒的速度冷却至480～540℃。较快的冷却速度可以避免铁素体和珠光体的形成，直接进入CCT曲线的贝氏体转变区。贝氏体相变驱动力可以表示为 
ΔG＝ΔGchem+ΔGd
式中ΔGchem是化学驱动力，ΔGd是缺陷造成的应变储存能。较大冷却速度使奥氏体过冷，增加了化学相变驱动力，结合轧制过程造成的应变储存能ΔGd考虑，使贝氏体形核的驱动力增加。由于晶粒中高位错密度，贝氏体的形核位置增加，结合热力学和动力学两个因素考虑，贝氏体以很大的速率形核。较快的冷却速度使贝氏体转变很快完成，抑制了贝氏体铁素体板条的粗化。480～540℃堆跺空冷，可使铁素体中V的碳化物析出更加完全，增加了析出强化对强度的贡献。 
高强度机械设备及工程建设用钢，需要较高的强度和优良的韧性，各种因素对强度的贡献可以用下式表示 
σ＝σf+σp+σsl+σd
式中σf是细晶强化，σp是析出强化，σsl是固溶强化，σd是位错强化。钢板的热机械处理通常采用控轧控冷方式(TMCP)，通过控制变形率和冷却速度实现微观组织的细化或形成超细贝氏体等高强度组织，从而提高钢的屈服强度。改进的TMCP和驰豫控制析出(RPC)技术，形成了稳定的位错网络，在位错和亚晶界处析出了弥散细小的第二相粒子，并通过促进形核和抑制长大实现了贝氏体板条细化，形成了位错强化、析出强化和细晶强化的联合作用，提高了钢的强度和韧性，其基本原理如下所述： 
钢板在再结晶区充分变形，使变形奥氏体中产生高的缺陷累计，大幅度提高了奥氏体中的位错密度。轧制过程中发生的回复和再结晶细化了原奥氏体晶粒。轧制变形后控冷驰豫过程中，晶内位错会重新排列，由于刃型位错存在静水压力场，间隙原子如B等会向位错、晶界和亚晶界处富集，降低了位错移动性，变形造成的高密度位错 在回复过程中经过演化，形成了稳定的位错网络。驰豫过程中，Nb、V、Ti等微合金元素以(Nb，V，Ti)x(C，N)y等不同化学计量比的碳氮化物在晶界、亚晶界和位错处析出。析出的碳氮化物等二相粒子，钉扎了晶粒中的位错和亚晶界，稳定了如位错墙等亚结构。 
驰豫后轧制使钢中的位错密度进一步增加。驰豫后变形奥氏体在加速冷却时，具有的位错和碳氮化物析出组态的变形奥氏体晶粒在开始相变时，与变形后不驰豫、大量位错混乱分布的情况不同：首先，有一定取向差的亚晶界是形核优先位置，其附近如果存在与基体有异相界面的第二相析出，则更有利于相变时新相形核，驰豫后大量的新相晶粒将在原奥氏体晶粒内形核。其次，由于驰豫后一定量的位错向亚晶界运动，一定程度上增加了亚晶之间的取向差。中温转变产物如贝氏体在亚晶界形核后，长大过程中受到前方亚晶界的阻碍。贝氏体铁素体形成时，其相变界面受到析出的第二相碳氮化物粒子的拖曳作用，抑制了其长大过程。TMCP+RPC工艺形成高密度位错网络结构和第二相析出质点为贝氏体铁素体的形核提供了大量的潜在形核位置，第二相粒子对运动界面的拖曳作用和经过演化的亚晶界对贝氏体的长大有抑制作用。该工艺对促进贝氏体形核和抑制贝氏体长大的联合作用细化了最终组织的贝氏体铁素体板条。 
本发明的有益效果为： 
1、通过合理设计化学成分，大幅度降低C含量，并且以Mn等廉价合金元素替代部分Mo，以V的C、N化合微细析出粒子作沉淀强化，代替Cu的析出强化作用，无需添加Ni等贵重元素，且合金元素含量少，原料成本较低，焊接裂纹敏感性较小，焊前无需预热。 
2、本发明钢板不需进行任何额外的调质热处理，从而简化了制造工序，降低了钢的制造成本。 
3、由于成分和工艺设计合理，从实施效果来看，工艺制度比较宽松，可以在中、厚钢板产线上稳定生产。 
4、本发明的低焊接裂纹敏感性钢板屈服强度大于800 MPa、抗拉强度大于900MPa、夏氏冲击功Akv(-20℃)≥150J、板厚可达60mm，其焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.20％，具有优良的焊接性能。 
附图说明
图1a为本发明实施例5的低焊接裂纹敏感性钢板微观组织的扫描电镜照片。 
图1b为本发明实施例5的低焊接裂纹敏感性钢板微观组织的透射电镜照片。 
具体实施方式
以下用实施例结合附图对本发明作更详细的描述。这些实施例仅仅是对本发明最佳实施方式的描述，并不对本发明的范围有任何限制。 
实施例1 
按表1所示的化学成分电炉或转炉冶炼，并浇铸成连铸坯或钢锭，将连铸坯或钢锭加热至1100℃，保温120分钟，在中、厚轧机上进行第一阶段轧制，开轧温度为1050℃，当轧件厚度为60mm时，在辊道上待温至850℃，随后进行第二阶段轧制，第二阶段轧制道次变形率为15～28％，终轧温度为830℃，成品钢板厚度为20mm。轧制结束后，钢板进入加速冷却(ACC)装置，以30℃/S的速度冷却至500℃，出水后堆垛或冷床冷却。 
实施例2 
实施方式同实施例1，其中加热温度为1050℃，保温120分钟；第一阶段轧制的开轧温度为1060℃，轧件厚度为90mm；第二阶段轧制的开轧温度为840℃，道次变形率为15～20％，终轧温度为810℃，成品钢板厚度为30mm；钢板冷却速度为25℃/S，终止温度为490℃。 
实施例3 
实施方式同实施例1，其中加热温度为1150℃，保温150分钟；第一阶段轧制的开轧温度为1080℃，轧件厚度为120mm；第二阶段轧制的开轧温度为830℃，道次变形率为10～15％，终轧温度为820℃，成品钢板厚度为40mm；钢板冷却速度为20℃/S，终止温度为530℃。 
实施例4 
实施方式同实施例1，其中加热温度为1120℃，保温180分钟；第一阶段轧制的开轧温度为1070℃，轧件厚度为150mm；第二阶段轧制的开轧温度为830℃，道次变形率为10～20％，终轧温度为800℃，成品钢板厚度为50mm；钢板冷却速度为15℃ /S，终止温度为515℃。 
实施例5 
实施方式同实施例1，其中加热温度为1130℃，保温180分钟；第一阶段轧制的开轧温度为1080℃，轧件厚度为150mm；第二阶段轧制的开轧温度为840℃，道次变形率为10～15％，终轧温度为810℃，成品钢板厚度为60mm；钢板冷却速度为15℃/S，终止温度为480℃。 
实施例6 
实施方式同实施例1，其中加热温度为1120℃，保温180分钟；第一阶段轧制的开轧温度为1050℃，轧件厚度为120mm；第二阶段轧制的开轧温度为820℃，道次变形率为15～25％，终轧温度为780℃，成品钢板厚度为40mm；钢板冷却速度为20℃/S，终止温度为540℃。 
表1  本发明实施例1-6的低焊接裂纹敏感性钢板的化学成分(wt％)及其Pcm 
  实施例   C   Si   Mn   Nb   V   Al   Ti   Mo   B   Fe   Pcm
  1   0.04   0.35   1.80   0.10   0.055   0.02   0.015   0.30   0.0018   余量   0.176
  2   0.03   0.70   1.50   0.045   0.45   0.03   0.02   0.22   0.001   余量   0.193
  3   0.04   0.40   2.20   0.030   0.10   0.04   0.002   0.10   0.0011   余量   0.185
  4   0.05   0.55   1.50   0.040   0.15   0.03   0.01   0.25   0.0015   余量   0.182
  5   0.06   0.05   1.45   0.065   0.30   0.03   0.04   0.20   0.0010   余量   0.182
  6   0.08   0.15   1.30   0.047   0.03   0.02   0.03   0.25   0.0020   余量   0.180
试验例1 
对本发明实施例1-6的低焊接裂纹敏感性钢板进行力学性能测试，测试结果见表2。 
表2本发明实施例1-6的低焊接裂纹敏感性钢板的力学性能 
  实施例   屈服强度    (MPa)  抗拉强度    (MPa)    延伸率     (％)     -20℃纵向冲击功             (J)
    1     840，     865     950，     965     17.0，     16.5     221，216，224
    2     850，     875     960，     970     15.9，     17.2     218，210，209
    3     855，     860     958，     965     16.0，     16.0     215，222，222
    4     845，     840     954，     950     16.1，     16.3     211，208，206
    5     858，     875     969，     973     17.0，     17.5     227，231，224
    6     859，     863     967，     982     17.3，     17.3     215，211，219
从表1和表2可以看出，本发明低焊接裂纹敏感性钢板的Pcm≤0.20％，屈服强度均大于800MPa，抗拉强度大于900MPa，夏氏冲击功Akv(-20℃)≥150J，板厚可达60mm，具有良好的低温韧性和焊接性。 
试验例2 
对本发明实施例1的低焊接裂纹敏感性钢板进行焊接性能试验(小铁研试验)，在室温和50℃的条件下，均未发现裂纹(见表3)，说明本发明钢板的焊接性能良好，焊接时一般不需要预热。 
表3本发明实施例1的低焊接裂纹敏感性钢板焊接性能试验结果 
  试验温度   试样编号 表面裂纹率，     ％ 根部裂纹率，     ％ 断面裂纹率，     ％   环境温度   相对湿度
    RT     1     0     0     0     25℃     65％
    2     0     0     0
    3     0     0     0
    50℃     4     0     0     0
    5     0     0     0
试验例3 
对本发明实施例5的低焊接裂纹敏感性钢板进行微观组织研究，其扫描电镜照片和透射电镜照片分别见图1a和图1b。 
从图1a中可以看出，贝氏体板条得到了细化，贝氏体板条边缘有碳化物析出，贝氏体板条上也同样有细微的析出。从图1b中可以看出，贝氏体板条由精细的纳米级贝氏体板条组成。 
综合上述，本发明的钢板具有细化的贝氏体板条结构，并且具有超细化的纳米级贝氏体板条亚结构。超细的贝氏体板条结构提供了细晶强化效应，沿超细板条晶界析出的第二相粒子提供了析出强化效应，超细贝氏体板条内的位错结构提供了位错强化作用，几种强化效应的综合作用，保证了本发明钢板的强度和韧性。 

Claims (4)

1.一种屈服强度800MPa级低焊接裂纹敏感性钢板，其特征在于，所述低焊接裂纹敏感性钢板的化学成分包含：C：0.03～0.08wt％、Si：0.05～0.70wt％、Mn：1.30～2.20wt％、Mo：0.10～0.30wt％、Nb：0.03～0.10wt％、V：0.03～0.45wt％、Ti：0.002～0.040wt％、Al：0.02～0.04wt％、B：0.0010～0.0020wt％，余量为Fe和不可避免的杂质，且满足焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.20％；所述钢板具有超细贝氏体板条微组织结构。
2.权利要求1所述的屈服强度800MPa级低焊接裂纹敏感性钢板的制造方法，包括冶炼、浇铸、加热、轧制、冷却工序，其特征在于，在所述轧制工序后不经过调质热处理即进入冷却工序；
在所述加热过程中，加热温度为1050～1180℃，保温时间为120～180分钟；
所述轧制分为第一阶段和第二阶段轧制，在所述第一阶段轧制过程中，开轧温度为1050～1150℃，当轧件厚度到达成品钢板厚度的2～3倍时，在辊道上待温至800～860℃；在所述第二阶段轧制过程中，道次变形率为10～28％，终轧温度为780～840℃；
在所述冷却过程中，钢板进入加速冷却装置，以15～30℃/S的速度冷却至480～540℃，出水后空冷。
3.根据权利要求2所述的屈服强度800MPa级低焊接裂纹敏感性钢板的制造方法，其特征在于，浇铸后的连铸坯或钢锭的厚度不小于成品钢板厚度的4倍。
4.根据权利要求2所述的屈服强度800MPa级低焊接裂纹敏感性钢板的制造方法，其中所述空冷采用堆垛或冷床冷却。
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