CN103205644B - 可大热输入焊接超低温用钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种可大热输入焊接超低温用钢及其制造方法，其成分重量百分比为：C 0.040％～0.090％、Si≤0.15％、Mn 1.10％～1.50％、P≤0.013％、S≤0.0020％、Cu：0.10％～0.30％、Ni 0.05％～0.20％、Nb 0.008％～0.020％、Als≤0.010％、Ti 0.008％～0.013％、N 0.0035％～0.0065％、Ca：0.001％～0.004％、B 0.0008％～0.0020％、余Fe及不可避免杂质；本发明通过简单的合金元素组合设计，无需大量添加Ni、Cu贵重元素，优化TMCP工艺，在获得优异的母材钢板低温韧性的同时，大线能量焊接时HAZ的低温韧性也同样优异；获得均匀优异的力学性能、优良的焊接性及耐海洋气氛腐蚀，特别适用于海上风塔结构、低温压力容器、海洋平台及桥梁用钢等。

Description

可大热输入焊接超低温用钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及低碳低合金钢，特别涉及可大热输入焊接超低温用钢及其制造方法，其屈服强度≥355MPa、抗拉强度≥490MPa、-60℃冲击韧性≥100J，且可大线能量焊接。

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、现场控制技术不断地向前发展，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，在不增加贵重合金元素(如Cu、Ni、Mo等)，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。

现有技术在制造屈服强度≥355MPa、-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【TheFirth(1986)international Symposium and Exhibit on Offshore Mechanics andArctic Engineering，1986，Tokyo，Japan，354；“DEVELOPMENTS INMATERIALS FOR ARCTIC OFFSHORE STRUCTURES”。“Structural SteelPlates for Arctic Use Produced by Multipurpose Accelerated CoolingSystem”(日文)，川崎制铁技报，1985，No.168～72。“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，钢板大线能量焊接热影响区(HAZ)低温韧性也很少能够达到-60℃；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等所公开的。

目前改善大线能量焊接钢板热影响区(HAZ)低温韧性的主要技术有氧化物冶金技术，参见美国专利US Patent 4629505、WO 01/59167A1；Ti-B处理技术，参见日本专利特公昭59-2733、特公昭59-3537、特愿昭56-127555、特愿昭56-209177及超低N-高Al-微Ti处理，参见《日本溶接学会志》，1982，Vol.51(2)，P118。

发明内容

本发明的目的是提供一种可大热输入焊接超低温用钢及其制造方法，通过简单的合金元素的组合设计，无需大批量添加Ni、Cu贵重元素，优化TMCP制造工艺，在获得优异的母材钢板低温韧性的同时，大线能量焊接时HAZ的低温韧性也同样优异；获得的超低温用钢的组织为均匀细小的等轴铁素体+少量弥散分布的贝氏体；其屈服强度≥355MPa、抗拉强度≥490MPa、-60℃冲击韧性≥100J；本发明成功解决了低碳当量与高屈服强度/抗拉强度之间的矛盾、高屈服强度/抗拉强度与优良的超低韧性之间的矛盾、低成本制造与优良的超低温韧性、焊接性之间的矛盾。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

本发明采用低碳C-高Mn-Nb系低合金钢作为基础，大幅度降低Als的含量、Mn/C比控制在15～30、(Cu+Ni)合金化、Ni当量≥0.35％且0.002≤(％Ni当量)×(％Cu当量)≤0.155、Ti-B微合金化且B≥0.714(N-0.292Ti)、Ca处理且Ca/S比控制在1.0～3.0之间及(％Ca)×(％S)^0.28≤2.5×10^-3、Ceq≤0.365％、控制Ti/N在2.0～2.5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细小的铁素体+少量的弥散分布的贝氏体，平均晶粒尺寸在15μm以下，获得均匀优异的力学性能、优良的焊接性及耐海洋气氛腐蚀，特别适用于海上风塔结构、低温压力容器、海洋平台、及桥梁用钢等。

具体地，本发明的可大热输入焊接超低温用钢，其成分重量百分比为：

C：0.040％～0.090％

Si：≤0.15％

Mn：1.10％～1.50％

P：≤0.013％

S：≤0.0020％

Cu：0.10％～0.30％

Ni：0.05％～0.20％

Nb：0.008％～0.020％

Als：≤0.010％

Ti：0.008％～0.013％

N：0.0035％～0.0065％

Ca：0.001％～0.004％

B：0.0008％～0.0020％

其余为Fe及不可避免的杂质；

且上述元素含量必须同时满足如下关系：

C、Mn之间的关系：在C含量≤0.09％的条件下，15≤M/C≤30，以保证断口韧脆转变温度低于-60℃；

Ni当量≥0.35％且0.002≤(％Ni当量)×(％Cu当量)≤0.155，降低低温下铁素体位错1/2<111>(110)运动的P-N力，以确保-60℃下铁素体1/2<111>(110)位错具有较高的可动性，改善钢板及焊接HAZ铁素体晶粒本征低温韧性；其次，钢板具有优良的耐海洋大气的腐蚀性，此外，以最少量的贵重合金元素Cu、Ni及最少的总合金含量，保证钢板制造成本低廉的同时，钢板大热输入焊接性优良；其中Ni当量＝Ni+0.25Mn+0.13Cu，Cu当量＝Cu-0.11Mn+0.76Ni。

Ti与N之间的关系：Ti/N在2.0～2.5之间，保证TiN粒子以细小弥散的状态析出，提高距离溶合线较远区域的大热输入HAZ低温韧性；

B、Ti、N之间的关系：B≥0.714(N-0.292Ti)，以保证大热输入焊接过程中，焊接HAZ区域形成足够的BN同时，焊接HAZ原奥氏体晶界上存在数个ppm的固溶B元素；抑制原奥氏体晶界上铁素体侧板条及魏氏组织形成的同时，细化距离溶合线较近区域的焊接HAZ显微组织，提高大热输入HAZ低温韧性。

Ca/S在1.0～3.0之间且(％Ca)×(％S)^0.28≤1.0×10^-3；钢中杂质物含量少且均匀细小地弥散在钢中；改善钢板的低温韧性、焊接性，尤其大幅度改善大热输入焊接HAZ低温韧性。

保证大线能量焊接钢板的热影响区(HAZ)低温韧性，碳当量Ceq≤0.365％，其中Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5。

获得的超低温用钢的组织为均匀细小的等轴铁素体+少量弥散分布的贝氏体；其屈服强度≥355MPa、抗拉强度≥490MPa、-60℃冲击韧性≥100J。

在本发明钢板成分体系设计中：

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(＜0.040％)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，给晶粒细化带来较大的困难，容易形成混晶组织，造成钢低温韧性低下和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0.040％。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，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0.09％。

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，钢中内控Mn含量不能低于1.10％。Mn在钢水凝固过程中容易发生偏析，尤其过高的Mn含量(当Mn含量＞1.50％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1.50％。

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增加钢水凝固偏析程度，严重损害钢板的低温韧性和焊接性，尤其在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0.15％以下。

P作为钢中有害杂质对钢的机械性能，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℃韧性的钢板，P含量需要控制在≤0.013％。

S作为钢中有害杂质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杂质物，在热轧过程中，MnS的可塑性使MnS沿轧向延伸，形成沿轧向MnS杂质物带，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、可大线能量焊接的钢板，S含量需要控制在≤0.0020％。

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，改善低温韧性而不损害其焊接性；但加入过多的Cu不仅提高制造成本，而且在热轧和TMCP过程中，将发生Cu的GP沉淀区形成，损害钢板的低温韧性，同时还可能造成铜脆；但如果加入Cu含量过少，对提高强度、韧性及耐海洋大气腐蚀性的改善效果较小，综合考虑上述因素，Cu含量控制在0.10％～0.30％之间。

Ni是钢板获得优良超低温韧性不可缺少的合金元素；同时钢中加Ni还可以降低铜脆发生，减轻热轧过程的开裂。因此从理论上讲，钢中Ni含量在一定范围内越高越好，但是Ni是一种很贵的合金元素，从低成本、批量化生产及大热输入焊接性的角度，适宜的加入量为0.05％～0.20％，远低于传统的低温用钢的Ni含量，以超低Ni含量成分设计，生产超低温钢板，也是本发明的技术特点之一。

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0.008％时，不能有效发挥的控轧作用；当Nb添加量超过0.020％时，大线能量焊接条件下诱发上贝氏体(Bu)形成，严重损害大线能量焊接热影响区(HAZ)的低温韧性，因此Nb含量控制在0.008％～0.020％之间，获得最佳的控轧效果的同时，又不损害大线能量焊接HAZ的韧性。

N的控制范围与Ti、B的控制范围相对应；对于大线能量焊接Ti-B微合金处理的低温钢板，Ti/N在1.5～2.5之间最佳；N含量过低，不仅生成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；更为重要的是不能生成足量的BN粒子，促进奥氏体晶内形核，分割焊接热影响区(HAZ)粗大的奥氏体晶粒，细化HAZ的晶粒尺寸；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，恶化钢板的焊接性。因此N含量控制在0.0035％～0.0065％之间。

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；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(＞0.013％)时，可能析出大尺寸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；更重要的是钢中N不能形成足够BN，细化焊接HAZ晶粒；因此Ti含量的最佳控制范围为0.008％～0.013％。

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，大热输入焊接HAZ抑制晶界侧板条铁素体形核，促进奥氏体晶内针状铁素体形核，改善大线能量焊接的热影响区HAZ的低温韧性：(1)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粒子能够成为针状铁素体形核的有效位置，促进针状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Ca处理以形成超细微Ca(O，S)杂质物，促进BN的析出，即BN常在Ca(O，S)杂质物上非均匀形核。(2)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；为了实现上述目的，钢中B含量在8ppm～20ppm之间。

为了抑制AlN形成，保证足量BN粒子的形成，细化大热输入焊接HAZ显微组织，提高焊接HAZ低温韧性，钢中酸溶铝Als＜0.010％。

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；因此Ca含量的合适范围为0.001％～0.004％。

本发明的可大热输入焊接超低温用钢的制造方法，包括如下步骤：

a)冶炼、铸造

按上述冶炼，铸造采用连铸工艺，中间包钢水浇铸温度≤1545℃；

b)板坯低温加热

板坯加热温度在1070℃～1130℃之间；

c)轧制

第一阶段轧制，在完全再结晶温度范围内，大轧制道次压下率进行连续轧制，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≥10％，再结晶区即≥980℃总压下率≥50％；

第二阶段轧制，控轧开轧温度800～860℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥50％，终轧温度780℃～820℃，且必须保证最后3道次的累计道次压下率≥30％；

d)冷却

未再结晶控轧结束后，钢板立即运送到加速冷却设备(ACC)处，间隔时间≤15秒，随即对钢板进行加速冷却；钢板开冷温度770℃～810℃，冷却速度≥8℃/s，停冷温度控制为400℃～550℃；随后钢板从停冷结束后自然空冷到室温。

本发明的铸造工艺推荐采用连铸工艺，中间包钢水浇铸温度≤1545℃，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2％～5％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。板坯加热温度控制在1070℃～1130℃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≥10％，再结晶区(≥980℃)总压下率≥50％。

本发明的有益效果：

本发明去除大量贵重元素Cu、Ni的添加，优化TMCP工艺，在获得优异的母材钢板低温韧性的同时，大线能量焊接时HAZ的低温韧性也同样优异；其次，本发明钢板的制造技术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。另外，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。

附图说明

图1为本发明实施例3钢的焊接接头显微组织(单面埋弧焊150kJ/cm)。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

本发明实施例钢成分参见表1，表2～表4为本发明实施例的制造工艺，表5为本发明实施例钢的性能。

从表5及图1可以看出，本发明获得的超低温用钢的组织为均匀细小的等轴铁素体+少量弥散分布的贝氏体；其屈服强度≥355MPa、抗拉强度≥490MPa、-60℃冲击韧性≥100J。

综上所述，本发明通过简单的合金元素的组合设计，无需大批量添加Ni、Cu贵重元素，优化TMCP制造工艺，在获得优异的母材钢板低温韧性的同时，大线能量焊接时HAZ的低温韧性也同样优异；成功解决了低碳当量与高屈服强度/抗拉强度之间的矛盾、高屈服强度/抗拉强度与优良的超低韧性之间的矛盾、低成本制造与优良的超低温韧性、焊接性之间的矛盾；因此为解决上述矛盾，充分挖掘成分设计与TMCP工艺之间匹配的潜力，发挥宝钢厚板产线装备技术优势，以制造过程与服役过程绿色环保为宗旨，满足日益增长的国内外高端市场需求，引领高端厚板市场。

表1            单位：重量百分比

表2

表3

表4

表5

Claims (3)

1.可大热输入焊接超低温用钢，其成分重量百分比为：

C：0.040％～0.090％

Si：≤0.15％

Mn：1.10％～1.50％

P：≤0.013％

S：≤0.0020％

Cu：0.10％～0.30％

Ni：0.05％～0.20％

Nb：0.008％～0.020％

Als：≤0.010％

Ti：0.008％～0.013％

N：0.0035％～0.0065％

Ca：0.001％～0.004％

B：0.0008％～0.0020％

其余为Fe及不可避免的杂质；

且上述元素含量必须同时满足如下关系：

C、Mn之间的关系：在C含量≤0.09％的条件下，15≤Mn/C≤30，以保证断口韧脆转变温度低于-60℃；

Ni当量≥0.35％，且0.002≤(％Ni当量)×(％Cu当量)≤0.155；

Ni当量＝Ni+0.25Mn+0.13Cu，Cu当量＝Cu－0.11Mn+0.76Ni；

Ti与N之间的关系：Ti/N在2.0～2.5之间；

B、Ti、N之间的关系：B≥0.714(N－0.292Ti)；

Ca/S在1.0～3.0之间，且(％Ca)×(％S)^0.28≤1.0×10^－3；

碳当量Ceq≤0.365％，其中Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5；

获得的超低温用钢的组织为均匀细小的等轴铁素体+少量弥散分布的贝氏体；其屈服强度≥355MPa、抗拉强度≥490MPa、－60℃冲击韧性≥100J。

2.如权利要求1所述的可大热输入焊接超低温用钢的制造方法，其包括如下步骤：

a)冶炼、铸造

按上述成分冶炼，铸造采用连铸工艺，中间包钢水浇铸温度≤1545℃；

b)板坯低温加热

板坯加热温度在1070℃～1130℃之间；

c)轧制

第一阶段轧制，在完全再结晶温度范围内，大轧制道次压下率进行连续轧制，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≥10％，再结晶区即≥980℃总压下率≥50％；

第二阶段轧制，控轧开轧温度800～860℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥50％，终轧温度780℃～820℃，且必须保证最后3道次的累计道次压下率≥30％；

d)冷却

未再结晶控轧结束后，钢板立即运送到冷却设备处，间隔时间≤15秒，随即对钢板进行加速冷却；钢板开冷温度770℃～810℃，冷却速度≥8℃/s，停冷温度控制为400℃～550℃；随后钢板从停冷结束后自然空冷到室温。

3.如权利要求2所述的可大热输入焊接超低温用钢的制造方法，其特征是，步骤a)中，采用电磁搅拌或连铸坯轻压下工艺，轻压下量控制在2％～5％之间。