CN103320719A

CN103320719A - 低成本可大热输入焊接高强韧性钢板及其制造方法

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Publication number: CN103320719A
Application number: CN2013102447068A
Authority: CN
Inventors: 刘自成; 徐国栋; 李先聚
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2013-06-19
Filing date: 2013-06-19
Publication date: 2013-09-25
Anticipated expiration: 2033-06-19
Also published as: CN103320719B

Abstract

本发明公开了一种低成本可大热输入焊接高强韧性钢板及其制造方法，采用超低碳C-高Mn-(Nb+Ti)微合金钢的成分体系作为基础，控制焊接冷裂纹敏感指数Pcm≤0.22％，适当提高酸溶Als的含量、控制Mn/C比在25～55之间、(Ni+高Cr)合金化、[(％C)+(％Mn)/6]×(％Si)≤0.035、(％Mn当量)×(％Cr当量)≥2.7、Ca处理且Ca/S在0.80～3.00之间、控制Ti/N在1.5～3.0之间等冶金技术手段，优化TMCP工艺+回火工艺，使成品钢板的显微组织为细小的贝氏体，平均晶团尺寸在15μm以下，获得均匀优异的力学性能、强韧性与强塑性匹配的同时，钢板可以承受大热输入焊接，特别适用于工程机械、桥梁结构、海洋采油平台及原油储罐等。

Description

低成本可大热输入焊接高强韧性钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及低碳低合金钢，特别涉及低成本可大热输入焊接高强韧性钢板及其制造方法，其屈服强度≥550MPa、抗拉强度≥650MPa、-20℃的Charpy冲击功(单个值)≥100J，低成本可大热输入焊接、高强韧性。

背景技术

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，在不大量添加贵重合金元素(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、强塑性匹配和更优良的焊接性。

传统的抗拉强度≥650MPa的高强度钢板主要通过淬火加回火(Q+T)，即所谓调质方法来生产，这就要求钢板中心部位必须具有足够高的淬透性，即淬透性指数DI≥1.2钢板厚度，其中DI＝0.311C^1/2(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钢板厚度方向的显微组织与性能的均匀，因此不可避免地向钢中加入一定量的Cr、Mo、Ni、Cu等合金元素，这类钢板中的Mo与Ni含量的总和一般要控制在≥0.50％，尤其贵重元素Ni含量要控制在≥0.60％以上(如日本专利昭59-129724、平1-219121)，因为Ni元素不但能够提高钢板的强度和淬透性，降低相变温度细化贝氏体/马氏体板条团晶粒尺寸；更重要的是Ni唯一能够改善贝氏体/马氏体板条本身低温韧性的元素。如此，钢板的合金含量较高，碳当量Ceq和焊接冷裂纹敏感指数Pcm也较高，这给现场焊接带来较大的困难，焊前需要预热，焊后需要热处理，焊接成本升高、焊接效率降低、焊接现场工作环境恶化。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，更没有涉及如何确保不添加强淬透性Mo元素改善钢板中心部位淬透性，以保证钢板强度、韧性及沿钢板厚度方向强度、韧性均匀性，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、及美国专利US Patent4855106、US Patent5183198、US Patent4137104。

目前改善大线能量焊接钢板热影响区(HAZ)韧性的主要技术有“氧化物冶金技术”(美国专利US Patent4629505、WO01/59167A1)、“Ti-B处理技术”(日本专利特公昭59-2733、特公昭59-3537、特愿昭56-127555、特愿昭56-209177)、“REM(O，S)与BN复合技术”(《鉄と鋼》，1975，Vol.61，S598，《鉄と鋼》，1977，Vol.63，S303，《TMS-AIME》1979，P181)及“超低N-高Al-微Ti处理”(《日本溶接学会志》，1982，Vol.51(2)，118)。

发明内容

本发明的目的在于提供一种低成本可大热输入焊接高强韧性钢板及其制造方法，在获得优异的母材钢板低温韧性、高的抗拉强度、强韧性与强塑性匹配的同时，钢板可以承受大热输入焊接；成品钢板屈服强度≥550MPa、抗拉强度≥650MPa、-20℃的Charpy冲击功(单个值)≥100J，成品钢板的显微组织为细小的贝氏体组织，平均晶团尺寸在15μm以下；特别适用于工程机械、桥梁结构、海洋采油平台及原油储罐等。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

调质高强度与大热输入焊接在成分设计、工艺设计上相互冲突、很难调和的问题即在提高调质钢板强度的同时，必将导致大热输入焊接HAZ韧性的劣化；反之，降低碳当量以改善大热输入焊接HAZ韧性的同时，必将导致调质钢板强度地大幅度下降；如何获得高强度、优良强韧性与强塑性匹配的同时，母材调质钢板还能够承受大热输入焊接，确保焊接热影响区HAZ韧性优良是本钢种最大的难点之一，也是关键核心技术。

本发明采用超低碳C-高Mn-(Nb+Ti)微合金钢的成分体系作为基础，控制焊接冷裂纹敏感指数Pcm≤0.22％，适当提高酸溶Als的含量、控制Mn/C比在25～55之间、(Ni+高Cr)合金化、[(％C)+(％Mn)/6]×(％Si)≤0.035、(％Mn当量)×(％Cr当量)≥2.7、Ca处理且Ca/S在0.80～3.00之间、控制Ti/N在1.5～3.0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+回火工艺，使成品钢板的显微组织为细小的贝氏体，平均晶团尺寸在15μm以下，获得均匀优异的力学性能、强韧性与强塑性匹配的同时，钢板可以承受大热输入焊接，特别适用于工程机械、桥梁结构、海洋采油平台及原油储罐等。

具体地，本发明的一种低成本可大热输入焊接高强韧性钢板，其成分重量百分比为：

C：0.030％～0.060％

Si：≤0.10％

Mn：1.50％～1.80％

P：≤0.013％

S：≤0.002％

Ni：0.05％～0.20％

Cr：0.90％～1.30％

Nb：0.008％～0.020％

Als：0.040％～0.070％

Ti：0.007％～0.013％

N：≤0.0050％

Ca：0.001％～0.004％

B：0.0006％～0.0014％；

其余为Fe和不可避免的夹杂。

且上述元素含量必须同时满足如下关系：

C、Mn之间的关系：Mn/C比在25～55之间，保证高Cr含量、可大热输入调质高强钢板在低温条件下，断口断裂行为为韧性断裂，脆转变温度-20℃以下。

[(％C)+(％Mn)/6]×(％Si)≤0.035：大幅度降低钢水凝固偏析的程度，改善母材钢板的低温韧性和焊接工艺性；抑制高Cr含量钢板大热输入焊接HAZ中M-A岛析出、降低M-A岛尺寸、减少M-A岛数量并改善其分布，大幅度提高大热输入焊接HAZ的低温韧性。

(％Mn当量)×(％Cr当量)≥2.7：改变高Cr含量条件下超低碳贝氏体相变行为(包含焊接热循环冷却过程中超低碳贝氏体相变行为)，保证超低碳贝氏体在低温条件下发生相变，贝氏体板条细且短小，大幅度细化了贝氏体晶团尺寸；而且随着贝氏体相变温度的降低，贝氏体板条间的位向角变大，进一步增大了裂纹的扩展功，大幅度地改善母材钢板与焊接HAZ的低温冲击韧性；其中基于相变温度变化的Mn当量＝Mn+0.65Ni+0.27Cr，基于相变温度变化的Cr当量＝Cr+0.33Mn+0.26Ni。

Ca处理且Ca/S在0.80～3.00之间：钢中夹杂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。

控制Ti/N在1.5～3.0：保证TiN以细小弥散状态分布在焊接HAZ，钢板可承受大热输入焊接，确保HAZ低温韧性优良。

Pcm≤0.22％，Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+B，改善钢板焊接工艺性，保证大热输入焊接钢板热影响区(HAZ)的低温韧性。

成品钢板的屈服强度≥550MPa、抗拉强度≥650MPa、-20℃的Charpy冲击功(单个值)≥100J，成品钢板的显微组织为细小的贝氏体组织，平均晶团尺寸在15μm以下。

在本发明的成分设计中：

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(＜0.030％)不仅造成Ac₁、Ac₃、Ar₁、Ar₃点温度较高，而且奥氏体和贝氏体晶团长大速度过高，给晶团尺寸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大热输入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，尤其在大线能量焊接条件下调质高强钢；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；更为重要的是钢中C含量过高时，抑制针状铁素体AF形成，促进上贝氏体Bu形成，导致得不到针状铁素体显微组织，因此C含量不宜高于0.060％。

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、促进低温相变组织形成而提高钢板强度的作用；因此采用TMCP工艺制造抗拉强度≥650MPa的调质钢板，钢中内控Mn含量不能低于1.50％。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＞1.80％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(较小的热输入焊接时，易形成脆硬组织如马氏体；较大的热输入焊接时，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虽然能够提高调质钢板的强度，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，尤其在大热输入焊接条件下，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0.10％以下。

P，作为钢中有害夹杂对钢的机械性能，尤其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，对于要求可大热输入焊接的调质高强度钢板，P含量需要控制在≤0.013％。

S，作为钢中有害夹杂对钢的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，对于要求可大热输入焊接的60公斤级调质高强度钢板，S含量需要控制在≤0.002％。

Ni，是唯一能够提高钢板的强度和低温韧性的元素，钢中加Ni可以降低Ar₃点温度，提高钢板的淬透性，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，因此从理论上讲，钢中Ni含量在一定范围内越高越好，但过高的Ni含量会硬化焊接热影响区，对钢板的大热输入焊接工艺性不利，同时Ni是一种很贵重元素，从性能价格比考虑，Ni含量控制在0.05％～0.20％之间，以确保钢板的低温韧性而不损害钢板的焊接性。

Cr，作为弱碳化物形成元素，添加Cr不仅提高钢板的淬透性、促进贝氏体形成，而且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；同时当C含量极低时，Cr具有降低贝氏体相变温度，保证贝氏体在低温条件下发生相变，不仅贝氏体板条细小，细化了贝氏体晶团尺寸，而且随着贝氏体相变温度的降低，贝氏体板条间的位向角变大，进一步增大了裂纹扩展功，大幅度地改善钢板的低温冲击韧性，同时，通过Cr替代Mo，可大幅度降低钢板的制造成本；因此，合适的Cr含量在0.90％～1.30％之间。

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，大热输入焊接条件下诱发粗大的上贝氏体(Bu)形成，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0.008％～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。

Ti含量在0.007％～0.013％之间，抑制板坯加热、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具有固N作用，消除钢中自由N，保证B元素以固溶B形式存在；然而，当Ti含量超过0.013％时，在高酸溶铝含量条件下，过剩Ti在马氏体/贝氏体板条上及晶团界上以TiC析出，严重脆化钢板显微组织。

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，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0.070％。

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2.0～3.0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，此外N过高导致N与B结合成BN，造成B失去淬透性，母材钢板强度、韧性均无法保证。因此N含量控制在0.0050％以下。

B含量控制在0.0006％～0.0014％之间，确保钢板淬透性的同时，不损害钢板的焊接性、HAZ韧性及板坯表面质量。

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)[1-1.24(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％。

为取保大热输入焊接钢板的热影响区(HAZ)低温韧性，焊接冷裂纹敏感指数Pcm≤0.22％。

本发明的低成本可大热输入焊接高强韧性钢板的制造方法，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述成分冶炼、连铸铸造成连铸坯，中间包钢水浇铸温度≤1545℃，采用电磁搅拌或连铸坯轻压下工艺，轻压下率控制在3％～6％之间；

2)加热

采用板坯低温加热，加热温度1050℃～1100℃；

3)轧制

第一阶段为再结晶轧制，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；为此轧制道次压下率≥8％，累计压下率≥50％，第一阶段终轧温度≥950℃；

第二阶段采用控制轧制即未再结晶轧制，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℃～840℃；

4)冷却

未再结晶控轧结束后，钢板立即运送到加速冷却设备处，钢板传送时间≤15s，随即对钢板进行加速冷却；钢板开冷温度770℃～830℃，冷却速度≥6℃/s，停冷温度380℃～600℃；

钢板从停冷结束到入加热式缓冷坑保温之间的间隔时间不大于30min，缓冷工艺为钢板温度表面大于300℃的条件下至少保温24小时，保证超厚钢板脱氢充分，防止产生氢致裂纹；

5)回火工艺

钢板回火温度500℃～650℃，回火保温时间≥(1.0～2.5)×成品钢板厚度，钢板厚度单位为mm，时间单位为min；回火结束后钢板自然空冷至室温。

在本发明制造方法中

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≤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；当采用轻压下工艺时，轻压下率控制在3％～6％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1050℃～1100℃之间，确保原始板坯奥氏体晶粒度均匀细小且未合金元素Nb完全固溶。

第一阶段为再结晶轧制，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；为此轧制道次压下率≥8％，累计压下率≥50％，第一阶段终轧温度≥950℃。

第二阶段采用控制轧制(即未再结晶轧制)，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℃～840℃，为在未再结晶奥氏体中累积足够的形变量、形成高密度的位错网络结构、实现ausforming工艺，保证在低碳当量、Pcm的条件下，获得高强度、高韧性。

未再结晶控轧结束后，钢板立即以辊道的最大输送速度运送到ACC设备处，钢板传送时间≤15s，随即对钢板进行加速冷却；钢板开冷温度终轧温度770℃～830℃，冷却速度≥6℃/s，停冷温度380℃～600℃。

钢板从停冷结束到入加热式缓冷坑保温之间的间隔时间不大于30min，缓冷工艺为钢板温度表面大于300℃的条件下至少保温24小时，保证超厚钢板脱氢充分，防止产生氢致裂纹。

回火工艺，钢板回火温度500℃～650℃，回火保温时间≥(1.0～2.5)×成品钢板厚度，钢板厚度单位为mm，时间单位为min；回火结束后钢板自然空冷至室温。首先稳定TMCP显微组织，保证钢板全板面力学性能的均匀性，消除快速冷却造成的钢板内部内应力(钢板内部存在内应力时，用户在剪切加工时钢板发生严重翘曲，导致钢板无法正常使用)。

本发明的有益效果：

本发明通过钢板合金元素的组合设计与特殊TMCP工艺相结合，在获得优异的母材钢板低温韧性、高的抗拉强度、强韧性与强塑性匹配的同时，大热输入焊接时热影响区HAZ的韧性也同样优异，并且成功地解决了调质高强度与大热输入焊接在成分设计、工艺设计上相互冲突、很难调和的问题；如何获得高强度、优良强韧性与强塑性匹配的同时，母材调质钢板还能够承受大热输入焊接，确保焊接热影响区HAZ韧性优良是关键核心技术，为调质高强度钢板大热输入焊接开发与研究提供了新的途径，丰富了低合金钢物理冶金研究内容；其次，可大热输入焊接性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。

附图说明

图1为本发明实施例2钢板的显微组织金相照片。

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。

本发明实施例钢的成分参见表1，实施例钢的制造工艺参见表2、表3，表4为实施例钢的性能。

图1为本发明实施例2钢板的显微组织金相照片，从图中可以看出，成品钢板的显微组织为细小的贝氏体组织，平均晶团尺寸在15μm以下。

综上所述，本发明通过简单的合金元素的组合设计与特殊TMCP+T(即在线调质)工艺相结合，并且成功地解决了调质高强度与大热输入焊接在成分设计、工艺设计上相互冲突、很难调和的问题；如何获得高强度、优良强韧性与强塑性匹配的同时，母材调质钢板还能够承受大热输入焊接，确保焊接热影响区HAZ韧性优良是关键核心技术，为调质高强度钢板大热输入焊接开发与研究提供了新的途径，丰富了低合金钢物理冶金研究内容；其次，可大热输入焊接性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。

表1 单位：重量百分比

钢样	C	Si	Mn	P	S	Ni	Cr	Nb	Ti	Al_S	N	B	Ca	Fe及杂质
															实施例1	0.04	0.10	1.55	0.013	0.0012	0.15	0.90	0.013	0.013	0.040	0.0046	0.0006	0.0010	其余
实施例2	0.03	0.08	1.65	0.011	0.0014	0.05	1.00	0.008	0.010	0.053	0.0050	0.0009	0.0040	其余
															实施例3	0.06	0.07	1.50	0.009	0.0020	0.10	1.10	0.011	0.007	0.070	0.0045	0.0011	0.0021	其余
实施例4	0.05	0.06	1.70	0.012	0.0017	0.20	1.20	0.012	0.011	0.062	0.0038	0.0014	0.0023	其余
															实施例5	0.05	0.10	1.80	0.010	0.0007	0.18	1.30	0.010	0.012	0.056	0.0042	0.0012	0.0016	其余

表2

表3

表4

Claims

1.低成本可大热输入焊接高强韧性钢板，其成分重量百分比为：

C：0.030％～0.060％

Si：≤0.10％

Mn：1.50％～1.80％

P：≤0.013％

S：≤0.002％

Ni：0.05％～0.20％

Cr：0.90％～1.30％

Nb：0.008％～0.020％

Als：0.040％～0.070％

Ti：0.007％～0.013％

N：≤0.0050％

Ca：0.001％～0.004％

B：0.0006％～0.0014％；

其余为Fe和不可避免的夹杂；

且上述元素含量必须同时满足如下关系：

C、Mn之间的关系：Mn/C比在25～55之间；

[(％C)+(％Mn)/6]×(％Si)≤0.035；

(％Mn当量)×(％Cr当量)≥2.7，Mn当量＝Mn+0.65Ni+0.27Cr，Cr当量＝Cr+0.33Mn+0.26Ni；

Ca处理，且Ca/S在0.80～3.00之间；

Ti/N在1.5～3.0；

Pcm≤0.22％，Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+B；

成品钢板的屈服强度≥550MPa、抗拉强度≥650MPa、-20℃的Charpy冲击功(单个值)≥100J，成品钢板的显微组织为细小的弥散分布的贝氏体，平均晶团尺寸在15μm以下。

2.如权利要求1所述的低成本可大热输入焊接高强韧性钢板的制造方法，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

2)加热

采用板坯低温加热，加热温度1050℃～1100℃；

3)轧制

第一阶段为再结晶轧制，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≥8％，累计压下率≥50％，第一阶段终轧温度≥950℃；

4)冷却

未再结晶控轧结束后，钢板立即运送到加速冷却设备处，钢板传送时间≤15s，随即对钢板进行加速冷却，钢板开冷温度770℃～830℃，冷却速度≥6℃/s，停冷温度380℃～600℃；

5)回火工艺

钢板回火温度500℃～650℃，回火保温时间≥(1.0～2.5)×成品钢板厚度，钢板厚度单位为mm，时间单位为min；回火结束后钢板自然空冷至室温；获得的成品钢板的屈服强度≥550MPa、抗拉强度≥650MPa、-20℃的Charpy冲击功(单个值)≥100J，成品钢板的显微组织为细小的弥散分布的贝氏体，平均晶团尺寸在15μm以下。