CN116397179A

CN116397179A - 可承受焊接热输入125kJ/cm且屈服强度不小于420MPa的E级耐候钢板

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Publication number: CN116397179A
Application number: CN202310428604.5A
Authority: CN
Inventors: 王青峰; 何江里; 刘日平; 王秋鸣; 胡兵; 杨啸雨; 赵丽洋; 连鸿瑜; 赵雅婷
Original assignee: Yanshan University
Current assignee: Yanshan University
Priority date: 2023-04-20
Filing date: 2023-04-20
Publication date: 2023-07-07

Abstract

本发明公开了一种可承受焊接热输入125kJ/cm且屈服强度不小于420MPa的E级耐候钢板，化学成分以质量百分比为：C 0.035~0.055，Si 0.20~0.40，Mn 1.35~1.45，Cu 0.30~0.50，Cr 0.40~0.55，Ni 0.30~0.45，Mo 0.13~0.16，Nb 0.032~0.058，V 0.020~0.035，Ti 0.013~0.017，B 0.0008~0.0012，Alt 0.015~0.034，N 0.0040~0.0080，Ca 0.004~0.006，O 0.0015~0.0025，Mg 0.008~0.013，P≤0.015，S≤0.005，其余为铁和不可避免的杂质。本发明通过优化合金元素配比，在满足钢板耐大气腐蚀性能基础上，在钢板焊接热影响区中构建具备纳米级析出粒子钉扎奥氏体晶界与微米级析出粒子促进针状/块状铁素体异质形核形成网篮状韧性结构的双峰韧性改善体系，实现耐候钢板可承受焊接热输入125kJ/cm且屈服强度不小于420MPa。

Description

可承受焊接热输入125kJ/cm且屈服强度不小于420MPa的E级耐候钢板

技术领域

本发明属于耐候钢板制造及大热输入焊接领域，特别涉及一种可承受焊接热输入125kJ/cm且屈服强度不小于420MPa的E级耐候钢板。

背景技术

随着世界各国经济社会的持续发展，经济发展与资源环境的矛盾进一步加剧，建设资源节约与环境友好型社会、促进人与自然和谐发展是必然的发展方向。耐候钢因其耐腐蚀性能好、维护成本低、资源浪费少、环境友好等显著优势广泛应用于桥梁、集装箱、铁路车辆、港口建筑、海洋平台、输油管线、石油储罐等领域。同时，随着经济的深入发展，钢结构的大型化、高参数、安全性成为必然趋势，高性能、易焊接中厚钢板的需求量不断扩大。以多丝埋弧焊、窄间隙埋弧焊、气电立焊和电渣焊为代表的大热输入焊接技术（焊接热输入不小于50 kJ/cm）能够兼顾焊接效率与生产成本，在各行各业获得广泛研究及应用。

现有技术中，有以下相关专利文献公开了耐候钢及制造方法的技术方案。

专利CN 103451537 B公开了一种高焊接性能的低温耐候钢板及其生产方法，其钢板化学成分（质量百分数）为C：0.02~0.06%、Si：≤0.15%、Mn：0.40~0.80%、P：0.001~0.01%、S：≤0.004%、Cu：0.20~0.60%、Ni：1.2~5.0%、Ti：0.01~0.02%、Al：<0.01%、Mo：0.10~0.50%、Zr：0.003~0.008%、W：0.02~0.2%、Sn：0.001~0.004%，余量为铁和不可避免的杂质；该钢板通过冶炼和TMCP生产工艺制备，抗拉强度≥550MPa，-60℃冲击韧性≥240J；当焊接热输入为150kJ/cm时，该钢板焊接热影响区-40℃冲击韧性≥100J。此发明的钢板具有优良的焊接性和低温韧性，但是需要添加大量贵重元素Ni（1.2%~5.0%），导致生产成本极大提高，且该钢板需要调控Zr、W、Sn等不常用合金元素，合金体系复杂，冶炼工艺繁琐，大大限制了其广泛应用。

专利CN 103695801 B公开了一种高韧性、高耐候钢及其制造方法，其成分重量百分比为：C：0.035～0.075%、Si：≤0.30%、Mn：0.40～0.80%、P：0.07～0.11%、S：≤0.004%、Cu：0.20～0.50%、Ni：0.10～0.40%、Cr：0.40～0.70%、Ti：0.008～0.016%、Nb：0.010～0.030%、N：≤0.0050%、Ca：0.001%～0.004%、其余为Fe和不可避免夹杂。该发明钢屈服强度≥355MPa、抗拉强度≥490MPa、-40℃夏比V型冲击功≥47J。此发明的钢板虽然具备不错的耐大气腐蚀性能，但其强度较低，且Ti、Nb、C、N含量无法保证必要的耐大热输入焊接性能。

虽然目前在耐候钢、大热输入焊接用钢方向有过较多研究，但是兼具耐大气腐蚀性能与耐大热输入焊接性能的钢板研究较少，且性能不能满足社会发展需求。为保证钢板的耐大气腐蚀性能，常常需要加入Si、Cr、Ni、Cu、Mo等合金化元素，但以上元素会促进贝氏体转变或生长，形成较多硬质相M/A组元，同时抑制韧性相针状/块状铁素体的形核，增大有效晶粒尺寸，导致冲击韧性恶化；为保证钢板的耐大热输入焊接性能，一般需要减少钢中合金化元素含量，降低或消除焊接热影响区中魏氏组织、侧板条铁素体、粗大粒状贝氏体、硬脆相M/A组元的含量或尺寸，同时抑制奥氏体晶粒粗化，以改善钢板的低温冲击韧性。因此，耐大气腐蚀性能与耐大热输入焊接性能二者往往难以兼顾，合金元素成分比例矛盾突出，研发难度巨大。

发明内容

本发明要解决的问题是提供一种可承受焊接热输入125kJ/cm且屈服强度不小于420MPa的E级耐候钢板，通过优化合金元素配比，配合TMCP工艺，在满足钢板耐大气腐蚀性能（I≥6.5）的基础上，在钢板焊接热影响区中构建具备纳米级析出粒子钉扎奥氏体晶界与微米级析出粒子促进针状/块状铁素体异质形核形成网篮状韧性结构的双峰韧性改善体系，从而实现耐候钢板可承受焊接热输入125kJ/cm且屈服强度不小于420MPa。

为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案是：一种可承受焊接热输入125kJ/cm且屈服强度不小于420MPa的E级耐候钢板，所述E级耐候钢板的化学成分以质量百分比为：C 0.035~0.055，Si 0.20~0.40，Mn 1.35~1.45，Cu 0.30~0.50，Cr0.40~0.55，Ni 0.30~0.45，Mo 0.13~0.16，Nb 0.032~0.058，V 0.020~0.035，Ti 0.013~0.017，B 0.0008~0.0012，Alt 0.015~0.034，N0.0040~0.0080，Ca 0.004~0.006，O 0.0015~0.0025，Mg 0.008~0.013，P ≤0.015，S ≤0.005，其余为铁和不可避免的杂质；Ti、Nb、V、B、C、N的含量符合：0.28≤H* ≤0.45，其中，H*=9.75Ti+3.27Nb+2.44V+0.03B+0.15C+0.10N；所述E级耐候钢板的耐大气腐蚀指数I≥6.5，其中，I=26.01Cu+3.88Ni+1.20Cr+1.49Si+17.28P-7.29CuNi-9.10NiP-33.39Cu²。

进一步的，采用双丝埋弧焊、多丝气体保护焊或气电立焊焊接方法使热输入达到125KJ/cm时，所述E级耐候钢板的焊接热影响区在-40℃下KV₂≥47J。

进一步的，在焊接热影响区内可以抑制奥氏体晶粒长大的尺寸为20~80nm的纳米级粒子中，(Nb,Ti,V)(C,N)复合析出粒子的数量占相同尺寸粒子总数量的72~85%，数量密度为6.51×10⁵个/mm³~7.56×10⁵个/mm³。

进一步的，在焊接热影响区内异质形核尺寸为0.5~1.5μm的微米级粒子中，(Ti,V,B)(C,N)的复合析出粒子的数量占相同尺寸粒子总数量的70~81%，数量密度为6.86×10⁴个/mm³~7.51×10⁴个/mm³。

进一步的，所述焊接热影响区为靠近焊缝处的峰值温度在1250~1400℃之间并且500℃以上温度保持时间在100~200s之间的区域。

进一步的，所述E级耐候钢板的屈服强度R_eL≥420MPa，抗拉强度R_m≥540MPa。

本发明各合金元素范围限定基于以下原因：

C：C是决定钢材强度的主要元素。当C较低时，难以得到所需要的强度；当C较高时，焊接热影响区中出现淬硬组织M-A组元、退化珠光体明显增多，使韧性恶化，且容易产生焊接裂纹。本发明C控制在0.035~0.055%。

Si：Si促进锈层中生成α-FeOOH和纳米级硅氧化物的混合物,不仅能够细化锈层，还可以阻止Cl离子穿透锈层到达钢基体，从而提高其耐蚀性能。并且，Si因固溶强化作用可以提高钢板强度。但Si的加入会导致粒状贝氏体含量显著增加，晶粒尺寸明显增大，韧性大大降低。本发明Si控制在0.20~0.40%。

Mn：Mn是固溶强化元素，通过扩大奥氏体相区、降低相变点可以细化铁素体晶粒，从而提高强度和韧性；从而替代部分C，适量降C可以降低钢板碳当量CEV，改善焊接性能。但是，Mn含量提高，易引起钢板中心偏析，提高焊接裂纹敏感性。本发明Mn控制在1.35~1.45%。

P：P是钢中不可避免的杂质元素，增加钢材的脆性，但对于耐候性能存在一定有意作用。本发明P控制在0.015%及以下。

S：S是钢中不可避免的杂质元素，应尽可能降低。本发明S控制在0.005%及以下。

Cu：Cu是重要的耐候元素，其可以抑制锈层中α-FeOOH颗粒的生长来细化其粒径，从而提高锈层的致密性。适量的Cu也可以促进针状/块状铁素体形核，但是过高的Cu含量，会在轧制过程中产生热裂纹，对焊接性能造成不利影响。本发明Cu控制在0.30~0.50%。

Cr：Cr有利于钢表面形成致密的保护性锈层，并在锈层中富集提高锈层对腐蚀性介质的选择透过性，进而提高钢的耐候性。同时，可以起到一定的固溶强化作用，提高钢板强度。少量Cr可以降低相变温度，增加过冷度，对晶粒细化有一定有益效果；但过高的Cr会显著促进贝氏体生长，粗大的粒状贝氏体引起韧性恶化。本发明Cr控制在0.40~0.55%。

Ni：Ni能显著提高钢的耐大气腐蚀性能，使γ-FeOOH更易转变成稳定的α-FeOOH，降低钢板的腐蚀速率。同时，Ni元素可以显著改善基体和焊接热影响区韧性，提高钢板耐大热输入焊接性能。但Ni价格昂贵，加入过多会导致成本急剧上涨。本发明Ni控制在0.30~0.45%。

Mo：在腐蚀过程中，加Mo可以促进钼酸盐的生成，同时Mo以FeMo₃O₄和MoO₃等形式在锈层中富集，提高锈层致密性进而提高耐大气腐蚀性能。少量Mo可以促进纳米级析出相NbC、TiC的析出，钉扎奥氏体晶界以细化相变组织，改善韧性；但过多Mo会形成粗大的粒状贝氏体，恶化低温冲击韧性。本发明Mo控制在0.13~0.16%。

Nb：Nb可以固溶进入基体中，凭借溶质拖曳作用提高强度、细化组织、改善韧性；并且，Nb能够以纳米级NbC、NbN析出物或与Ti、V形成的纳米级复合析出物形式从基体中脱溶，钉扎原始奥氏体晶粒边界，抑制组织粗化，从而改善大热输入焊接性能。本发明Nb控制在0.032~0.058%。

V：适量V与钢中C、N元素结合，从基体中析出形成弥散分布的微米级V（C,N）粒子，其作为异质形核质点可以有效促进焊接热影响区中针状/块状铁素体的晶内形核，细化组织，极大改善钢板耐大热输入焊接性能。但是，过量V会导致生产成本增加，形成过大富V析出粒子作为裂纹源反而恶化冲击韧性。本发明V控制在0.020~0.035%。

Ti：Ti是大热输入焊接用钢中主要元素。Ti可以与N结合成高温热稳定性较强的TiN析出粒子，纳米级TiN粒子钉扎原奥晶界，阻碍晶粒长大，可有效改善钢板焊接性能；当Ti含量偏高时，将形成尺寸过大的微米级TiN液析粒子，在冲击载荷作用下TiN液析粒子作为微裂纹源促进微裂纹的形核与扩展，反而恶化了钢板与焊接热影响区的冲击韧性。本发明Ti控制在0.013~0.017%。

B：B能够极大提高钢板的淬透性，高温下固溶B偏聚在原奥氏体晶界可以阻碍晶粒长大，同时BN粒子可作为异质形核核心促进晶内针状/块状铁素体形核，形成精密互锁的网篮状结构阻碍微裂纹的扩展，极大改善钢板耐大热输入焊接性能。但是，过量B会导致“硼相”的生成，导致低温冲击韧性恶化。本发明B控制在0.0008~0.0012%。

Al：Al作为主要脱氧剂，主要在炼钢过程中起到脱氧作用，因此控制Al含量0.015~0.034%。

N：适量增N可促进TiN和V（C,N）粒子的析出，纳米级TiN粒子可钉扎原奥晶界，抑制原奥晶粒长大，细化晶粒，提高焊接热影响区域韧性；同时，V（C,N）在TiN上复合形成的亚微米级(V,Ti)(C,N)粒子,可作为异质形核核心，促进针状/块状铁素体的晶内形核，细化组织，显著提高低温韧性。但是，过多N会引起应变时效脆化问题。本发明N控制在0.0040~0.0080%。

Ca：Ca是钢中主要脱氧、脱硫元素，但过多Ca易形成大尺寸夹杂物，对冲击韧性有不利影响。本发明Ca控制在0.004~0.006%。

O：O是炼钢过程中不可避免的杂质元素。本发明O控制在0.0015~0.0025%。

Mg：适当Mg与O结合通过氧化物冶金方式，可以改善钢板耐大热输入焊接性能。本发明Mg控制在0.008~0.013%。

本发明的耐候钢通过微合金化元素（Ti、Nb、V、B）控制钢中的第二相粒子形态，具体体现为调控关系式0.28≤H*≤0.45，其中H*=9.75Ti+3.27Nb+2.44V+0.03B+0.15C+0.10N，以确保钢中主要存在两类不同的粒子，形成双峰尺度分布状态，即可以抑制奥氏体晶粒长大的尺寸为20~80nm的纳米级粒子与异质形核尺寸为0.5~1.5μm的亚微米级粒子。当钢板的化学成分满足关系式0.28≤H*≤0.45，焊接热影响区内可以抑制奥氏体晶粒长大的尺寸为20~80nm的纳米级粒子中，(Nb,Ti,V)(C,N)复合析出粒子的数量占相同尺寸粒子总数量的72~85%，量密度为6.51×10⁵个/mm³~7.56×10⁵个/mm³；可以异质形核的尺寸为0.5~1.5μm的微米级粒子中，(Ti,V,B)(C,N)的复合析出粒子的数量占相同尺寸粒子总数量的70~81%，数量密度为6.86×10⁴个/mm³~7.51×10⁴个/mm³。此时，可以在大热输入焊接的过程中有效抑制奥氏体晶粒长大，同时在晶粒内部产生大量的异质形核的针状/块状铁素体，细化组织，提高韧性。若H*过低，不能形成足够尺寸的具备异质形核能力的析出粒子，引起针状/块状铁素体组织减少，从而恶化低温韧性；若H*过高，尺寸超过纳米级、低于亚微米级的粒子大量形成，这种析出粒子无法有效钉扎原始奥氏体晶界，造成奥氏体晶粒严重长大，从而引发粗晶脆化问题，导致冲击韧性变差。

耐候钢以化学成分质量百分比计算所得耐大气腐蚀指数I≥6.5，其中，I=26.01Cu+3.88Ni+1.20Cr+1.49Si+17.28P-7.29CuNi-9.10NiP-33.39Cu²。本发明钢通过调控关系式I≥6.5，以确保本发明钢在气候温和的典型工业大气条件下的百年寿命周期腐蚀减薄量不超过1mm。过低I值会引起耐候性不足，过高I值反而损害焊接性能且增加生产成本。

本发明的有益效果是：

（1）通过优化合金元素比例，确保钢板耐候指数I≥6.5；

（2）通过控制微合金化元素比例，确保尺寸为20~80nm的粒子在焊接热循环的过程中虽有溶解，但总体数量仍然足以抑制奥氏体晶粒长大，有效控制热影响区奥氏体晶粒尺寸；

（3）通过控制微合金化元素比例，确保尺寸为0.5~1.5μm的粒子大量存在，以促进晶内针状/块状铁素体形核，优化焊接热影响区组织形态及分布；

（4）通过控制微合金化元素比例，使上述两种第二相粒子形成双峰尺度分布状态，充分发挥两类粒子在固相反应中的特点调控钢的大热输入焊接性能，避免了繁杂的液相反应控制，可以稳定的进行大批量生产；

（5）屈服强度R_eL≥420MPa，抗拉强度R_m≥540MPa，采用双丝埋弧焊、多丝气体保护焊、气电立焊等焊接方法使热输入达到125KJ/cm时，焊接热影响区仍可满足-40℃ KV₂≥47J。

下面结合附图对本发明进行详细说明。

附图说明

图1为焊接热输入125kJ/cm条件下实施例1钢焊接热影响区显微组织图；

图2为热输入125kJ/cm条件下对比例1钢热影响区显微组织图；

图3为热输入125kJ/cm条件下实施例1与对比例1钢热影响区的晶界取向差分布；

图4为热输入125kJ/cm条件下实施例1钢热影响区析出相粒子分布及EDS表征情况；

图5为热输入125kJ/cm条件下对比例1钢热影响区析出相粒子分布及EDS表征情况；

图6为热输入125kJ/cm条件下实施例1钢热影响区中针状铁素体异质形核情况；

图7为实施例1与对比例1钢板工业大气环境周期加速腐蚀实验腐蚀失重随时间变化关系曲线；

图8为实施例1与对比例1钢板工业大气环境周期加速腐蚀实验腐蚀失重率随时间变化关系曲线。

具体实施方式

本发明提供了一种可承受焊接热输入125kJ/cm且屈服强度不小于420MPa的E级耐候钢板，其化学成分以质量百分比为：C 0.035~0.055，Si 0.20~0.40，Mn 1.35~1.45，Cu0.30~0.50，Cr0.40~0.55，Ni 0.30~0.45，Mo 0.13~0.16，Nb 0.032~0.058，V 0.020~0.035，Ti 0.013~0.017，B 0.0008~0.0012，Alt 0.015~0.034，N0.0040~0.0080，Ca 0.004~0.006，O 0.0015~0.0025，Mg 0.008~0.013，P ≤0.015，S ≤0.005，其余为铁和不可避免的杂质。

上述化学成分中Ti、Nb、V、B、C、N的含量符合：0.28≤ H* ≤0.45，其中，H*=9.75Ti+3.27Nb+2.44V+0.03B+0.15C+0.10N。

E级耐候钢板的耐大气腐蚀指数I≥6.5，其中，I=26.01Cu+3.88Ni+1.20Cr+1.49Si+17.28P-7.29CuNi-9.10NiP-33.39Cu²。

下面结合具体实施例对本发明的方案进行详细阐述。

本发明的实施例与对比例的成分如表1所示。按照上述实施例和对比例的化学成分配比，在75kg真空感应炉中炼制，按照GB/T 4336《碳素钢和中低合金钢火花源原子发射光谱分析方法（常规法）》进行化学成分检测。

表1实施例与对比例的化学成分（wt/%）

。

实施例与对比例钢板均采用相同TMCP工艺轧制，在加热炉中保温2小时，控制加热温度为1250~1300℃；再结晶区的轧制温度为1050~1200℃，非再结晶区的轧制温度为730~810℃；在冷却工序中，轧制完成后直接进入快速冷却水装置，按速率15~25℃/s冷却至450~590℃，而后出水空冷至室温。对完成轧制工艺流程的钢板力学性能进行检测，结果见表2。可知实施例与对比例钢板屈服强度均大于420MPa，抗拉强度均大于510MPa，延伸率≥20%，弯曲性能全部合格，-40℃纵向冲击吸收能量KV₂均大于250J。

表2 钢板性能检测结果

。

焊接热输入为125kJ/cm条件下焊接试板：沿轧后钢板纵向切取尺寸为10.5*10.5*80mm样品，在Gleeble热模拟试验机多丝埋弧焊大热输入125kJ/cm的焊接热循环过程，将样品加工成10*10*55mm标准冲击试样；同时，设置焊接热输入为125kJ/cm，采用自研焊丝、焊剂焊接对接试板，经48小时无损检测合格后，以对接焊缝熔合线+1mm位置为热影响区检测位置，从对接试板取样，加工成10*10*55mm标准冲击试样。借助摆锤式冲击试验机检测模拟样品与实焊样品-40℃条件下冲击吸收能量KV₂，试验结果见表3。

表3 焊接热影响区（模拟、实焊）性能检测结果

。

由表3可知，本发明各实施例钢在热输入125kJ/cm条件下模拟焊接热影响区、实际焊接热影响区的冲击吸收能量-40℃ KV₂均远远大于47J，低温韧性优良；而对比例1-2钢的焊接热影响区、实际焊接热影响区冲击吸收能量-40℃ KV₂低于47J，低温韧性较差。

在焊接热输入125kJ/cm条件下，实施例1钢和对比例1钢焊接热影响区的显微组织分别如附图1、2所示。实施例1钢热影响区主要为针状铁素体（AF）、块状铁素体（PF）、粒状贝氏体铁素体（GBF）、M/A组元及退化珠光体（DP）构成的多相复合组织（附图1），其中针状铁素体（AF）组织比例约为37%，块状铁素体（PF）约为18%，且组织整体较为细小，与低温冲击韧性结果形成良好对应；对比例1钢热影响区的微观组织为粗大的M/A组元、退化珠光体（DP）、粒状贝氏体铁素体（GBF）、块状铁素体（PF）及针状铁素体（AF），其中针状铁素体（AF）组织含量极低，且组织中富含粗大的硬质相M/A组元、退化珠光体（DP），它们在冲击载荷作用下作为裂纹源有助于微裂纹的萌生，微裂纹在粗大的贝氏体铁素体GBF）基体中扩展，从而引发脆性断裂，导致低温冲击韧性恶化。

利用扫描电镜搭载的电子背散射衍射装置（EBSD）测量实施例1钢和对比例1钢热影响区晶界取向差角分布，见附图3，可知在焊接热输入125kJ/cm条件下，实施例1钢热影响区的大角度晶界所占比例明显高于对比例1钢热影响区的大角度晶界所占比例，这与实施例1钢热影响区中大量的针状铁素体（AF）与块状铁素体（PF）有关，它们与其他晶粒的晶界为大角度晶界，在微裂纹的扩展过程中，可以大量消耗裂纹扩展功，使得微裂纹在大角度晶界处拐折或者停止扩展，从而改善冲击韧性。

利用透射电镜观察实施例1钢和对比例1钢热影响区中的析出相粒子，如附图4、5所示。在焊接热输入125kJ/cm条件下，实施例1钢热影响区的析出相为纳米级细小弥散分布的(Ti,V)(C,N)、(Ti,Nb)(C,N)复合析出粒子，能够有效钉扎原始奥氏体晶界，阻碍奥氏体晶粒长大，细化组织；而对比例1钢热影响区的析出相为粗大的(Ti,Nb)(C,N)复合析出粒子，且数量较少，过大的尺寸使不具备阻碍晶粒长大的效果，粗大的组织恶化了冲击韧性。

利用扫描电镜观察实施例1钢热影响区中针状铁素体异质形核情况，如附图6所示。可以发现，在焊接热输入125kJ/cm条件下，实施例1钢热影响区中亚微米级(Ti,V,B)(C,N)复合析出粒子可以作为针状铁素体（AF）的形核质点，促进针状铁素体形核，在组织中形成更多的针状铁素体组织，数个针状铁素体相互交错形成网篮状的精密互锁结果，加大改善了钢板热影响区的低温韧性。

由表1可知，本发明实施例1~8钢与对比例1~2钢耐大气腐蚀指数I均大于6.5。从实施例1、对比例1钢板上切取50*50*4mm腐蚀样品，进行6个周期（共240小时）的工业大气环境周期浸润加速腐蚀试验，针对每个周期取样进行称重，测得失重量，绘制腐蚀失重-时间关系曲线见附图7，腐蚀失重率-时间关系见附图8。可知实施例1钢的腐蚀失重量与腐蚀失重速率均高于对比例1钢，表明实施例1钢具备更优良的耐大气腐蚀性能。

综上所述，本发明的可承受焊接热输入125kJ/cm的屈服强度不小于420MPa的E级耐候钢板，在典型热输入125kJ/cm焊接时，钢板焊接热影响区低温冲击韧性优异，其-40℃冲击吸收能量KV2均远远大于47J；并且，本发明钢板具备良好的耐大气腐蚀性能，实现了耐大气腐蚀性能与耐大热输入焊接性能的优良匹配。

最后应当说明的是：以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非对其限制；尽管参照较佳实施例对本发明进行了详细的说明，所属领域的普通技术人员应当理解：依然可以对本发明的具体实施方式进行修改或者对部分技术特征进行等同替换；而不脱离本发明技术方案的精神，其均应涵盖在本发明请求保护的技术方案范围当中。

Claims

1.一种可承受焊接热输入125kJ/cm且屈服强度不小于420MPa的E级耐候钢板，其特征在于，所述E级耐候钢板的化学成分以质量百分比为：C 0.035~0.055，Si 0.20~0.40，Mn1.35~1.45，Cu 0.30~0.50，Cr 0.40~0.55，Ni 0.30~0.45，Mo 0.13~0.16，Nb 0.032~0.058，V 0.020~0.035，Ti 0.013~0.017，B 0.0008~0.0012，Alt 0.015~0.034，N 0.0040~0.0080，Ca 0.004~0.006，O 0.0015~0.0025，Mg 0.008~0.013，P ≤0.015，S ≤0.005，其余为铁和不可避免的杂质；

Ti、Nb、V、B、C、N的含量符合：0.28 ≤ H* ≤ 0.45，其中，H*=9.75Ti+3.27Nb+2.44V+0.03B+0.15C+0.10N；

所述E级耐候钢板的耐大气腐蚀指数I≥6.5，其中，I=26.01Cu+3.88Ni+1.20Cr+1.49Si+17.28P-7.29CuNi-9.10NiP-33.39Cu²。

2.根据权利要求1所述的E级耐候钢板，其特征在于，采用双丝埋弧焊、多丝气体保护焊或气电立焊焊接方法使热输入达到125KJ/cm时，所述E级耐候钢板的焊接热影响区在-40℃下KV₂≥47J。

3.根据权利要求2所述的E级耐候钢板，其特征在于，在焊接热影响区内可以抑制奥氏体晶粒长大的尺寸为20~80nm的纳米级粒子中，(Nb,Ti,V)(C,N)复合析出粒子的数量占相同尺寸粒子总数量的72~85%，数量密度为6.51×10⁵个/mm³~7.56×10⁵个/mm³。

4.根据权利要求2所述的E级耐候钢板，其特征在于，在焊接热影响区内异质形核尺寸为0.5~1.5μm的微米级粒子中，(Ti,V,B)(C,N)的复合析出粒子的数量占相同尺寸粒子总数量的70~81%，数量密度为6.86×10⁴个/mm³~7.51×10⁴个/mm³。

5.根据权利要求2所述的E级耐候钢板，其特征在于，所述焊接热影响区为靠近焊缝处的峰值温度在1250~1400℃之间并且500℃以上温度保持时间在100~200s之间的区域。

6.根据权利要求1-5任一项所述的E级耐候钢板，其特征在于，所述E级耐候钢板的屈服强度R_eL≥420MPa，抗拉强度R_m≥540MPa。