CN117363990A - 一种可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板及其制备方法 - Google Patents

一种可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板及其制备方法，属于大热输入焊接用钢板技术领域。本发明通过控制合金元素的配比，并控制钢板的化学成分满足相应关系式，能够在钢中优化析出粒子比例，并充分发挥钢中各种粒子的特点，利用析出粒子对晶界的控制能力以及形核能力提高了钢板的耐大热输入焊接性能。实验结果表明，本发明提供的E级钢板在采用双丝埋弧焊，气电立焊等高效焊接方法进行焊接时，在经受100kJ/cm热输入条件下，近缝焊接热影响区‑40℃冲击值≥60J。

Description

一种可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板及其制备方法
技术领域
本发明涉及大热输入焊接用钢板技术领域，尤其涉及一种可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板及其制备方法。
背景技术
随着经济社会的发展，高层建筑、能源储运、船舶和海洋工程等各领域的结构构造不断向高强度化和大型化发展，所需钢板的强度和厚度大幅度增加，在此背景下，大型钢制结构的建造逐渐釆用能够实施大线能量焊接的焊接工艺技术，使制造效率大幅度提高。而传统钢材在大线能量焊接条件下将出现焊接接头的性能严重恶化，成为制约生产效率及工程质量可靠性的关键问题。
目前国内外均在大力开发大线能量焊接用钢，而随之带来的问题就是焊接热影响区的强度、韧性随焊接线能量的提高而大幅度下降，因此防止焊接过程热影响区性能的恶化是开发大线能量焊接用钢的关键。控制大热输入焊接粗晶热影响区的低温韧性的主要手段是控制焊接过程中奥氏体晶粒的长大以及粗晶热影响区的组织。
TiN是最早在大热输入焊接过程中显示出重要作用的粒子。TiN具有较高的熔点，一定尺寸数量的TiN粒子可以钉扎奥氏体晶界，细化晶粒，提高低温韧性。但是TiN在超过1400℃的高温阶段会迅速溶解，丧失对奥氏体晶粒尺寸的控制能力，为解决上述问题，科学家们研制了利用细小夹杂物控制奥氏体晶粒尺寸长大的氧化物冶金技术。
在钢中添加Mg、Ca、Zr等合金元素并且在炼钢过程中严格控制氧的含量，可以在钢中形成大量细小弥散的复合夹杂物，该类粒子不仅能够抑制大热输入焊接过程中奥氏体晶粒的长大，同时还能促进晶内针状铁素体的形核，改善HAZ晶内组织。但是，氧化物冶金技术在实际应用的过程中，存在控氧困难，夹杂物细化程度不够等问题，粗大的夹杂物反而对低温韧性造成不利影响，并且，钢厂在利用氧化物冶金技术进行实际生产过程中还存在着不能稳定供货且生产成本较高等问题。
还有专家提出，利用钒氮合金在钢中增加氮含量，促进钢中形成VN、BN等可以促进针状铁素体形核的粒子，改善晶内组织提高HAZ低温韧性。此技术思路成本低，生产稳定，但是上述技术思路在实际应用的过程中，虽能有效形核，但是并不能有效控制晶粒尺寸，所以导致在一些较大热输入的情况下，此种方法并不适用，同时，钢中的氮含量增加时，还会带来一定的时效问题。
综上所述，现有技术在应对大热输入焊接问题的过程中暴露出来了纳米级别粒子对晶界的控制能力不足以及微米级别的形核能力不足的问题，从而影响钢板的耐大热输入焊接性能。因此，如何同时发挥纳米级别粒子对晶界的控制能力以及微米级别粒子的形核能力，从而确保钢板的耐大热输入焊接性能成为本领域亟待解决的难题。
发明内容
本发明的目的在于提供一种可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板及其制备方法。本发明提供的E级钢板具备优异的耐大热输入焊接性能，可承受焊接热输入100kJ/cm。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供了一种可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板，化学成分按质量百分比计为：C 0.04％～0.12％、Si 0.10％～0.35％、Mn 1.45％～1.58％、P≤0.015％、S≤0.005％、Ni≤0.09％、Cu≤0.07％、Mo≤0.05％、Nb 0.01％～0.09％、V 0.01％～0.09％、Ti 0.005％～0.030％、B 0.0005％～0.0035％、Al 0.005％～0.025％、Ce≤0.002％、N0.0005％～0.0040％、O 0.0005％～0.0030％和余量的Fe；
所述Ti、Nb、V、B、C和N的含量满足以下条件：0.2％≤7.86Ti+4.21Nb+0.9V+0.03B+0.2C+0.08N≤0.5％。
优选地，化学成分按质量百分比计为：C 0.05％～0.1％、Si 0.13％～0.26％、Mn1.46％～1.57％、P≤0.015％、S≤0.005％、Ni 0.01％～0.08％、Cu 0.01％～0.06％、Mo0.01％～0.04％、Nb 0.029％～0.071％、V 0.016％～0.071％、Ti 0.006％～0.018％、B0.0009％～0.0025％、Al 0.015％～0.023％、Ce 0.0002％～0.0016％、N 0.0015％～0.0037％、O 0.0015％～0.0025％和余量的Fe。
优选地，化学成分按质量百分比计为：C 0.06％～0.09％、Si 0.15％～0.23％、Mn1.48％～1.56％、P≤0.015％、S≤0.005％、Ni 0.05％～0.06％、Cu 0.02％～0.05％、Mo0.02％～0.03％、Nb 0.035％～0.068％、V 0.022％～0.06％、Ti 0.009％～0.016％、B0.0011％～0.0022％、Al 0.016％～0.022％、Ce 0.0009％～0.0015％、N 0.0018％～0.0035％、O 0.0017％～0.0024％和余量的Fe。
优选地，所述Ti、Nb、V、B、C和N的含量满足以下条件：0.25％≤7.86Ti+4.21Nb+0.9V+0.03B+0.2C+0.08N≤0.49％。
优选地，所述Ti、Nb、V、B、C和N的含量满足以下条件：0.28％≤7.86Ti+4.21Nb+0.9V+0.03B+0.2C+0.08N≤0.39％。
本发明还提供了上述技术方案所述可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板的制备方法，包括以下步骤：
(1)将合金原料进行熔炼和铸造，得到钢坯；
(2)将所述步骤(1)得到的钢坯进行保温、粗轧、精轧和层流水冷却，得到可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板。
优选地，所述步骤(2)中保温的温度为1050～1300℃，所述保温的时间≥2h。
优选地，所述步骤(2)中粗轧的温度为1000～1050℃。
优选地，所述步骤(2)中粗轧的总变形量为60～70％。
优选地，所述步骤(2)中精轧的温度为750～950℃。
本发明提供了一种可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板，化学成分按质量百分比计为：C 0.04％～0.12％、Si 0.10％～0.35％、Mn 1.45％～1.58％、P≤0.015％、S≤0.005％、Ni≤0.09％、Cu≤0.07％、Mo≤0.05％、Nb 0.01％～0.09％、V 0.01％～0.09％、Ti 0.005％～0.030％、B 0.0005％～0.0035％、Al 0.005％～0.025％、Ce≤0.002％、N0.0005％～0.0040％、O 0.0005％～0.0030％和余量的Fe；所述Ti、Nb、V、B、C和N的含量满足以下条件：0.2％≤7.86Ti+4.21Nb+0.9V+0.03B+0.2C+0.08N≤0.5％。本发明通过控制合金元素的配比，并控制钢板的化学成分满足上述关系式，能够在钢中优化析出粒子比例，并充分发挥钢中各种粒子的特点，利用析出粒子对晶界的控制能力以及形核能力提高了钢板的耐大热输入焊接性能。实验结果表明，本发明提供的E级钢板在采用双丝埋弧焊，气电立焊等高效焊接方法进行焊接时，在经受100kJ/cm热输入条件下，近缝焊接热影响区-40℃冲击值≥60J。
附图说明
图1为实施例1～8以及对比例1～5的钢板进行100kJ/cm的双丝埋弧焊焊接试验的实际焊接情况；
图2为焊接热输入100kJ/cm条件下实施例1制备的E级钢板焊接热影响区的显微组织图；
图3为焊接热输入100kJ/cm条件下实施例2制备的E级钢板焊接热影响区的显微组织图；
图4为焊接热输入100kJ/cm条件下实施例3制备的E级钢板焊接热影响区的显微组织图；
图5为焊接热输入100kJ/cm条件下实施例4制备的E级钢板焊接热影响区的显微组织图；
图6为焊接热输入100kJ/cm条件下实施例5制备的E级钢板焊接热影响区的显微组织图；
图7为焊接热输入100kJ/cm条件下实施例7制备的E级钢板焊接热影响区的显微组织图；
图8为焊接热输入100kJ/cm条件下对比例1制备的钢板焊接热影响区的显微组织图。
具体实施方式
本发明提供了一种可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板，化学成分按质量百分比计为：C 0.04％～0.12％、Si 0.10％～0.35％、Mn 1.45％～1.58％、P≤0.015％、S≤0.005％、Ni≤0.09％、Cu≤0.07％、Mo≤0.05％、Nb 0.01％～0.09％、V 0.01％～0.09％、Ti 0.005％～0.030％、B 0.0005％～0.0035％、Al 0.005％～0.025％、Ce≤0.002％、N0.0005％～0.0040％、O 0.0005％～0.0030％和余量的Fe；
所述Ti、Nb、V、B、C和N的含量满足以下条件：0.2％≤7.86Ti+4.21Nb+0.9V+0.03B+0.2C+0.08N≤0.5％。
按质量百分比计，本发明提供的可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板包括C0.04％～0.12％，优选为0.05％～0.1％，进一步优选为0.06％～0.09％，更优选为0.07％～0.08％。本发明中C是决定钢材强度的主要元素，对热影响区M-A组元具有很大影响，当C低于0.04％时，难以得到所需要的强度，当C高于0.12％时，焊接热影响区中出现淬硬组织，M-A组元明显增多，使韧性恶化，而且高C含量时容易产生焊接裂纹，故将C含量控制在0.04％～0.12％范围内。
按质量百分比计，本发明提供的可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板包括Si0.10％～0.35％，优选为0.13％～0.26％，进一步优选为0.15％～0.23％，更优选为0.17％～0.18％。本发明中Si是脱氧元素，同时也是一种强化元素，Si含量低于0.10％时，脱氧效果差，钢板表面易起麻点和红锈；但当Si含量大于0.35％时，会促进组织粗化，M-A组元增加，而且焊接冷、热裂纹敏感性均增加，故将Si含量控制在0.10％～0.35％范围内。
按质量百分比计，本发明提供的可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板包括Mn1.45％～1.58％，优选为1.46％～1.57％，进一步优选为1.48％～1.56％，更优选为1.49％～1.54％。本发明中Mn的原子半径与Fe相近，容易形成置换固溶体，是保证钢板强度的元素，当Mn含量低于1.20％时，强度降低，而且硫化物的有害作用增强，当Mn含量高于1.42％时，M-A组元含量提高，热影响区韧性变差，故将Mn含量控制在1.45％～1.58％范围内。
按质量百分比计，本发明提供的可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板包括P≤0.015％。本发明中P是杂质元素，增加钢材的脆性，应尽可能降低，但冶金脱P成本很高，故将P含量限制在0.015％以下。
按质量百分比计，本发明提供的可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板包括S≤0.005％。本发明中硫含量较高时以FeS-Fe共晶体的形式存在于钢的晶粒周围，会降低钢的力学性能，其含量与P类似，也是越低越好，故将S含量限制在0.005％以下。
按质量百分比计，本发明提供的可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板包括Ni≤0.09％，优选为0.01％～0.08％，更优选为0.05％～0.06％。本发明中Ni元素可以显著改善基体和焊接热影响区韧性，但Ni价格昂贵，加入过多会导致成本急剧上涨，故将Ni含量控制在≤0.09％范围内。
按质量百分比计，本发明提供的可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板包括Cu≤0.07％，优选为0.01％～0.06％，进一步优选为0.02％～0.05％，更优选为0.03％～0.04％。本发明中适量的Cu会促进针状/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，故将Cu含量控制在≤0.07％范围内。
按质量百分比计，本发明提供的可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板包括Mo≤0.05％，优选为0.01％～0.04％，更优选为0.02％～0.03％。本发明中适量的Mo可以显著提高钢板强度和回火稳定性，还可以细化焊接热影响区晶粒，改善焊接接头的韧性，但是Mo添加量过多，会严重降低焊接接头韧性和增加生产成本，故将Mo含量控制在≤0.05％范围内。
按质量百分比计，本发明提供的可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板包括V0.01％～0.09％，优选为0.016％～0.071％，进一步优选为0.022％～0.06％，更优选为0.033％～0.045％。本发明中V具有强烈的沉淀强化效果，对提高强度的贡献大；当V含量低于0.01％，沉淀强化不能突出发挥；当V含量高于0.09％，钢板的淬硬性增强，钢板和热影响区的韧性均下降，故将V的含量控制在0.01％～0.09％范围内。
按质量百分比计，本发明提供的可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板包括Ti0.005％～0.030％，优选为0.006％～0.018％，进一步优选为0.009％～0.016％，更优选为0.011％～0.013％。本发明中Ti是大热输入用钢中的主要元素，Ti与N结合成TiN，阻止奥氏体晶粒长大，可以有效地提高热影响区的韧性；Ti的添加，还可以减少N的固溶含量，改善钢的时效性能；当Ti量低于0.005％时，形成的有益氮化物数量少，抑制晶粒长大的作用弱；当Ti含量超过0.030％时，钢中固溶Ti量过多，剩余Ti以固溶的形式存在于晶内，增加M-A组元，降低了热影响区的性能，故将Ti含量控制在0.005％～0.030％范围内。
按质量百分比计，本发明提供的可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板包括B0.0005％～0.0035％，优选为0.0009％～0.0025％，进一步优选为0.0011％～0.0022％，更优选为0.0015％～0.0018％。本发明中B是特征元素，使得在母材和大线能量焊接HAZ这两者中，固溶B和BN同时存在，同时体现偏聚与形核作用，在奥氏体中析出的BN作为相变核发挥作用，通过HAZ的组织微细化，硬度降低，MA降低来提高韧性，因此，必须含有0.0005％以上的B；另一方面，如果B含量超过0.0035％，则会产生粗大的B析出物，HAZ韧性劣化，因此以0.0035％为上限；为了提高HAZ韧性，将B的含量控制在0.0005％～0.0035％范围内。
按质量百分比计，本发明提供的可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板包括Al0.005％～0.025％，优选为0.015％～0.023％，进一步优选为0.016％～0.022％，更优选为0.018％～0.019％。本发明中Al作为主要脱氧剂，主要在炼钢过程中起到脱氧作用，因此将Al含量控制在0.005％～0.025％范围内。
按质量百分比计，本发明提供的可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板包括Ce≤0.002％，优选为0.0002％～0.0016％，进一步优选为0.0009％～0.0015％，更优选为0.0011％～0.0014％。本发明中Ce元素的添加可以细化晶粒，改善钢中合金元素的分布情况，但Ce添加过量则会使成本过高，因此将Ce含量控制在≤0.002％范围内。
按质量百分比计，本发明提供的可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板包括N0.0005％～0.0040％，优选为0.0015％～0.0037％，进一步优选为0.0018％～0.0035％，更优选为0.0025％～0.0033％。本发明中N是另一重要元素；N有两种存在方式，一种是固溶，对母材性能不利，另一种是形成弥散分布的细颗粒N化物，对焊接热影响区韧性有改善作用；N含量高造成固溶N增多，母材韧性和时效性能不好，连铸坯容易产生裂纹，因此将N含量控制在0.0005％～0.0040％范围内。
按质量百分比计，本发明提供的可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板包括O0.0005％～0.0030％，优选为0.0015％～0.0025％，更优选为0.0017％～0.0024％。本发明中O是炼钢过程中不可避免的杂质元素，对钢板的性能不会造成明显不利影响，故将O含量控制在0.0005％～0.0030％范围内。
按质量百分比计，本发明提供的可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板包括余量的Fe。本发明中Fe为基体元素。
在本发明中，所述Ti、Nb、V、B、C和N的含量满足以下条件：0.2％≤7.86Ti+4.21Nb+0.9V+0.03B+0.2C+0.08N≤0.5％，优选为0.25％≤7.86Ti+4.21Nb+0.9V+0.03B+0.2C+0.08N≤0.49％，进一步优选为0.28％≤7.86Ti+4.21Nb+0.9V+0.03B+0.2C+0.08N≤0.39％，更优选为0.33％≤7.86Ti+4.21Nb+0.9V+0.03B+0.2C+0.08N≤0.35％。本发明通过调控上述关系式，要求将与析出粒子形成有关的Ti、Nb、V、C、B、N六种合金元素按“Ty＝7.86Ti+4.21Nb+0.9V+0.03B+0.2C+0.08N”来控制钢中的第二相粒子形态，使钢中主要存在两类不同的粒子，即可以抑制奥氏体晶粒长大的尺寸为20～80nm的粒子与可异质形核的尺寸为0.5～1.5μm的粒子；当钢板的化学成分满足关系式0.2％≤Ty≤0.5％时，近缝焊接热影响区内可以抑制奥氏体晶粒长大的尺寸为20～80nm的粒子中，(Nb,Ti,V)(C,N)复合析出粒子的数量占80～90％，可异质形核的尺寸为0.5～1.5μm的粒子中，(Ti,V,B)(C,N)的复合析出粒子的数量占70～80％，可以在100kJ/cm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铁素体，细化组织，提高韧性，并保持一定的强度；而Ty过高或过低都将不能实现纳米级析出物钉扎奥氏体晶界及微米级析出物促进针状铁素体异质形核作用。
本发明提供的E级钢板在经历100kJ/cm热输入焊接后，近缝焊接热影响区内可以抑制奥氏体晶粒长大的尺寸为20～80nm的粒子中，(Nb,Ti,V)(C,N)的复合析出粒子的数量密度为2.56×105个/mm3～3.23×105个/mm3，可异质形核的尺寸为0.5～1.5μm的粒子中，(Ti,V,B)(C,N)的复合析出粒子的数量密度为2.77×104个/mm3～4.52×104个/mm3；当钢中的第二相粒子达到此数量时，能够保证在大热输入焊接的过程中发生第二相粒子溶解后依然能够有足够多的粒子发挥抑制奥氏体晶粒长大以及异质形核作用。
本发明通过优化合金元素比例，使可以抑制奥氏体晶粒长大的尺寸为20～80nm的粒子在焊接热循环的过程中虽有溶解，但总体数量仍然足够抑制奥氏体晶粒长大，控制热影响区奥氏体晶粒尺寸；通过优化合金元素比例，使可以异质形核的的尺寸为0.5～1.5μm的粒子大量存在，此类粒子可以促进晶内针状铁素体形核，优化焊接热影响区组织形态及分布；通过优化合金元素比例，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。
本发明还提供了上述技术方案所述可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板的制备方法，包括以下步骤：
(1)将合金原料进行熔炼和铸造，得到钢坯；
(2)将所述步骤(1)得到的钢坯进行保温、粗轧、精轧和层流水冷却，得到可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板。
本发明将合金原料进行熔炼和铸造，得到钢坯。
本发明对所述熔炼和铸造的操作没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的操作即可。
得到钢坯后，本发明将所述钢坯进行保温、粗轧、精轧和层流水冷却，得到可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板。
在本发明中，所述保温的温度优选为1050～1300℃，更优选为1100～1250℃；所述保温的时间优选≥2h。本发明在粗轧前进行保温能够使铸坯完全奥氏体化，并溶解第二相粒子。
在本发明中，所述粗轧的温度优选为1000～1050℃，更优选为1030℃；所述粗轧的总变形量优选为60～70％，更优选为65％；所述粗轧得到的中间坯的厚度优选为60±3mm。
在本发明中，所述精轧的温度优选为750～950℃，更优选为800～900℃；所述精轧的总变形量为55～65％，更优选为60％；所述精轧得到的钢板的厚度优选为18mm。
本发明对所述层流水的来源没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的市售产品即可。本发明对所述层流水冷却的操作没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的操作即可。本发明采用层状水流对钢板进行在线控冷却，能够加速冷却。
本发明操作简单，适宜工业化生产。
下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1～8
可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板的化学成分如表1所示。
对比例1～5
钢板的化学成分如表1所示，成分检测按照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。
表1实施例1～8与对比例1～5中钢板的化学成分(wt％)
实施例1～8以及对比例1～5的钢板的制备方法为如下步骤：
(1)在75kg真空感应炉中熔炼，然后铸造，得到钢锭；
(2)将所述步骤(1)得到的钢锭装入加热炉，控制加热温度为1250℃，保温2h，然后在1030℃下进行粗轧，总变形量为65％，得到厚度为60mm的中间坯，随后在750℃下进行精轧，总变形量为60％，制成为厚度为18mm的板材；
(3)将所述步骤(2)得到的板材进行层流水冷却，得到钢板。
对实施例1～8以及对比例1～5的钢板进行性能测试，按照GB/T 13239标准在板厚1/2处，取横纵向拉伸试样，进行强度检测；按照GB/T 229标准沿着轧制方向在板厚的1/2处取冲击试样，共测试三个试样，各力学性能测试结果见表2，表中括号内为平均值。
取实施例1～8以及对比例1～5的钢板按照表3的坡口形式及焊接工艺，进行100kJ/cm的双丝埋弧焊焊接试验，实际焊接情况见图1，并对熔合线外1mm位置进行-40℃冲击性能检测，具体试验见表4。
表2实施例1～8以及对比例1～5钢板及焊接近缝热影响区的力学性能
表3 100kJ/cm热输入焊接试验参数
表4焊接熔敷简图及焊接工艺参数、试样取样方案
从表2可以看出，实施例1～8具有优良的强韧性，可满足屈服强度≥420MPa，抗拉强度≥540MPa，屈强比在0.84以下，延伸率不低于20％，母材-40℃下低温冲击功≥120J，可完全满足E级钢的力学性能要求，而在对比例1～5中，母材-40℃下低温冲击功均大于120J，但对比例1和4的拉伸强度不能满足性能要求。
对实施例1～8以及对比例1～5的钢板进行了金相组织观察，其中实施例钢板的金相组织均由细小粒状贝氏体、针状铁素体、少量的块状铁素体组成，而对比例中的金相组织为较为粗大的粒状贝氏体、块状铁素体及少量的针状铁素体。
100kJ/cm的双丝埋弧焊焊接试验结果见表2，实施例1～8熔合线外1mm热影响区的的-40℃冲击性能均能达到60J以上，而对比例1～5的热影响区冲击性能则普遍不能满足E级钢冲击性能要求，即AKV(-40℃)≥60J，结合成分配比及热影响区的微观组织(图2～8)对热影响区的低温韧性差异性做如下分析：
图2为焊接热输入100kJ/cm条件下实施例1制备的E级钢板焊接热影响区的显微组织图；图3为焊接热输入100kJ/cm条件下实施例2制备的E级钢板焊接热影响区的显微组织图；图4为焊接热输入100kJ/cm条件下实施例3制备的E级钢板焊接热影响区的显微组织图；图5为焊接热输入100kJ/cm条件下实施例4制备的E级钢板焊接热影响区的显微组织图；图6为焊接热输入100kJ/cm条件下实施例5制备的E级钢板焊接热影响区的显微组织图；图7为焊接热输入100kJ/cm条件下实施例7制备的E级钢板焊接热影响区的显微组织图；图8为焊接热输入100kJ/cm条件下对比例1制备的钢板焊接热影响区的显微组织图。
实施例1～8各化学成分满足本发明要求，且满足0.2≤Ty≤0.5。
上述关系式限制了合金元素的配比，从而限制了具有异质形核作用的亚微米级析出粒子及具有钉扎晶界作用的纳米及析出粒子的尺寸及数量，从而保证在大热输入焊接的过程中发生第二相粒子溶解后依然能够有足够多的粒子发挥异质形核及抑制奥氏体晶粒长大作用，使实施例1～8的冲击性能-40℃KV2可达到≥60J。
对比例3、5不满足关系式0.2≤Ty≤0.5，而对比例1、2、4虽满足调控关系式0.2≤Ty≤0.5，但各化学成分不在本发明的范围内，因此在经历100kJ/cm大热输入焊接后形成纳米级和微米级析出粒子的尺寸及数量不能起到细化晶粒的作用，从而使得焊后热影响区组织为大量粗大的粒状贝氏体，冲击性能低。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板，化学成分按质量百分比计为：C0.04％～0.12％、Si 0.10％～0.35％、Mn 1.45％～1.58％、P≤0.015％、S≤0.005％、Ni≤0.09％、Cu≤0.07％、Mo≤0.05％、Nb 0.01％～0.09％、V0.01％～0.09％、Ti 0.005％～0.030％、B 0.0005％～0.0035％、Al 0.005％～0.025％、Ce≤0.002％、N 0.0005％～0.0040％、O 0.0005％～0.0030％和余量的Fe；
所述Ti、Nb、V、B、C和N的含量满足以下条件：0.2％≤7.86Ti+4.21Nb+0.9V+0.03B+0.2C+0.08N≤0.5％。
2.根据权利要求1所述的E级钢板，其特征在于，化学成分按质量百分比计为：C 0.05％～0.1％、Si 0.13％～0.26％、Mn 1.46％～1.57％、P≤0.015％、S≤0.005％、Ni 0.01％～0.08％、Cu 0.01％～0.06％、Mo 0.01％～0.04％、Nb0.029％～0.071％、V 0.016％～0.071％、Ti 0.006％～0.018％、B 0.0009％～0.0025％、Al 0.015％～0.023％、Ce0.0002％～0.0016％、N 0.0015％～0.0037％、O0.0015％～0.0025％和余量的Fe。
3.根据权利要求2所述的E级钢板，其特征在于，化学成分按质量百分比计为：C 0.06％～0.09％、Si 0.15％～0.23％、Mn 1.48％～1.56％、P≤0.015％、S≤0.005％、Ni 0.05％～0.06％、Cu 0.02％～0.05％、Mo 0.02％～0.03％、Nb0.035％～0.068％、V 0.022％～0.06％、Ti 0.009％～0.016％、B 0.0011％～0.0022％、Al 0.016％～0.022％、Ce0.0009％～0.0015％、N 0.0018％～0.0035％、O0.0017％～0.0024％和余量的Fe。
4.根据权利要求1所述的E级钢板，其特征在于，所述Ti、Nb、V、B、C和N的含量满足以下条件：0.25％≤7.86Ti+4.21Nb+0.9V+0.03B+0.2C+0.08N≤0.49％。
5.根据权利要求4所述的E级钢板，其特征在于，所述Ti、Nb、V、B、C和N的含量满足以下条件：0.28％≤7.86Ti+4.21Nb+0.9V+0.03B+0.2C+0.08N≤0.39％。
6.权利要求1～5任意一项所述可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板的制备方法，包括以下步骤：
(1)将合金原料进行熔炼和铸造，得到钢坯；
(2)将所述步骤(1)得到的钢坯进行保温、粗轧、精轧和层流水冷却，得到可承受100kJ/cm大热输入焊接的E级钢板。
7.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中保温的温度为1050～1300℃，所述保温的时间≥2h。
8.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中粗轧的温度为1000～1050℃。
9.根据权利要求6或8所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中粗轧的总变形量为60～70％。
10.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中精轧的温度为750～950℃。
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