一种可大线能量焊接用厚钢板及其制造方法
【专利摘要】一种可大线能量焊接用厚钢板及其制造方法，包括如下步骤：1)冶炼、铸造，其成分重量百分比为：C 0.05～0.09％，Si 0.10～0.30％，Mn1.2～1.6％，P≤0.02％，S 0.001～0.006％，Ni 0.2～0.4％，Cu 0.15～0.3％，Ti0.005～0.03％，Mg 0.0005～0.01％，N 0.001～0.006％，Al≤0.05％，Ca≤0.005％，REM≤0.02％，B≤0.003％，其余Fe和不可避免杂质；且，1≤Ti/N≤6，Mg/(Al+Ti)≥0.02；2)轧制；3)冷却。本发明可以形成微细弥散分布的夹杂物，通过对直径≥1μm的微米夹杂物的(Mg+Ca)/(Al+Ti)比和面密度，对直径0.1-1μm的亚微米夹杂物的Mg+Ca)/(Al+Ti)比和面密度进行控制，获得母材抗拉强度≥510MPa，在焊接线能量为200～400kJ/cm的条件下，钢板在-40℃下的平均夏比冲击功在50J以上。
【专利说明】一种可大线能量焊接用厚钢板及其制造方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及焊接用厚钢板制造【技术领域】，特别涉及一种可大线能量焊接用厚钢板 及其制造方法，对于板厚50?70mm，母材抗拉强度> 510MPa级的钢板，在焊接线能量为 200?400kJ/cm的条件下，钢板的焊接热影响区具有良好的冲击韧性，在-40°C下的平均夏 比冲击功在50J以上。该厚钢板可以作为焊接结构材料应用于船舶、建筑和海洋构造物等 领域。
【背景技术】
[0002] 对于船舶、建筑和海洋构造物等领域的构造物通常是通过焊接将钢材结合而构筑 的，用于这些构造物的钢材不仅要求钢材的强度和韧性，而且经过焊接过程之后，还要求钢 材具有良好的焊接热影响区的韧性。
[0003] 近年来，随着焊接构造物的大型化，板厚50mm以上，母材的抗拉强度> 510MPa级 的钢材已经大量使用。为了提高这些厚钢板的焊接效率，已经开发了以气电立焊、电渣焊为 代表的大线能量、单道次焊接方法。这些大线能量焊接方法，可以大幅度提高焊接效率，缩 短焊接工时，降低制造成本，降低焊接工的劳动强度。
[0004] 然而，在厚板大线能量焊接的焊接热循环过程中，在焊接热影响区越靠近熔合线， 加热的温度就越高。在熔合线附近的温度将达到1400°c，这时奥氏体晶粒显著粗大化，由此 导致冷却之后焊接热影响区的组织也随之粗大化，并且这种趋势随着焊接线能量的提高而 增大。
[0005] 经大线能量焊接之后，焊接热影响区钢材的组织结构遭到破坏，奥氏体晶粒明显 长大，形成粗晶区。在粗晶区导致脆化的组织是冷却过程中形成的侧板条铁素体、上贝氏 体、粗大的晶界铁素体以及在晶界铁素体近傍形成的珠光体、在侧板条铁素体的板条间形 成的碳化物岛状马氏体-奥氏体组元（M)等。随着焊接线能量的增加，原奥氏体晶粒粒径 变大，侧板条铁素体和上贝氏体组织更加发达，晶界铁素体的尺寸也相应增大。所以，一般 的厚板钢经过大线能量焊接后，焊接热影响区的冲击韧性显著降低。这成为制约大线能量 焊接工艺应用的主要因素，因此，改善厚钢板的大线能量焊接性能成为越来越迫切的要求。
[0006] 为了改善厚钢板大线能量焊接热影响区的韧性，前人进行了大量的研究工作。如 日本专利JP5116890 (金沢正午、中島明、岡本健太郎、金谷研：大入熱溶接用高張力鋼材製 品製造方法，JP5116890，1976. 5. 28。）中揭示了在钢材的成分设计中，添加一定量的Ti、N， 利用TiN粒子可以抑制焊接热影响区韧性的劣化，焊接线能量可以提高到50kJ/cm。但是当 船板钢所要求的焊接线能量达到200kJ/cm以上的条件下，在焊接过程中，焊接热影响区的 温度将高达1400°C，TiN粒子将部分发生固溶或者长大，其抑制焊接热影响区晶粒长大的 作用将部分消失，这时其阻止焊接热影响区韧性劣化的效果将降低。因此，仅仅利用微细粒 子TiN的钢材，难以满足大线能量焊接过程中对于钢材焊接热影响区韧性的严格要求。
[0007] 利用钛的氧化物也可以提高钢材大线能量焊接热影响区的韧性。这是因为钛的氧 化物在高温下稳定，不易发生固溶。同时钛的氧化物可以作为铁素体的形核核心发挥作用， 细化铁素体晶粒，并且形成相互间具有大倾角晶粒的针状铁素体组织，有利于改善焊接热 影响区的韧性。该方法在日本专利JP517300(小池允、本間弘之、松田昭一、今軍倍正名、平 居正纯、山口福吉，溶接継手熱影響部靭性〇 t C札&鋼材〇製造法，JP517300,1993. 3. 8) 中进行了揭示。但是，钛氧化物存在数量较少和在钢中难以弥散分布两大问题。如果希望 通过提高钢中的钛含量来提高钛氧化物的数量，势必导致大型钛氧化物夹杂的形成。当钛 氧化物粒子的尺寸大于5 μ m时，将降低母材和焊接热影响区的冲击韧性。因此在焊接线能 量大于200kJ/cm的大线能量焊接过程中，单靠钛的氧化物仍然不足以改善焊接热影响区 的韧性。
【发明内容】
[0008] 本发明的目的是提供一种可大线能量焊接用厚钢板及其制造方法，对于板厚 50?70mm，母材抗拉强度彡510MPa级的钢板，在焊接线能量为200?400kJ/cm的条件下， 钢板的焊接热影响区具有良好的冲击韧性，在_40°C下的平均夏比冲击功在50J以上。该厚 钢板可以作为焊接结构材料应用于船舶、建筑和海洋构造物等领域。
[0009] 为达到上述目的，本发明的技术方案是：
[0010] 本发明的一种可大线能量焊接用厚钢板及其制造方法，其化学成分重量百分比 为：C 0.05 ?0.09% ,Si 0· 10 ?0.30% ,Mn 1.2 ?1.6%，P 彡 0.02%，SO. 001 ?0.008%， Ni 0· 2 ?0· 4%，Cu 0· 15 ?0· 3%，Ti 0· 005 ?0· 03%，MgO. 0005 ?0· 01%，N 0· 001 ? 0.006%，Al 彡 0.05%，Ca 彡 0.005%，REM 彡 0.02%，B 彡 0.003%，其余为 Fe 和不可避免 杂质；且，其中，1彡Ti/N彡6, MgAAl+Ti)彡0· 02 ;
[0011] 在钢板中，对于直径大于等于Iym的微米夹杂物，面密度> 110个/mm2,该夹杂物 中（Mg+CaV(Al+Ti)彡 1. 5 ;
[0012] 对于直径为0. l-?μπι的亚微米夹杂物，面密度彡200个/mm2,该夹杂物中 (Mg+Ca)/(A1+Ti) ^ 1. 2 ；
[0013] 进一步，本发明厚钢板的化学成分还含有Nb 0.001?0.03 %或Cr <0.2 %中一 种以上元素，以重量百分比计。
[0014] 在本发明钢的成分设计中：
[0015] C，是增加钢材强度的元素。对于控轧控冷的TMCP工艺而言，为了稳定地保持特定 强度，C含量的下限为0.05%。但是过量地添加 C，将导致母材和焊接热影响区的韧性降低， C含量的上限为0.09%。
[0016] Si,是炼钢预脱氧过程中所需要的元素，并且可以起到强化母材的作用，因此Si 含量的下限为〇. 1%。但是Si含量过高超过0. 3%时，会降低母材的韧性，同时在大线能量 焊接过程中，将促进岛状马氏体-奥氏体组元的生成，显著降低焊接热影响区韧性。Si含量 范围为0· 10?0· 30%。
[0017] Mn,可以通过固溶强化提高母材的强度，又可以作为预脱氧元素发挥作用。同时 MnS的析出可以促进晶内铁素体的生成，Mn的下限值为1. 2%。但是过高的Mn将导致板坯 的中心偏析，同时会导致大线能量焊接热影响区的硬化和M生成，降低焊接热影响区的韧 性，所以Mn的上限值控制为1.6%。
[0018] Ti,通过形成Ti2O3粒子，可以促进晶内铁素体的生成。同时Ti与N结合生成TiN 粒子可以在焊接热影响区钉扎奥氏体晶粒的长大，使母材和焊接热影响区组织细化，提高 韧性。所以作为有益元素，Ti含量的下限为0. 005%。但是Ti含量过高时，将形成粗大的氮 化物，或者促使TiC的生成，降低母材和焊接热影响区的韧性，所以Ti含量上限为0. 03%。
[0019] Mg,添加 Mg可以生成微细弥散分布的MgO夹杂，以这些夹杂作为形核核心，可以促 进TiN和MnS的析出，抑制焊接热循环过程中奥氏体晶粒的长大并促进晶内铁素体的生长， 提高焊接热影响区的韧性。钢中的Mg含量以0. 0005-0. 01 %为宜。当Mg含量小于0. 0005% 时，生成的微细夹杂物的数量将显著减少，同时微细夹杂物中的Mg含量显著降低，将不能 满足在夹杂物表面析出MnS、TiN的要求。如果Mg含量大于0. 01 %，Mg的作用已经饱和，同 时增加了 Mg的蒸发损失和氧化损失。
[0020] 本发明发现，添加的Mg和钢液中的Al和Ti存在竞争脱氧的关系，当Mg含量过低， Al和Ti含量过高时，不利于生成以MgO为主要成分的夹杂物，为此，钢中的Mg、Al和Ti含 量要满足MgAAl+Ti)彡0.02。
[0021] N，可以形成微细的Ti氮化物，在大线能量焊接过程中，可以有效地抑制奥氏体晶 粒的长大，其下限为0. 001 %。但是其含量超过0. 006%，将导致固溶N的形成，降低母材和 焊接热影响区的韧性。
[0022] 同时，要保持钢材中具有合适的Ti/N比，其比值为1彡Ti/N彡6。当Ti/N小于1 时，TiN粒子的数量将会急剧降低，不能形成足够数量的TiN粒子，抑制大线能量焊接过程 中奥氏体晶粒的长大，降低了焊接热影响区的韧性。当Ti/N大于6时，TiN粒子粗大化，同 时过剩的Ti容易与C结合生成粗大的TiC粒子，这些粗大的粒子都有可能作为裂纹发生的 起点，降低了母材和焊接热影响区的冲击韧性。
[0023] A1，当钢中Al含量太高时，容易生成簇状氧化铝夹杂，不利于微细弥散分布夹杂 物的生成。因此，Al含量的上限为0.05%。
[0024] Ca,添加 Ca可以改善硫化物的形态，Ca的氧化物和硫化物还可以促进晶内铁素体 的生长，Ca的氧化物和Al的氧化物结合可以形成低熔点的夹杂物，改善夹杂物的形貌。如 果Ca含量大于0. 005%，Ca的作用已经饱和，同时增加了 Ca的蒸发损失和氧化损失。因 此，Ca含量的上限为0.005%。
[0025] REM，REM的添加可以改善硫化物的形态，同时REM的氧化物和硫化物可以抑制焊 接热循环过程中奥氏体晶粒的长大。但是，当REM的含量大于0. 02%，将生成部分粒径大于 5 μ m的夹杂物，降低母材和焊接热影响区的冲击韧性。因此，REM含量的上限为0. 02%。
[0026] B，含量过高时将导致淬透性显著上升，降低母材的韧性和延性，其上限是 0. 003%。
[0027] S，在Ca和/或RHM的添加过程中，与Ca和/或REM形成硫化物，还可以促进MnS 在氧化物粒子上，或在Ca和REM硫化物粒子上的进一步析出，从而促进晶内铁素体的形成， 其下限为〇. 001 %。但是，其含量过高，将导致板坯的中心偏析。另外，当S含量超过0. 008% 时，将会形成部分粗大的硫化物，这些粗大的硫化物将会作为裂纹形成的起点，降低母材和 焊接热影响区的冲击韧性。因此，S含量的上限为0. 008%。
[0028] P，是钢中的杂质元素，应尽量降低。其含量过高，将导致中心偏析，降低焊接热影 响区的韧性，P的上限为〇. 02%。
[0029] Ni,可以提高母材的强度和韧性，其下限为0.2%。但是由于其价格昂贵，鉴于成本 的限制，其上限为0.4%。
[0030] Cu,可以提高母材的强度和韧性，其下限为0. 15%。但是Cu含量过高，将导致热态 脆性，Cu的上限为0.3%。
[0031] Nb,可以细化钢材的组织，提高强度和韧性。但是由于其价格昂贵，鉴于成本的限 制，其成分范围为〇. 001?〇. 03%。
[0032] Cr,可以提高钢的淬透性。对于厚钢板而言，提高淬透性可以弥补厚度带来的强度 损失，提高板厚中心区域的强度，改善厚度方向上性能的均匀性。但是太高的Cr和Mn同时 加入时，会形成低熔点的Cr-Mn复合氧化物，在热轧过程中容易形成表面裂纹，同时还会影 响钢材的焊接性能。因此Cr含量上限为0.2%。
[0033] 对提高大线能量焊接条件下厚钢板焊接热影响区的冲击韧性进行研究发现，在 Mn、Si、Ti、Al、Mg、Ca和REM复合脱氧的条件下，可以促进直径大于等于1 μ m的微米氧化物 粒子的大量生成，在它们的表面容易析出MnS、TiN，由此可以诱发晶内铁素体的形成。另外， 还可以促进直径为〇. I-I μ m的氮化物、硫化物等亚微米夹杂物的大量生成，这些亚微米夹 杂物在大线能量焊接过程中可以抑制奥氏体晶粒的长大，因此可以大幅度改善焊接热影响 区的冲击韧性。
[0034] 本发明确定了夹杂物的合适成分和数量。夹杂物的成分利用SEM-EDS进行分析， 对于样品进行研磨和镜面抛光之后，利用SEM对于夹杂物进行观察与分析，每个样品夹杂 物的平均成份是对于10个任意选取夹杂物分析结果的平均值。利用SEM在1000倍的倍率 下对于50个连续选取视场进行观察，所观察的视场面积大于0. 27mm2。夹杂物的面密度是 所观察的夹杂物数量和视场面积的计算结果。由于在试样的研磨和镜面抛光状态，利用扫 描电镜可以方便地观察到夹杂物的最小尺寸约为0. 1 μ m，对于钢材中粒径小于1. Ομπι的 亚微米夹杂物，所测量和统计的夹杂物的最小尺寸约为〇. 1 μ m。
[0035] 本发明通过大量的试验研究发现，对于钢材中粒径大于或等于I. 0 μ m的微米夹 杂物，当夹杂物中的（Mg+CaV(Al+Ti)重量百分比含量的比值大于或等于1.5时，夹杂物中 MgO, CaO氧化物成分较高，同时容易形成Mg-Ca-Al-Ti的氧化物为核心，MnS和TiN在夹杂 物外围析出的复合夹杂物。这样的微米夹杂物，一方面容易在钢材中弥散分布，有利于夹杂 物数量的增加；另一方面，可以促进以夹杂物为核心的晶内铁素体的生成，从而改善厚钢板 的大线能量焊接性能。同时，还可以抑制以Al为主要成分的簇状氧化铝夹杂物，或者大型 氧化铝夹杂物的形成，提高焊接热影响区韧性。这是因为簇状和大型氧化铝夹杂容易作为 裂纹生成的起点诱导裂纹的生成，降低焊接热影响区低温韧性。此外，当微米夹杂物的面密 度小于110个/mm 2时，微米夹杂物不能有效地发挥诱导晶内铁素体生长的作用。因此，需 要控制微米夹杂物成分，使（Mg+CaV(Al+Ti)彡1.5,面密度彡110个/mm 2。
[0036] 对于钢中粒径为0. 1?I. 0 μ m的亚微米夹杂物，（Mg+CaV(Al+Ti)重量百分比含 量的比值大于或等于1. 2时，这种成分的亚微米夹杂物，有利于弥散分布，促进大量亚微米 夹杂物的形成。在焊接热循环过程中，这样的亚微米夹杂物粒子可以有效地钉扎焊接热影 响区奥氏体晶粒的长大，改善焊接热影响区的韧性。当亚微米夹杂物的面密度小于200个 /mm 2时，亚微米夹杂物不能有效地发挥钉扎焊接热影响区奥氏体晶粒长大的作用。因此，需 要控制亚微米夹杂物形成，使其成分满足（Mg+CaV(Al+Ti)彡1.2,面密度彡200个/mm 2。
[0037] 本发明可大线能量焊接用厚钢板的制造方法，包括如下步骤：
[0038] 1)冶炼、铸造
[0039] 按下述成分冶炼、精炼、连铸成坯，钢的化学成分重量百分比为：C 0.05? 0.09%，Si 0· 10 ?0.30%，Mn L 2 ?L 6%，P 彡 0.02%，S 0.001 ?0.008%，Ni 0.2 ? 0. 4%，Cu 0. 15 ?0. 3%，Ti 0. 005 ?0. 03%, Mg 0. 0005 ?0. 01%, NO. 001 ?0. 006%， Al彡0· 05%，Ca彡0· 005%，REM彡0· 02%，B彡0· 003%，其余为Fe和不可避免杂质，并 且，钢板的化学成分满足1彡Ti/N彡6，MgAAl+Ti)彡0. 02 ;在钢板中，对于直径大于等于 Iym的微米夹杂物，面密度彡110个/mm2,该夹杂物中（Mg+CaV(Al+Ti)彡1.5 ;对于直径 为0. l-?μπι的亚微米夹杂物，面密度彡200个/mm2,该夹杂物中（Mg+CaV(Al+Ti)彡1.2 ;
[0040] 2)车L制
[0041] 将铸坯加热到1050?1250°C，初轧温度高于930°C，累计压下率大于30% ;精轧 温度小于930°C，累计压下率大于30% ;
[0042] 3)冷却
[0043] 采用1_30°C /s的冷却速度却将钢板表面温度从750°C以上开始冷却至500°C以 下。
[0044] 进一步，所述厚钢板的化学成分还含有Nb < 0.03%或Cr < 0. 2%中一种以上元 素，以重量百分比计。
[0045] 本发明获得的钢板板厚50?70mm，母材抗拉强度> 510MPa，在焊接线能量为 200?400kJ/cm焊接条件下，钢板的焊接热影响区在-40°C的平均夏比冲击功在50J以上。
[0046] 本发明在轧制和冷却工艺中，
[0047] 轧制前的加热温度小于1050°C时，Nb的碳氮化物不能完全固溶。当加热温度大于 1250°C时，将导致奥氏体晶粒的长大。
[0048] 初轧温度高于930°C，累计压下率大于30%，是因为在此温度以上，发生再结晶， 可以细化奥氏体晶粒。当累计压下率小于30%时，加热过程中所形成的粗大奥氏体晶粒还 会残存，降低了母材的韧性。
[0049] 精轧温度小于930°C，累计压下率大于30%，是因为在这样的温度下，奥氏体不发 生再结晶，乳制过程中所形成的位错，可以作为铁素体形核的核心起作用。当累计压下率小 于30%时，所形成的位错较少，不足以诱发针状铁素体的形核。
[0050] 精轧之后采用1_30°C /s的冷却速度将钢板表面温度从750°C以上开始冷却至 500°C以下，以保证母材具有合适的强度和韧性。当冷却速度小于1°C /s时，母材的强度下 降，不能满足要求；当冷却速度大于30°C /s时，母材的韧性降低，不能满足要求。
[0051] 本发明的有益效果：
[0052] 本发明采取合适的成分设计和夹杂物控制技术，通过对于钢中Ti/N和Mg/ (Al+Ti)比值进行合理控制，并对于直径大于等于Ιμπι的微米夹杂物的（Mg+CaV(Al+Ti) 比值和面密度，直径〇. 1-1 μ m的亚微米夹杂物的（Mg+Ca) ΛΑΙ+Ti)比值和面密度进行合理 控制，可以在凝固和相变过程中，在这些夹杂物表面促进晶内铁素体的生长，或者抑制大线 能量焊接过程中奥氏体晶粒的长大，改善厚钢板的大线能量焊接性能。本发明所制造的钢 板厚度规格为50?70mm，母材抗拉强度> 510MPa，在焊接线能量为200?400kJ/cm的焊 接条件下，焊接热影响区具有VE_4(1 > 50J良好的大线能量焊接性能。
【具体实施方式】
[0053] 下面结合实施例对本发明做进一步说明。
[0054] 表1是本发明实施例和对比例的化学成分（mass% )、Ti/N和MgAAl+Ti)比值。 表2是本发明实施例和对比例的母材力学性能、夹杂物特性和焊接热影响区冲击韧性。
[0055] 本发明可大线能量焊接用厚钢板的制造方法为：冶炼、精炼和连铸，得到铸坯的化 学成分如表1所示；然后将铸坯加热到1050°C?1250°C，初轧温度为1000?1150°C，累计 压下率为50%;精轧温度为700?850°C，累计压下率为53?67% %;精轧之后采用4-8°C / s的冷却速度将钢板表面温度从750°C以上开始冷却至500°C以下，以保证母材具有合适的 强度和韧性。
[0056] 采用气电立焊对于不同厚度的钢板实施一道次焊接，焊接线能量为200?400kJ/ cm。在板厚1/2部的熔合线上取冲击试样，导入V型切口进行冲击韧性检测，在-40°C下进 行三个样品的夏比冲击试验，焊接热影响区冲击韧性的数据是三次测量结果的平均值。
[0057] 由表1和表2可见，实施例中根据本发明所确定的化学成分范围进行成分控制，并 且控制Ti/N比值为1彡Ti/N彡6，MgAAl+Ti)彡0. 02。另外，控制直径大于等于Ιμπι的 微米夹杂物中，（Mg+CaV(Al+Ti)彡1.5,面密度彡110个/mm2;直径为0. l-?μπι的亚微米 夹杂物中（Mg+CaV(Al+Ti)彡1.2,面密度彡200个/mm2。
[0058] 在对比例1?3中，钢材中]\%含量均小于0.0005%，均不满足]\^/仏1+11)彡0.02 的成分要求。同时，直径大于等于Iym的微米夹杂物的（Mg+CaV(Al+Ti)比值和面密度， 直径为0. 1-1 μ m的亚微米夹杂物的（Mg+CaV(Al+Ti)比值和面密度均不能满足本发明的 要求。另外，在对比例1中，Ti/N比不能满足本发明的要求。
[0059] 表2列出了实施例和对比例中母材的拉伸性能和冲击韧性，以及焊接热影响区的 冲击韧性。母材的屈服强度、抗拉强度和伸长率为两个测试数据的平均值，母材和焊接热影 响区-40°C夏比冲击功是三个测试数据的平均值。
[0060] 从表中数据可以看出，实施例和对比例的母材力学性能没有明显的差异，都能满 足所制造钢板的厚度规格为50?70mm，母材抗拉强度> 510MPa的要求。在焊接线能量为 200?400kJ/cm的条件下，对于焊接热影响区-40°C夏比冲击功进行了测试，实施例1?8 的值分别是85、88、57、234、125、165、180、162〇)，对比例1、2、3的值是21、8、16〇)。实施 例焊接热影响区的冲击韧性大幅度改善，可以满足200?400kJ/cm大线能量焊接的要求。
[0061] 本发明采取合适的成分设计，确定了钢材中合适的Ti/N和MgAAl+Ti)比值，并对 于直径大于等于Iym的微米夹杂物的（Mg+CaV(Al+Ti)比值和面密度，直径为0. I-Iym 的亚微米夹杂物的（Mg+CaV(Al+Ti)比值和面密度进行合理控制，这样可以在凝固和相变 过程中在这些夹杂物表面促进晶内铁素体的生长，或者抑制大线能量焊接过程中奥氏体晶 粒的长大，改善厚钢板的大线能量焊接性能。所制造的钢板的厚度规格为50?70mm，母 材抗拉强度> 510MPa，在焊接线能量为200?400kJ/cm焊接条件下，焊接热影响区具有 VE_4(I > 50J良好的大线能量焊接性能。本发明技术可用于船舶、建筑和海洋构造物等厚钢 板的制造过程中，用于改善厚钢板的大线能量焊接性能。
[0062]
[0063]
【权利要求】
1. 一种可大线能量焊接用厚钢板，其化学成分重量百分比为： C 0. 05 ?0. 09%， Si 0? 10 ?0? 30%， Mn 1. 2 ?1. 6%， P ^ 0. 02%, S 0. 001 ?0. 008%， Ni 0? 2 ?0? 4%， Cu 0? 15 ?0? 3%， Ti 0. 005 ?0. 03%， Mg 0. 0005 ?0. 01%， N 0. 001 ?0. 006%， A1 ^ 0. 05%, Ca ^ 0. 005%, REM ^ 0. 02%, B ^ 0. 003%, 其余为Fe和不可避免杂质；且，其中，1彡Ti/N彡6, MgAAl+Ti)彡0. 02 ; 在钢板中，对于直径大于等于1 U m的微米夹杂物，面密度> 110个/mm2,该夹杂物中 (Mg+Ca)/(A1+Ti) ^ 1. 5 ； 对于直径为〇. 1-1 um的亚微米夹杂物，面密度彡200个/mm2,该夹杂物中（Mg+Ca)/ (Al+Ti)彡 1. 2。
2. 如权利要求1所述的可大线能量焊接用厚钢板，其特征是，所述厚钢板的化学成分 还含有Nb 0.001?0.03%或Cr< 0.2%中一种以上元素，以重量百分比计。
3. 如权利要求1或2所述的可大线能量焊接用厚钢板，其特征是，所述厚钢板的母材 抗拉强度> 510MPa，在焊接线能量为200?400kJ/cm焊接条件下，钢板的焊接热影响区 在-40°C的平均夏比冲击功在50J以上。
4. 一种可大线能量焊接用厚钢板的制造方法，包括如下步骤： 1) 冶炼、铸造 按下述成分冶炼、精炼、连铸成坯，钢的化学成分重量百分比为：C 0.05?0.09%，Si 0? 10 ?0? 30%，Mn 1. 2 ?1. 6%，P 彡 0? 02%，S 0? 001 ?0? 008%，Ni 0? 2 ?0? 4%，Cu 0.15?0.3%，Ti 0.005?0.03%，Mg 0.0005?0.01%，N0.001?0.006%，Al<0.05%， Ca彡0.005%，REM彡0.02%，B彡0.003%，其余为Fe和不可避免杂质，并且，钢板的化学 成分满足1彡Ti/N彡6，MgAAl+Ti)彡0. 02 ;在钢板中，对于直径大于等于1 ii m的微米夹 杂物，面密度彡110个/mm2,该夹杂物中（Mg+CaV(Al+Ti)彡1.5 ;对于直径为0. 1-liim的 亚微米夹杂物，面密度彡200个/mm2,该夹杂物中（Mg+CaV(Al+Ti)彡1. 2 ; 2) 轧制 将铸坯加热到1050?1250°C，初轧温度高于930°C，累计压下率大于30% ;精轧温度 小于930°C，累计压下率大于30% ; 3) 冷却 采用1-30°C /s的冷却速度将钢板表面温度从750°C以上开始冷却至500°C以下。
5. 如权利要求4所述的可大线能量焊接用厚钢板的制造方法，其特征是，所述厚钢板 的化学成分还含有Nb 0.001?0.03%或Cr< 0.2%中一种以上元素，以重量百分比计。
6. 如权利要求4或5所述的可大线能量焊接用厚钢板的制造方法，其特征是，获得的钢 板的母材抗拉强度> 510MPa，在焊接线能量为200?400kJ/cm焊接条件下，钢板的焊接热 影响区在_40°C的平均夏比冲击功在50J以上。
【文档编号】C22C38/16GK104404369SQ201410699768
【公开日】2015年3月11日 申请日期:2014年11月27日 优先权日:2014年11月27日
【发明者】杨健, 高珊, 祝凯, 张才毅, 王睿之, 马志刚, 徐国栋, 王俊凯 申请人:宝山钢铁股份有限公司