专利名称：一种可大线能量焊接的厚钢板及制造方法
技术领域：
本发明涉及到在一种极低C-高Mn-Nb-B合金体系中获得屈服强度≥420MPa、-60℃的夏比冲击韧性≥100J、可大线能量焊接的极低碳TMCP厚钢板的制造方法。
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、压力容器、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、制造过程的工艺制度，其中强度、韧性和焊接性是低碳(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。随着科技不断地向前发展，人们对钢的强韧性及焊接性提出更高的要求，即在钢板在维持较低的制造成本的同时大幅度地提高性能，以减少钢材的用量节约成本，减轻钢结构的自身重量以提高安全性。
目前世界范围内掀起了发展新一代钢铁材料研究高潮，要求在不大量增加贵重合金元素，如Ni、Cr、Mo、Cu等含量，通过合金组合设计优化和革新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。
如日本专利公开特许公报(A)——平3-264614C0.02％～0.15％、Si0.30％以下、Mn0.50％～2.0％、Ni0.20％～1.5％、Cu0.20％～1.5％、Mn/6+(Cu+Ni)/15＝0.28％～0.40％、N0.0020％～0.010％、B×1000+Nb×1000＝4～10、Al0.005％～0.10％、S0.003％～0.008％、其余为铁和不可避免的夹杂。
公开特许公报A平2-250917C 0.02％～0.30％、Si 0.30％以下、Mn0.50％～2.50％、Ni 0.20％～4.5％、Nb 0.003％～0.015％、Cu 0.20％～2.0％、Ti/N＝2.0～4.0、Al0.005％～0.10％、S0.003％～0.008％、Cr0.10％～1.0％、V0.01％～0.20％、Mo0.10％～1.0％、余铁和不可避免的夹杂。
公开特许公报(A)——昭63-93845C0.02％～0.080％、Si0.05％～0.50％、Mn0.50％～3.0％、P0.010％以下、S0.005％以下、Al0.010％～0.10％、Ni0.60％～10.0％、Cu0.20％～2.0％、B0.0003％～0.0030％、N0.0050％以下、Nb+V＝0.010％～0.10％，Ca+REM＝0.003％～0.02％、Cr0.010％～1.50％、Mo0.010％～1.50％、其余为铁和不可避免的夹杂。
公开特许公报(A)——特开平4-285119C0.03％～0.15％、Si0.02％～0.5％、Mn0.40％～2.0％、Ni0.05％～3.0％、Cr0.20％～1.0％、Mo0.10％～1.0％、V0.01％～0.10％、Al0.030％～0.10％、B0.0005％～0.0020％、N0.0060％以下、Cu0.10％～1.5％、Nb0.005％～0.05％、Ti0.005％～0.02％、Ca0.0005％～0.005％、其余为铁和不可避免的夹杂。
上述现有技术制造出屈服强度≥420MPa、-60℃的夏比冲击韧性≥34J并且进行可大线能量焊接的厚钢板，必须加入大量的贵重元素Ni、Cr、Mo、Cu等，一般Ni+Cu的添加量要在0.50％以上，尤其需要添加一定量的Ni元素。Kawasaki steel technical report，1999，No.40，56；“420MPa YieldStrength Steel Plate with S uperior Fracture Toughness for Arctic OffshoreStructures”(JEF1)。Kawasaki steel technical report，1993，No.29，54；“420MPa and 500MPa Yield Strength Steel Plate with High HAZ toughnessProduced by TMCP for Offshore Structure”(JEF2)。住友金属，Vol.50，No.1(1998)，26；“Toughness Improvement in Bainite Structure byThermo-Mechanical Control Process”(住友金属1)。The Firth(1986)international Synposium and Exhibit on Offshore Mechanics and ArcticEngineering，1986，Tokyo，Japan，354；“DEVELOPMENTS IN MATERIALSFOR ARCTIC OFFSHORE STRUCTURES”(住友金属2)，以确保母材钢板的低温韧性；但是焊接热影响区(HAZ)的低温韧性一般比较难以达到，尤其焊接线能量较大时，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，对于如何获得优良的焊接HAZ低温韧性说明的较少，尤其采用大线能量焊接时如何保证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以及美国专利US Patent4855106、US Patent5183198所公开的。
发明内容
本发明的目的在于提供一种通过简单的合金元素的组合设计，去除贵重元素如Ni、Cr、Mo、Cu等的合金化，尤其去除Ni元素的合金化，并优化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。这不仅可以降低制造成本、缩短了生产周期，也降低了生产组织难度Ni、Cu、Mo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，同时还消除了大量含Cu、Ni的废钢回收的困难，因而是高附加值、绿色环保性的产品，提升了企业的核心竞争力。
本发明的技术方案为一种可大线能量焊接的厚钢板，组成元素包括Fe、C、Si、Mn、P、S、Nb、Als、Ti、N、Mg、REM、B及不可避免的夹杂，组成元素的重量百分比为C0.010％～0.020％Si0.10％～0.30％Mn1.80％～2.30％P≤0.010％S≤0.003％Nb0.015％～0.030％Als(酸溶铝)0.025％～0.050％Ti0.010％～0.020％N0.003％～0.006％REM0.001ppm～0.005ppmMg0.002％～0.006％B10ppm～35ppmTi与N之间的关系Ti/Ntotal在2.0～3.0之间B与Ti之间的关系10ppm+0.714(Ntotal-0.292Ti)≤B≤20ppm+0.714(Ntotal-0.292Ti)Als与Ti之间的关系Als≥10×(Ntotal-0.292Ti)其余为铁和不可避免的夹杂，并要求Pcm≤0.18％，其中Pcm＝wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％+Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5wt％B。
本发明的制造方法为，a)按上述成分冶炼；b)铸造，采用低温浇铸法浇铸温度≤1580℃；c)轧制，加热采用低温板坯加热，板坯加热温度控制在1050℃～1150℃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，采用大轧制道次压下率进行快速连续轧制，确保变形金属发生动态再结晶，细化奥氏体晶粒，为此轧制道次压下率≥15％，再结晶区(＞980℃)总压下率≥65％；在未再结晶区进行控制轧制，道次压下率≥10％，未再结晶区(＜950℃)总压下率≥40％；d)冷却，从轧制结束到开始加速冷却之间的传搁时间控制在20秒以内，且加速冷却开始时，钢板温度必须在Ar3点以上，以≥10℃/s冷却速度进行直接淬火(direct quenching)至淬火停止温度(QST-Quenching Stop Temperature)，淬火停止温度(QST)控制在350℃～400℃之间，然后堆垛缓冷至100℃以下后自然空冷至室温。
其中，所述的铸造工艺推荐采用连铸工艺，重点控制浇铸温度，浇铸温度≤1580℃，低温浇铸法较好，以细化原始铸态组织。
为控制连铸坯中心偏析，所述的连铸坯采用轻压下工艺，轻压下量控制在5％～10％之间；或者采用电磁搅拌；或者连铸坯轻压下工艺和电磁搅拌一起使用，轻压下量控制在5％～10％之间。
本发明采用极低C-高Mn-Nb微合金钢作为基础，适当地控制Als含量、进行B-Mg微合金化、REM处理及控制Ti/N在2.0～3.0之间等冶金技术手段，并优化TMCP(Thermo-mechanical control process，热机械控制过程)工艺(即control rolling+direct quenching-quenching stoptemperature，控制轧制+直接淬火-淬火停冷温度)工艺，使成品钢板的贝氏体板条团尺寸在15μm以下。
CC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(＜0.010％)造成Ac1、Ac3、Ar1、Ar3点温度较高，这给生产制造过程带来较大问题，控轧时容易形成混晶组织，造成钢低温韧性低下和焊接热影响区低温韧性劣化，因此钢中C含量的下限控制在0.010％。当钢中的C含量低于C在铁素体中的最大固溶度0.020％时，在γ→α的相变中不会引起C在γ相和α相之间的分配，贝氏体相变的显微组织对冷却速度不敏感，完全消除了因钢板厚度造成的钢板内部冷却速度变化引起的微观组织变化而导致的强度和韧性的波动，因此从厚钢板的显微组织和强度韧性均匀性、抑制焊接热循环过程中M/A组元产生及消除局部脆性区(LBZ)的角度，适宜C的含量应控制在0.010％～0.020％之间，确保获得-60℃温度下母材钢板和焊接HAZ的低温韧性。
MnMn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Ac1、Ac3、Ar1、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的强度，因此为了获得屈服强度大于420MPa、优良低温韧性的钢板，本发明钢中Mn含量不能低于1.80％。Mn在钢液凝固过程中容易发生偏析，过高的Mn含量(＞2.30％)不仅会造成连铸操作困难、连铸坯中心偏析严重而在控轧和焊接过程中形成异常组织，而且还会形成粗大的MnS粒子，这种粗大的MnS粒子在热轧过程中沿轧向延伸，严重恶化了母材钢板和焊接HAZ的低温韧性，此外过多Mn还会提高钢的淬硬性、提高钢中焊接冷裂纹敏感性序数Pcm、影响钢的焊接性(较小线能量焊接时，易形成脆硬组织如马氏体；较大线能量焊接时，易形成粗大的上贝氏体)，因此钢中Mn含量的上限不能超过2.30％，因此合理的Mn含量在1.80％～2.30％之间。
SiSi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严重损害钢板的低温韧性和焊接性，尤其促进焊接热影响区M-A组元形成，损害焊接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％～0.30％。
PP作为钢中有害夹杂对钢的机械性能，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-60℃韧性的钢板，P含量需要控制在≤0.010％。
SS作为钢中有害夹杂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-60℃韧性的钢板，S含量需要控制在≤0.003％。
Nb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0.015％时，控轧效果不佳；当Nb添加量超过0.030％时，损害焊接HAZ的低温韧性，因此Nb含量控制在0.015％～0.030％之间，获得最佳的控轧效果的同时，又不损害HAZ的韧性。
NN的控制范围与Ti的控制范围相对应，即Ti/N在2.5～3.0之间最佳，N含量过低，生成TiN粒子数量过少，尺寸过大，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，焊接HAZ区自由[N]含量急剧增加，严重损害HAZ低温韧性，恶化钢的焊接性。因此N含量的最佳控制范围为0.003％～0.006％。
Ti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。加入Ti含量过少(＜0.010％)，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(＞0.020％)时，在钢液凝固过程中，液析出大尺寸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；此外Ti含量过多造成Ti/N＞3.42时，在热轧和正火过程中，TiN很容易发生Ostwald熟化，失去钉扎奥氏体晶界作用，因此Ti含量的最佳控制范围为0.010％～0.020％。
BB是强淬硬性元素，数个ppm的B偏聚在奥氏体晶界，强烈抑制先共析铁素体形成，促进贝氏体形成，因此B对于获得贝氏体组织而提高钢板的强度至关重要。B还可以改善大线能量焊接的热影响区HAZ的低温韧性I〕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粒子能够成为铁素体形核的有效位置，促进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REM处理以形成超细微REM(O，S)夹杂物，促进BN的析出，即BN常在REM(O，S)夹杂物上非均匀形核。II〕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；同时，偏聚于奥氏体晶界上的数个ppm自由的B，提高钢的淬硬性，抑制晶界粗大铁素体形成，也促进奥氏体晶内铁素体形核。为了实现上述目的，钢中的B含量要满足以下关系10ppm+0.714(Ntotal-0.292Ti)≤B≤20ppm+0.714(Ntotal-0.292Ti)，即B含量在10ppm～35ppm之间。
Als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的亲合力大于Als与N的亲合力，因此Als必需大量过量，即Als≥10×(Ntotal-0.292Ti)，因此Als下限控制在0.025％；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0.050％。
MgMg元素是脱硫剂和强脱氧剂，可以净化钢质。在冶炼终点，最好浇铸开始前，采用高纯铁皮包裹高纯度金属Mg或用Fe-Si-Mg或Ni-Mg等合金加入形式进行最终强脱氧，以代替通常所用的Al进行强脱氧，形成不易团聚和粗化的细小弥散的MgO粒子(Al2O3很容易团聚和粗化)，即当Mg加入到钢液中时，Mg可以置换出弱脱氧剂如Mn、Si和Ti，形成亚微米级弥散分布的MgO粒子。抑制生产制造和焊接热循环过程中奥氏体晶粒长大，同时作为形核剂促进奥氏体晶内铁素体形核，细化母材和HAZ的组织，提高其低温冲击韧性。钢中加入微量的Mg目的是与钢中O结合，生成稳定性很高的MgO粒子，细小弥散分布的MgO粒子可以抑制焊接熔合线附近(1～2mm)HAZ奥氏体晶粒长大和奥氏体晶界粗大多边形铁素体(GPF)形成，促进HAZ奥氏体晶内铁素体形成，改善焊接HAZ低温韧性。即当采用大线能量焊接时，距离熔合线附近(1～2mm)焊接HAZ范围内，由于过热温度高达1400℃以上，甚至达到1450℃以上，此时TiN粒子几乎全部溶解而变得毫无作用；相反稳定性很高的MgO粒子几乎不发生溶解而保留下来，抑制HAZ奥氏体晶粒长大，促进奥氏体晶内铁素体形核，细化熔合线附近的HAZ组织，达到改善HAZ韧性。MgO粒子的尺寸、数量和分布是改善钢板焊接熔合线附近HAZ韧性的关键性因素，当MgO粒子尺寸在0.001～5μm之间，最好在0.01～2μm之间，效果最好。要获得上述尺寸的MgO粒子，控制Mg含量、钢中动态[O]含量至关重要。当钢中Mg含量高于0.006％时，生成MgO粒子尺寸过于粗大，不但不能改善HAZ韧性，反而降低钢的纯净度，大颗粒MgO将成为裂纹萌生点，当钢中Mg含量低于0.002％时，生成MgO数量太少，不足以抑制熔合线附近HAZ奥氏体晶粒长大、促进奥氏体晶内铁素体形核及细化熔合线附近HAZ组织，因此Mg合适的范围是0.002％～0.006％。
REM对钢进行REM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。REM加入量的多少，取决于钢中S含量的高低，REM加入量过低，处理效果不大；REM加入量过高，形成REM(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REM含量按ESSP＝(wt％Ca)[1-124(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REM含量的合适范围为0001％～0.005％。
Pcm焊接冷裂纹敏感指数Pcm≤0.18％，其中Pcm＝wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5wt％B。
本发明的有益效果本发明从合金设计入手，采用极低碳C-高Mn-Nb微合金钢作为基础，适当地控制Als含量、进行B-Mg微合金化、REM处理及控制Ti/N在2.0～3.0之间等冶金技术手段，并优化TMCP(Thermo-mechanical controlprocess，热机械控制过程)工艺(即control rolling+direct quenching-quenching stop temperature，控制轧制+直接淬火-淬火停冷温度)工艺，使成品钢板的贝氏体板条团尺寸在10μm以下，在获得均匀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，即母材钢板-60℃Akv≥100J，焊接模拟热影响区(HAZ)-60℃Akv≥34J(模拟峰值温度1350℃、t8/5＝150秒)，特别适用于冰海地区破冰船壳体、LNG船壳体及海洋平台，确保在极其寒冷地区行驶的轮船和海洋采油平台安全。
本发明去除贵重元素如Ni、Cr、Mo、Cu等的合金化，尤其去除Ni元素的合金化，并优化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。这不仅可以降低制造成本、缩短了生产周期，也降低了生产组织难度Ni、Cu、Mo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，同时还消除了大量含Cu、Ni的废钢回收的困难，实现了制造过程的绿色环保。
图1为本发明钢实施例2的显微组织示意图。
具体实施例方式
实施例成分见表1，制造工艺见表2，表3为本发明与比较例的钢板性能比较。
表1
表2
表3
根据本发明，新发明钢板中去除贵重元素如Ni、Cr、Mo、Cu等的合金化，尤其去除Ni元素的合金化，并优化TMCP工艺，在获得均匀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。这不仅可以降低制造成本、缩短了生产周期，也降低了生产组织难度Ni、Cu、Mo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，造成制造成本升高和环境污染，还消除了大量含Cu、Ni的废钢回收的困难，实现了制造过程、使用及回收过程的绿色环保；而且还提高了用户的现场作业效率、降低了用户使用成本。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。
权利要求
1.一种可大线能量焊接的厚钢板，其成分为(重量百分比)C0.010％～0.020％Si0.10％～0.30％Mn1.80％～2.30％P≤0.010％S≤0.003％Nb0.015％～0.030％Als0.025％～0.050％Ti0.010％～0.020％N0.003％～0.006％REM0.001ppm～0.005ppmMg0.002％～0.006％B10ppm～35ppmTi与N之间的关系Ti/Ntotal在2.0～3.0之间B与Ti之间的关系10ppm+0.714(Ntotal-0.292Ti)≤B≤20ppm+0.714(Ntotal-0.292Ti)Als与Ti之间的关系Als≥10×(Ntotal-0.292Ti)其余为铁和不可避免的夹杂，并要求Pcm≤0.18％，其中Pcm＝wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％+Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5wt％B。
2.一种如权利要求1所述的可大线能量焊接的厚钢板制造方法，其特征是，步骤如下a)按上述成分的冶炼；b)铸造，采用低温浇铸法浇铸温度≤1580℃；c)轧制，加热采用低温板坯加热，板坯加热温度控制在1050℃～1150℃之间，在完全再结晶温度范围内，采用大轧制道次压下率进行快速连续轧制，轧制道次压下率≥15％，再结晶区(＞980℃)总压下率≥65％；在未再结晶区进行控制轧制，道次压下率≥10％，未再结晶区(＜950℃)总压下率≥40％；d)冷却，从轧制结束到开始加速冷却之间的传搁时间控制在20秒以内，且加速冷却开始时，钢板温度必须在Ar3点以上，以≥10℃/s冷却速度进行直接淬火至淬火停止温度(QST-Quenching StopTemperature)，淬火停止温度(QST)控制在350℃～400℃之间，然后堆垛缓冷至100℃以下后自然空冷至室温。
3.如权利要求2所述的可大线能量焊接的厚钢板制造方法，其特征是，所述的铸造采用连铸工艺。
4.如权利要求2所述的可大线能量焊接的厚钢板制造方法，其特征是，所述的铸造中连铸坯轻压下工艺，轻压下量控制在5％～10％之间。
5.如权利要求2所述的可大线能量焊接的厚钢板制造方法，其特征是，所述的铸造中采用电磁搅拌。
6.如权利要求2所述的可大线能量焊接的厚钢板制造方法，其特征是，所述的铸造中连铸坯轻压下工艺与电磁搅拌一起使用。
全文摘要
一种可大线能量焊接的厚钢板，其成分为(重量百分比)C 0.010％～0.020％、Si 0.10％～0.30％、Mn 1.80％～2.30％、P≤0.010％、S≤0.003％、Nb 0.015％～0.030％、Als 0.025％～0.050％、Ti 0.010％～0.020％、N 0.003％～0.006％、REM 0.001ppm～0.005ppm、Mg 0.002％～0.006％、B10ppm～35ppm、余铁。本发明去除贵重元素如Ni、Cr、Mo、Cu等的合金化，尤其去除Ni元素的合金化，并优化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；这不仅降低制造成本、缩短了生产周期，也降低了生产组织难度，同时还消除了大量含Cu、Ni的废钢回收的困难，实现了制造过程的绿色环保。
文档编号C21D8/02GK1804093SQ20051002321
公开日2006年7月19日 申请日期2005年1月11日 优先权日2005年1月11日
发明者刘自成 申请人:宝山钢铁股份有限公司