專利名稱：一種大線能量焊接厚鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于鋼鐵冶金和鋼鐵材料領(lǐng)域，特別涉及一種大線能量焊接厚鋼板及其制造方法。
背景技術(shù)：
對于造船、建筑、壓力容器、石油天然氣管線及海洋平臺(tái)等領(lǐng)域，提高厚鋼板的大線能量焊接性能，可以提高焊接效率、縮短制造工時(shí)，降低制造成本，因此改善厚鋼板的焊接熱影響區(qū)韌性已成為越來越迫切的要求。經(jīng)大線能量焊接后，焊接熱影響區(qū)鋼材的組織結(jié)構(gòu)遭到破壞，奧氏體晶粒明顯長大，形成粗晶區(qū)。在粗晶區(qū)導(dǎo)致脆化的組織是冷卻過程中形成的側(cè)板條鐵素體、上貝氏體， 粗大的晶界鐵素體以及在晶界鐵素體近傍形成的珠光體、在側(cè)板條鐵素體的板條間形成的碳化物島狀馬氏體-奧氏體組元等。隨著焊接線能量的增加，原奧氏體晶粒粒徑變大，側(cè)板條鐵素體和上貝氏體組織更加發(fā)達(dá)，晶界鐵素體的尺寸也相應(yīng)增大，焊接熱影響區(qū)的夏比沖擊功將顯著降低，這降低了焊接熱影響區(qū)的韌性。日本專利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。)中揭示了在鋼材的成分設(shè)計(jì)中，添加一定量的Ti、N，利用TiN粒子可以抑制焊接熱影響區(qū)韌性的劣化，焊接線能量可以提高到 50kJ/cm。但是當(dāng)船板鋼所要求的焊接線能量達(dá)到400kJ/cm，建筑用鋼的焊接線能量達(dá)到 800-1000kJ/cm的條件下，在焊接過程中，焊接熱影響區(qū)的溫度將高達(dá)1400°C，TiN粒子將部分發(fā)生固溶或者長大，其抑制焊接熱影響區(qū)晶粒長大的作用將部分消失，這時(shí)其阻止焊接熱影響區(qū)韌性劣化的效果將降低。日本專利JP517300(小池允、本間弘之、松田昭一、今軍倍正名、平居正純、山口福吉，溶接継手熱影響部靭性O(shè) t C Λ亡鋼材O製造法，JP517300，1993. 3. 8)中揭示了利用鈦的氧化物提高鋼材大線能量焊接性能的方法。鈦的氧化物在高溫下穩(wěn)定，不易發(fā)生固溶。 同時(shí)鈦的氧化物可以作為鐵素體的形核核心發(fā)揮作用，細(xì)化鐵素體晶粒，并且形成相互間具有大傾角晶粒的針狀鐵素體組織，有利于改善焊接熱影響區(qū)的韌性。但是在焊接線能量大于200kJ/cm的大線能量焊接過程中，單靠鈦的氧化物仍然不足以改善焊接熱影響區(qū)的韌性。日本專利JP3378433(児島明彥、渡邊義之、千々巖力雄溶接熱影響部靭性^優(yōu)札t鋼板Q製造方法，JP3378433，1996. 4. 12。)介紹了利用鋼中的MgO微粒改善厚鋼板焊接熱影響區(qū)韌性的方法，指出隨著鋼中Mg含量的提高，MgO粒子的數(shù)量大幅度增加，在焊接過程中高達(dá)1400°C加熱時(shí)，奧氏體晶粒的長大受到明顯的抑制，焊接熱影響區(qū)的韌性得到大幅度地改善。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是提供一種大線能量焊接厚鋼板及其制造方法，通過在煉鋼的脫氧過程中，對脫氧劑的種類、添加順序、添加時(shí)的氧位、添加量和添加方法的控制，優(yōu)化合金元素的成分設(shè)計(jì)，并選擇生成合適成分的夾雜物，來抑制焊接熱影響區(qū)奧氏體晶粒的長大并促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的生長，從而提高厚鋼板的大線能量焊接性能。為達(dá)到上述目的，本發(fā)明的技術(shù)方案是一種大線能量焊接厚鋼板，其化學(xué)成分重量百分比為C O. 05 O. 09%，Si
O.10 O. 30%, Mn L 3 L 7%, Ti O. 005 O. 03%, Nb O. 003 O. 025%, S 0. 001
0.01 %, P ^ O. 015 %, N ^ O. 006 %, Al O. 0005 O. 02 %, Ca O. 0005 O. 004 %,
RE ^ 0.01% ;其余為Fe和不可避免雜質(zhì)；其中，鋼中粒徑大于或等于I. Ομπι的夾雜物中，(Ca+RE)/Al重量百分比含量的比值大于或等于O. 3，Ti/Al重量百分比含量的比值大于或等于O. 15，(Ca+RE)/Mn重量百分比含量的比值為O. 25 2. 5。進(jìn)一步，鋼的化學(xué)成分還含有Cu ( O. 3%, Ni ( O. 4%、或B彡O. 002%中一種以
上元素，以重量百分比計(jì)。又，鋼中Ti/Nb的重量百分比比值大于或等于I. I。本發(fā)明的大線能量焊接厚鋼板的制造方法，包括如下步驟I)冶煉、精煉和連鑄鋼的化學(xué)成分重量百分比為C O. 05 O. 09%，Si O. 10 O. 30%，Mn I. 3
1.7 %, Ti O. 005 O. 03 %，Nb O. 003 O. 025 %，S 0. 001 O. 01 %，P 彡 O. 015 %, N 彡 O. 006%, Al O. 0005 O. 02%, Ca O. 0005 O. 004%, RE ^ O. 01% ;其余為 Fe 和不
可避免雜質(zhì)；其中，在鋼液脫氧過程中加入脫氧劑，脫氧劑種類和添加順序是Mn、 Si — Al — Ti ;通過添加SiCa合金和/或稀土硅鐵的方式加入Ca和/或RE脫氧劑；通過添加Fe2O3粉來控制Ca和/或RE脫氧時(shí)的初始氧位，F(xiàn)e2O3粉的添加量是使鋼液中的氧含量重量百分比為O. 001 O. 01% ;鋼中粒徑大于或等于I. Ομπι的夾雜物中，(Ca+RE)/Al重量百分比含量的比值大于或等于0.3，Ti/Al重量百分比含量的比值大于或等于O. 15，(Ca+RE)/Mn重量百分比含量的比值為O. 25 2. 5 ;2)軋制將鑄坯加熱到1050 1250°C，初軋溫度高于930°C，累計(jì)壓下率大于30% ;精軋溫度小于930°C，累計(jì)壓下率大于30% ；3)冷卻以2 30°C /s的冷卻速率水冷至終冷溫度300 550°C。進(jìn)一步，鋼的化學(xué)成分還含有Cu彡O. 3%、Ni彡O. 4%、或B彡O. 002%中一種以
上元素，以重量百分比計(jì)。又，鋼中Ti/Nb的重量百分比比值大于或等于I. I。在本發(fā)明鋼的成分設(shè)計(jì)中C，是增加鋼材強(qiáng)度的元素，為了保證厚鋼板母材所必要的強(qiáng)度，C含量的下限為
O.05%。但是過量地添加C，將導(dǎo)致母材和焊接熱影響區(qū)的韌性降低，C上限為O. 09%。
Si，是煉鋼預(yù)脫氧過程中所需要的元素，Si含量過高超過O. 3%時(shí)，會(huì)降低母材的韌性，同時(shí)在大線能量焊接過程中，將促進(jìn)島狀馬氏體-奧氏體組元的生成，顯著降低焊接熱影響區(qū)韌性。Si含量為O. 10 O. 30%。Mn，可以通過固溶強(qiáng)化提高母材的強(qiáng)度，又可以作為預(yù)脫氧元素發(fā)揮作用。同時(shí) MnS的析出可以促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的生成，Mn的下限值為1.3%。但是過高的Mn將導(dǎo)致板坯的中心偏析，同時(shí)降低焊接熱影響區(qū)的韌性，所以Mn含量為I. 3 I. 7%。Ti，通過形成Ti2O3粒子，可以促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的生成。同時(shí)Ti與N結(jié)合生成TiN 粒子可以釘扎奧氏體晶粒的長大。所以作為有益元素，Ti含量的下限為O. 005%。但是 Ti含量過高時(shí)，將促使TiC的生成，降低母材和焊接熱影響區(qū)的韌性，所以Ti含量上限為
O.03%。Nb，可以細(xì)化鋼材的組織，提高強(qiáng)度和韌性，其下限是O. 003%。但是含量過高將降低焊接熱影響區(qū)的韌性，其上限是O. 025%。本發(fā)明還發(fā)現(xiàn)，通過提高Ti/Nb的比值可以有效地促進(jìn)TiN粒子的析出，抑制NbN 粒子的析出。在利用Ca和/或RE進(jìn)行脫氧脫硫的過程中，Ca和/或RE的氧化物和硫化物粒子的表面容易析出TiN粒子，這樣的TiN粒子在焊接熱循環(huán)過程中，可以抑制奧氏體晶粒的長大，促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的生長。本發(fā)明進(jìn)一步提出Ti/Nb比值大于或等于I. I。S，在Ca和/或RE的添加過程中，與Ca和/或RE形成硫化物，還可以促進(jìn)MnS在Ca 和/或RE硫化物粒子上的進(jìn)一步析出，從而促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的形成，其下限為O. 001 %。但是，其含量過高，將導(dǎo)致板坯的中心偏析，降低母材和焊接熱影響區(qū)的韌性，上限為O. 01 %。P，是鋼中的雜質(zhì)元素，應(yīng)盡量降低。其含量過高，將導(dǎo)致中心偏析，降低焊接熱影響區(qū)的韌性，P的上限為O. 015%。N，含量超過O. 006%，將導(dǎo)致N的固溶，降低母材和焊接熱影響區(qū)的韌性。Cu，可以提高母材的強(qiáng)度和韌性，但是Cu含量過高，將導(dǎo)致熱態(tài)脆性，Cu的上限為
O.3%。Ni，可以提高母材的強(qiáng)度和韌性，但是由于其價(jià)格昂貴，鑒于成本的限制，其上限為 O. 4%。B，通過提高鋼材的淬透性，可以提高鋼材的強(qiáng)度。但是含量過高時(shí)將導(dǎo)致淬透性顯著上升，降低母材的韌性，其上限是O. 002%。在本發(fā)明制造方法中，本發(fā)明采用Mn、Si — Al — Ti — Ca和/或RE的添加順序進(jìn)行脫氧。首先使用Si、Mn進(jìn)行脫氧，可以降低鋼液中的自由氧含量。由于Si、Mn脫氧形成的氧化物熔點(diǎn)低，同時(shí)易于相互結(jié)合形成更低熔點(diǎn)的復(fù)合夾雜物聚集長大，這樣的夾雜物容易上浮去除，有利于提高鋼液的潔凈度。然后進(jìn)一步使用Al對氧位進(jìn)行調(diào)節(jié)后，再進(jìn)行Ti脫氧。部分自由氧與Ti結(jié)合，形成Ti的氧化物，殘留在鋼液中。經(jīng)Si、Mn、Al脫氧之后，自由氧含量已經(jīng)大大降低，所以，部分Ti將溶解于鋼液中。鋼中的Al含量宜控制在O. 0005 O. 02%。Al含量大于O. 02%時(shí)，容易生成簇狀氧化招夾雜，不利于微細(xì)彌散分布夾雜物的生成。最后通過添加SiCa合金和/或稀土娃鐵合金的方式加入Ca和RE脫氧劑。這里的RE指La、Ce等稀土元素，RE添加量是指它們的總和。Ca的添加可以改善硫化物的形態(tài)，同時(shí)Ca的氧化物和硫化物還可以促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的生長，鋼中的Ca含量以O(shè). 0005 O. 004%為宜。當(dāng)Ca含量小于O. 0005%時(shí)，生成的微細(xì)夾雜物的數(shù)量和夾雜物中的Ca含量將顯著減少，不能滿足夾雜物中(Ca+RE)/Al的重量百分比含量的比值大于或等于O. 3的要求，這樣將減弱微細(xì)夾雜物促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體生長的作用。如果Ca含量大于O. 004%,Ca的作用已經(jīng)飽和，同時(shí)增加了 Ca的蒸發(fā)損失和氧化損失。RE的添加也可以改善硫化物的形態(tài)，同時(shí)RE氧化物和硫化物可以抑制焊接熱循環(huán)過程中奧氏體晶粒的長大。但是，當(dāng)RE的含量大于O. 01 %，將生成部分粒徑大于5 μ m的夾雜物，降低母材和焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性。通過分析發(fā)現(xiàn)，當(dāng)鋼液中的氧含量小于O. 001%時(shí)，將導(dǎo)致微細(xì)CaO和/或REO夾雜的數(shù)量不足，不能很好地發(fā)揮促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體生長、釘扎奧氏體晶粒長大的作用。當(dāng)鋼液中的氧含量大于O. 01 %時(shí)，將生成部分粒徑大于5 μ m的CaO和/或REO夾雜物，這些較大的夾雜物在沖擊試驗(yàn)過程中將作為裂紋的起點(diǎn)，降低母材和焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性。因此需要將Ca和/或RE添加時(shí)的初始氧含量精確控制為O. 001 % -O. 01 %。本發(fā)明提供了精確控制Ca和/或RE添加時(shí)初始氧位的方法。在添加SiCa和/ 或稀土硅鐵合金的同時(shí)，通過添加微量的Fe2O3粉，可以實(shí)現(xiàn)Ca和/或RE添加時(shí)初始氧含量的精確控制。本發(fā)明確定了夾雜物的合適成分。夾雜物的成分利用SEM-EDS進(jìn)行測量，對于樣品進(jìn)行研磨和鏡面拋光之后，利用SEM對于夾雜物進(jìn)行觀察與分析，每個(gè)樣品夾雜物的成份是對于10個(gè)任意選取夾雜物分析結(jié)果的平均值。對于鋼材中粒徑大于或等于I. O μ m的夾雜物，(Ca+RE)/Al的重量百分比含量的比值大于或等于O. 3時(shí)，這樣的夾雜物可以防止以Al為主要成分的簇狀?yuàn)A雜物的形成，有利于夾雜物的微細(xì)化。當(dāng)夾雜物中Ti/Al的重量百分比含量的比值大于或等于O. 15時(shí)，這種以Ti為主要成分的夾雜物形成，有利于在夾雜物的表面促進(jìn)MnS粒子的析出，從而促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的生長，改善厚鋼板的大線能量焊接性能。因?yàn)镃a和/或RE的一部分與鋼液中的S結(jié)合，形成的硫化物可以促進(jìn)MnS在其表面析出，這樣的MnS粒子可以有效地促進(jìn)了焊接熱影響區(qū)晶內(nèi)鐵素體的生長。本發(fā)明發(fā)現(xiàn)鋼材夾雜物中的(Ca+RE)/Mn含量的比值還應(yīng)當(dāng)為O. 25-2. 5。當(dāng)小于O. 25時(shí)，生成Ca和 RE硫化物的數(shù)量不夠，不能有效地作為形核核心，促進(jìn)MnS在Ca和RE夾雜物的表面析出。 當(dāng)大于2. 5時(shí)，與Mn結(jié)合的S含量將顯著降低，同樣MnS的析出將受到抑制。本發(fā)明在軋制和冷卻工藝中，軋制前的加熱溫度小于1050°C時(shí)，Nb的碳氮化物不能完全固溶。當(dāng)加熱溫度大于 1250 V時(shí)，將導(dǎo)致奧氏體晶粒的長大。初軋溫度高于930°C，累計(jì)壓下率大于30%，是因?yàn)樵诖藴囟纫陨?，發(fā)生再結(jié)晶， 可以細(xì)化奧氏體晶粒。當(dāng)累計(jì)壓下率小于30%時(shí)，加熱過程中所形成的粗大奧氏體晶粒還會(huì)殘存，降低了母材的韌性。精軋溫度小于930°C，累計(jì)壓下率大于30%，是因?yàn)樵谶@樣的溫度下，奧氏體不發(fā)生再結(jié)晶，軋制過程中所形成的位錯(cuò)，可以作為鐵素體形核的核心起作用。當(dāng)累計(jì)壓下率小于30%時(shí)，所形成的位錯(cuò)較少，不足以誘發(fā)針狀鐵素體的形核。精軋之后以2 30°C /s的冷卻速率水冷至終冷溫度300 550°C是因?yàn)?，?dāng)冷卻速率小于2V /s時(shí)，母材強(qiáng)度不能滿足要求。當(dāng)冷卻速率大于30°C /s時(shí)，將降低母材的韌性。當(dāng)終冷溫度大于550°C時(shí)，母材的強(qiáng)度不能滿足要求。當(dāng)終冷溫度小于300°C時(shí)，將降低母材的韌性。本發(fā)明的有益效果本發(fā)明采取合適的成分設(shè)計(jì)，并在精煉過程中，采取合適的脫氧劑添加順序，控制脫氧劑的添加量，并通過添加Fe2O3粉的方式，精確控制Ca和/或RE脫氧時(shí)的初始氧位，這樣可以控制形成微細(xì)彌散分布的Ca和/或RE的氧化物和硫化物夾雜，并對于夾雜物中的 (Ca+RE)/Al、Ti/Al、(Ca+RE)/Mn比值進(jìn)行合理控制。這樣可以在凝固和相變過程中在這些夾雜物表面誘導(dǎo)形成MnS析出物，從而促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的生長，改善厚鋼板的大線能量焊接性能。
具體實(shí)施例方式下面結(jié)合實(shí)施例對本發(fā)明做進(jìn)一步說明。在本發(fā)明實(shí)施例中，在精煉過程中調(diào)整鋼液中的合金成分。并且按照Si、Mn、Al、 Ti的順序添加相應(yīng)元素的合金進(jìn)行脫氧。在保證合金成分的同時(shí)，最后添加Fe2O3粉，以及 CaSi合金和/或稀土硅鐵。CaSi合金含Ca 30%，余量為Si，粒度為O. I 5mm。稀土硅鐵含 RE 30. 6%, Si 47. 4%，余量為 Fe，粒度為 O. I 5mm。然后將鑄坯加熱到1250°C，初軋溫度為1000 1150°C，累計(jì)壓下率為50% ;精軋溫度為700 850°C，累計(jì)壓下率為67% ;精軋之后以2 30°C /s的冷卻速率水冷至終冷溫度300 550°C。焊接熱模擬試驗(yàn)利用Gleeble3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行，峰值溫度為1400°C，停留時(shí)間為3s。t8/5時(shí)間為383s，對應(yīng)于50mm規(guī)格的厚鋼板，焊接線能量為400kJ/cm。表I列出了實(shí)施例和對比例的化學(xué)成分、Ti/Nb比值、夾雜物中的(Ca+RE)/Al,Ti/ Al和(Ca+RE)/Mn比值的對比。實(shí)施例中控制Al含量小于或等于O. 02%，鋼材中Ti/Nb的重量百分比比值大于或等于I. 1，對于鋼材中粒徑大于或等于Ι.Ομπι的夾雜物，(Ca+RE)/ Al的重量百分比含量的比值大于或等于O. 3，Ti/Al的重量百分比含量的比值大于或等于
O.15，(Ca+RE) /Mn重量百分比含量的比值為O. 25-2. 5。 對比例中的Al含量為O. 026 %和O. 028 %，鋼材中Ti/Nb比值，夾雜物中的 (Ca+RE)/Al，Ti/Al，(Ca+RE)/Mn的重量百分比含量的比值中一項(xiàng)或者多項(xiàng)不能滿足本發(fā)明的要求。表2列出了實(shí)施例和對比例中母材的拉伸性能和沖擊韌性，以及焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性的對比。母材的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和斷面收縮率為兩個(gè)測試數(shù)據(jù)的平均值，母材_40°C夏比沖擊功和焊接熱影響區(qū)_20°C夏比沖擊功是三個(gè)測試數(shù)據(jù)的平均值。從表中數(shù)據(jù)可以看出，實(shí)施例和對比例的母材力學(xué)性能沒有明顯的差異。在焊接線能量為400kJ/cm的條件下，對于焊接熱影響區(qū)_20°C夏比沖擊功進(jìn)行了測試，實(shí)施例1_7 的值分別是 184J、199J、204J、162J、181J、187J、181J，對比例 1、2 的值是 27J、36J。實(shí)施例焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性大幅度改善，可以滿足400kJ/cm大線能量焊接性能的要求。本發(fā)明采取合適的成分設(shè)計(jì)，確定了鋼材中合適的Ti/Nb比值。并在煉鋼過程中， 采取合適的脫氧劑添加順序和脫氧劑的添加量，并通過利用添加Fe2O3粉的方式，精確控制Ca和/或RE脫氧時(shí)的初始氧位。這樣可以控制形成微細(xì)彌散分布的Ca和/或RE的氧化物和硫化物夾雜，并對于夾雜物中的(Ca+RE) /Al、Ti/Al、(Ca+RE) /Mn重量百分比比值進(jìn)行合理控制。這樣的夾雜物可以在凝固和相變過程中誘導(dǎo)形成MnS析出物，從而促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體的生成，改善厚鋼板的大線能量焊接性能。該技術(shù)可用于船板、建筑等厚鋼板的制造過程中，用于改善厚鋼板的大線能量焊接性能。
權(quán)利要求
1.一種大線能量焊接厚鋼板，其化學(xué)成分重量百分比為c O. 05 O. 09%，Si O. 10 .O.30%, Mn I. 3 I. 7%，Ti O. 005 O. 03%, Nb O. 003 O. 025%, S 0. 001 O. 01%， P 彡 O. 015%, N 彡 O. 006%, Al O. 0005 O. 02%, CaO. 0005 O. 004%, RE ( O. 01% ;其余為Fe和不可避免雜質(zhì)；其中，鋼中粒徑大于或等于I. Ομπι的夾雜物中，(Ca+RE)/Al重量百分比含量的比值大于或等于O. 3，Ti/Al重量百分比含量的比值大于或等于O. 15，(Ca+RE)/Mn重量百分比含量的比值為O. 25 2. 5。
2.如權(quán)利要求I所述的大線能量焊接厚鋼板，其特征是，鋼的化學(xué)成分還含有 Cu ( O. 3%,Ni ( O. 4%、或B彡O. 002%中一種以上元素，以重量百分比計(jì)。
3.如權(quán)利要求I或2所述的大線能量焊接厚鋼板，其特征是，鋼中Ti/Nb的重量百分比比值大于或等于1.1。
4.一種大線能量焊接厚鋼板的制造方法，包括如下步驟.1)冶煉、精煉和連鑄鋼的化學(xué)成分重量百分比為C O. 05 O. 09%，Si O. 10 O. 30%，Mn I. 3 1.7%， Ti O. 005 O. 03%，Nb O. 003 O. 025%，S :0. 001 O. 01 %，P ≤ O. 015%，N ≤ O. 006%， Al O. 0005 O. 02%, Ca O. 0005 O. 004%, RE ^ O. 01% ;其余為 Fe 和不可避免雜質(zhì)；其中，在鋼液脫氧過程中加入脫氧劑，脫氧劑種類和添加順序是:Mn、Si — Al — Ti ；以添加SiCa合金和/或稀土硅鐵的方式加入Ca和/或RE脫氧劑；并通過添加Fe2O3粉來控制Ca和/或RE脫氧時(shí)的初始氧位，F(xiàn)e2O3粉的添加量是使鋼液中的氧含量重量百分比為O. 001 O. 01% ;鋼中粒徑大于或等于I. Ομπι的夾雜物中，(Ca+RE)/Al重量百分比含量的比值大于或等于0.3，Ti/Al重量百分比含量的比值大于或等于O. 15，(Ca+RE)/Mn重量百分比含量的比值為O. 25 2. 5 ;.2)軋制將鑄坯加熱到1050 1250°C，初軋溫度高于930°C，累計(jì)壓下率大于30% ;精軋溫度小于930°C，累計(jì)壓下率大于30% ；.3)冷卻以2 30°C /s的冷卻速率水冷至終冷溫度300 550°C。
5.如權(quán)利要求4所述的大線能量焊接厚鋼板的制造方法，其特征是，鋼的化學(xué)成分還含有Cu ( O. 3%, Ni ( O. 4%、或B彡O. 002%中一種以上元素，以重量百分比計(jì)。
6.如權(quán)利要求4或5所述的大線能量焊接厚鋼板的制造方法，其特征是，鋼中Ti/Nb的重量百分比比值大于或等于1.1。
全文摘要
一種大線能量焊接厚鋼板及其制造方法，包括如下步驟1)冶煉、精煉和連鑄，鋼的成分重量百分比為C 0.05～0.09％，Si 0.10～0.30％，Mn1.3～1.7％，Ti 0.005～0.03％，Nb 0.003～0.025％，S0.001～0.01％，P≤0.015％，N≤0.006％，Al 0.0005～0.02％，Ca 0.0005～0.004％，RE≤0.01％；其余為Fe和不可避免雜質(zhì)；在鋼液脫氧過程中加入脫氧劑，添加順序Mn、Si→Al→Ti；最后加入Ca和/或RE脫氧劑，并通過添加Fe2O3粉來精確控制鋼液中Ca和/或RE脫氧時(shí)的初始氧位；2)軋制；3)冷卻。本發(fā)明可以形成微細(xì)彌散分布的Ca和/或RE的氧化物和硫化物夾雜，并對于夾雜物中的(Ca+RE)/Al、Ti/Al、(Ca+RE)/Mn比值進(jìn)行合理控制，促進(jìn)焊接熱影響區(qū)晶內(nèi)鐵素體的生長，大幅度提高厚鋼板的大線能量焊接性能。
文檔編號(hào)C22C33/04GK102605248SQ20121006269
公開日2012年7月25日 申請日期2012年3月9日 優(yōu)先權(quán)日2012年3月9日
發(fā)明者楊健, 王睿之, 祝凱, 馬志剛 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司