一種超大熱輸入焊接用結構鋼及其制造方法

專利名稱：一種超大熱輸入焊接用結構鋼及其制造方法
技術領域：
本發明屬于焊接用高強度結構鋼板技術領域，特別涉及一種超大熱輸入焊接用結 構鋼板及其制造方法。
背景技術：
為提高施工效率、降低成本，在大型結構物的施工中，40mm以上鋼板的焊接工序中 相繼采用了雙絲氣電立焊、電渣焊等超大熱輸入焊接技術，焊接熱輸入達到400 1000KJ/ cm。國內外相繼開發出多種超大熱輸入焊接用鋼板。采用TiN機制來抑制CGHAZ晶粒粗化的方法提高焊接熱影響區的韌性，如專利申 請號為200610047899. 8 “一種可大熱輸入焊接的低合金高強度鋼板及其制造方法”；專利 申請號為200510047672. 9 “一種適合大線能量焊接的Nb-Ti微合金鋼及其冶煉方法”，其 機理是因為Ti與N結合成TiN，能夠阻止奧氏體晶粒的長大和增加鐵素體形核，合理控制 鋼中Ti/N在2. 4 3. 2之間，會有效提高鋼板和焊接熱影響區的性能。其焊接熱輸入能 夠達到150KJ/cm，不屬于超大熱輸入焊接范疇；如日本特公昭55-(^6164號公報、特開昭 61-253；344、特開平03-264614、特開平04-143246及專利第四50076都公開了采用Ti的氮 化物或復合化物及析出物來促進鐵素體的形核，提高CGHAZ韌性。但是，Ti在金屬中形成 的TiN或Ti (CN)在焊接過程中，當熔合線附近的溫度超過1400°C時，則超過了 TiN本身的 熔點，TiN在此溫度下幾乎全部溶解而失去了作用。所以，利用TiN機理來提高焊接熱影響 區韌性，只能在遠離熔合線溫度低于1300°C的區域或焊接熱輸入較低的情況下才會起到明 顯作用。而靠近熔合線溫度超過1400°C區域，眾多文獻公布了采用更高熔點的Ti的氧化 物作為晶內針狀鐵素體形核質點，從而提高焊接熱影響區韌性的方法。如特開昭61-79745、 特開昭62-103344、特開昭61-117M5，公布了含有Ti氧化物的鋼板能夠有效提高焊接熱影 響區韌性，其原理是Ti氧化物的熔點高于鋼的熔點，在焊接熔合線部位不會溶解，成為穩 定的質點，在焊接后的冷卻過程中，TiN、MnS等依附于其上析出，成為微細鐵素體的形核質 點，抑制對韌性有害的粗大鐵素體形成，防止脆化。但是，這種Ti氧化物在鋼中微細分散很 困難，容易在金屬中粗大化或成為凝聚體，若不能控制形成微細彌散的Ti的氧化物，則會 形成5μπι以上的粗大Ti氧化物，成為結構物破壞時的裂紋源、降低韌性。所以，如何使鋼 中形成尺寸合理、數量多而且彌散分布的Ti氧化物，則成為眾多研究者努力的方向。

發明內容
針對現有技術存在的問題，本發明提供一種超大熱輸入用結構鋼及其制造方法。 該方法制造的鋼板，在400 lOOOKJ/cm的大熱輸入焊接條件下，仍具有良好的低溫韌性。本發明的大熱輸入焊接用鋼板，其化學組成按質量百分比為C :0. 03 0. 12wt%,Si :0. 10 0. 30wt%,Mn :1. 2 2. OwtP 彡 0. 015wt%,S 彡 0. 008% wt%, Al 彡 0. 03wt%,Cr 彡 0. 5wt%,Mo 彡 0. 5wt%,Nb 彡 0. 03wt%,Ti :0. 005 0. 03wt%,Ni 0. 01 1. 0wt%,Cu :0. 01 1. 0wt%,N :0. 002 0. 007wt%,0 0. 001 0. 006wt%, 其化學成分同時還包含有或Mg、或Ca、或B、或^ 、或Ta、或REM中的一種或一種以上，其含 量按質量百分比計分別為:Mg :0. 0001 0. 005wt%,Ca :0. 0001 0. 008wt%,B :0. 0001 0. 003wt%,Zr :0. 0001 0. 02wt%,Ta :0. 0001 0. 02wt%,REM :0. 0001 0. 02wt%，其 余為狗及不可避免的雜質。成品鋼板中的含Ti復合夾雜物，是指Ti與或Mg、或Ca、或B、 或^ 、或Ta、或REM的氧化物或硫化物中的一種或一種以上復合形成的復合夾雜物。所述鋼板的碳當量Ceq = C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14 (% )彡 0. 40%。本發明鋼的基本成分范圍限定理由說明C 是確保鋼板強度所需的元素。C含量低于0. 03%時，將不能保證高強度；若C含 量高于0. 12%時，會在大熱輸入焊接熱影響區中形成大量M-A島組織，焊接裂紋敏感性增 加，降低HAZ韌性。Si 是確保鋼板強度及冶煉脫氧的元素。Si含量過低，則脫氧效果不能有效發揮， 若過高則鋼板的焊接熱影響區脆化，故Si上限為0. 3%。Mn 可確保鋼板強度并有利于韌性，Mn含量低于1. 2%則不能保證鋼板的高強度 和良好韌性；含量高于2. 0%時，大線能量焊接時HAZ韌性劣化。P 是作為雜質混入的不可避免的元素，若超過0. 015%則使鋼板延伸率及韌性顯 著劣化，在冶煉成本能夠承受的范圍內應盡可能降低。S 是作為雜質混入的不可避免的元素，適量地含有S會形成高熔點硫化物，同時 鋼中的S還會以MnS形態依附在復合氧化物或氮化物周圍，促進焊接熱影響區針狀鐵素體 的形核與長大。S含量過高則會生成粗大夾雜物，降低鋼板厚度方向性能。且MnS系夾雜物 在軋制后，會在鋼板心部伸長成條狀，若尺寸大于50 μ m,則焊接過程中會明顯與鐵基體剝 離而成為裂紋的起點，顯著增加焊接裂紋敏感性。故S含量應低于0. 008%。Al 是冶煉過程重要的脫氧元素，Al與N結合還能夠提高鋼板強度。適量的Al有 利于Ti化物的形成，若大于0. 03%，將使韌性劣化。Ti 是本發明的重要元素，適量的Ti含量及添加方法能夠獲得大量小尺寸的Ti氧 化物及氮化物，大熱輸入焊接時改善HAZ組織并細化晶粒，提高韌性。若超過0. 03%則固溶 的Ti增加，并會形成粗大的Ti化物，顯著降低韌性。Cu 提高強度而不降低韌性，并增加鋼板耐蝕性能。適量添加有益于HAZ韌性，Cu 低于0. 01%則不能獲得高強度，若高于1. 0%則焊接時易產生熱裂紋，降低HAZ韌性。Ni 能夠保證鋼板強度及韌性，適量添加能夠提高HAZ韌性。過低的Ni則不能獲 得高強度，若過多則增加成本。故Ni含量適宜范圍為0. 01 1. 0%。Cr,Mo,Nb 均是對提高鋼板強度有利的元素，若Cr、Mo含量超過0. 5%, Nb含量超 過0. 03 %，則會顯著降低HAZ韌性。B =B能夠提高厚板淬透性使鋼板強度增加。大線能量焊接過程中，當HAZ溫度大 于1300°C后TiN開始溶解，使游離N增加，溶解的N無法再析出TiN，而B在高溫時擴散快， 易于在奧氏體晶界偏聚，冷卻時先與N結合生成BN，抑制晶界鐵素體的長大，并在γ — α 相變時，成為晶內鐵素體的形核點，有益于HAZ韌性的提高。為了發揮這樣的效果，B含量 要求大于0. 0001%，若超過0. 003%則鋼板的HAZ韌性劣化。Ca、Mg、&、Ta、REM:均是強脫氧元素及氧化物或硫化物生成元素，是本發明的最重要元素。適量的Ca、Mg、&、Ta、REM及合適的添加方法，會使夾雜物微細化，增加針狀鐵素體 的形核質點，有利于HAZ韌性。其合適的范圍分別為Ca 0. 0001 0. 008wt%,Mg :0. 0001 0. 005wt%,Zr :0. 0001 0. 02wt%,Ta :0. 0001 0. 02wt%,REM :0. 0001 0. 02wt%，若 超過上限則會使夾雜物粗大化，反而劣化HAZ韌性。N 是形成TiN的必要元素，含N量小于20ppm則析出的TiN不足，若大于70ppm， 則固溶的N過剩，降低HAZ韌性。0 能夠保證形成Ti、Mg、Zr、Ta、REM等元素的氧化物，氧含量大于60ppm時，形成 的氧化物粗大，降低HAZ韌性。本發明的超大熱輸入焊接用鋼板的制造方法。該方法包括現行生產采用的冶煉、 連鑄、熱軋、冷卻等工序，其關鍵控制工序為冶煉和軋制。(1)冶煉鐵水加入廢鋼經轉爐冶煉時添加Si、Mn、Al，調整鋼水到達LF爐精煉階 段的氧含量在 10 300ppm 范圍后，依次添加 Ti、Cr、Mo、Cu、Nb、Ni、Mg、&、Ta、REM、B、Ca 元素中的兩種或兩種以上，并控制各元素添加的間隔時間為0 20min。達到目標化學成分 后進行連鑄；(2)連鑄采用低過熱度澆注及凝固末端動態輕壓下工藝進行連鑄，結晶器采用 弱冷卻，二冷段均勻冷卻，上部強冷，下部弱冷，即鑄坯從出結晶器到矯直點采用強冷卻，矯 直點的溫度大于950°C ；矯直后采用弱冷。鑄坯下線堆冷；(3)軋制采用兩階段控制軋制工藝。再結晶區軋制階段，開軋溫度1000 1100°C，道次變形量10 35% ；未再結晶區軋制階段，開軋溫度800 950°C，累積變形量 40 90% ；軋后鋼板厚度為40 100_ ；(4)冷卻軋后鋼板在線水冷，開始冷卻溫度彡7500C，冷卻速度5 50°C /s，冷卻 終了溫度400 650°C，然后空冷至室溫。與傳統冶煉方法相比，本發明采用的冶煉方法能夠在鋼中形成大量細小彌散分布 的夾雜物，尺寸為0. 2 5 μ m的含Ti氧化物的復合夾雜物數量為100 3000個/mm2 ；尺 寸為10 300nm的含Ti氮化物的夾雜物數量大于3X IO6個/mm2，均比傳統鋼高出數倍， 有利于釘扎奧氏體晶粒并細化晶內組織，提高CGHAZ韌性。鋼中尺寸大于50 μ m的MnS夾 雜數量小于2個/cm2，尺寸大于5 μ m的復合夾雜物數量小于2個/mm2，均低于傳統鋼中的 數量，有益于減少焊后微裂紋源。控軋控冷方法得到的鋼板，鋼中析出物彌散、細小，且M-A 島分布均勻，體積分數少，鋼板具有高的常溫綜合力學性能和良好的低溫韌性。通過控制生產工藝條件，生成的大量細小彌散分布的含Ti氧化物、氮化物的復合 夾雜物，使鋼板在超大熱輸入焊接時，靠近熔合線的超過1400°C高溫部位，形成大量的晶內 針狀鐵素體，同時在溫度低于1400°C的遠離熔合線部位組織中，釘扎原奧氏體晶粒并細化 晶內組織。二者共同作用的綜合效果而使焊接熱影響區的韌性大幅度提高。本發明的超大熱輸入焊接用結構鋼，軋態鋼板抗拉強度500 800MPa，經400 lOOOKJ/cm焊接熱輸入后，-20°C沖擊功平均值大于70J。經400 lOOOKJ/cm焊接熱輸入 后的組織特征為熔合線部位組織為先共析鐵素體和針狀鐵素體。其中原奧氏體晶界處為 多邊形塊狀的先共析鐵素體，平均晶粒尺寸小于50 μ m，所占面積分數小于40% ；原奧氏體 晶粒內部為微細針狀鐵素體，所占面積分數大于60%。適用于造船、橋梁、海洋平臺、高層建筑、壓力容器等制造中使用的40 IOOmrn厚度的高強度鋼板，在采用雙絲氣電立焊、電渣焊等超大熱輸入為400 lOOOKJ/cm的范圍 內，能夠有效保證焊接熱影響區韌性。同時，本發明鋼當然也可以滿足多絲埋弧自動焊、單 絲氣電立焊等焊接熱輸入小于400KJ/cm的大熱輸入焊接要求的性能。


圖1為實施例與比較例采用的800KJ/cm熱輸入焊接熱模擬曲線圖。圖2為實施例1鋼經500KJ/cm熱輸入焊接熱循環后的金相組織圖。圖3為實施例2鋼經800KJ/cm熱輸入焊接熱循環后的金相組織圖。圖4為實施例3鋼經800KJ/cm熱輸入焊接熱循環后的金相組織圖。圖2中的實施例1鋼經500KJ/cm焊接熱輸入和圖3實施例2鋼與圖4實施例3 鋼經800KJ/cm焊接熱輸入后，雖然原奧氏體晶粒充分長大，但原奧氏體晶粒內部形成大量 縱橫交錯的針狀鐵素體，無貝氏體組織；且原奧氏體晶界的先共析鐵素體呈多邊形塊狀，均 無板條狀鐵素體，故鋼板經超大熱輸入焊接后仍然具有良好的韌性。
具體實施例方式下面將通過不同實施例和比較例的對比來描述本發明。這些實例僅是用于解釋的 目的，本發明并不局限于這些實施例中，可以在前述化學成分與制造方法范圍內加以調整 實施。實施例1鋼板的化學成分按質量百分比為C :0. 03 0. 10wt%;Si :0. 10 0. 25wt%;Mn 1. 2 1. 6wt % ;P < 0. 015wt % ;S < 0. 008 % wt % ;A1 < 0. 03wt % ;Cr < 0. 5wt % ； Mo < 0. 5wt % ;Nb < 0. 03wt % ；Ti :0. 005 0. 012wt % ；Ni :0. 01 0. 8wt % ；Cu 0. 01 0. 8wt% ；Mg < 0. 005wt% ；B < 0. 002wt% ；Ca :0. 0001 0. 003wt% ；N 0. 002 0. 006wt% ；0 0. 002 0. 005wt% ；其余為Fe及不可避免的雜質。所述鋼板的碳當量Ceq = C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14 (% ) = 0. 39%。制造工藝為冶煉一連鑄一軋制一冷卻，冶煉工藝為在轉爐添加Si、Mn、Al，調整 鋼水到達精煉階段的氧含量在10 300ppm范圍后，依次添加Ti、Cr、Mo、Cu、Nb、Ni、Mg、 B、Ca合金元素，并控制各元素添加的間隔時間為0 20min，達到目標化學成分后進行連 鑄。結晶器采用弱冷卻，二冷段均勻冷卻，鑄坯從出結晶器到矯直點采用強冷卻，冷卻速度 為0. 1 5°C /s ；矯直點的溫度960°C;矯直后采用弱冷，冷卻速度小于10°C /min。并采用 輕壓下技術澆注成260mm連鑄坯，鑄坯下線后堆冷。軋制工藝是再結晶階段開軋溫度1100°C，道次變形量10 25%，未再結晶階段 開軋溫度890°C，累積變形量70%。軋后開始冷卻溫度780°C，以25°C /s速度水冷到580°C， 然后空冷至室溫。40mm厚度鋼板的室溫抗拉強度為700MPa，延伸率25% ；超大熱輸入焊接實驗設備 采用熱力模擬試驗機，傳熱模型為Rykalin-2D 二維模型(以Q求t8/5模型)，焊接熱輸入 500KJ/cm，峰值溫度1400°C，峰值溫度停留時間5s，初始溫度20°C，冷卻停止溫度300°C， t8/5 = 550s。模擬后試樣加工成10X 10X 55mm標準沖擊試樣，測得-20°C沖擊功平均值為 162J。熔合線部位組織為先共析鐵素體和晶內針狀鐵素體，且先共析鐵素體平均晶粒尺寸為25 μ m，晶內針狀鐵素體所占面積分數大于90 %。比較例1采用非本發明所用方法某鋼廠制造的與實施例1相同化學成分與相同強度級別 的鋼板，進行如實施例1所述的500KJ/cm大熱輸入焊接熱循環后，-20°C沖擊功平均值為 5J。實施例2鋼板的化學成分按質量百分比為C :0. 08 0. 12wt%, Si :0. 18 0. 25wt %, Mn :1. 4 2. Owt %、P < 0. 015wt %, S < 0. 008 % wt %, Ti :0. 015 0. 03wt Al
<0. 03wt%, Nb < 0. 03wt%, Ni < 0. 5wt%, Cu < 0. 5wt%, Cr :0. 01 0. 5wt%, Mg
<0. 003wt Ta :0. 0001 0. 02wt B < 0. 003wt Ca :0. 0001 0. 003wt % ；N
<0. 006wt%,0 < 0. 005wt%、其余為！^及不可避免的雜質。所述鋼板的碳當量Ceq = C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14 (% ) = 0. 36%。制造工藝為冶煉一連鑄一軋制一冷卻，冶煉工藝為在轉爐添加Si、Mn、Al，調整 鋼水到達精煉階段的氧含量在10 300ppm范圍后，依次添加Ti、Cr、Cu、Nb、Ni、Mg、Ta、B、 Ca合金元素，并控制各元素添加的間隔時間為0 20min，達到目標化學成分后進行連鑄。 連鑄工藝同實施例1。軋制工藝是再結晶階段開軋溫度1070°C，道次變形量10 30%，未再結晶階段 開軋溫度900°C，累積變形量75% ；開始冷卻溫度800°C，以35°C /s速度水冷到550°C，然
后空冷至室溫。60mm厚度鋼板的室溫抗拉強度為600MPa，延伸率25%。超大熱輸入焊接設備采用 熱力模擬試驗機，傳熱模型為Rykalin-2D 二維模型(以Q求t8/5模型)，焊接熱輸入800KJ/ cm,峰值溫度1400°C，峰值溫度停留時間30s，初始溫度20°C，冷卻停止溫度300°C，t8/5 = 730s。模擬后試樣加工成10 X 10 X 55mm標準沖擊試樣，測得_20°C沖擊功平均值為183 J。熔 合線部位組織為先共析鐵素體和晶內針狀鐵素體，且先共析鐵素體平均晶粒尺寸為35 μ m, 晶內針狀鐵素體所占面積分數大于80 %。比較例2采用非本發明所用方法某鋼廠制造的與實施例2相同化學成分與相同強度級別 的鋼板，進行如實施例2所述的800KJ/cm大熱輸入焊接熱循環后，-20°C沖擊功平均值為 6J。實施例3鋼板的化學成分按質量百分比為=C :0. 05 0. 10wt%;Si :0. 10 0. 25wt%;Mn 1. 2 1. 6wt% ；P < 0. 015wt% ；S < 0. 008% wt% ；Al < 0. 03wt% ；Cr < 0. 3wt% ；Mo
<0. 2wt% ；Nb < 0. 03wt% ；Ti 0. 01 0. 02wt% ；Ni < 0. 8wt% ；B < 0. 002wt% ；Ca 0. 0001 0. 003wt% ；Zr :0. 0001 0. 02wt%,REM < 0. 006wt%,N :0. 002 0. 006wt% ； 0 :0. 002 0. 005wt% ；其余為!^e及不可避免的雜質。所述鋼板的碳當量Ceq = C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14 = 0. 38%。制造工藝為冶煉一連鑄一軋制一冷卻，冶煉工藝為在轉爐添加Si、Mn、Al，調整 鋼水到達精煉階段的氧含量在10 300ppm范圍后，依次添加Ti、Cr、Mo、Nb、Ni、Zr、REM、 B、Ca等元素中的兩種或兩種以上，并控制各元素添加的間隔時間為0 20min。達到目標化學成分后進行連鑄。連鑄工藝同實施例1。軋制工藝是再結晶階段開軋溫度1050°C，道次變形量10 35%，未再結晶階段 開軋溫度850°C，累積變形量70%。軋后開始冷卻溫度810°C，以15°C /s速度水冷到630°C， 然后空冷至室溫。80mm厚度鋼板的室溫抗拉強度為550MPa，延伸率；采用如實施例2所述的 800KJ/cm大熱輸入焊接熱循環后，-20°C沖擊功平均值為108J。熔合線部位組織為先共析 鐵素體和晶內針狀鐵素體，且先共析鐵素體平均晶粒尺寸為40 μ m,晶內針狀鐵素體所占面 積分數大于85%。比較例3采用非本發明所用方法某鋼廠制造的與實施例3相同化學成分與相同強度級別 的鋼板，進行如實施例3所述的800KJ/cm大熱輸入焊接熱循環后，-20°C沖擊功平均值為 7J。本實施例1、2、3具有化學成分和工藝過程簡單，鋼板強度高，尤其是鋼板抗超大 熱輸入焊接性能優良，且焊前不需要預熱、焊后不需要進行熱處理。適用于造船、橋梁、海洋 平臺、高層建筑、壓力容器等大型結構制造中使用的厚度為40 IOOmm的高強度鋼板，采用 電渣焊、雙絲氣電立焊等焊接熱輸入達到400 lOOOKJ/cm范圍時使用，能夠大幅度提高焊 接效率、降低施工成本，且焊接熱影響區低溫韌性優良。
權利要求
1.一種超大熱輸入焊接用結構鋼，其特征在于所述鋼板的化學成分按質量百分比 為C :0. 03 0. 12wt%、Si :0. 10 0. 30wt%、Mn :1. 2 2. 0 wt%、P ^ 0. 015 wt%、S 彡 0. 008% wt%、Al ^ 0. 03 wt%、Cr ^ 0. 5 wt%、Mo ^ 0. 5 wt%、Nb ^ 0. 03 wt%、Ti 0. 005 0. 03 wt%、Ni :0. 01 1. 0 wt%、Cu :0. 01 1. 0wt%、N :0. 002 0. 007 wt%、0 0. 001 0. 006 wt%，同時還包含有Mg、Ca、B、Zr、Ta、或REM中的一種或一種以上，其含量 按質量百分比計分別為:Mg :0. 0001 0. 005 wt%、Ca :0. 0001 0. 008 wt%、B :0. 0001 0. 003 wt%、Zr :0. 0001 0. 02 wt%、Ta :0. 0001 0. 02 wt%、REM :0. 0001 0. 02 wt%,其 余為Fe及不可避免的雜質，碳當量小于0. 40%。
2.如權利1要求所述的超大熱輸入焊接用結構鋼，其特征在于該結構鋼中的含Ti復合 夾雜物，是指Ti與Mg、Ca、B、Zr、Ta、或REM的氧化物或硫化物中的一種或一種以上復合形 成的復合夾雜物。
3.如權利要求1所述的鋼板，其特征在于軋態鋼板抗拉強度500 800MPa，經400 lOOOKJ/cm焊接熱輸入后，-20°C沖擊功平均值大于70J。
4.如權利要求1所述的鋼板，經400 lOOOKJ/cm焊接熱輸入后的組織特征在于熔 合線部位組織為先共析鐵素體和針狀鐵素體，其中原奧氏體晶界處為多邊形塊狀的先共析 鐵素體，平均晶粒尺寸小于50 μ m，所占面積分數小于40%;原奧氏體晶粒內部為微細針狀 鐵素體，所占面積分數大于60%。
5.如權利要求1中所述的超大熱輸入焊接用結構鋼的制造方法，其特征在于包括以下 步驟(1)冶煉鐵水經轉爐冶煉后，入LF爐精煉，達到目標化學成分后進行連鑄；(2)連鑄采用低過熱度澆注，鑄坯下線堆冷；(3)軋制采用兩階段控制軋制工藝，軋制成20 IOOmrn厚度鋼板；(4)冷卻鋼板軋后開始冷卻溫度彡750°C，先水冷，然后空冷至室溫。
6.如權利要求5所述的大熱輸入焊接用結構鋼的制造方法，其特征在于在所述的步 驟(1)中，在轉爐添加Si、Mn、Al，調整鋼水到達精煉階段的氧含量在10 300ppm范圍后， 依次添加Ti、Cr、Mo、Cu、Nb、Ni、Mg、&、Ta、REM、B、或Ca元素中的兩種或兩種以上，合金添 加量按鋼板化學成分目標值添加，并控制各元素添加的間隔時間為0 20min。
7.如權利要求5所述的超大熱輸入焊接用結構鋼的制造方法，其特征在于在所述的 步驟O)中，結晶器采用弱冷卻，二冷段均勻冷卻，鑄坯從出結晶器到矯直點采用強冷卻， 冷卻速度為0. Γ5°0 /s ；矯直點的溫度大于950°C ；矯直后采用弱冷，冷卻速度小于10°C /mirio
8.如權利要求5所述的超大熱輸入焊接用結構鋼的制造方法，其特征在于在所述的 步驟(3)中，再結晶區軋制階段，開軋溫度1000 1100°C，道次變形量10 35%;未再結晶 區軋制階段，開軋溫度850 950°C，累積變形量40 90%。
9.如權利要求5所述的超大熱輸入焊接用結構鋼的制造方法，其特征在于在所述的 步驟中，軋后鋼板開始冷卻溫度彡750以10 50°C /s速度，在線水冷到500 650°C，然后空冷至室溫。
全文摘要
一種超大熱輸入焊接用結構鋼及其制造方法。屬于焊接用高強度鋼板技術領域。該鋼板的化學成分按質量百分比為C0.03～0.12wt%、Si0.10～0.30wt%、Mn1.2～2.0wt%、P≤0.015wt%、S≤0.008%wt%、Al≤0.03wt%、Cr≤0.5wt%、Mo≤0.5wt%、Nb≤0.03wt%、Ti0.005～0.03wt%、Ni0.01～1.0wt%、Cu0.01～1.0wt%、N0.002～0.007wt%、O0.001～0.006wt%，同時還包含有Mg、Ca、B、Zr、Ta、或REM中的一種或一種以上，其余為Fe及不可避免的雜質，碳當量小于0.40%。通過精煉階段控制合金添加方法來對鋼中的夾雜物類型、尺寸及數量進行控制，并采用控軋控冷工藝制造的一種大熱輸入焊接用鋼板。其優點在于鋼板強度高、韌性好，可承受400～1000kJ/cm焊接熱輸入，焊接后仍具有優良的低溫韌性，-20℃沖擊功平均值大于70J。
文檔編號B21B37/74GK102080193SQ20111000362
公開日2011年6月1日 申請日期2011年1月10日 優先權日2011年1月10日
發明者張朋彥, 朱伏先, 王國棟 申請人:東北大學