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)明涉及焊接用鋼板的制造方法，特別涉及提供一種大線能量焊接厚鋼板及其制造方法，這種厚鋼板可以用于造船、建筑、橋梁、石油天然氣管線及海洋平臺等領(lǐng)域。本發(fā)明在大線能量焊接過程中可以大幅度地改善厚鋼板焊接熱影響區(qū)的韌性。
背景技術(shù)：
近年來，隨著造船、建筑、壓力容器、石油天然氣管線及海洋平臺等焊接構(gòu)造物的大型化，改善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，降低制造成本，因而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，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。神戶制鋼的日本專利JP4515430(高橋佑二、出浦哲史料溶接熱影響部O靭性 j: t/母材靭性(二優(yōu)札t鋼材杉J: U' O製法，JP4515430，2010. 5. 21。)揭示了通過添
加REM、Ca、Zr改善厚板焊接熱影響區(qū)韌性的方法。在焊接熱循環(huán)過程中，即使溫度高達 1400°C，利用REM、Ca、Zr脫氧生成的氧化物也可以在鋼材中彌散分布而不發(fā)生固溶，因而可以有效地減小鐵素體晶粒的尺寸。當(dāng)夾雜物中REM、Ca、Zr氧化物的重量百分比含量大于 5%, Ti氧化物的重量百分比含量大于O. 3%的條件下，可以大幅度地提高焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性。JFE的日本專利JP364398( —宮克行、大井健次、星野俊幸、天野虞一，溶接熱影響部靭性tc優(yōu)札&非調(diào)質(zhì)厚肉高張力鋼板Θ製造方法，JP364398,2005. 2. 10。)提出了通過鋼板的成分設(shè)計和控制Ca、S、O的比例改善厚板大線能量焊接性能的方法。同時利用MnS 粒子表面析出的TiN、BN和AlN粒子可以促進晶內(nèi)鐵素體的生長，通過添加B可以抑制奧氏體晶界鐵素體的生長，由此大幅度地改善焊接熱影響區(qū)韌性。新日鐵的日本專利JP3378433(児島明彥、渡邊義之、千々巖力雄溶接熱影響部靭性Θ優(yōu)札&鋼板Θ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1400 V加熱時，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，通過優(yōu)化合金元素的成分設(shè)計，并對脫氧劑的種類、添加順序、添加時的氧位、添加量和添加方法的控制，選擇生成合適成分的夾雜物，可以有效地抑制焊接熱影響區(qū)原奧氏體晶粒的長大，促進晶內(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 0.09%，Si : O. 10 O. 30%，Mn I. 3 1.7%，Ti O. 005 O. 03%，Nb O. 003 O. 025%，SO. 001 O. 01%, P ^ O. 015%, N ^ O. 006%, Mg O. 0005 O. 01 %，Al 彡 O. 01 %，Ca 彡 O. 003%，其余為Fe和不可避免雜質(zhì)；其中，Ti/Nb的重量百分比比值大于或等于I. 2 ；對于鋼中粒徑大于或等于I. Ομπι的微米夾雜物，(Mg+Ca)/Mn重量百分比含量的比值大于或等于O. 3 ；對于鋼中粒徑為O. I I. O μ m的亞微米夾雜物，(Mg+Ca)/Mn重量百分比含量的比值大于或等于O. 1，Ti/Mn重量百分比含量的比值大于或等于O. 07。進一步，鋼板的化學(xué)成分還含有Cu < O. 3%、Ni < O. 4%或B < O. 002%中一種以上元素，以重量百分比計。本發(fā)明的一種大線能量焊接厚鋼板及其制造方法，包括如下步驟a)冶煉、精煉和連鑄，鋼的化學(xué)成分含量是C :0. 05 O. 09%，Si :0. 10 O. 30%，Mn :1. 3 I. 7%，Ti :0. 005 O. 03%，Nb :0. 003 O. 025%，S :0. 001-0. 01%, P 彡 O. 015%, N ( O. 006%, Mg O. 0005 O. 01 %，Al 彡 O. 01 %，Ca 彡 O. 003%，其余為 Fe
和不可避免雜質(zhì)；其中，在鋼液脫氧過程中，脫氧劑的添加種類和順序是Mn、 Si — Al — Ti — Ca — Mg,鋼中Al含量為小于或等于O. 01%,鋼中Ca含量為小于或等于 O. 003% ；通過添加Fe2O3粉可以精確控制Mg脫氧時的初始氧位，使鋼液中的氧含量為 O. 001 O. 01%，Mg脫氧后鋼液中的Mg含量重量百分比為O. 0005 O. 01% ;鋼材中Ti/Nb含量的比值為大于或等于I. 2 ；對于鋼中粒徑大于或等于I. Ομπι的微米夾雜物，(Mg+Ca)/Mn含量的比值大于或等于O. 3;對于鋼中粒徑為O. I I. O μ m的亞微米夾雜物，(Mg+Ca)/Mn含量的比值大于或等于O. 1，Ti/Mn含量的比值大于或等于O. 07。b)軋制將鑄坯加熱到1050 1250°C，粗軋溫度高于930°C，累計壓下率大于30% ;精軋溫度小于930°C，累計壓下率大于30% ；c)冷卻以2 30°C /s的冷卻速率水冷至終冷溫度300 550°C。進一步，鋼板的化學(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。又,本發(fā)明以NiMg合金、或MnMg合金、或以金屬鎂的形式加入Mg脫氧劑。添加合金的方式可以是將塊狀合金添加到鋼包或中間包表面，也可以將合金粉碎后加工成包芯線，通過喂絲機加入。
在本發(fā)明技術(shù)方案中，C，是增加鋼材強度的元素，為了保證厚鋼板母材所必要的強度，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，會降低母材的韌性，同時在大線能量焊接過程中，將促進島狀馬氏體-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，可以通過固溶強化提高母材的強度，又可以作為預(yù)脫氧元素發(fā)揮作用。同時 MnS的析出可以促進晶內(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，可以促進晶內(nèi)鐵素體的生成。同時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，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)明研究過程中發(fā)現(xiàn)，通過提高Ti/Nb的比值可以有效地促進TiN粒子的析出， 抑制NbN粒子的析出，大量彌散分布的TiN粒子有利于抑制奧氏體晶粒的長大，鋼材中Ti/ Nb含量的比值應(yīng)大于或等于I. 2。S，在Ca和/或Mg的添加過程中，與Ca和/或Mg形成硫化物，還可以促進MnS在Ca 和/或Mg硫化物粒子上的進一步析出，從而促進晶內(nèi)鐵素體的生長，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，可以提高母材的強度和韌性，但是由于其價格昂貴，鑒于成本的限制，其上限為 O. 4%。B，通過提高鋼材的淬透性，可以提高鋼材的強度。但是含量過高時將導(dǎo)致淬透性顯著上升，降低母材的韌性，其上限是O. 002%。本發(fā)明采用Mn、Si — Al — Ti — Ca — Mg的添加順序進行脫氧。首先使用Si、Mn 進行脫氧，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低，同時易于相互結(jié)合形成更低熔點的復(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。然后進一步使用Al對氧位進行調(diào)節(jié)后，再進行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含量宜控制在小于O. 01%。Al含量大于O. 01%時，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。Ca的添加可以改善硫化物的形態(tài)，同時Ca的氧化物和硫化物可以促進晶內(nèi)鐵素體的生長，但是鋼中的Ca含量以小于O. 003%為宜。如果Ca含量大于O. 003%,Ca的作用已經(jīng)飽和，同時增加了 Ca的蒸發(fā)損失和氧化損失。Mg的添加可以生成微細(xì)彌散分布的MgO夾雜，以這些夾雜作為形核核心，可以促進TiN和MnS的析出，抑制焊接熱循環(huán)過程中奧氏體晶粒的長大并促進晶內(nèi)鐵素體的生長， 提高焊接熱影響區(qū)的韌性。Mg添加時初始氧含量的控制是使鋼液中的氧含量為O. 001% O. 01%。在添加金屬鎂或鎂合金時，通過添加微量的Fe2O3粉，可以實現(xiàn)Mg添加時初始氧含量的精確控制。當(dāng)鋼液中的氧含量小于O. 001%時，將導(dǎo)致微細(xì)MgO夾雜的數(shù)量不足，不能較好地改善焊接熱影響區(qū)的韌性。當(dāng)鋼液中的氧含量大于O. OI %時，將生成部分粒徑大于5 μ m的MgO夾雜物， 這些較大的夾雜物在沖擊試驗過程中將作為裂紋的起點，降低母材和焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性。所以本發(fā)明Mg添加時初始氧位的控制是使鋼液中氧含量為O. 001% O. 01%。在研究過程中發(fā)現(xiàn)，通過提高Ti/Nb的比值可以有效地促進TiN粒子的析出，抑制 NbN粒子的析出。在利用Mg進行脫氧脫硫的過程中，Mg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，也可以促進晶內(nèi)鐵素體的生長。研究過程中發(fā)現(xiàn)，合適的Ti/Nb比值是大于或等于I. 2。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進行測量，對于樣品進行研磨和鏡面拋光之后，利用SEM對于夾雜物進行觀察與分析，每個樣品夾雜物的成份是對于10個任意選取夾雜物分析結(jié)果的平均值。對于夾雜物的成分研究發(fā)現(xiàn)，在利用Mg和/或Ca進行脫氧脫硫的過程中，對于鋼材中粒徑大于或等于I. O μ m的微米夾雜物，當(dāng)(Mg+Ca)/Mn重量百分比含量的比值大于或等于O. 3，這種成分的微米夾雜物，有利于作為形核核心，促進MnS在其表面析出，從而促進晶內(nèi)鐵素體的生長，改善焊接熱影響區(qū)的韌性。對于鋼中粒徑為O. I I. O μ m的亞微米夾雜物，當(dāng)(Mg+Ca)/Mn重量百分比含量的比值大于或等于O. I，Ti/Mn重量百分比含量的比值大于或等于O. 07時，這種成分的亞微米夾雜物，有利于作為形核核心，促進TiN粒子在其表面析出，從而有效地釘扎奧氏體晶粒的長大。在焊接熱循環(huán)過程中，這樣的亞微米夾雜物粒子可以有效地釘扎焊接熱影響區(qū)奧氏體晶粒的長大，改善焊接熱影響區(qū)的韌性。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，Nb的碳氮化物不能完全固溶。當(dāng)加熱溫度大于 1250 V時，將導(dǎo)致奧氏體晶粒的長大。粗軋溫度高于930°C，累計壓下率大于30%，是因為在此溫度以上，發(fā)生再結(jié)晶， 可以細(xì)化奧氏體晶粒。當(dāng)累計壓下率小于30%時，加熱過程中所形成的粗大奧氏體晶粒還會殘存，降低了母材的韌性。精軋溫度小于930°C，累計壓下率大于30%，是因為在這樣的溫度下，奧氏體不發(fā)生再結(jié)晶，軋制過程中所形成的位錯，可以作為鐵素體形核的核心起作用。當(dāng)累計壓下率小于30%時，所形成的位錯較少，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，是因為當(dāng)冷卻速率小于2V /s時，母材強度不能滿足要求。當(dāng)冷卻速率大于30°C /s時，將降低母材的韌性。當(dāng)終冷溫度大于550°C時，母材的強度不能滿足要求。當(dāng)終冷溫度小于300°C時，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，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Mg脫氧時的初始氧位，這樣可以控制形成微細(xì)彌散分布的Mg氧化物和硫化物夾雜，同時對于微米夾雜物中的(Mg+Ca)/Mn含量比值，亞微米夾雜物中的(Mg+Ca)/Mn、Ti/Mn含量比值進行控制。在焊接熱循環(huán)過程中， 這樣的夾雜物可以有效地釘扎焊接熱影響區(qū)奧氏體晶粒的長大，促進晶內(nèi)鐵素體的生長， 改善厚鋼板的大線能量焊接性能。
具體實施例方式下面結(jié)合實施例對本發(fā)明做進一步說明。在本實施例中，在鋼水的二次精煉過程中，調(diào)整鋼液的合金成分。并且按照Si、Mn、 Al、Ti、Ca的順序添加相應(yīng)元素的合金進行脫氧。在保證合金成分的同時，添加Fe2O3粉控制氧位，并利用喂絲的方式添加NiMg合金。NiMg合金包芯線中的NiMg合金含Mg 5 50%， 余量為Ni,粒度為O. I 5mm。將鑄坯加熱到1250°C，粗軋溫度為1000 1150°C，累計壓下率為50% ;精軋溫度為700 850°C，累計壓下率為67% ;精軋之后以2 30°C /s的冷卻速率水冷至終冷溫度 300 550。。。焊接熱模擬試驗利用Gleeble3800熱模擬試驗機進行，峰值溫度為1400°C，停留時間為3s。t8/5時間為383s，對應(yīng)于50mm規(guī)格的厚鋼板，焊接線能量為400kJ/cm。表I列出了本發(fā)明實施例和對比例的化學(xué)成分、Ti/Nb比值、微米夾雜物(Mg+Ca)/ Mn比值，亞微米夾雜物(Mg+Ca)/Mn、Ti/Mn比值的對比。實施例中控制Al含量小于或等于
O.01%，鋼材中Ti/Nb的重量百分比比值大于或等于I. 2，微米夾雜物(Mg+Ca)/Mn的重量百分比含量的比值大于或等于O. 3。亞微米夾雜物中的(Mg+Ca)/Mn比值大于或等于O. l,Ti/ Mn比值大于或等于O. 07。對比例中的Al含量為O. 026 %和O. 028 %，鋼材中Ti/Nb比值，微米夾雜物 (Mg+Ca)/Mn比值，亞微米夾雜物(Mg+Ca)/Mn、Ti/Mn比值中一項或者多項不能滿足本發(fā)明的要求。表2列出了本發(fā)明實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。母材的屈服強度、抗拉強度和斷面收縮率為兩個測試數(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夏比沖擊功是三個測試數(shù)據(jù)的平均值。從表中數(shù)據(jù)可以看出，實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夏比沖擊功進行了測試，實施例I 7 的值分別是 224J、199J、209J、213J、206J、248J、218J，對比例 I、2 的值是 27J、36J。實施例焊接熱影響區(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，確定了鋼材中合適的Ti/Nb比值。并在精煉過程中， 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 Mg脫氧時的初始氧位。這樣可以控制形成微細(xì)彌散分布的Mg的氧化物和硫化物夾雜，并對于微米夾雜物(Mg+Ca)/Mn比值，亞微米夾雜物(Mg+Ca)/Mn、Ti/Mn比值進行合理控制。這樣的夾雜物可以在凝固和相變過程中誘導(dǎo)形成MnS和TiN析出物，從而抑制奧氏體晶粒的長大，促進晶內(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%, SO. 001 O. 01%， P 彡 O. 015%, N ( O. 006%, Mg O. 0005 O. 01 %，Al 彡 O. 01 %，Ca 彡 O. 003%，其余為 Fe和不可避免雜質(zhì)；其中，Ti/Nb的重量百分比比值大于或等于I. 2 ；對于鋼中粒徑大于或等于Ι.Ομπι的微米夾雜物，(Mg+Ca)/Mn重量百分比含量的比值大于或等于O. 3;對于鋼中粒徑為O. I I. O μ m的亞微米夾雜物，(Mg+Ca)/Mn重量百分比含量的比值大于或等于O. 1，Ti/Mn重量百分比含量的比值大于或等于O. 07。
2.如權(quán)利要求I所述的大線能量焊接厚鋼板，其特征是，鋼板的化學(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。
3.一種大線能量焊接厚鋼板的制造方法，包括如下步驟a)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 O. 001 O. 01%，P 彡 O. 015%，N 彡 O. 006%， Mg O. 0005 O. 01%，Al 彡 O. 01%，Ca 彡 O. 003%,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 — Ca — Mg，鋼中Al含量重量百分比為小于或等于O. 01%，鋼中Ca含量為小于或等于O. 003% ；通過添加Fe2O3粉對于Mg脫氧時的鋼液中的初始氧位進行精確控制，使鋼液中的O 含量重量百分比為O. 001 O. 01%，Mg脫氧后鋼液中的Mg含量重量百分比為O. 0005 O. 01% ；鋼中Ti/Nb的重量百分比比值大于或等于I. 2 ；對于鋼中粒徑大于或等于I. Oym的微米夾雜物，(Mg+Ca)/Mn重量百分比含量的比值大于或等于O. 3;對于鋼中粒徑為O. I I. O μ m的亞微米夾雜物，(Mg+Ca)/Mn重量百分比含量的比值大于或等于O. 1，Ti/Mn重量百分比含量的比值大于或等于O. 07 ；b)軋制將鑄坯加熱到1050 1250°C，粗軋溫度高于930°C，累計壓下率大于30% ;精軋溫度小于930°C，累計壓下率大于30% ；c)冷卻以2 30°C /s的冷卻速率水冷至終冷溫度300 550°C。
4.如權(quán)利要求3所述的大線能量焊接厚鋼板的制造方法，其特征是，鋼板的化學(xué)成分還含有Cu ( O. 3%, Ni ( O. 4%或B < O. 002%中一種以上元素，以重量百分比計。
5.如權(quán)利要求3所述的大線能量焊接厚鋼板的制造方法，其特征是，步驟a)中，以添加 NiMg合金、或MnMg合金、或以金屬鎂的形式加入Mg脫氧劑。
6.如權(quán)利要求5所述的大線能量焊接厚鋼板的制造方法，其特征是，步驟a)中，添加合金的方式是將塊狀合金添加到鋼包或中間包表面，或?qū)⒑辖鸱鬯楹蠹庸こ砂揪€，通過喂絲機加入。
全文摘要
一種大線能量焊接厚鋼板及其制造方法，其包括如下步驟a)冶煉、精煉和連鑄，鋼的成分重量百分比為C0.05～0.09％，Si0.10～0.30％，Mn1.3～1.7％，Ti0.005～0.03％，Nb0.003～0.025％，S0.001～0.01％，P≤0.015％，N≤0.006％，Mg 0.0005～0.01％，Al≤0.01％，Ca≤0.003％，還包括Cu≤0.3％、Ni≤0.4％或B≤0.002％中一種以上元素，其余Fe；Ti/Nb≥1.2；鋼液脫氧過程中依次加入脫氧劑Mn、Si→Al→Ti→Ca→Mg；鋼中粒徑≥1.0μm的微米夾雜物，(Mg+Ca)/Mn≥0.3；鋼中粒徑0.1～1.0μm的亞微米夾雜物，(Mg+Ca)/Mn≥0.1，Ti/Mn≥0.07；b)軋制；c)冷卻。本發(fā)明形成的大量彌散分布的夾雜物，可以抑制焊接熱影響區(qū)奧氏體晶粒的長大，促進晶內(nèi)鐵素體的生長，大幅度提高厚板的大線能量焊接性能。
文檔編號C22C33/04GK102605247SQ20121006251
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