一种含铝的适合于大线能焊接的低合金钢板的制造方法与流程

本发明涉及一种含铝的适合于大线能焊接的低合金钢的冶炼方法，属于低合金钢制造领域。

背景技术：

焊接是钢结构最主要的连接方式。钢板在焊接过程中，由于焊接热循环的作用，焊接热影响区会发生组织和性能的变化，尤其是低温韧性会大大降低。为保障钢结构焊接接头质量，传统的结构用钢一般都需要严格限定焊接线能量、执行焊道布局、控制层间温度，有时还必须进行焊前预热。虽然通过严格的规范化作业能够有效保障焊接结构件的可靠性，但也大幅限制了焊接作业效率，从而限制了钢结构制造效能。

在经济发展迅速、各种钢结构建造需求越来越多、钢结构也越来越趋于大型化因而对厚钢板的焊接作业量日益增加的情况下，出现了对大线能焊接用钢材的研究。目前对大线能焊接用钢材的研究，主要包含了三方面的研究：其一是通过控制合金元素和碳当量、抑制焊接热影响区尽可能不过度硬化和少出现m-a相；其二是通过高洁净化控制和haz区组织多界面化，减少杂质元素在界面的偏聚对haz区低温韧性的影响；其三是钢材基体以及相应的haz区相组成要具备良好的韧性。

目前大线能量焊接也存一些不足。这是因为在大的焊接线能量下，haz高温长时间停留的劣化区更宽，在融合线及相邻区域，由于所经历温度更高，停顿时间更长，再热奥氏体粗化的程度更加严重，在后续降温过程中转变的组织更加粗大，带来的韧性降低更显著。由于杂质元素总量可以通过洁净化冶金控制，因此关键问题就变成了如何改进haz劣化区的组织结构。因此，主要从三个方面着手该问题：其一是控制再热奥氏体不过度粗化(以使相变后的晶粒尺度符合期望)；其二是控制再热奥氏体晶界不出现粗大的晶界铁素体(网)；其三是控制再热奥氏体在降温过程中晶内发生多点形核传质诱发相变从而使由晶界形核的侧板条铁素体变短，且被晶内同步相变组织分割，形成更复杂的多晶契合结构。基于这种设计思想，有学者和工程师引入了以弥散析出的tin等粒子在再热过程中不全部回溶，残余氮化物达到临界尺度有效钉轧奥氏体晶界的方法，抑制奥氏体粗化。

文献1“公开号cn1962916a”就是基于这种原理。但是该文献仅考虑以未溶的tin粒子抑制haz区奥氏体粗化，没有考虑奥氏体晶内诱导形核相变，在大线能焊接时对haz韧性的改善有限。

文献2“公开号cn103343284a”也是想利用未溶的tin来抑制haz区奥氏体粗化，其除了没有考虑奥氏体晶内诱导形核相变细化外，所用的nb、ti含量很高，会带来铸坯质量问题，而且经济性不好。另外，过高的ti和n含量，已经可以使钢水在液态析出tin，这样的tin颗粒粗大，对钢板母材的均质性有较大影响，可靠性不好。

文献3“cn104498827a”通过控制低碳当量和低p、s来提升母材性能，以此来保障haz区也有好的韧性，不能够完全保障大线能焊接条件下的haz区韧性。

文献4“cn102459656a”意图通过形成ti的氧化物或ti和mg等的复合氧化物作为过热奥氏体晶内诱导相变形核核心，以过剩n与b结合成bn阻碍奥氏体晶界兼并。以此同时控制奥氏体粗化和在原奥氏体晶内发生多位相同步相变，形成复杂的多晶契合结构。但是一方面bn易于溶解，在大线能焊接时阻碍晶界兼并的能力有限；另一方面，没有指明控制氧化物发挥诱导形核作用的工艺途径，即如何通过冶金手段实现有益夹杂物的细小和弥散存在。按文献4所给出的范围，在实际冶炼过程中，氧要与各种活泼元素反应，之后剩余部分与ti结合。这些氧化物势必要与ti的氧化物聚合，形成大的颗粒而浮出钢液，使钢中氧化物的数量和分布不可控。而留在钢中的大颗粒夹杂则会破坏钢的基体连续性，同时由于尺度过大，晶内诱导传质相变的作用也会丧失，不利于韧性提高。

文献5“cn106574316b”提出以低碳当量成分，通过控制轧制实现韧性提高。在成分控制方面，通过控制低碳、低硅、添加ni和cu，控制碳当量来保障基体韧性；控制硫含量、钙含量，应是想通过形成cas获得奥氏体晶内传质诱导相变形核点；控制钛和氮含量以及b含量，是想通过形成tin抑制过热奥氏体晶粒粗化或者作为诱导铁素体相变的形核核心；同时钢中还添加了al\nb\v\zr、mg、rem等氮化物和氧化物形成元素。其中低si、低碳当量和添加ni和cu的设计有利于提高钢的韧性是众所周知的，而控制与氧完成化合后剩余的钙的重量百分比要低于硫的重量百分比的1.25倍，是本文献的第一个特点、添加ti\b并控制n含量是本文献与文献1和文献4类似的理念，添加zr、mg、rem等则是与文献4类似。存在的问题是各种易氧化元素如何不在液相下形成氧化物聚合浮出、同时所形成氧化物能够以细小弥散分布状态存在于钢中。另外如文中所述，ti的优选范围为0.01～0.035％，al的优选含量是0.01～0.10％，b的优选范围为0.0008～0.0025％，这时钢中的n应优先与ti、al结合，如此多的b含量急剧增加钢的淬硬性，即b在再热过程中将易于偏聚于晶界，阻碍碳的扩散，在钢中存在mo、v、cr、nb等强碳化物形成元素时，会导致相变后出现侧板条贝氏体或更多的ma相，可能会急剧损害haz区的韧性。

文献6“cn103114241a”提出控制超低碳含量、加入ni和cu、控制低p、低s并使钢中存在较高的n和1～2的ti/n值、并加入b、控制al小于等于0.01％的措施，意图通过形成高回溶温度的tin抑制再热奥氏体长大。但其n含量过高，容易在液态中析出粗大的tin，导致tin分布不均匀，起不到抑制过热奥氏体粗化的作用，同时过量的n存在，在没有足够的固氮元素的基础上，焊后热影响区易于发生脆化，文献也没有给出如何控制tin均匀弥散分布的措施，而控制抑制晶界迁移的第二相的尺度和分布无疑是大线能焊接钢的技术关键之一。

文献7“cn107287508a”实际上是一种低碳微合金化钢，这种钢的成分非常常见，通过采用tmcp工艺可以使母材具有高的冲击韧性，但大线能焊接的haz区性能是不确定的，文献实际上并没有给出适合大线能焊接的实质性技术。

文献8“cn106756543a”实际上是一种低碳微合金化钢，其实质是限制碳当量，降低p\s，通过微量ca处理来制造钢板。与现有普通高性能钢相比，没有体现出针对大线能焊接的实质性技术。

文献9“cn106906413a”也提出了意图通过成分控制实现以弥散分布的细小氧化物为haz区再热奥氏体晶内传质诱导协同相变的形核核心的一种成分方案。成分设计中强调了s含量要低于0.007％但不低于0.0015％，以及限制了al、ti、mg、n等的范围，并提出了mg/ti值要不低于0.017，减去与ca、rem、zr、mg等摩尔比一比一的s之后的s含量要在0.0003％～0.003％等。但是由于决定是否具有晶内诱导相变作用，以及使haz区过热奥氏体相变后具有合适的多晶契合结构、能够保障在过高的焊接线能量下过热区具有足够韧性的是所形成的夹杂物的粒度和分布，无论添加什么元素、在冶金过程不从时间和形成顺序上控制的夹杂物粒度、分布，都难以得到期望效果。

文献10“cn108677088a”提出了以低碳低硅加镍的含锰钢为基础，提高钢中的硼和氮含量，且在减去摩尔比为氮含量的按一比一的硼之后，剩余硼为0.001％～0.0020％的成分方案和冶炼方案。该方案一方面贵合金多，成本高，不经济，另一方面想利用bn作为haz过热奥氏体晶内诱导相变形核核心实际上可能事与愿违，因为自由硼和氮都是晶界易偏聚元素，而且未回溶bn又过于粗大和稀少，第三就是过高的n，在加入过量b后，凝固过程会在晶界形成粗大的bn析出相(夹杂物级别)，破坏最终钢板基体的连续性，第四是细小的bn回溶温度太低，难以在过高的温度下起到钉轧过热奥氏体晶界作用，粗大的bn与奥氏体相没有晶格配位关系，更起不到钉轧过热奥氏体晶界作用。

文献11“cn109097685a”公开了一种以tin抑制焊接再热奥氏体粗化的可大线能焊接的钢板的生产方法，其在低磷低硫的低碳含锰低合金钢成分基础上，通过al脱氧并保有0.02％以上的酸溶铝，进行微钛处理，加入b元素0.0008～0.0015％、并加入0.04～0.10％的v、控制n在0.007～0.009％且≤0.003+0.28ti+0.03v+1.27b，铸坯经加热后通过三阶段控制轧制获得钢板。给出了钢板经焊接热输入100kj/cm的焊接后haz区的韧性检测值。该方法主要依赖tin抑制再热奥氏体粗化保障haz韧性，n的成分控制范围窄，且所适用的焊接热输入偏低。

文献11“cn109161671a”公开了一种以低碳铌钛微合金化低合金钢为基础的大线能焊接用钢的制造方法，其核心是用转炉和精炼电炉冶炼最终成分范围为c：0.06％～0.18％，si：0.15％～0.50％，mn:1.10％～1.60，p≤0.012％，s≤0.003％，ni:0.10％～0.40％，nb:0.010％～0.030％，al:≤0.010％，ti:0.010％～0.030％，ca:0.002％～0.010％的钢水，其中在转炉冶炼后在精炼不采用al脱氧，控制al元素≤0.0075％，在钢中自由氧在10到100ppm的范围，加入ti进行微合金化，在钢中形成细小的ti的氧化物，经过lf精炼、rh处理后再进行钙处理。

文献12“cn109321847a”公开了一种可大线能量焊接eh420级海洋工程用厚钢板及其制备方法，其特征在于分析了钢中直径0.5～5μm夹杂物的构成，通过在转炉炉后弱脱氧，控制自由氧位在10～100ppm下进行ti脱氧，氧位到达5～50ppm时喂入镁线和铝线，然后进行rh处理，再喂入ca线。意图形成al-mg-ti-ca-mn-o-s复合的夹杂物。由于夹杂物形成于lf精炼阶段，后续又经历rh处理时间，所以会导致夹杂物粗大化和上浮，最终获得的钢水质量不确定，大线能焊接的可靠性不高。

文献13“cn109321815a”公开了一种耐大线能量焊接高强度厚钢板的制造方法，其核心是钢经合金化后在rh工序进行二次吹氧，定氧到10～100ppm后进行ti合金化，然后加入ca、mg、ca、zr、rem中的一种，吹氩搅拌后进行连铸，意图获得ti-m-o复合夹杂物。由于在rh吹氧会导致c、si、mn、al等优先氧化，导致成分损失，且这种方式形成的二次氧化产物粒度不可控，获得的夹杂物粒度和分布不可靠，因此不是一个完美的办法。

文献14“cn109321846a”公开了一种屈服强度355mpa级大线能量焊接用钢的制造方法，其核心内容与文献12类似，但脱氧过程有所不同，是在出钢过程前半程以si、mn类的弱脱氧剂脱氧，后半程加入ti铁脱氧，再在其后在lf造白渣。由于转炉冶炼后自由氧高达700ppm以上，出钢过程钢水紊流剧烈，所以钢中的ti的氧化物不易形成均一稳定的分布，大部分将浮出。后续进一步精炼时al、ca等的氧化物会继续聚合原有氧化物而浮出到渣中，所以最终得到的钢中的氧化物粒度和体密度是不确定的，因此不易保障最终的大线能焊接性能可靠。

文献15“cn109321816a”公开了一种屈服强度460mpa级大线能量焊接用钢的制造方法，其仍然是在转炉出钢过程前半程以si、mn类的弱脱氧剂脱氧，后半程加入ti铁脱氧，使铁水自由氧含量达到100ppm。这个自由氧的含量，钢中的ti基本以大颗粒氧化物形态存在，且在后续精炼过程中很难存留在钢中。其后经rh高真空处理，钢中的自由氧已经不可能达到50ppm，在其后再喂钙线，钢中定氧的氧含量也不可能达到50ppm，其喂稀土线的时机是不存在的。所以该文献有关冶炼过程的方法是不明确的，不具备操作性。其过程是难以稳定得到所谓ti-ca-mn-o-s以及还含有re氧化物的有利于大线能焊接的有效夹杂物的。可靠性不好。

这些制造方法虽然可以获得适合于大线能焊接，且焊接haz过热区性能良好的钢板，但是由于ti脱氧后所形成的ti的氧化物经历一定时间后会聚合，在rh处理后进一步喂ca线处理，由于带入的氧元素以及钢中其他氧化物的存在，还会形成cao，会导致ti-ca系的氧化物粗大化，使单位体积内的氧化物颗粒数过低，最终导致批次间的大线能焊接性能不一致，同时由于钢中固氮元素过少，冶炼过程中又不可避免带入n元素而出现氮含量较高的情形，此时焊接时会出现由氮所导致的粗晶区外的haz区的时效脆化。同时，钢中的n应优先与ti、al结合，如此多的b含量急剧增加钢的淬硬性，即b在再热过程中将易于偏聚于晶界，阻碍碳的扩散，在钢中存在mo、v、cr、nb等强碳化物形成元素时，会导致相变后出现侧板条贝氏体或更多的ma相，可能会急剧损害haz区的韧性。

技术实现要素：

基于对以上现有技术的分析，针对现有技术的不足，本发明以改善大线能焊接热影响区的粗晶区性能为目的，通过控制在液态钢中细小夹杂物的形成过程，实现夹杂物的结构有序化和尺度优化，并使之均匀分布的在钢中，使钢板在大线能焊接热影响区的粗晶区发生由夹杂物诱导的多位向针状铁素体相变，有效保障了焊接热影响区的冲击韧性。

这种方法所形成的夹杂物，是tiox-mgo-cao-mns-tin等的复合结构。在焊接升温过程中，夹杂物中的氮化物和硫化物分解。在冷却过程中，氮化物和硫化物又附着在氧化物基体上析出。导致在夹杂物周边的元素分布不均，形成针状铁素体相变条件，最终使再热奥氏体相变后形成晶界密度更高的室温组织，同时减少了在晶界上分布的杂质元素密度，提高了晶界在低温下阻碍裂纹扩展的能力，从而使焊缝粗晶区性能劣化程度被有效减小。相比以往的技术，钢中形成的有益氮氧化物粒子结构合理有序、分布均匀，诱导相变发生的比表面积大，所得到的材料更适应大线能焊接。

本发明的具体方案如下：

一种含铝的适合于大线能焊接的低合金钢板的制造方法，包括以下步骤：以钢液为原料，喂入feox包芯线，弱吹氩搅拌，加入mg和ca，吹氩搅拌，喂入铝线，吹氩搅拌，浇注，连铸得到铸坯，轧制，再经水冷，得到含铝的适合于大线能焊接的低合金钢板。

上述的一种含铝的适合于大线能焊接的低合金钢板的制造方法，其在进行喂feox包芯线增氧处理前，所采用的原料的钢液的成分以重量比例计，为自由氧≤15ppm，p≤0.008％，nb≤0.025％，cu≤0.30％，ni≤0.30％，mo≤0.06％，v≤0.06％，s≤0.003％，b≤0.0008％，cr≤0.30％，alt≤0.007％，c：0.03～0.07％，mn：1.30～1.60％，si：0.15～0.30％，ti：0.011％～0.022％，[n]:30～60ppm，其余为fe及钢中不可避免之杂质元素。

上述的一种含铝的适合于大线能焊接的低合金钢板的制造方法，其采用经转炉或电炉冶炼又经真空处理后的低碳低铝洁净钢为原料，在真空处理向钢液罐喂入feox包芯线以增氧，控制钢液中的增氧量为8～20ppm，弱吹氩搅拌2～5min；然后以喂线方式向钢中加入mg和ca，控制钢液中的增mg量为5～10ppm，增ca量为10～20ppm；然后通过罐底氩气孔向钢液中吹氩气搅拌，控制吹氩流量使钢液表面弱翻滚，钢液表面裸露面直径≤80mm，搅拌时间3～5min后喂入铝线，控制alt≥0.020％，喂铝线后继续吹氩5-8min,完成后8min内上机浇注。连铸需控制中间包钢液过热度在15～35℃。

上述的一种含铝的适合于大线能焊接的低合金钢板的制造方法，最终制造的钢液在连铸机上铸成板坯后通过中厚钢板轧制线以tmcp工艺轧制成钢板，其成品的优选成分以重量比例计，为全氧≤40ppm，p≤0.008％，nb:0.015～0.0.021％，cu:0.12～0.30％，ni：0.05～0.30％，mo≤0.06％，v≤0.060％，s≤0.003％，b≤0.0008％，cr≤0.30％，alt：≥0.02％，c：0.04～0.065％，mn：1.30～1.60％，si：0.15～0.30％，ti：0.008％～0.016％，[n]:30～50ppm，mg≥3ppm，ca≥10ppm，其余为fe及钢中不可避免之杂质元素。

上述的一种含铝的适合于大线能焊接的低合金钢板的制造方法，其连铸所生产的钢坯，在中厚钢板轧制线上的生产工艺基本为，在1100℃～1220℃区间加热均匀，在轧制前通过高压水喷淋去除钢坯表面的氧化铁皮，通过两阶段控制轧制轧到成品厚度。

轧制的第一阶段累积压下率应≥50％，轧制温度在930℃以上。

轧制的第二阶段累积压下率应≥50％，轧制温度区间在780～840℃。

轧制后要进行浇水冷却，冷却开始温度≥720℃，冷却后钢板表面返温的最高温度在450～630℃范围内，且随钢板的厚度的增加而降低。

浇水冷却的平均冷却速度需≥8℃/s。

钢板可以选择性地进行回火处理，回火保温温度范围在400～630℃。

以本方法生产的钢板，其组织为非等轴铁素体和针状铁素体，其在焊接后haz粗晶区也形成了以针状铁素体为主的组织形态。即使焊接线能量提高到400kj/cm，粗晶区峰值温度达到1350℃以上，haz粗晶区也可以获得较高的低温(-40℃)冲击韧性值。

之所以在haz粗晶区会形成以针状铁素体为主的组织形态，是因为通过本发明的方法，在钢中形成了数量充足的0.5～5μm直径的有益夹杂物。这些夹杂物的结构主要为tiox-mgo-cao-mns-tin等的复合结构。其中氧化物部分是在钢液凝固之前形成，在焊接再热过程中大部分不会溶解，且位置也不发生迁移。但是附着于其上的氮化物和硫化物则会发生回溶，而在其后的降温过程中，氮化物和硫化物又会重新附着于氧化物上逐渐析出，基于其析出的传质过程，促进了在夹杂物与基体界面的针状铁素体形核和成长。

之所以控制mo、v、nb等元素的上限，是因为这些元素与碳的亲和力强，易于促进m-a相等对低温韧性不利的组织形成。

本发明的有益效果为，通过在真空精炼后控制氧化物有序生成，使氧化物具有强烈的促进haz粗晶区发生针状铁素体相变的作用，从而使钢具有稳定的大线能焊接适应性。

附图说明

附图1为实施例1轧钢板后，取样进行eds能谱面扫描进行夹杂物形貌、组成分析。

附图2为实施例1采用扫描电镜夹杂物自动分析功能进行的氮氧化物夹杂物的粒度分布统计实验结果。

具体实施方式

下面详细描述本发明的实施例，所述实施例的示例在附图中示出，其中自始至终相同或类似的标号表示相同或类似的模块或具有相同或类似功能的模块。下面通过参考附图描述的实施例是示例性的，仅用于解释本发明，而不能理解为对本发明的限制。

本发明提供了一种含铝的适合于大线能焊接的低合金钢板的制造方法，包括以下步骤：以钢液为原料，喂入feox包芯线，弱吹氩搅拌，加入mg和ca，吹氩搅拌，喂入铝线，吹氩搅拌，浇注，连铸得到铸坯，轧制，再经水冷，得到含铝的适合于大线能焊接的低合金钢板。

上述的一种含铝的适合于大线能焊接的低合金钢板的制造方法，其采用经转炉或电炉冶炼又经真空处理后的低碳低铝洁净钢为原料，在真空处理向钢液罐喂入feox包芯线以增氧，控制钢液中的增氧量为8～20ppm，弱吹氩搅拌2～5min；然后以喂线方式向钢中加入mg和ca，控制钢液中的增mg量为5～10ppm，增ca量为10～20ppm；然后通过罐底氩气孔向钢液中吹氩气搅拌，控制吹氩流量使钢液表面弱翻滚，钢液表面裸露面直径≤80mm，搅拌时间3～5min后喂入铝线，控制alt≥0.020％，喂铝线后继续吹氩5-8min,完成后8min内上机浇注。连铸需控制中间包钢液过热度在15～35℃。

上述的一种含铝的适合于大线能焊接的低合金钢板的制造方法，其在进行喂feox包芯线增氧处理前，所采用的原料的钢液的成分以重量比例计，为自由氧≤15ppm，p≤0.008％，nb≤0.025％，cu≤0.30％，ni≤0.30％，mo≤0.06％，v≤0.06％，s≤0.003％，b≤0.0008％，cr≤0.30％，alt≤0.007％，c：0.03～0.07％，mn：1.30～1.60％，si：0.15～0.30％，ti：0.011％～0.022％，[n]:30～60ppm，其余为fe及钢中不可避免之杂质元素。

上述的一种含铝的适合于大线能焊接的低合金钢板的制造方法，最终制造的钢液在连铸机上铸成板坯后通过中厚钢板轧制线以tmcp工艺轧制成钢板，其成品的优选成分以重量比例计，为全氧≤40ppm，p≤0.008％，nb:0.015～0.0.021％，cu:0.12～0.30％，ni：0.05～0.30％，mo≤0.06％，v≤0.060％，s≤0.003％，b≤0.0008％，cr≤0.30％，alt：≥0.02％，c：0.04～0.065％，mn：1.30～1.60％，si：0.15～0.30％，ti：0.008％～0.016％，[n]:30～50ppm，mg≥3ppm，ca≥10ppm，其余为fe及钢中不可避免之杂质元素。

上述的一种含铝的适合于大线能焊接的低合金钢板的制造方法，其连铸所生产的钢坯，在中厚钢板轧制线上的生产工艺基本为，在1100℃～1220℃区间加热均匀，在轧制前通过高压水喷淋去除钢坯表面的氧化铁皮，通过两阶段控制轧制轧到成品厚度。

轧制的第一阶段累积压下率应≥50％，轧制温度在930℃以上。

轧制的第二阶段累积压下率应≥50％，轧制温度区间在780～840℃。

轧制后要进行浇水冷却，冷却开始温度≥720℃，冷却后钢板表面返温的最高温度在450～630℃范围内，且随钢板的厚度的增加而降低。

浇水冷却的平均冷却速度需≥8℃/s。

钢板水冷后可以进行回火处理，回火保温温度范围在400～630℃。

实施例

实施例1和2，利用以上方法，采用120吨转炉-lf炉精炼-rh炉真空处理-250mm断面铸机的生产模式进行钢坯冶炼。转炉冶炼入炉铁水要求p≤0.110％，s≤0.010％，铁水温度≥1300℃，冶炼后出钢过程以弱氧化物形成元素脱氧，出钢加料顺序为：活性石灰—锰系合金-硅系合金。活性石灰加入量350-450kg，出钢时加30kg电石。出钢开始至出钢3/4保持氩气全开，然后转入小流量，出钢后小流量开启200l/min×3-5分钟。炉后目标成分：c≤0.04％，mn:1.0-1.3％，p≤0.008％，s≤0.012％，si≤0.20％。炉后温度≥1540℃。lf炉处理过程中，要求白渣保持时间≥15min，并调整成分至目标成分。加热时，保持埋弧操作，并保证炉内微正压状态和还原气氛，可加入铝粒进行脱氧，但需多次逐渐添加，并控制钢中总al含量不超过0.007％，精炼结束后炉渣feo+mno≤1.5％。lf出站后进行ti合金化处理，调整钛至目标范围。rh处理真空保压(≤60pa)时间≥20min，破空后对合金成分进行微调，保证喂feox包芯线增氧前，成分符合要求。

本发明实施例1和实施例2在增氧作业前的成分见表1。

表1进行增氧作业前的成分

实施例rh出站后喂入feox包芯线280-300米，增氧量分别为10ppm和9ppm，喂线增氧后弱吹氩搅拌2～5min，使所增氧在钢中分布均匀。然后喂入mg、ca复合合金线，喂入量350-600米，控制增mg量为5～10ppm，增ca量为10～20ppm。然后立即通过罐底弱吹氩气搅拌，氩气流量按出气点钢液表面裸露面直径(平均径长)≤80mm为准控制，搅拌时间3～5min。然后，喂入铝线200-250米，控制钢种alt≥0.020％，喂铝线后继续吹氩5-8min，完成后8min内上机浇注。

本实施例1和实施例2在增氧至上机连铸的主要相关控制作业参数见表2。

表2增氧至上机连铸的主要相关控制作业参数

实施例1-2最终熔炼成分见表3所示。

表3各例的成品检验成分

将实验钢板在中厚钢板轧制线上进行轧制，轧制规格均为60mm×2800mm×lmm的钢板。实际加热1200℃，在炉时间＞300分钟，在轧制前通过高压水喷淋去除钢坯表面的氧化铁皮，通过两阶段控制轧制轧到成品厚度。轧制的第一阶段累积压下率应≥50％，粗轧8道次，后二道次压下率≥15％。轧制的第二阶段累积压下率50％，轧制温度区间在790-800摄氏度。轧制后要进行浇水冷却，冷却开始温度≥770℃，冷却后钢板表面返温的最高温度在520-535℃。实验钢板轧制工艺及性能见表4和表5。

表4各例轧制60mm×2800mm×10000mm的钢板的过程设定参数

表5各例的成品性能

附图1为实施例1轧制60mm钢板后，取样进行eds能谱面扫描进行夹杂物形貌、组成分析，该照片为典型复合有益夹杂形貌及结构，为非等轴铁素体和针状铁素体，其在焊接后haz粗晶区也形成了以针状铁素体为主的组织形态。附图2为实施例1采用扫描电镜夹杂物自动分析功能进行的氮氧化物夹杂物的粒度分布统计实验结果，氮氧化物集中分布在1-2μm这一区间。

实施例1和实施例2分别取分别取样通过双丝气电立焊机进行对接焊，所采用的焊接参数和焊丝如表6，焊接接头的冲击韧性结果如表7。

表6各成分号焊接工艺

表7各成分号的焊接接头冲击韧性

通过上述实施例样品的形貌及形貌测试可以显示或表明：本发明钢板的组织为非等轴铁素体和针状铁素体，其在焊接后haz粗晶区也形成了以针状铁素体为主的组织形态。即使焊接线能量提高到400kj/cm，粗晶区峰值温度达到1350℃以上，haz粗晶区也可以获得较高的低温(-40℃)冲击韧性值，熔合线最低达到了89j以上。

上诉实验数据明确地表明了，通过在本发明的钢板的制造方法，真空精炼后控制氧化物有序生成，使氧化物具有强烈的促进haz粗晶区发生针状铁素体相变的作用，从而使钢具有稳定的大线能焊接适应性。

在本说明书的描述中，参考术语“一个实施例”、“另一个实施例”等的描述意指结合该实施例描述的具体特征、结构、材料或者特点包含于本发明的至少一个实施例中。在本说明书中，对上述术语的示意性表述不必须针对的是相同的实施例或示例。而且，描述的具体特征、结构、材料或者特点可以在任一个或多个实施例或示例中以合适的方式结合。此外，在不相互矛盾的情况下，本领域的技术人员可以将本说明书中描述的不同实施例或示例以及不同实施例或示例的特征进行结合和组合。

尽管上面已经示出和描述了本发明的实施例，可以理解的是，上述实施例是示例性的，不能理解为对本发明的限制，本领域的普通技术人员在本发明的范围内可以对上述实施例进行变化、修改、替换和变型。

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