一种低合金高强钢及其大热输入焊接热影响区韧化方法

摘要

一种低合金高强钢及其大热输入焊接热影响区韧化方法；合金高强钢其化学组成成分质量百分比为：C：0.01％～0.30％，Si：0.10％～0.50％，Mn：1.30％～1.80％，P：＜0.08％，S：＜0.08％，Ti：0.005％～0.30％，Zr：0.001％～0.10％，余量为Fe和不可避免的杂质；韧化方法：1)按照上述低合金高强度钢板成分设计，将各原料熔炼浇铸，得到钢锭；2)将钢锭加热保温，进行多道次粗轧后，将粗轧板空冷至室温，再进行多道次精轧，得精轧板；3)采用层流冷却的方式对热轧板进行冷却，得到适合大热输入焊接用低合金高强度钢。

说明书

技术领域

本发明属于焊接技术领域，具体涉及一种低合金高强钢及其大热输入焊接热影响区韧化方法，可提高焊接的生产效率，降低生产成本。

背景技术

近年来对用于桥梁、高层建筑物和船舶等行业使用的厚板钢材要求日益严格，这些钢材一般多通过焊接接合，为了能高效率的焊接这类厚钢板，要求进行热输入量大于50kJ/cm以上的大热输入焊接。这种大热输入焊接方式的热影响区(HAZ)从加热到高温的奥氏体区域被缓慢冷却，组织粗大且韧性劣化。该韧性劣化随着焊接时热输入量的增加而越发显著。其主要原因是焊接时的热输入量增大，奥氏体粗化并且冷却速度缓慢，造成组织粗大。因此，在中厚板的焊接过程中，为了保证钢结构件的安全使用，通常只采用较低的热输入对钢板进行多道次焊接，以保证焊接热影响区韧性。但是该种焊接方法效率很低、需要大量的人工成本，与现代经济发展所需要的低成本、高效率和减量化的生产目标相矛盾。

为提高这些大型工程构件施工过程中的焊接效率并保证服役期间的安全可靠性，焊接效率高的单面埋弧焊、气电立焊和电渣焊等大热输入焊接技术相继被采用，这给传统的低合金高强度钢(HSLA钢)带来了新的挑战，如何保证在大热输入焊接条件下焊接热影响区良好的冲击韧性引起了业界的广泛关注。因此，研究开发出满足大热输入焊接用低合金高强度钢是解决大热输入焊接热影响区低温韧性恶化的有效途径。

发明内容

针对现有技术的不足，本发明提供了一种低合金高强钢及其大热输入焊接热影响区韧化方法，通过向钢中加入添加质量百分比为0.001％～0.100％的Zr，形成以ZrOx夹杂为核心，周围包覆着MnS的球状夹杂，钢中的微合金化元素形成细小而弥散分布的夹杂物，能够阻止奥氏体晶粒在大热输入焊接热循环过程中的粗化，从而提高粗晶热影响区的韧性。并采用TMCP(Thermo Mechanical Control Process)工艺在热轧机上进行再结晶区和未再结晶区两阶段轧制，将钢坯轧制成钢板。

本发明的低合金高强钢，以使用性能特点出发，在考虑各合金元素影响大热输入焊接HAZ韧性的基础上优化成分设计，其化学组成成分质量百分比为：C：0.01％～0.30％，Si：0.10％～0.50％，Mn：1.30％～1.80％，P：＜0.08％，S：＜0.08％，Ti：0.005％～％，Zr：0.001％～0.10％，余量为Fe和不可避免的杂质。

本发明的低合金高强钢的大热输入焊接热影响区韧化方法，具体步骤如下：

步骤1，合金熔炼：

按照上述低合金高强度钢板成分设计，将各原料在1550℃～1610℃进行合金熔炼，在1550～1610℃浇铸，得到钢锭；

步骤2，合金轧制：

(1)将钢锭加热到1200～1250℃，保温2～2.5h；

(2)多道次粗轧：将保温后的钢锭进行多道次粗轧，粗轧开轧温度为1150～1100℃，终轧温度为1000～950℃，总累计压下率为40～50％，得粗轧板；

(3)将粗轧板空冷至室温；

(4)多道次精轧：将室温冷轧板进行多道次精轧，精轧开轧温度为880～860℃，终轧温度为820～800℃，总累计压下率为60～65％，得精轧板；

步骤3，冷却：

采用层流冷却的方式对热轧板进行冷却，冷却速度为15℃/s～25℃/s，终冷温度为680～650℃，得到大热输入焊接用低合金高强度钢。

上述的低合金高强钢大热输入焊接热影响区韧化方法，其中：

所述步骤1中，原料为：工业纯铁，T10钢，金属锰，电离硅，中铁合金为原料；

所述步骤1中，采用真空感应电炉中进行冶炼。

所述步骤1中，为控制夹杂物的含量，浇铸温度为1550℃～1610℃；

所述步骤2中，进行2～4道次粗轧，单道次压下率为25～30％。

所述步骤2中，进行3～5道次精轧，单道次压下率为20～25％。

所述步骤2中，然后采用TMCP(Thermo Mechanical Control Process)工艺在其再结晶区进行粗轧，在未再结晶区进行精轧，两阶段进行多道次轧制。

本发明制备的低合金高强钢的厚度为14～16mm。

氧化物冶金技术被认为是改善大热输入焊接热影响区韧性的有效途径。大热输入焊接用钢与传统钢的主要区别是：在钢板化学成分、力学韧性基本相同的情况下，经相同的焊接热循环后，传统钢的焊接热影响区(HAZ)力学性能严重下降，尤其是低温冲击韧性会低于钢板的最低标准，而利用氧化物冶金技术开发的大热输入焊接用钢的焊接热影响区的低温冲击韧性下降幅度很小，完全符合与母材韧性的匹配，甚至较标准要求有更大的富余量。基于氧化物冶金技术控制钢中夹杂物的类型、大小和分布，使钢中的夹杂物细小而弥散化，从而在大输入焊接热循环过程中钉扎奥氏体晶粒，并在晶内促进针状铁素体(AF)的形核，细化了晶粒，有效地改善了大热输入焊接热影响区组织的韧性。

本发明提供的一种低合金高强钢及其大热输入焊接热影响区韧化方法，相比于现有技术，其特点在于：普遍认为，钢中夹杂物对钢的性能是有害的，该发明通过氧化物冶金技术，向钢中添加适量的Zr元素，促进了钢中非金属夹杂物的微细化，形成以Zr的氧化物为主的复合型夹杂物，该种非金属夹杂物以类球形为主，呈细小弥散化分布。该发明将钢中原有非金属夹杂物变有害为有利。通过添加适量的Zr元素能够有效改变钢中原有MnS的形状，将长条状的MnS夹杂转变成以ZrOx为核心的球形复合夹杂，促进MnS球化。这种复合夹杂物尺寸细小，而且分布弥散均匀。由于Zr的离子半径与Mn的离子半径相接近，而且Mn元素为奥氏体稳定元素，Zr的氧化物从奥氏体中吸收了Mn原子，造成在Zr的氧化物周围形成Mn贫瘠区，Mn浓度的降低提高了铁素体的A3相变点温度，增加了奥氏体向铁素体相变的化学驱动力，因此，促进了粗晶热影响区中相互交错的针状铁素体(AF)在Zr的氧化物周围进行形核并且向四周发散长大，其中晶内针状铁素体的形成有利于阻止晶界处侧板条铁素体的生长。由于针状铁素体(AF)相互交错的特殊结构，能够有效地改变裂纹的传播方向，阻止裂纹的继续传播，从而消耗掉更多的能量，明显地提升粗晶热影响区的冲击韧性。

附图说明：

图1本发明实施例1制备的不含Zr低合金高强钢轧态下夹杂物形貌；

图2本发明实施例1制备的添加0.008％Zr低合金高强钢轧态下夹杂物形貌；

图3本发明实施例1制备的不含Zr低合金高强钢轧态下夹杂物形貌与能谱；

图4本发明实施例1制备的添加0.008％Zr低合金高强钢轧态下夹杂物形貌与能谱；

图5本发明实施例2制备的含0.08％Zr低合金高强钢大热输入焊接热循环示意图；

图6本发明实施例2制备的含0.08％Zr低合金高强钢100kJ/cm大热输入焊接热影响区显微组织；

图7本发明实施例3制备的含0.08％Zr低合金高强钢200kJ/cm大热输入焊接热影响区显微组织；

图8本发明实施例4制备的含0.06％Zr低合金高强钢400kJ/cm大热输入焊接热影响区显微组织；

图9本发明实施例5制备的含0.065％Zr低合金高强钢800kJ/cm大热输入焊接热影响区显微组织；

图10本发明实施例6制备的含0.05％Zr低合金高强钢1000kJ/cm大热输入焊接热影响区显微组织；

图11本发明实施例7制备的含0.01％Zr低合金高强钢大热输入焊接热影响区显微组织。

具体实施方式：

性能评估及组织观察：利用Gleebe-3800对实验钢进行焊接热模拟实验。试样以100℃/s加热到1400℃，保温1s～60s，从800℃冷却至500℃时间为137.5s、214s、325s、730s、818s，分别对应热输入为100kJ/cm、200kJ/cm、400kJ/cm、800kJ/cm和1000kJ/cm。试样开Charpy-V型缺口，在-20℃进行冲击实验，评价焊接热影响区的韧性。经过焊接热循环后的试样用线切割切开，机械抛光后，采用4％的硝酸酒精溶液腐蚀，为了避免受热不均匀情况的影响，利用LEICA Q5501W金相显微镜对热电偶附近的金相组织进行观察，并对焊接热影响区的组织与性能进行评价。

以下实施例1～7的低合金高强钢大热输入焊接热循环工艺参数分别如表1所示。

表1实施例3大热输入焊接热循环工艺参数

实施例1

一种低合金高强钢及其大热输入焊接热影响区韧化方法，设置A1和A2两组实验钢作为对比组，A1组实验钢(不含Zr)，其化学组成成分按质量百分比为：C：0.10％、Si：0.19％、Mn：1.44％、P：＜0.008％、S：＜0.005％、Ti：0.016％，余量为Fe和不可避免的杂质；A2组实验钢(含Zr)，其化学组成成分按质量百分比为：C：0.10％、Si：0.18％、Mn：1.43％、P：＜0.008％、S：＜0.005％、Ti：0.015％，Zr：0.008％，余量为Fe和不可避免的杂质。

上述的低合金高强钢的大热输入焊接热影响区韧化方法，具体步骤如下：

步骤1，合金熔炼：

按照上述低合金高强度钢板成分设计，将各原料在真空感应电炉中以1580℃进行合金熔炼，在1550℃浇铸，得到钢锭；

步骤2，合金轧制：

(1)将钢锭加热到1200℃，保温2h；

(2)多道次粗轧：将保温后的钢锭进行进行2道次粗轧，粗轧开轧温度为1150℃，终轧温度为1100℃，单道次压下率为25％，总累计压下率为50％，得粗轧板；

(3)将冷轧板空冷至室温；

(4)多道次精轧：将室温冷轧板进行3道次精轧，精轧开轧温度为880℃，终轧温度为820℃，单道次压下率为20％，总累计压下率为60％，得精轧板；

步骤3，冷却：

采用层流冷却的方式对热轧板进行冷却，冷却速度为15℃/s，终冷温度为650℃，得到厚度为16mm的大热输入焊接用低合金高强度钢；

步骤4，大热输入焊接热模拟：

(1)低合金高强度钢板以100℃/s加热到1400℃，保温1s；

(2)在冷却过程中，控制从800℃冷却至500℃时间为137.5s。

本实施例实验钢A1组实验钢(不含Zr)力学性能分别为：Rel(402MPa)、Rm(503MPa)、δ(25％)、Rel/Rm(0.79)、Akv(-20℃条件下，210J)；A2组实验钢(含Zr)力学性能分别为：Rel(410MPa)、Rm(512MPa)、δ(27％)、Rel/Rm(0.80)、Akv(-20℃条件下，280J)。与A1组实验钢(不含Zr)相比，A2组实验钢(含Zr)添加0.008％的Zr元素后，合金力学性能分别提高了：Rel(1.99％)、Rm(1.79％)、6(8.00％)、Rel/Rm(1.27％)、Akv(-20℃条件下，33.33％)。Al组实验钢(不含Zr)，经过热输入量为100kJ/cm焊接热循环后，-20℃条件下的冲击功为17J，A2组实验钢(含Zr)，经过热输入量为100kJ/cm焊接热循环后，-20℃条件下的冲击功为178J。

图1为A1组实验钢(不含Zr)轧态下夹杂物的形貌图片。可以看出，夹杂物主要为长条状为主的MnS夹杂。图2为A2组实验钢(含Zr)轧态下夹杂物的形貌图片。可以看出，夹杂物主要为类球状，以Zr氧化物为主的复合型夹杂物。为进一步研究钢中夹杂物的类型，分别对两种实验钢中的夹杂物进行能谱分析。图3为A1组实验钢(不含Zr)中夹杂物的形貌和能谱分析。可以看出，夹杂物主要以铝和镁的氧化物为主，其大小在2μm左右。图4为A2组实验钢(含Zr)中夹杂物的形貌和能谱分析。可以看出，夹杂物主要以锆的氧化物为主，附带MnS的复合型夹杂物，其大小在1μm左右。由此可见，钢中添加适量的Zr元素，不仅可以促进长条状的MnS夹杂物球化，还能降低夹杂物尺寸。表1为大热输入焊接热循环具体工艺参数。

实施例2

一种低合金高强钢大热输入焊接热影响区韧化方法，所用钢材的化学成分及质量百分比为：C：0.10％、Si：0.18％、Mn：1.43％、P：＜0.008％、S：＜0.005％、Ti：0.015％、Zr：0.08％，余量为Fe和不可避免的杂质。

上述的低合金高强钢的大热输入焊接热影响区韧化方法，具体步骤如下：

步骤1，合金熔炼：

按照上述低合金高强度钢板成分设计，将各原料在真空感应电炉中以1580℃进行合金熔炼，在1550℃浇铸，得到钢锭；

步骤2，合金轧制：

(1)将钢锭加热到1200℃，保温2h；

(2)多道次粗轧：将保温后的钢锭进行进行2道次粗轧，粗轧开轧温度为1150℃，终轧温度为1100℃，单道次压下率为25％，总累计压下率为50％，得粗轧板；

(3)将冷轧板空冷至室温；

(4)多道次精轧：将室温冷轧板进行4道次精轧，精轧开轧温度为880℃，终轧温度为820℃，单道次压下率为20％，总累计压下率为80％，得精轧板；

步骤3，冷却：

采用层流冷却的方式对热轧板进行冷却，冷却速度为15℃/s，终冷温度为650℃，得到厚度为14mm的大热输入焊接用低合金高强度钢；

步骤4，大热输入焊接热模拟：

(1)低合金高强度钢板以100℃/s加热到1400℃，保温1s；

(2)在冷却过程中，控制从800℃冷却至500℃时间为137.5s。

图5为大热输入焊接热循环示意图。可以看出，实验钢被快速地加热到1400℃，并保温1s，从800℃冷却至500℃时间为137.5s，热输入为100kJ/cm，低温冲击功为230J。表1为大热输入焊接热循环具体工艺参数。图6为实验钢大热输入焊接热影响区显微组织。

实施例3

一种低合金高强钢大热输入焊接热影响区韧化方法，所用钢材的化学成分及质量百分比为：C：0.10％、Si：0.18％、Mn：1.44％、P：＜0.008％、S：＜0.005％、Ti：0.014％、Zr：0.08％，余量为Fe和不可避免的杂质。

上述的低合金高强钢的大热输入焊接热影响区韧化方法，具体步骤如下：

步骤1，合金熔炼：

按照上述低合金高强度钢板成分设计，将各原料在真空感应电炉中以1580℃进行合金熔炼，在1550℃浇铸，得到钢锭；

步骤2，合金轧制：

(1)将钢锭加热到1200℃，保温2h；

(2)多道次粗轧：将保温后的钢锭进行进行2道次粗轧，粗轧开轧温度为1150℃，终轧温度为1100℃，单道次压下率为25％，总累计压下率为50％，得粗轧板；

(3)将冷轧板空冷至室温；

(4)多道次精轧：将室温冷轧板进行4道次精轧，精轧开轧温度为880℃，终轧温度为820℃，单道次压下率为20％，总累计压下率为80％，得精轧板；

步骤3，冷却：

采用层流冷却的方式对热轧板进行冷却，冷却速度为15℃/s，终冷温度为650℃，得到厚度为14mm的大热输入焊接用低合金高强度钢；

步骤4，大热输入焊接热模拟：

(1)低合金高强度钢板以100℃/s加热到1400℃，保温1s；

(2)在冷却过程中，控制从800℃冷却至500℃时间为214s。

实验钢被快速地加热到1400℃，并保温1s，从800℃冷却至500℃时间为214s，热输入为200kJ/cm，焊接热影响区低温冲击功为183J左右。表1为大热输入焊接热循环具体工艺参数。图7为实验钢大热输入焊接热影响区显微组织。

实施例4

一种低合金高强钢大热输入焊接热影响区韧化方法，所用钢材的化学成分及质量百分比为：C：0.10％、Si：0.17％、Mn：1.45％、P：＜0.008％、S：＜0.005％、Ti：0.015％、Zr：0.06％，余量为Fe和不可避免的杂质。

上述的低合金高强钢的大热输入焊接热影响区韧化方法，具体步骤如下：

步骤1，合金熔炼：

按照上述低合金高强度钢板成分设计，将各原料在真空感应电炉中以1580℃进行合金熔炼，在1550℃浇铸，得到钢锭；

步骤2，合金轧制：

(1)将钢锭加热到1200℃，保温2h；

(2)多道次粗轧：将保温后的钢锭进行进行2道次粗轧，粗轧开轧温度为1150℃，终轧温度为1100℃，单道次压下率为25％，总累计压下率为50％，得粗轧板；

(3)将冷轧板空冷至室温；

(4)多道次精轧：将室温冷轧板进行4道次精轧，精轧开轧温度为880℃，终轧温度为820℃，单道次压下率为20％，总累计压下率为80％，得精轧板；

步骤3，冷却：

采用层流冷却的方式对热轧板进行冷却，冷却速度为15℃/s，终冷温度为650℃，得到厚度为14mm的大热输入焊接用低合金高强度钢；

步骤4，大热输入焊接热模拟：

(1)低合金高强度钢板以100℃/s加热到1400℃，保温3s；

(2)在冷却过程中，控制从800℃冷却至500℃时间为325s。

实验钢被快速地加热到1400℃，并保温3s，从800℃冷却至500℃时间为325s，热输入为400kJ/cm，低温冲击功为232J。表1为大热输入焊接热循环具体工艺参数。图8为实验钢大热输入焊接热影响区显微组织。可以看出，经过大热输入焊接热循环后，晶内形成大量的针状铁素体组织。

实施例5

一种低合金高强钢大热输入焊接热影响区韧化方法，所用钢材的化学成分及质量百分比为：C：0.10％、Si：0.16％、Mn：1.43％、P：＜0.008％、S：＜0.005％、Ti：0.015％、Zr：0.065％，余量为Fe和不可避免的杂质。

上述的低合金高强钢的大热输入焊接热影响区韧化方法，具体步骤如下：

步骤1，合金熔炼：

按照上述低合金高强度钢板成分设计，将各原料在真空感应电炉中以1580℃进行合金熔炼，在1550℃浇铸，得到钢锭；

步骤2，合金轧制：

(1)将钢锭加热到1200℃，保温2h；

(2)多道次粗轧：将保温后的钢锭进行进行2道次粗轧，粗轧开轧温度为1150℃，终轧温度为1100℃，单道次压下率为25％，总累计压下率为50％，得粗轧板；

(3)将冷轧板空冷至室温；

(4)多道次精轧：将室温冷轧板进行4道次精轧，精轧开轧温度为880℃，终轧温度为820℃，单道次压下率为20％，总累计压下率为80％，得精轧板；

步骤3，冷却：

采用层流冷却的方式对热轧板进行冷却，冷却速度为15℃/s，终冷温度为650℃，得到厚度为14mm的大热输入焊接用低合金高强度钢；

步骤4，大热输入焊接热模拟：

(1)低合金高强度钢板以100℃/s加热到1400℃，保温30s；

(2)在冷却过程中，控制从800℃冷却至500℃时间为730s。

实验钢被快速地加热到1400℃，并保温30s，从800℃冷却至500℃时间为730s，热输入为800kJ/cm，焊接热影响区低温冲击功为138J左右。表1为大热输入焊接热循环具体工艺参数。图9为实验钢大热输入焊接热影响区显微组织，晶内形成大量的针状铁素体组织。

实施例6

一种低合金高强钢大热输入焊接热影响区韧化方法，所用钢材的化学成分及质量百分比为：C：0.10％、Si：0.18％、Mn：1.42％、P：＜0.008％、S：＜0.005％、Ti：0.015％、Zr：0.05％，余量为Fe和不可避免的杂质。

上述的低合金高强钢的大热输入焊接热影响区韧化方法，具体步骤如下：

步骤1，合金熔炼：

按照上述低合金高强度钢板成分设计，将各原料在真空感应电炉中以1580℃进行合金熔炼，在1550℃浇铸，得到钢锭；

步骤2，合金轧制：

(1)将钢锭加热到1200℃，保温2h；

(2)多道次粗轧：将保温后的钢锭进行进行2道次粗轧，粗轧开轧温度为1150℃，终轧温度为1100℃，单道次压下率为25％，总累计压下率为50％，得粗轧板；

(3)将冷轧板空冷至室温；

(4)多道次精轧：将室温冷轧板进行4道次精轧，精轧开轧温度为880℃，终轧温度为820℃，单道次压下率为20％，总累计压下率为80％，得精轧板；

步骤3，冷却：

采用层流冷却的方式对热轧板进行冷却，冷却速度为15℃/s，终冷温度为650℃，得到厚度为14mm的大热输入焊接用低合金高强度钢；

步骤4，大热输入焊接热模拟：

(1)低合金高强度钢板以100℃/s加热到1400℃，保温60s；

(2)在冷却过程中，控制从800℃冷却至500℃时间为818s。

实验钢被快速地加热到1400℃，并保温60s，从800℃冷却至500℃时间为818s，热输入为1000kJ/cm，焊接热影响区低温冲击功，为123J(国标要求≥47J)。表1为大热输入焊接热循环具体工艺参数。图10为实验钢大热输入焊接热影响区显微组织。在晶界处可以观察到侧板条铁素体组织，晶内存在大量的针状铁素体组织。

实施例7

一种低合金高强钢大热输入焊接热影响区韧化方法，设置B1和B2两组实验钢作为对比组，所用钢材的化学成分及质量百分比分别为：B1组(不含Zr)：C：0.10％、Si：0.19％、Mn：1.41％、P：＜0.008％、S：＜0.005％、Ti：0.018％，余量为Fe和不可避免的杂质；B2组(含Zr)：C：0.10％、Si：0.18％、Mn：1.41％、P：＜0.008％、S：＜0.005％、Ti：0.018％、Zr：0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质。

上述的低合金高强钢的大热输入焊接热影响区韧化方法，具体步骤如下：

步骤1，合金熔炼：

按照上述低合金高强度钢板成分设计，将各原料在真空感应电炉中以1580℃进行合金熔炼，在1550℃浇铸，得到钢锭；

步骤2，合金轧制：

(1)将钢锭加热到1200℃，保温2h；

(2)多道次粗轧：将保温后的钢锭进行进行2道次粗轧，粗轧开轧温度为1150℃，终轧温度为1100℃，单道次压下率为25％，总累计压下率为50％，得粗轧板；

(3)将冷轧板空冷至室温；

(4)多道次精轧：将室温冷轧板进行4道次精轧，精轧开轧温度为880℃，终轧温度为820℃，单道次压下率为20％，总累计压下率为80％，得精轧板；

步骤3，冷却：

采用层流冷却的方式对热轧板进行冷却，冷却速度为15℃/s，终冷温度为650℃，得到厚度为14mm的大热输入焊接用低合金高强度钢；

步骤4，大热输入焊接热模拟：

(1)低合金高强度钢板以100℃/s加热到1400℃，保温1s～30s；

(2)在冷却过程中，控制从800℃冷却至500℃时间为137.5～730s。

试样均采用Charpy-V型冲击，在-20℃下进行冲击实验。实验钢被快速地加热到1400℃，并保温1s、3s和30s，从800℃冷却至500℃时间为137.5s、325s和730s，分别对应热输入为100kJ/cm、400kJ/cm和800kJ/cm。表1为大热输入焊接热循环具体工艺参数。本实施例实验钢B1组实验钢(不含Zr)力学性能分别为：Rel(423MPa)、Rm(523MPa)、δ(25％)、Rel/Rm(0.80)、Akv(-20℃条件下，230J)；B2组实验钢(含Zr)力学性能分别为：Rel(420MPa)、Rm(522MPa)、δ(27％)、Rel/Rm(0.80)、Akv(-20℃条件下，275J)。添加0.01％的Zr元素后，在-20℃条件下，合金Akv提高了19.57％。图11为实验钢大热输入焊接热影响区显微组织。

粗晶热影响区的冲击功都低于母材的冲击功，其中B1实验钢(不含Zr)随着大热输入能量的增加，冲击功急剧下降。当焊接热输入能量为100kJ/cm时，粗晶热影响区的冲击功分别为20J，随着焊接热输入增加到400kJ/cm时，粗晶热影响区的冲击功分别为12J，焊接热输入进一步增加到800kJ/cm时，粗晶热影响区的冲击功分别为9J。而B2实验钢(含Zr)的粗晶热影响区的冲击功要明显高于B1组实验钢(不含Zr)，当焊接热输入能量为100kJ/cm时，B2组实验钢(含Zr)粗晶热影响区的冲击功为153J，随着焊接热输入增加到400kJ/cm时，粗晶热影响区的冲击功为228J，焊接热输入进一步增加到800kJ/cm时，粗晶热影响区的冲击功为113J。