一种适合于大线能焊接的正火厚钢板的制造方法

摘要

一种适合于大线能焊接的屈服强度不低于380MPa的正火厚钢板的制造方法，包括以下步骤：以得到的钢液为原料，喂入Ca合金线和Ce合金线，然后通过罐底弱吹氩气搅拌，浇注得到铸坯，除去铸坯表面的氧化铁皮，经轧制得钢板，再经水冷、正火后，得到正火厚钢板。生产的铸坯热轧成钢板后在正火后，可获得上屈服强度在380MPa以上，‑20℃KV2在120J以上的以铁素体为主体组织的钢板，所得到的钢板在焊接热输入400～500KJ/cm的大线能条件下焊接，焊缝HAZ区‑20℃KV2可达到80J以上。

说明书

技术领域：

本发明涉及一种适合于大线能焊接的屈服强度不低于380MPa的正火厚钢 板制造方法，属于低合金钢制造领域。

背景技术：

为保障钢板在大线能焊接条件下HAZ过热区的冲击韧性，人们一般从三个 方面采取措施，其一是通过控制合金元素含量和碳当量、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。

基于这三方面的原因，大线能焊接用钢板的碳含量都比较低，为使其获得高 的强度，一般都是采用TMCP工艺或调质工艺生产，然而随着厚度的增加，以 这两种工艺生产的钢板厚向的组织均匀性变差，对设备条件的要求也变得更高， 厚度60mm以上的大线能焊接用高强度钢板则难于生产。正火工艺可以使钢板具 有断面组织均匀、性能稳定的特点，在大厚度化方面受装备条件限制的程度更小， 所以在生产厚钢板时更受青睐。但是由于正火后组织强化和细晶强化被大幅消弱， 采用提高碳含量和合金元素进行固溶强化补偿又与提高HAZ区韧性的策略相违 背，所以如何生产适用于大线能焊接的高强度正火钢板成为了一个问题。

针对大线能焊接HAZ韧性劣化问题，人们引入了以弥散析出的TiN粒子等 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”就是基于这种设想。该文献采用控制Ti与N的 比值关系的方法，意图通过再热过程残留的TiN微细粒子抑制再热奥氏体粗化， 从而在其后的降温过程中得到细小的转变组织，保障HAZ区的韧性。其设计中 含有0.020％以上的Nb，氮含量范围为30～100PPm，V含量≤0.06％，其他元素范 围宽泛，没有考虑M-A相对HAZ区性能的影响，钢板适合于热轧。

文献2“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，正火后屈服强度达不到355MPa。文献3“CN102459656A”是通过Ti氮化物 和Mg、Ca的氧化物和硫化物抑制再热奥氏体粗化，以BN和的VN作为HAZ 区诱导相变形核质点。其不适合兼顾大线能焊接适应性的正火高强度钢，且由于 要严格控制各元素的含量以满足对应制约关系，在工业上不好实现。文献 4“CN106574316B”提出以低碳当量成分，通过控制轧制实现韧性提高。其核心是在低碳当量的前提下，通过控制控冷保障强度。在大线能焊接适应性方面，一是 以低C成分和低强碳化物形成元素控制M-A形成，二是想以TiN抑制HAZ再 热奥氏体粗化，三是以BN和氧硫化物作为晶内相变诱导核心细化HAZ过热区 的贝氏体。其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，是该方法的第一个特点、添加Ti\B并控制N含量是本文献与文献1 和文献3类似的理念，添加Zr、Mg、REM等则是与文献3类似。其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。其N含量范围为0.003～0.010％， V、Mo、Cr的含量范围宽，但在正火态下，由于要保障强度，必须提高V、Mo、 Cr等易于形成M-A相的元素，所以难以兼顾高强度和大线能焊接HAZ区的优异韧性。文献5“CN 103114241 A”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，使Ti/N值为1～2、并加入B、控制Al≤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。由于固氮元素含 量低，存在过量的N，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，不能完全保障大线能焊接条件下热影响区的韧性稳定。要保障正火后的屈 服强度达到355MPa以上，需要加入较高含量的Cu、Ni等贵金属，经济价值不 足。

文献6“CN 107287508 A”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7“CN 106756543 A”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，在其成分范围内，由于限制了碳当量，按 其设计正火后屈服强度达到355MPa以上的成分控制范围非常狭窄，不适用高强 度正火钢的工业化生产。

文献8“CN 106906413 A”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。其正火后屈服 强度难以稳定达到355MPa以上。

文献9“CN 108677088 A”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％的成分方案和冶炼轧制方案。该方案贵合金多(最低含量0.80％)， 成本高，很不经济，厚钢板正火后屈服强度稳定达到355MPa以上的成分区间窄， 难以实现工业生产控制。

文献10“CN 109097685 A”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。该方法适用于 控轧控冷方式生产，正火后钢中的N优先与Al、B、Ti等结合沉淀，VN强化效 果几乎没有。文献10“CN 109161671 A”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。该方 法所得到的成分，适合于控轧控冷生产高强度钢板。若使钢板正火后屈服强度达 到355MPa以上，则必然要提高C、Mn、Nb、Ti等元素，在大线焊接时HAZ 过热区就易于出现M-A相导致韧性不好；要想大线焊接时HAZ过热区具有较高 韧性，则C、Mn、Nb、Ti成分就需走控制中下限，导致屈服强度不足。另外固 氮元素不足，在冶炼带入过高N时，会有大线能焊接时由氮所导致的粗晶区外 的HAZ区的时效脆化的风险。

文献11“CN 109321847 A”、文献12“CN 109321815 A”、文献13“CN 109321846 A”、文献14“CN 109321816 A”等，均是以控制氧化物形成时机、复合 结构，意图以弥散分布的细小复合氧化物诱导大线能焊接HAZ过热区奥氏体晶 内针状铁素体相变，从而适用大线能焊接。

虽然现有技术中大量存在对大线能量焊接的正火钢板的研究，但均是面向控 轧控冷的生产方式，同样存在大线能焊接适用性和正火后强度不能兼顾的问题。 因此急需开发出一种适合于大线能焊接的屈服强度足够高的正火厚钢板的制造 方法。

发明内容

基于对以上现有技术的分析，针对现有技术在生产适合于大线能焊接的 60mm以上的大厚度正火钢板的不足，本发明以兼顾强度和大线能焊接适用性为 目的，通过合理调配成分，控制在钢中形成弥散分布的CeS和CaS以及TiN夹 杂物，并控制钢在正火后形成VN等第二相粒子沉淀，获得了强韧性和大线能焊 接适应性均优异的40-180mm以上厚度的380MPa级正火钢板。

本发明的具体方案如下：

一种适合于大线能焊接的正火厚钢板的制造方法，包括以下步骤：以得到的 钢液为原料，喂入Ca合金线和Ce合金线，然后通过罐底弱吹氩气搅拌，浇注 得到铸坯，除去铸坯表面的氧化铁皮，经轧制得钢板，再经水冷、正火后，得到 正火厚钢板。

优选的，得到所述钢液的工艺为：转炉冶炼、控制弱氧化物形成元素预脱氧、 在LF炉进行钢液温度调控，并用Ti进行终脱氧，在LF炉进行造白渣操作，在 RH工序进行真空脱气处理并微调成分，RH破空后向钢液罐中喂入含氮合金线 控制氮含量到目标范围。

优选的，所述钢液的组成为，C：0.06～0.10％，Si：0.10～0.30％，Mn：1.50～1.60％， P≤0.012％，S：0.001％～0.003％，Cr≤0.20％，Ni：0.20～0.30％，Cu：0.20～0.30％， Mo≤0.06％，V：0.08～0.10％，Ti：0.007％～0.013％，Nb：≤0.020％，B：≤0.0008％， Alt：≤0.012％，自由[O]≤5PPm，[H]：≤2PPm，其余为Fe及钢中不可避免之 杂质元素。

优选的，N含量满足0.004％≤N-[14×(Ti/48+Nb/92+Al/27+B/11)]≤V/6。

优选的，在RH真空处理后，按成品中1≤Ce/S≤2喂入Ce合金线后，按成 品中0.8≤Ca/S≤1.8喂入Ca合金线，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3～10min，吹 氩完成后15min内上机浇注，控制中包过热度15～25℃，铸成的铸坯厚度应不低 于钢板成品厚度的2.5倍。

优选的，其在RH后进行合金化的顺序是，先进行Ce处理，再进行Ca处 理。

优选的，轧制的工艺路线为在1150℃～1250℃进行板坯加热、在1100℃～800℃完成热轧。

优选的，钢板轧后在空气中冷却，或通过水冷加速冷却到600～700℃后进行 空冷。

优选的，钢板冷却到室温后进行正火处理，正火保温温度880～920℃。

优选的，所得到的铸坯在1150～1250℃的温度区间均热后，经过高压水喷淋 去除坯料表面的氧化铁皮，在中厚板轧机上进行轧制，生产厚度40～180mm的钢 板，控制在930℃～800℃的总变形率≥40％，成品厚度＞80mm时，通过水冷加速 冷却，控制返红温度在600～700℃；成品厚度≤80mm时，可在空气中自然冷却。

以此方法生产的钢板，屈服强度(ReH)≥380MPa，Rm≥490MPa，-20℃时 的KV2稳定在120J以上。在400～500KJ/cm的焊接线能量下焊接，焊接接头HAZ 区-20℃时的KV2稳定在80J以上。

之所以控制C：0.06～0.10％，Si：0.10～0.30％，Mn：1.50～1.60％，是因为这 些元素低于下限，对钢的强度贡献不足，不易使正火后强度达到要求，超过上限， 则焊接接头HAZ过热区易于形成M-A相，对韧性不利。

之所以控制Cr：≤0.20％，Mo：≤0.06％，Nb：≤0.020％，也是因为超过这个 含量焊接接头HAZ过热区易于形成M-A相，对韧性不利。

之所以控制B：≤0.0008％、Alt：≤0.012％，是因为这两种元素易于与N结 合，夺取了钢中与V形成沉淀相的N，使钢的沉淀强化幅度不足，低于所限定 的上限值，在本设计中的影响不明显。

之所以控制Ti：0.007％～0.013％，一方面是因为Ti可以与钢中的N结合， 先于V在高温区形成TiN沉淀粒子，这些粒子对于抑制奥氏体粗化有明显作用。 当Ti含量低于0.007％时，在升温到1350℃时，TiN粒子大部分会回溶，抑制奥 氏体粗化的作用消失，但高于0.013％以后，TiN会在液相中析出，且粒度粗大， 不利于钢的韧性。

之所以控制V：0.08～0.10％，是期望利用V与N在正火过程中结合成为细 小的VN共格或半共格沉淀相，提高钢的铁素体基体强度。低于0.08％，在本设 计中会导致强化幅度不足，高于0.10％，则会增加焊接HAZ区出现M-A相倾向， 与HAZ过热区的韧性不利。

之所以控制N含量满足0.004％≤N-[14×(Ti/48+Nb/92+Al/27+B/11)]≤V/6， 是为了使钢中至少有0.004％以上的N与V形成钒氮结合的沉淀相，保障钢的强 度，但如果除去被Ti、Nb、Al、B所固定的N含量之后，剩余的N超过V/6以 后，将增加钢的时效脆化倾向，所以控制其上限为V/6。

之所以控制S含量为0.001～0.003％，是期望钢中有一定量的S与Ce和Ca 在钢液中形成细小的CeS(x)、CaS(x)及其复合的夹杂物，这些夹杂物可以强 烈抑制奥氏体的粗化，低于0.001％，则形成的这类夹杂物的数量不足，影响抑 制奥氏体粗化的效果，高于0.003％，则这类夹杂物的粒度粗化明显，抑制奥氏 体的粗化的作用下降。

之所以控制自由[O]≤5PPm，是因为钢中的自由[O]优先与Ca\Ce发生反应， 含量超过5PPm，后续进行Ce和Ca合金化时会导致发生剧烈的化合反应而导致 Ce和Ca合金化作业无法进行，所形成的夹杂物也会粗大化。

之所以控制钢中[H]≤2PPm，是因为超过此限定值，其在铸坯缺陷处偏聚形 成氢致裂纹或氢脆缺陷，使成品的探伤不合格，韧性下降。

之所以按照成品中Ce的含量为S含量的1～2倍控制向钢液中喂入Ce合金 线，然后按照成品中Ca的含量为S含量的0.8～1.8倍控制向钢液中喂入Ca合金 线，是为了在钢中形成足够的CeS(x)、CaS(x)及其复合的夹杂物，使钢中不 在存在易于变形的MnS偏析，并使这些夹杂物细小弥散，不浮出钢液之外。其 中由于CeS(x)由于比重大，不易浮出钢液，优先进行Ce合金化有利于所形成的 CeS(x)、CaS(x)及其复合的夹杂物均匀分布；在Ce合金化后进行Ca处理， 是为了使所形成的夹杂物尺度合适，且结构合理，在常温下形成CeS(x)-CaS(x)-MnS结构，利于诱导过热奥氏体发生晶内针状铁素体相变。Ce含量达到S含量 的1倍，以及Ca含量达到S含量的0.8倍，可以完全达到期望效果。但超过Ce 含量超过S含量的2倍以及Ca含量超过S含量的1.8倍时，钢液的还原性增强， 对耐材的侵蚀性增加，容易在钢中形成絮状的大颗粒夹杂物，对生产顺行和最终 产品质量均不利。

正火温度选择880～920℃，优选900±5℃，是因为这个温度范围钢板的强韧 性匹配更好。

有益效果：本发明解决了360MPa级低合金特厚正火钢板在400KJ/cm以上 超大线能量焊接条件下的HAZ粗晶区韧性不足问题，所发明钢板母材具有 360MPa以上的屈服强度，-40℃下夏比冲击值KV2不低于80J的韧性，在 400～500KJ/cm大线能焊接下，其HAZ区-20℃下夏比冲击值KV2稳定达到80J 以上，钢板适合于在需要高效焊接的厚钢板结构件上使用。

具体实施例

下面详细描述本发明的实施例，下面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。

本发明提供的一种适合于大线能焊接的正火厚钢板的制造方法，其工艺路线 为转炉冶炼、控制弱氧化物形成元素预脱氧、在LF炉进行钢液温度调控，并用 Ti进行终脱氧，在LF炉进行造白渣操作，在RH工序进行真空脱气处理并微调 成分，RH破空后向钢液罐中喂入含氮合金线控制氮含量到目标范围。获得成分 为C：0.06～0.10％，Si：0.10～0.30％，Mn：1.50～1.60％，P≤0.012％，S：0.001％～0.003％， Cr≤0.20％，Ni：0.20～0.30％，Cu：0.20～0.30％，Mo≤0.06％，V：0.08～0.10％， Ti：0.007％～0.013％，Nb：≤0.020％，B：≤0.0008％，Alt：≤0.012％，自由[O]≤5PPm，[H]：≤2PPm，且N含量满足0.004％≤N-[14×(Ti/48+Nb/92+Al/27+B/11)]≤V/6 的钢液，以此钢液为原料，按照成品中Ce的含量为S含量的1～2倍控制向钢液 中喂入Ce合金线，然后按照成品中Ca的含量为S含量的0.8～1.8倍控制向钢液 中喂入Ca合金线，然后进行弱吹氩搅拌，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3～10min，然后在15min内上连铸 机进行浇注，控制中间包过热度为15～25℃，铸成的铸坯厚度应不低于钢板成品 厚度的2.5倍。

所得到的铸坯在1150～1250℃的温度区间均热后，经过高压水喷淋去除坯料 表面的氧化铁皮，在中厚板轧机上进行轧制，生产厚度40～180mm的钢板，控制 在930℃～800℃的总变形率≥40％，成品厚度＞80mm时，通过水冷加速冷却，控 制返红温度在600～700℃；成品厚度≤80mm时，可在空气中自然冷却。

冷却后的钢板进行正火处理，正火保温温度为880～920℃，优选温度为 900±5℃。

实施例A1

首先对转炉冶炼所用铁水进行预处理，控制铁水中的S含量≤0.010％，P含 量≤0.08％，通过转炉顶底复合吹炼，控制C、Si、Mn、P等元素，控制转炉出钢 温度≥1620℃。然后通过Si、Mn脱氧，在LF炉调整钢液温度以保障上机时的中 包温度，进一步以含Si、Mn的合金以及电石等脱氧，进行Ti微合金化，在LF 炉大渣量造白渣操作，控制全Al含量≤0.012％，调整除N和V以外的合金成分 至控制目标，再经RH真空处理，控制N和自由O含量，进行N含量检验和全 部控制成分检验，以V铁和VN合金调整N和V含量到目标，进一步微调其他 合金到控制目标。推算成品S含量，并按推算值按Ce/S＝1.5、Ca/S＝1.3确定Ce、 Ca的喂线量，以180～300m/min的速度向钢中射入纯Ce线，再以180～300m/min 的速度向钢中射入Ca合金线。向罐中加入低氮覆盖剂，开启罐底氩气，调节氩 气压力和流量，控制钢液表面出气点裸露面直径约60mm。搅拌5～10min，镇静 9～13min，上机浇注，控制中包过热度为15～25℃。铸坯断面为320mm×2000mm， 拉速0.83～0.86m/min，采用凝固末端轻压下。铸坯热清角处理后堆垛。以上述工 艺得到的本发明钢的中包熔炼成分如表1的A1、A2、A3。

其中A1的N

实施例A2

首先对转炉冶炼所用铁水进行预处理，控制铁水中的S含量≤0.010％，P含 量≤0.08％，通过转炉顶底复合吹炼，控制C、Si、Mn、P等元素，控制转炉出钢 温度≥1620℃。然后通过Si、Mn脱氧，在LF炉调整钢液温度以保障上机时的中 包温度，进一步以含Si、Mn的合金以及电石等脱氧，进行Ti微合金化，在LF 炉大渣量造白渣操作，控制全Al含量≤0.012％，调整除N和V以外的合金成分 至控制目标，再经RH真空处理，控制N和自由O含量，进行N含量检验和全 部控制成分检验，以V铁和VN合金调整N和V含量到目标，进一步微调其他 合金到控制目标。推算成品S含量，并按推算值按Ce/S＝1.5、Ca/S＝1.3确定Ce、 Ca的喂线量，以180～300m/min的速度向钢中射入纯Ce线，再以180～300m/min 的速度向钢中射入Ca合金线。向罐中加入低氮覆盖剂，开启罐底氩气，调节氩 气压力和流量，控制钢液表面出气点裸露面直径约60mm。搅拌5～10min，镇静 9～13min，上机浇注，控制中包过热度为15～25℃。铸坯断面为320mm×2000mm， 拉速0.83～0.86m/min，采用凝固末端轻压下。铸坯热清角处理后堆垛。

其中A2的N

实施例A3

首先对转炉冶炼所用铁水进行预处理，控制铁水中的S含量≤0.010％，P含 量≤0.08％，通过转炉顶底复合吹炼，控制C、Si、Mn、P等元素，控制转炉出钢 温度≥1620℃。然后通过Si、Mn脱氧，在LF炉调整钢液温度以保障上机时的中 包温度，进一步以含Si、Mn的合金以及电石等脱氧，进行Ti微合金化，在LF 炉大渣量造白渣操作，控制全Al含量≤0.012％，调整除N和V以外的合金成分 至控制目标，再经RH真空处理，控制N和自由O含量，进行N含量检验和全 部控制成分检验，以V铁和VN合金调整N和V含量到目标，进一步微调其他 合金到控制目标。推算成品S含量，并按推算值按Ce/S＝1.5、Ca/S＝1.3确定Ce、 Ca的喂线量，以180～300m/min的速度向钢中射入纯Ce线，再以180～300m/min 的速度向钢中射入Ca合金线。向罐中加入低氮覆盖剂，开启罐底氩气，调节氩 气压力和流量，控制钢液表面出气点裸露面直径约60mm。搅拌5～10min，镇静 9～13min，上机浇注，控制中包过热度为15～25℃。铸坯断面为320mm×2000mm， 拉速0.83～0.86m/min，采用凝固末端轻压下。铸坯热清角处理后堆垛。

其中A3的N

实施例A4

首先对转炉冶炼所用铁水进行预处理，控制铁水中的S含量≤0.010％，P含 量≤0.08％，通过转炉顶底复合吹炼，控制C、Si、Mn、P等元素，控制转炉出钢 温度≥1620℃。然后通过Si、Mn脱氧，在LF炉调整钢液温度以保障上机时的中 包温度，进一步以含Si、Mn的合金以及电石等脱氧，进行Ti微合金化，在LF 炉大渣量造白渣操作，控制全Al含量≤0.012％，调整除N和V以外的合金成分 至控制目标，再经RH真空处理，控制N和自由O含量，进行N含量检验和全 部控制成分检验，以V铁和VN合金调整N和V含量到目标，进一步微调其他 合金到控制目标。推算成品S含量，并按推算值按Ce/S＝1.5、Ca/S＝1.3确定Ce、 Ca的喂线量，以180～300m/min的速度向钢中射入纯Ce线，再以180～300m/min 的速度向钢中射入Ca合金线。向罐中加入低氮覆盖剂，开启罐底氩气，调节氩 气压力和流量，控制钢液表面出气点裸露面直径约60mm。搅拌5～10min，镇静 9～13min，上机浇注，控制中包过热度为15～25℃。铸坯断面为320mm×2000mm， 拉速0.83～0.86m/min，采用凝固末端轻压下。铸坯热清角处理后堆垛。

其中A4的N

对比例B1和B2

对比钢种B1和B2采用传统工艺冶炼，转炉冶炼低磷钢水，在出钢后脱氧 不限制脱氧剂，通过加强脱氧剂AL预脱氧，为LF造白渣操作创造条件，在LF 炉调整温度，完成合金化，造白渣并保持10min以上。在LF炉处理后进行RH 脱气处理，RH处理后喂Ca线处理，弱吹氩搅拌10min，镇静11、12min后上机 浇注，中包平均过热度分别为18、22℃。对比钢的铸坯断面、拉速控制基本与 本发明钢一致，也采用凝固末端轻压下。本发明钢和对比钢种RH处理的参数列 于表2。

钢板制造过程：本发明的实施例A1、A2、A3、A4钢种和对比钢种B1和 B2，均通过步进梁加热炉进行板坯加热，采用两阶段轧制方法在宽厚板轧机上 轧制成60mm厚度钢板，轧后空冷或采用轧后喷水冷却。喷水冷却的返红温度控 制在620℃以上，然后经抛丸处理后在辊底式连续热处理炉中进行正火处理，正 火设定温度900℃，净保温时间30min。

本发明钢和对比钢的主要轧制工艺列于表3。正火后的钢板性能检验结果列 于表4。由本发明钢和对比钢上取焊接试板，以焊缝长度方向平行于钢板长度方 向，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5，焊接接 头的冲击韧性检验结果如表6、表7。

表4表明，本发明的A1、A2、A3、A4钢板屈服强度稳定在380MPa以上， 冲击韧性稳定，与传统的洁净冶炼的对比钢差异不大，表6、表7表明，本发明 钢在400Kj/cm以上线能量的焊接条件下，焊缝的冲击韧性远好于对比钢，应用 于大线能焊接，焊缝区性能的安全可靠。

表1熔炼分析成分

表2 RH破空后至上机连铸的主要相关控制作业参数

表3各例成分铸坯轧制钢板的成品厚度、轧制工艺及热处理工艺参数

表4各例成分轧制的钢板正火后力学性能

表5各例成分轧制的钢板焊接工艺

表6各成分号的焊接接头冲击韧性(1/4厚度位置)

表7各成分号的焊接接头冲击韧性(1/2厚度位置)

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。