一种小压缩比条件下采用连铸坯生产Z向性能优异的焊接结构用钢板的方法

摘要

本发明公开了一种小压缩比条件下采用连铸坯生产Z向性能优异的焊接结构用钢板的方法，包括：铁水处理：控制脱硫铁水温度和低硫废钢比例，严控原料铁水P、S、As、Sn及终点S含量；转炉冶炼：控制吹氧枪位、氧压、氧流量、给氧时间以及萤石加入量，出钢前0.05％≤C≤0.07%，P≤0.003％；炉外精炼处理时间45～55min，出站S≤0.003%，氮增量≤0.002%；真空处理钢水温度≥1580℃，真空度≤0.13kPa，处理时间15～25min；采用全流程保护浇注，氮增量≤0.001%，过热度15～20℃，拉速0.75m/min，铸坯全封闭缓冷72h以上；将铸坯加热至1260～1280℃，在炉时间420～450min，均热时间70～80min；控制轧制、冷却、热处理；本发明所述铸坯厚度300mm，2.30≤压缩比≤2.75，成品钢板具有优异的Z向性能和焊接性能。

权利要求

1.一种小压缩比条件下采用连铸坯生产Z向性能优异的焊接结构用钢板的方法，其特征在于包括下述步骤：

（1）铁水处理：原料铁水要求P≤0.10%，S≤0.05%，As≤0.010%，Sn≤0.010%，KR深脱硫铁水温度≥1250℃，脱硫终点S≤0.002%，兑入的低硫废钢重量百分比≤15%；

（2）转炉冶炼：采用先废钢后铁水再低硫活性石灰进行装炉，吹氧枪位200mm，氧压1.03

～1.2MPa，氧流量3.6～4.2Nm /(t·min)，给氧时间13～15min，吹炼期间加入≤2.5kg/t萤石进行脱硫和化渣，出钢前0.05％≤C≤0.07%，P≤0.003％；

（3）炉外精炼：LF处理时间45～55min，出站S≤0.003%，严控氮增量≤0.002%；

（4）真空处理：钢水温度≥1580℃，真空度≤0.13kPa，处理时间15～25min，CaSi线加入量0.6～0.8kg/t，之后控制软吹氩时间≥5min；

（5）连铸：严格采用全流程保护浇注，严控氮增量≤0.001%，控制过热度15～20℃，拉速

0.75m/min，铸坯下线后就近于避风口处进行全封闭缓冷72h以上；

（6）加热：将铸坯加热至1260～1280℃，在炉总时间控制在420～450min，其中钢坯均热时间控制在70～80min；

（7）轧制冷却：粗轧开轧温度1040～1080℃，3道次完成且单道次压下量≥45mm；精轧开轧温度820～840℃，3～4道次完成；层流冷却速度18～22℃/s，钢板表面终冷温度560～570℃，随后将空冷至350℃钢板就近于避风口处进行全封闭堆垛缓冷至室温；

（8）热处理：淬火温度900～910℃，在炉时间（2.1±0.05）min/mm；回火温度610～630℃，在炉时间（2.35±0.05）min/mm，钢板出炉后空冷至室温；

所述铸坯厚度为300mm，2.30≤压缩比≤2.75；

所述铸坯含有下述质量分数的化学成分：C：0.10～0.17%，Si：0.15～0.50%，Mn：0.78～

1.20%，P≤0.006%，S≤0.003%，Nb：0.022～0.053%，V：0.042～0.078%，Ti：0.008～0.023%，Als：0.012～0.035%，Ca：0.0024～0.0069%，Cu≤0.05%，Mo+Cr≤0.10%，Ni≤0.12%，As≤

0.010%，Sn≤0.010%，余量为Fe及不可避免杂质，同时上述化学成分还必须满足公式：Ca/S=

2.3～2.4，C+Mn/6+V/5≤0.325%。

2.根据权利要求1所述的一种小压缩比条件下采用连铸坯生产Z向性能优异的焊接结构用钢板的方法，其特征在于：成品钢板Z向性能≥65%。

说明书

一种小压缩比条件下采用连铸坯生产Z向性能优异的焊接结

构用钢板的方法

技术领域

[0001] 本发明涉及低合金高强钢制造技术领域，具体涉及一种小压缩比条件下采用连铸坯生产Z向性能优异的焊接结构用钢板的方法。

背景技术

[0002] 低合金高强度结构钢是我国最重要的工程结构材料之一，被广泛应用于建筑结构、海洋平台、压力容器、锅炉制造、水/核电站、造船行业、石油天然气管线、桥梁结构、重型
机械制造、交通等国民经济的各个工程领域的建设。随着工程化建设不断大型化和重量化，
对钢铁材料要求也越来越高，特别是对特厚钢板，除了要求高的强度和塑韧性，还要求具有
优异的抗层状撕裂性能、焊接性能、冷热加工性能以及性能均匀性等。而长期以来我国生产
技术、技术装备的缺乏，致使我国生产此类高强度厚钢板的力学性能无法满足大型化建设
工程项目的技术要求，尤其是Z向性能和焊接性能的不足严重制约了我国特厚钢板的发展，
甚至依赖锻造或直接从国外进口来满足国内需求。

[0003] 国内特厚钢板往往采用厚度300mm及以上的连铸坯进行生产，由于铸坯内外温度差异过大，易造成铸坯中心部位的碳、磷、硫、锰等元素含量高于铸坯表面，从而造成严重的
中心偏析，在轧制成品冷却过程中，钢板心部会产生硬的马氏体或贝氏体结构，严重影响钢
板的抗层状撕裂性能。

[0004] 本发明前，日本特开平6‑198394和6‑158222号专利均能生产Z向性能优异的建筑结构用厚钢板，不足之处在于钢板生成分设计时均添加了Cu、Ni、Mo等合金元素，生产成本
较高，且压缩比均在3.0以上，其钢板成品厚度最大仅为75mm。

[0005] 专利号2009100481369.2的中国专利公开了一种具有优异Z向性能的建筑用特厚钢板及其生产方法，该专利成品厚度60～130mm，其实施例Z向性能为62～69％，具有优异的
抗层状撕裂性能，不足之处在于其所涉及的钢板产品没有冲击韧性的保证，且压缩比≥
3.0，工业生产技术难度不大。

[0006] 专利号为200810141457.9的中国专利通过淬火+回火获得了厚度为100～114mm的超厚钢板，但该专利贵重元素Mo和Cr含量多，其不仅工艺成本高，合金成本也较高；专利号
为200810141500.1和201010113835.X的中国发明专利也是通过添加大量贵重合金Mo、Cr，
后续采用正火+回火或二次淬火+回火获得了超厚钢板，但该2项专利工艺和合金成本均较
高，不利于推广。

[0007] 专利号为201010159178.2的专利采用260mm厚连铸坯生产的Q390E钢板厚度为100mm，其压缩比仅为2.6，但其所涉及的钢板成品无法保证抗层状撕裂性能；专利号为
201110302954.4的专利采用300mm厚连铸坯生产的Q345EZ35钢板厚度为140mm，压缩比仅为
2.14，其所涉及的钢板成品抗层状撕裂性能虽然满足Z35％要求，但其屈服强度和冲击功均
处于较低水平。

发明内容

[0008] 本发明的目的就是针对现有技术的不足，提供一种小压缩比条件下采用连铸坯生产Z向性能优异的焊接结构用钢板的方法，本发明方法生产的钢板成品具有优异的抗层状
撕裂性能和焊接性能，且生产成本低廉，工艺简洁。

[0009] 本发明的一种小压缩比条件下采用连铸坯生产Z向性能优异的焊接结构用钢板的方法，包括下述步骤：

[0010] (1)铁水处理：原料铁水要求P≤0.10％，S≤0.05％，As≤0.010％，Sn≤0.010％，KR深脱硫铁水温度≥1250℃，脱硫终点S≤0.002％，兑入的低硫废钢重量百分比≤15％；

[0011] (2)转炉冶炼：采用先废钢后铁水再低硫活性石灰进行装炉，吹氧枪位200mm，氧压3
1.0～1.2MPa，氧流量3.6～4.2Nm/t·min，给氧时间13～15min，吹炼期间加入≤2.5kg/t
萤石进行脱硫和化渣，出钢前0.05％≤C≤0.07％，P≤0.003％；

[0012] (3)炉外精炼：LF处理时间45～55min，出站S≤0.003％，严控氮增量≤0.002％；

[0013] (4)真空处理：钢水温度≥1580℃，真空度≤0.13kPa，处理时间15～25min，CaSi线加入量0.6～0.8kg/t，之后控制软吹氩时间≥5min；

[0014] (5)连铸：严格采用全流程保护浇注，严控氮增量≤0.001％，控制过热度15～20℃，拉速0.75m/min，铸坯下线后就近于避风口处进行全封闭缓冷72h以上；

[0015] (6)加热：将铸坯加热至1260～1280℃，在炉总时间控制在420～450min，其中钢坯均热时间控制在70～80min；

[0016] (7)轧制冷却：粗轧开轧温度1040～1080℃，3道次完成且单道次压下量≥45mm；精轧开轧温度820～840℃，3～4道次完成；层流冷却速度18～22℃/s，钢板表面终冷温度560
～570℃，随后将空冷至350℃钢板就近于避风口处进行全封闭堆垛缓冷至室温；

[0017] (8)热处理：淬火温度900～910℃，在炉时间(2.1±0.05)min/mm；回火温度610～630℃，在炉时间(2.35±0.05)min/mm，钢板出炉后空冷至室温。

[0018] 优选地，所述铸坯厚度为300mm，2.30≤压缩比≤2.75。

[0019] 优选地，本发明的一种小压缩比条件下采用连铸坯生产Z向性能优异的焊接结构用钢板的方法，所述铸坯含有下述质量分数的化学成分：C：0.10～0.17％，Si：0.15～
0.50％，Mn：0.78～1.20％，P≤0.006％，S≤0.003％，Nb：0.022～0.053％，V：0.042～
0.078％，Ti：0.008～0.023％，Als：0.012～0.035％，Ca：0.0024～0.0069％，Cu≤0.05％，
Mo+Cr≤0.10％，Ni≤0.12％，As≤0.010％，Sn≤0.010％，余量为Fe及不可避免杂质，同时
上述化学成分还必须满足公式：Ca/S＝2.3～2.4，C+Mn/6+V/5≤0.325％。

[0020] 采用上述方法制得的成品钢板Z向性能≥65％。

[0021] 本发明的目的是提供一种小压缩比条件下采用连铸坯生产Z向性能优异的焊接结构用钢板的方法，其所生产的成品钢板具有优异的抗层状撕裂性能和焊接性能，生产工艺
简单易行，在各冶金企业均可规模化实施，本发明的创新点在于工艺参数的精确控制，具体
工艺参数选取理由如下：

[0022] (1)为了确保钢板Z向和焊接等性能，须控制原料杂质元素，因此KR深脱硫时要求原料铁水P≤0.10％，S≤0.05％，As≤0.010％，Sn≤0.010％，并兑入重量百分比≤15％的
低硫废钢，以降低杂质元素含量，净化钢质，提高综合性能水平。

[0023] (2)转炉冶炼要求加入低硫活性石灰，控制吹氧工艺参数，促进脱P和脱S效果，并在吹炼期间加入≤2.5kg/t萤石进行脱硫和化渣，出钢前控制0.05％≤C≤0.07％，P≤
0.003％，防止后续工艺因增氮导致钢板成品P含量高于0.006％。

[0024] (3)炉外精炼的目的是补加合金和调整成分，去除H和N含量，降低O和S含量，保证钢液开浇温度，利于铸坯质量提高；LF出站要求S≤0.003％，严控氮增量≤0.002％；RH加入
硅钙线可净化钢质，吹氩以均匀化钢液成分和温度，通过上述炉外精炼措施最终获得高纯
净度的钢质和综合性能优越的钢板成品。

[0025] (4)为提高铸坯内部和表面质量，确保钢板成品P含量，浇注时严格采用全流程保护浇注，低过热度15～20℃以及恒定拉速0.75m/min，并严控氮增量≤0.001％；铸坯下线后
就近于避风口处进行全封闭缓冷72h以上，尽可能确保铸坯均匀缓慢冷却，并促使气体持续
自然逸散，以改善铸坯中心偏析和提高钢质纯净度。

[0026] (5)将铸坯加热至1260～1280℃，在炉总时间控制在420～450min，钢坯均热时间保持70～80min，目的是确保钢坯均匀烧透，减轻中心偏析程度，提高Z向性能水平。

[0027] (6)轧制、冷却、热处理时控制相关工艺参数的目的是促使晶粒充分破碎，细化钢板成品组织，减轻中心偏析程度，利于获得本发明要求的力学性能水平。

[0028] 在根据本发明实施例中，所述铸坯厚度300mm，2.30≤压缩比≤2.75。

[0029] 在根据本发明实施例中，所述铸坯化学成分按重量百分比为C：0.10～0.17％，Si：0.15～0.50％，Mn：0.78～1.20％，P≤0.006％，S≤0.003％，Nb：0.022～0.053％，V：0.042
～0.078％，Ti：0.008～0.023％，Als：0.012～0.035％，Ca：0.0024～0.0069％，Cu≤
0.05％，Mo+Cr≤0.10％，Ni≤0.12％，As≤0.010％，Sn≤0.010％，余量为Fe及不可避免的
杂质，同时上述化学成分还必须满足公式：Ca/S＝2.3～2.4，C+Mn/6+V/5≤0.325％。

[0030] 以下详述本发明中化学成分限定量的理由：

[0031] 本发明的C含量选择在0.10～0.17％，C通过间隙固溶强化显著提高屈服和抗拉强度，还可与钢中微合金元素Nb、V、Ti形成弥散分布的微细碳氮化物，阻碍晶界滑移和延迟裂
纹拓展，以提高强度和韧性；在一定回火温度下还可以形成不同形式的Mo碳化物，确保钢的
强度水平。当C含量低于0.10％时，无法确保钢的强度，当C含量高于0.17％时，损害钢的塑
性和低温冲击韧性，使钢的焊接性能变差，且增加钢的冷脆性和时效敏感性。故C含量限定
为0.10～0.17％。

[0032] 本发明的Si含量选择在0.15～0.50％，S以固溶体的形态存在于铁素体或奥氏体中，提高钢中固溶体的强度，Si还是炼钢过程中的还原剂和脱氧剂，起到净化钢质作用，提
高抗层状撕裂性能，但同时Si在一定程度上降低钢的塑性、韧性和延展性，且不利于焊接性
能。故综合考虑本发明产品性能，将Si含量限定为0.15～0.50％。

[0033] 本发明的Mn含量选择在0.78～1.20％，Mn与铁形成固溶体，提高钢中铁素体和奥氏体的硬度和强度，且具有细化晶粒作用，是确保钢材强韧性和焊接热影响区低温韧性不
可或缺的重要元素之一，Mn还是炼钢过程中良好的脱硫剂，通过净化钢质提高抗层状撕裂
性能。但过量的Mn有使钢晶粒粗化的倾向，并增加钢的回火脆性敏感性，同时在冶炼浇铸和
锻轧后因冷却不当易产生白点，损害钢的抗层状撕裂性能、冲击韧性和焊接性能等力学性
能。故Mn含量限定为0.78～1.20％。

[0034] 本发明的P≤0.006％、S≤0.003％，P、S在钢中属于有害元素。P增加钢的冷脆性，降低塑韧性，使焊接性能变差；而S易形成长条状MnS夹杂物，降低钢的韧性和延展性，在锻
造和轧制时易造成裂纹产生，不利于焊接性能，且P、S均易在晶界处偏聚，损害钢的抗层状
撕裂和冲击韧性等性能。

[0035] 本发明的Nb含量选择在0.022～0.053％，钢中部分Nb以固溶强化的方式提高强度，另一部分Nb与碳、氮结合形成稳定的碳氮化物，具有很强的细晶强化和沉淀强化作用，
这些弥散分布的微细化合物可有效抑制高温下奥氏体晶粒粗化，同时提高强度和改善低温
韧性。在回火过程中，有更多更细小的Nb的复合碳氮化物析出，进一步确保了钢的强韧性，
对焊接性能非常有利。当Nb含量低于0.022％时，上述作用不明显，当Nb含量高于0.053％
时，需消耗较多的C形成碳氮化物，降低了C在钢中的作用，反而不易确保钢的综合性能。

[0036] 本发明的V含量选择在0.042～0.078％，与Nb一样，钢中部分V以固溶强化的方式提高强度，另一部分V与碳、氮结合形成稳定的碳氮化物，具有细化组织晶粒和沉淀强化作
用，提高强度和改善低温韧性。在回火过程中，V能增加回火稳定性，产生二次硬化效果。当V
含量低于0.042％时，上述作用不明显，当V含量高于0.078％时，较多的固溶V反而不利于冲
击韧性和焊接性能。

[0037] 本发明的Ti选择在0.008～0.023％，Ti在高温下形成的TiC颗粒可阻碍晶界滑动和延迟裂纹形成及拓展，使钢的强度和韧性得到显著改善。Ti的碳氮化物还可有效抑制加
热和焊接过程中奥氏体晶粒长大，提高强韧性和HAZ低温韧性，但当Ti含量小于0.008％时，
上述作用不明显，当Ti含量大于0.023％时，在加热和焊接时晶界处析出的较多TiC增加晶
界脆性，不利于塑韧性和焊接性能。

[0038] 本发明的Als含量选择在0.012～0.035％，Als与氮具有很强的结合力，形成的AlN具有细化晶粒作用，提高钢在低温下的冲击韧性，同时具有抑制钢的应变时效作用。另外钢
中Als具有脱氧和净化钢质作用，对提高抗层状撕裂性能非常有利。但若Als含量过高，则会
形成大型氧化物夹杂，反而损害钢的各项综合性能。

[0039] 本发明的Ca含量选择在0.0024～0.0069％，钢中的Ca具有脱氧作用，与Als配合添加效果更佳，可降低钢中氧的含量至20ppm以下，不仅可防止铸坯气孔产生，还可以因降低
钢中氧和夹杂物含量而改善钢液流动性，提高铸坯表面质量；同时钢中形成CaO与Al2O3作用
形成易于上浮的铝酸钙，显著提高非金属夹杂物的脱除速度和效果。另外，Ca还可以变质球
化硫化锰夹杂物，净化钢质，改善钢的抗层状撕裂性能。当Ca含量小于0.0024％时，上述作
用不明显，当Ca含量大于0.0078％时，易偏聚于晶界，且易形成大型复合夹杂，不利于强韧
性和抗层状撕裂性能。故Ca限定为0.0024～0.0069％。

[0040] 本发明的Cu≤0.05％，Mo+Cr≤0.10％，Cu、Mo和Cr都是固溶强化很强的元素，对提高强度非常有利，但不利于冲击韧性。

[0041] 本发明的Ni含量选择在≤0.12％，钢中的Ni能细化铁素体基体组织，提高强度和改善低温冲击韧性；同时加入适量Ni可适当降低碳含量，从而进一步改善钢的塑韧性和焊
接性能。

[0042] 本发明的As≤0.010％，Sn≤0.010％，钢中的As和Sn作为有害残余元素，主要以固溶态和化合物形态存在，即使较低的含量也会对性能产生很大的影响。As和Sn均易在晶界
处产生偏析，破坏金属的连续性，导致回火脆性现象，在热加工时表面易产生热脆裂纹等缺
陷，同时增加钢的冷脆性，降低钢的延伸率以及冲击韧性，并使钢的焊接性能和抗层状撕裂
性能变差，故严格限制钢中As和Sn的含量。

[0043] 同时上述化学成分还必须满足公式：Ca/S＝2.3～2.4，C+Mn/6+V/5≤0.325％。本发明Ca具有脱氧作用，与Als配合添加效果更佳，可降低钢中氧的含量至20ppm以下，不仅可
防止铸坯气孔产生，还可以因降低钢中氧和夹杂物含量而改善钢液流动性，提高铸坯表面
质量，同时钢中形成CaO与Al2O3作用形成易于上浮的铝酸钙，显著提高非金属夹杂物的脱除
速度和效果；另外，Ca还可以变质球化硫化锰夹杂物，净化钢质，改善钢的抗层状撕裂性能，
当Ca/S＜2.3时，Ca起不到上述应有的作用，当Ca/S＞2.4，多余的Ca易偏聚于晶界，且易形
成大型复合夹杂，不利于强韧性和抗层状撕裂性能。当C+Mn/6+V/5＞0.325％时，将增加碳
当量和焊接裂纹敏感性系数，降低焊接性能和HAZ冲击韧性。

[0044] 本发明钢除含有上述化学成分外，余量为Fe及不可避免的夹杂。

[0045] 在根据本发明实施例中，所述成品钢板的Z向性能≥65％。

[0046] 值得说明的是，经本发明人反复试验验证，严格采用本发明冶炼、轧制、冷却以及热处理等工艺参数制造的本发明化学成分的钢板产品才能满足本发明要求。与现有技术相
比，本发明钢不需添加大量Mo、Cr等贵重金属，合金成本低，生产工艺简单易行，在各冶金企
业均可规模化实施；利用本发明方法生产的钢板具有高强度、高塑性、低屈强比、优异的低
温韧性以及良好的性能均匀性等特点，尤其是钢板成品具有优异的Z向性能和焊接性能。

具体实施方式

[0047] 为了更好地解释本发明的技术方案，下面结合具体实施例对本发明的技术方案进行进一步的说明，下述实施例仅仅是示例性的说明本发明的技术方案，并不以任何形式限
制本发明。

[0048] 下表1为本发明各实施例及对比例化学成分重量百分比含量取值列表；

[0049] 下表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数的取值列表；

[0050] 下表3为本发明各实施例及对比例的力学性能检测结果。

[0051] 上述实施例1‑8以及对比例1‑3钢板厚度均为110～130mm。

[0052] 本各实施例的一种小压缩比条件下采用连铸坯生产Z向性能优异的焊接结构用钢板的方法，包括下述步骤：

[0053] (1)铁水处理：原料铁水要求P≤0.10％，S≤0.05％，As≤0.010％，Sn≤0.010％，KR深脱硫铁水温度≥1250℃，脱硫终点S≤0.002％，兑入的低硫废钢重量百分比≤15％；

[0054] (2)转炉冶炼：采用先废钢后铁水再低硫活性石灰进行装炉，吹氧枪位200mm，氧压3
1.0～1.2MPa，氧流量3.6～4.2Nm/t·min，给氧时间13～15min，吹炼期间加入≤2.5kg/t
萤石进行脱硫和化渣，出钢前0.05％≤C≤0.07％，P≤0.003％；

[0055] (3)炉外精炼：LF处理时间45～55min，出站S≤0.003％，严控氮增量≤0.002％；

[0056] (4)真空处理：钢水温度≥1580℃，真空度≤0.13kPa，处理时间15～25min，CaSi线加入量0.6～0.8kg/t，之后控制软吹氩时间≥5min；

[0057] (5)连铸：严格采用全流程保护浇注，严控氮增量≤0.001％，控制过热度15～20℃，拉速0.75m/min，铸坯下线后就近于避风口处进行全封闭缓冷72h以上；

[0058] (6)加热：将铸坯加热至1260～1280℃，在炉总时间控制在420～450min，其中钢坯均热时间控制在70～80min；

[0059] (7)轧制冷却：粗轧开轧温度1040～1080℃，3道次完成且单道次压下量≥45mm；精轧开轧温度820～840℃，3～4道次完成；层流冷却速度18～22℃/s，钢板表面终冷温度560
～570℃，随后将空冷至350℃钢板就近于避风口处进行全封闭堆垛缓冷至室温；

[0060] (8)热处理：淬火温度900～910℃，在炉时间(2.1±0.05)min/mm；回火温度610～630℃，在炉时间(2.35±0.05)min/mm，钢板出炉后空冷至室温。

[0061] 所述铸坯厚度为300mm，2.30≤压缩比≤2.75。

[0062] 本发明各实施例的一种小压缩比条件下采用连铸坯生产Z向性能优异的焊接结构用钢板的方法中，所述铸坯含有下述质量分数的化学成分：C：0.10～0.17％，Si：0.15～
0.50％，Mn：0.78～1.20％，P≤0.006％，S≤0.003％，Nb：0.022～0.053％，V：0.042～
0.078％，Ti：0.008～0.023％，Als：0.012～0.035％，Ca：0.0024～0.0069％，Cu≤0.05％，
Mo+Cr≤0.10％，Ni≤0.12％，As≤0.010％，Sn≤0.010％，余量为Fe及不可避免杂质，同时
上述化学成分还必须满足公式：Ca/S＝2.3～2.4，C+Mn/6+V/5≤0.325％。

[0063] 表1本发明各实施例及对比例化学成分(wt，％)

[0064]

[0065] 表2本发明各实施例及对比例的主要工艺参数的取值列表

[0066]

[0067] 表3本发明各实施例及对比例的力学性能检测结果

[0068]

[0069] 经对本发明实施例和对比例钢板厚1/4处和板厚1/2处分别取样进行常温拉伸性能、‑40℃纵向冲击功以及全厚度Z向性能试验，并进行埋弧焊焊接热影响区低温冲击试验。
对比性能结果显示：本发明产品具有更优的综合性能和焊接热影响区低温冲击韧性，利用
本发明方法生产的钢板具有高强度、高塑性、低屈强比、优异的低温韧性以及良好的性能均
匀性等特点，尤其是钢板成品具有优异的的Z向性能和焊接性能。与现有技术相比，本发明
钢不需添加大量Mo、Cr等贵重金属，合金成本低，生产工艺简单易行，在各冶金企业均可规
模化实施，可广泛应用于建筑、海洋平台、管道、桥梁、厂矿及体育场馆等各种钢结构工程。

[0070] 上述实施例仅仅是本发明为解释本发明而例举的具体实例，并不以任何形式限制本发明，任何人根据上述作内容和形式做出的不偏离本发明权利要求保护范围的非实质性
的改变，均应认为落入本发明权利要求的保护范围。