CN110835711A - 一种大线能量焊接用钢板及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种大线能量焊接用钢板及其制备方法，所述制备方法包括冶炼、模铸、热处理、控轧控冷工序。本发明钢板中形成大量细小弥散的含有Ti、Zr、Mg的夹杂物粒子，焊接过程中，高温阶段钉扎晶界，细化晶粒，低温阶段诱发针状铁素体，阻碍冲击裂纹的扩展，使钢板具有良好的焊接性能；钢板屈服强度≥360MPa，抗拉强度≥490MPa，断面收缩率≥70%，纵向‑40℃低温冲击功≥250J；200KJ/cm线能量焊接条件下热影响区‑40℃低温冲击功≥50J,300KJ/cm线能量焊接条件下热影响区‑40℃低温冲击功≥80J。

Description

一种大线能量焊接用钢板及其制备方法
技术领域
本发明属于冶金技术领域，具体涉及一种大线能量焊接用钢板的制备方法。
背景技术
随着工程结构大型化的发展，以埋弧焊、气电立焊、电渣焊等为代表的大线能量焊接在海洋工程、桥梁、高建、压力容器等领域逐渐得到应用，大的线能量焊接过程中焊缝周边热影响区高温停留时间长，晶粒粗化严重，焊后冷却速率慢，形成粗大的魏氏组织、上贝氏体、M-A等异常组织，使焊后热影响区强度、韧性恶化，易产生裂纹等缺陷。
氧化物冶金最早是日本学者1990年提出，技术思想是控制钢中夹杂物成分、尺寸、数量、分布等，使其作为硫化物、氮化物、碳化物和相变的形核位置，钉扎原奥氏体晶界，诱发晶内铁素体形核，细化组织，进而改善钢的力学性能。现在此种技术被广泛应用在大线能量焊接用钢及非调质钢的开发和生产。日本新日铁氧化物冶金先后经历三代技术的迭代，第一代利用TiN，高温下钉扎晶界，细化晶粒，第二代利用钛的氧化物诱发晶内针状铁素体的生成，第三代着眼于利用1400℃高温下稳定（熔点高、不固溶、不长大）且细小（10～100nm）弥散分布的含有Mg或Ca的氧化物、硫化物和TiN夹杂物来钉扎奥氏体晶界，同时也部分利用夹杂物在冷却过程中对晶内铁素体(IGF)形核的作用，来得到细小的HAZ组织，从而提高韧性。
日本专利JP5116890和JP517300分别介绍了TiN和钛的氧化物对细化晶粒，诱发针状铁素体的作用。
日本专利JP3378433介绍了钢中添加Mg生成MgO粒子，改善厚钢板焊后热影响区低温冲击韧性。
专利CN101045976公布了一种屈服强度≥415MPa的低C-高Mn-高Als-Ti-B合金体系的超大线能量焊接厚钢板的制造方法，C：0.03～0.05%，Mn：1.5～1.8%，Als：0.04～0.06%，Ti：0.008～0.012%，B：0.001～0.003%。
专利CN102191356公布了一种Ti-Ca-Mg复合处理的大线能量焊接用厚板的制备方法，锭模底部添加Fe2O3粉和Ni-Mg合金。
本发明钢板中形成大量细小弥散的含有Ti、Zr、Mg的夹杂物粒子，焊接过程中，高温阶段钉扎晶界，细化晶粒，低温阶段诱发针状铁素体，阻碍冲击裂纹的扩展，使钢板具有良好的焊接性能。
发明内容
本发明要解决的技术问题是提供一种大线能量焊接用钢板的制备方法。该制备方法生产大线能量焊接用钢钢板屈服强度≥360MPa，抗拉强度≥490MPa，断面收缩率≥35%，纵向-40℃低温冲击功≥250J；能够承受200～300kJ/cm焊接线能量的厚钢板。
为解决上述技术问题，本发明所采取的技术方案是：一种大线能量焊接用钢板的制备方法，所述制备方法包括冶炼、连铸、加热、控轧控冷工序。
一种大线能量焊接用钢板，其化学成分及质量百分比为：C 0.005%~0.010%，Si0.12%~0.18%，Mn 1.2%~1.6%，P≤0.01%，S 0.003%~0.006%，Ti 0.010%~0.035%，Nb 0.01%~0.02%，Al≤0.006%，N 0.003%~0.007%，Mg 0.002%~0.003%，Zr 0.002%~0.006%，Ni:0.04%~0.10%，其余为Fe和不可避免元素；其中：钢板成分碳当量Ceq为0.25%~0.30%，裂纹敏感指数Pcm为0.06%~0.10%，Ti、N的质量比为2~5。
其Ceq计算方法见公式(1)，裂纹敏感指数Pcm计算方法见公式(2)：
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 （1）
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B （2）
上述大线能量焊接用钢板，其特征在于，所述钢板厚度规格为20～60mm。
所述大线能量焊接用钢板的制备方法，所述制备方法包括冶炼、连铸、加热、控轧控冷工序，其特征在于，所述冶炼工序，采用真空感应炉冶炼，工业纯铁预先放在坩埚内，扣盖抽真空，真空度≤24Pa时，开始通电，纯铁熔清后，炉内充氩气破真空，炉内压力保持在0.04MPa~0.05MPa，先加入锆铁，保持4~6min，然后依次加入硅铁、金属锰、硫铁、铌铁合金化，以上合金加完熔清后，保持时间2～4min，，后再依次加入海绵钛、氮化锰合金，镍镁包芯线，然后出钢。此冶炼制度可提高Ti、N、Mg元素的收得率，使最终钢中保留大量细小弥散的夹杂物。
所述大线能量焊接用钢板的制备方法，冶炼工序中，镍镁包芯线规格为φ10mm，里面是压实的Ni-Mg合金粉，Ni质量百分含量为：70～85%，Mg质量百分含量为：15～30%，外面包裹1mm厚的铁皮。采用此种包芯线提高了Mg的收得率。
所述大线能量焊接用钢板的制备方法，模铸工序中，锭模是金属锭模，带有保温冒口，减少钢锭上端疏松缩孔。
所述大线能量焊接用钢板的制备方法，加热工序中，铸坯在加热炉中以450～550℃/h加热至1150～1250℃，保温1～2h。保证其温度均匀，充分奥氏体化，同时晶粒不过于粗大。
所述大线能量焊接用钢板的制备方法，控轧控冷工序中，粗轧四道次轧制，开轧温度1050～1100℃，终轧温度990～1010℃，总压下率≥40%；精轧粗轧四道次轧制，开轧温度890～910℃，终轧温度870～890℃，总压下率≥60%；开冷温度760～800℃，冷速≥15℃/s，返红温度550～580℃，之后空冷。
本发明所述制备方法生产的大线能量焊接用钢板，屈服强度≥360MPa，抗拉强度≥490MPa，断面收缩率≥70%，纵向-40℃低温冲击功≥250J；200KJ/cm线能量焊接条件下热影响区-40℃低温冲击功≥50J, 300KJ/cm线能量焊接条件下热影响区-40℃低温冲击功≥80J。
本发明设计思路：
产品化学成分组成及作用：
C，在钢中有显著的固溶强化作用，是钢中最廉价的提高钢强度的合金元素，大的碳当量不利于焊接，C的下限0.005%是保证钢的强度，上限0.01%是保证钢的焊接性能。
Si，能够提高钢材的强度，但相变过程中Si富集在渗碳体/奥氏体相界处，阻止渗碳体的长大，稳定奥氏体，从而促进了M-A的形成，不利于焊接热影响区低温冲击韧性的改善。
Mn，通过提高Mn含量可以弥补碳含量降低带来的强度损失。Mn元素为奥氏体稳定元素，可明显降低奥氏体向铁素体转变温度，过多的加入Mn元素将导致贝氏体和马氏体的形成，Mn在1.2～1.6%时，提高钢材强度，同时改善焊接热影响区低温冲击韧性。
P，在晶界偏聚提高了焊接热影响区的韧-脆转变温度，P控制在0.01%以下。
S，可以促进夹杂物周围贫锰区的形成，进而诱导针状铁素体的形核，S的下限0.003%保证氧化物冶金的效果，S是易偏析元素，S的上限0.006%，防止在轧板中形成带状组织，影响力学性能。
Ti，与O结合形成细小的氧化物粒子，与N结合形成TiN，两种类型的粒子都是典型的氧化物冶金粒子，粒子尺寸越小，数量越多，钉扎晶界，细化晶粒作用越强，Ti含量过高，粒子易粗化，因此控制在0.010～0.035%。
Nb，可以在不损失韧性的前提下，提高强度，但随着Nb的增加，粗晶区中晶界铁素体减少，M-A岛和板条贝氏体增多，不利于焊接性，控制在0.01～0.02%。
Al，可以细化晶粒，但是因为与氧的亲和力太强，且易于聚集粗化，不利于Ti、Mg、Ca等氧化物粒子的形成，因此本发明不用Al脱氧，控制的上限是0.006%。
N，与Ti结合形成的TiN可以起到氧化物冶金的作用，为了防止粒子粗化，同时保证足够的数量，控制钢中Ti、N的质量比在2～5，根据Ti的质量百分数，N控制在0.004～0.007%。
Mg，MgO粒子熔点高，尺寸小，可以同时钉扎晶界和诱发针状铁素体，改善钢板焊接粗晶热影响区力学性能。下限0.002%保证钢中有足够的含有MgO的夹杂物粒子，过多Mg，MgO粒子易粗化，同时Mg的熔沸点低，在钢中加时易引发喷溅，上限控制在0.003%。
Zr，脱氧能力强于Al，ZrO2粒子比重大，不易上浮去除，更容易在钢中弥散分布，同样有氧化物冶金的效果，下限控制在0.002%，为了发挥Ti、Mg的综合作用，上限控制为0.006%。
Ni，提高钢板强度的同时，可以提高钢板的低温冲击性能，价格昂贵，控制在0.01～0.10%。
生产方法：
冶炼：为了在钢中获得理想的夹杂物粒子，同时保证各活泼元素的收得率，脱氧合金化的顺序非常重要，过程脱氧合金化的顺序是纯铁熔清→Zr脱氧→Si/Mn/S/Nb合金化→Ti脱氧→MnN合金化→加Ni-Mg包芯线→出钢。
镁处理使用的Ni-Mg包芯线，里面是压实的Ni-Mg合金粉，Ni质量百分含量为：70～85%，Mg质量百分含量为：15～30%，不是两种金属单质简单的机械混合，而是两种元素的中间合金，降低了Mg的活泼性和熔沸点，增加比重，使Mg的收得率更高，更稳定，外面包裹1mm厚的铁皮，减少其与炉内残余氧气的反应，使用时Ni-Mg包芯线截成20～30mm的小段，从真空感应炉上部二次料仓分多次加入。
模铸：锭模是金属锭模，带有保温冒口，减少钢锭上端疏松缩孔。
加热：铸坯在加热炉中以450～550℃/h加热至1150～1250℃，保温1～2h，保证其温度均匀，充分奥氏体化，同时晶粒不过于粗大。
控轧控冷：粗轧四道次轧制，开轧温度1050～1100℃，终轧温度990～1010℃，总压下率≥40%，在粗轧的温度范围内，奥氏体变形和再结晶同时进行，因再结晶而获得的细小奥氏体晶粒，使冷却时铁素体晶粒细化；
精轧粗轧四道次轧制，开轧温度890～910℃，终轧温度870～890℃，总压下率≥60%，在这一温度区间，奧氏体晶粒被拉长，在伸长而未再结晶的奧氏体内，由于应力作用形成高密度的形变孪晶和形变带，微合金碳、氮化物也因应变诱导析出，因而增加了铁素体的形核位置，细化了铁素体晶粒；
开冷温度760～800℃，冷速≥15℃/s，返红温度550～580℃，之后空冷，控制冷却是在控制轧制后引入加速冷却，使γ→α相变温度降低，过冷度增大，从而增加了α相的形核率；同时，由于冷却速度増加，阻止或延迟了碳、氮化物在冷却中过早析出，因而易于形成更加弥散的析出物，进一步提高冷却速度，则可形成贝氏体或针状铁素体，进一步改善钢的强韧性。
采用上述技术方案所产生的有益效果在于：1、本发明钢板中形成大量细小弥散的含有Ti、Zr、Mg的夹杂物粒子，焊接过程中，高温阶段钉扎晶界，细化晶粒，低温阶段诱发针状铁素体，阻碍冲击裂纹的扩展，使钢板具有良好的焊接性能。2、本发明大线能量焊接用钢板屈服强度≥360MPa，抗拉强度≥490MPa，断面收缩率≥70%，纵向-40℃低温冲击功≥250J；200KJ/cm线能量焊接条件下热影响区-40℃低温冲击功≥50J，300KJ/cm线能量焊接条件下热影响区-40℃低温冲击功≥80J。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明作进一步详细地说明。
实施例1
本实施例大线能量焊接用钢板的制备方法包括冶炼、模铸、加热、控轧控冷工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）冶炼工序：采用真空感应炉冶炼，工业纯铁预先放在坩埚内，扣盖抽真空，真空度≤24Pa时，开始通电，纯铁熔清后，炉内充氩气破真空，炉内压力保持在0.04MPaMPa，先加入锆铁，保持4min，然后依次加入硅铁、金属锰、硫铁、铌铁合金化，以上合金加完熔清后，保持时间2min，后再依次加入海绵钛、氮化锰合金，镍镁包芯线，然后出钢；
所述冶炼工序，镍镁包芯线规格为φ10mm，里面是压实的Ni-Mg合金粉，Ni质量百分含量为：70%，Mg质量百分含量为：25%，外面包裹1mm厚的铁皮；
（2）模铸工序：模铸坯化学成分组成及其质量百分含量见表1；
（3）热处理工序：铸坯在加热炉中以500℃/h加热至1250℃，保温2 h；
（4）控轧控冷工序：粗轧四道次轧制，开轧温度1100℃，终轧温度1000℃，总压下率40%；精轧粗轧四道次轧制，开轧温度900℃，终轧温度880℃，总压下率65%；开冷温度800℃，冷速15℃/s，返红温度550℃，之后空冷。
本实施例大线能量焊接用钢板性能见表2。
实施例2
本实施例大线能量焊接用钢板的制备方法包括冶炼、模铸、加热、控轧控冷工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）冶炼工序：采用真空感应炉冶炼，工业纯铁预先放在坩埚内，扣盖抽真空，真空度≤24Pa时，开始通电，纯铁熔清后，炉内充氩气破真空，炉内压力保持在0.05MPa，先加入锆铁，保持5min，然后依次加入硅铁、金属锰、硫铁、铌铁合金化，以上合金加完熔清后，保持时间4min，后再依次加入海绵钛、氮化锰合金，镍镁包芯线，然后出钢；
所述冶炼工序，镍镁包芯线规格为φ10mm，里面是压实的Ni-Mg合金粉，Ni质量百分含量为：70 %，Mg质量百分含量为：25%，外面包裹1mm厚的铁皮；
（2）模铸工序：模铸坯化学成分组成及其质量百分含量见表1；
（3）热处理工序：铸坯在加热炉中以500℃/h加热至1200℃，保温2h；
（4）控轧控冷工序：粗轧四道次轧制，开轧温度1050℃，终轧温度990℃，总压下率40%；精轧粗轧四道次轧制，开轧温度910℃，终轧温度870℃，总压下率65%；开冷温度790℃，冷速16℃/s，返红温度560℃，之后空冷。
本实施例大线能量焊接用钢板性能见表2。
实施例3
本实施例大线能量焊接用钢板的制备方法包括冶炼、模铸、加热、控轧控冷工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）冶炼工序：采用真空感应炉冶炼，工业纯铁预先放在坩埚内，扣盖抽真空，真空度≤24Pa时，开始通电，纯铁熔清后，炉内充氩气破真空，炉内压力保持在0.05MPa，先加入锆铁，保持5min，然后依次加入硅铁、金属锰、硫铁、铌铁合金化，以上合金加完熔清后，保持时间2min，后再依次加入海绵钛、氮化锰合金，镍镁包芯线，然后出钢；
所述冶炼工序，镍镁包芯线规格为φ10mm，里面是压实的Ni-Mg合金粉，Ni质量百分含量为：75%，Mg质量百分含量为：25%，外面包裹1mm厚的铁皮；
（2）模铸工序：模铸坯化学成分组成及其质量百分含量见表1；
（3）热处理工序：铸坯在加热炉中以500℃/h加热至1250℃，保温1h；
（4）控轧控冷工序：粗轧四道次轧制，开轧温度1070℃，终轧温度1010℃，总压下率45%；精轧粗轧四道次轧制，开轧温度900℃，终轧温度880℃，总压下率60%；开冷温度800℃，冷速15℃/s，返红温度570℃，之后空冷。
本实施例大线能量焊接用钢板性能见表2。
实施例3
本实施例大线能量焊接用钢板的制备方法包括冶炼、模铸、加热、控轧控冷工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）冶炼工序：采用真空感应炉冶炼，工业纯铁预先放在坩埚内，扣盖抽真空，真空度≤24Pa时，开始通电，纯铁熔清后，炉内充氩气破真空，炉内压力保持在0.05MPa，先加入锆铁，保持6 min，然后依次加入硅铁、金属锰、硫铁、铌铁合金化，以上合金加完熔清后，保持时间3 min，后再依次加入海绵钛、氮化锰合金，镍镁包芯线，然后出钢；
所述冶炼工序，镍镁包芯线规格为φ10mm，里面是压实的Ni-Mg合金粉，Ni质量百分含量为：75%，Mg质量百分含量为：25%，外面包裹1mm厚的铁皮；
（2）模铸工序：模铸坯化学成分组成及其质量百分含量见表1；
（3）热处理工序：铸坯在加热炉中以450℃/h加热至1200℃，保温2h；
（4）控轧控冷工序：粗轧四道次轧制，开轧温度1050℃，终轧温度990℃，总压下率40%；精轧粗轧四道次轧制，开轧温度900℃，终轧温度880℃，总压下率60%；开冷温度760～800℃，冷速15℃/s，返红温度560℃，之后空冷。
本实施例大线能量焊接用钢板性能见表2。
实施例4
本实施例大线能量焊接用钢板的制备方法包括冶炼、模铸、加热、控轧控冷工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）冶炼工序：采用真空感应炉冶炼，工业纯铁预先放在坩埚内，扣盖抽真空，真空度≤24Pa时，开始通电，纯铁熔清后，炉内充氩气破真空，炉内压力保持在0.04MPa，先加入锆铁，保持56min，然后依次加入硅铁、金属锰、硫铁、铌铁合金化，以上合金加完熔清后，保持时间3min，后再依次加入海绵钛、氮化锰合金，镍镁包芯线，然后出钢；
所述冶炼工序，镍镁包芯线规格为φ10mm，里面是压实的Ni-Mg合金粉，Ni质量百分含量为：75%，Mg质量百分含量为：25%，外面包裹1mm厚的铁皮；
（2）模铸工序：模铸坯化学成分组成及其质量百分含量见表1；
（3）热处理工序：铸坯在加热炉中以550℃/h加热至1250℃，保温1h；
（4）控轧控冷工序：粗轧四道次轧制，开轧温度1080℃，终轧温度1000℃，总压下率40%；精轧粗轧四道次轧制，开轧温度900℃，终轧温度870℃，总压下率60%；开冷温度800℃，冷速15℃/s，返红温度570℃，之后空冷。
本实施例大线能量焊接用钢板性能见表2。
实施例5
本实施例大线能量焊接用钢板的制备方法包括冶炼、模铸、加热、控轧控冷工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）冶炼工序：采用真空感应炉冶炼，工业纯铁预先放在坩埚内，扣盖抽真空，真空度≤24Pa时，开始通电，纯铁熔清后，炉内充氩气破真空，炉内压力保持在0.05MPa，先加入锆铁，保持5min，然后依次加入硅铁、金属锰、硫铁、铌铁合金化，以上合金加完熔清后，保持时间3min，后再依次加入海绵钛、氮化锰合金，镍镁包芯线，然后出钢；
所述冶炼工序，镍镁包芯线规格为φ10mm，里面是压实的Ni-Mg合金粉，Ni质量百分含量为：75%，Mg质量百分含量为：25%，外面包裹1mm厚的铁皮；
（2）模铸工序：模铸坯化学成分组成及其质量百分含量见表1；
（3）热处理工序：铸坯在加热炉中以450℃/h加热至1170℃，保温1.5 h；
（4）控轧控冷工序：粗轧四道次轧制，开轧温度1050℃，终轧温度1000℃，总压下率40%；精轧粗轧四道次轧制，开轧温度900℃，终轧温度880℃，总压下率60%；开冷温度780℃，冷速15℃/s，返红温度580℃，之后空冷。
本实施例大线能量焊接用钢板性能见表2。
实施例6
本实施例大线能量焊接用钢板的制备方法包括冶炼、模铸、加热、控轧控冷工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）冶炼工序：采用真空感应炉冶炼，工业纯铁预先放在坩埚内，扣盖抽真空，真空度≤24Pa时，开始通电，纯铁熔清后，炉内充氩气破真空，炉内压力保持在0.05MPa，先加入锆铁，保持5 min，然后依次加入硅铁、金属锰、硫铁、铌铁合金化，以上合金加完熔清后，保持时间3 min，后再依次加入海绵钛、氮化锰合金，镍镁包芯线，然后出钢；
所述冶炼工序，镍镁包芯线规格为φ10mm，里面是压实的Ni-Mg合金粉，Ni质量百分含量为：75%，Mg质量百分含量为：25%，外面包裹1mm厚的铁皮；
（2）模铸工序：模铸坯化学成分组成及其质量百分含量见表1；
（3）热处理工序：铸坯在加热炉中以500℃/h加热至1200℃，保温2h；
（4）控轧控冷工序：粗轧四道次轧制，开轧温度1100℃，终轧温度1000℃，总压下率40%；精轧粗轧四道次轧制，开轧温度900℃，终轧温度880℃，总压下率60%；开冷温度780℃，冷速15℃/s，返红温度555℃，之后空冷。
本实施例大线能量焊接用钢板性能见表2。
对比例1
本实施例大线能量焊接用钢板的制备方法包括冶炼、模铸、加热、控轧控冷工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）冶炼工序：采用真空感应炉冶炼，工业纯铁预先放在坩埚内，扣盖抽真空，真空度≤24Pa时，开始通电，纯铁熔清后，炉内充氩气破真空，炉内压力保持在0.05MPa，依次加入硅铁、金属锰、硫铁、铌铁合金化，以上合金加完熔清后，保持时间2min，后再依次加入海绵钛、氮化锰合金，镍镁包芯线，然后出钢；
所述冶炼工序，镍镁包芯线规格为φ10mm，里面是压实的Ni-Mg合金粉，Ni质量百分含量为：75%，Mg质量百分含量为：25%，外面包裹1mm厚的铁皮；
（2）模铸工序：模铸坯化学成分组成及其质量百分含量见表1；
（3）热处理工序：铸坯在加热炉中以500℃/h加热至1200℃，保温2h；
（4）控轧控冷工序：粗轧四道次轧制，开轧温度1180℃，终轧温度1000℃，总压下率40%；精轧粗轧四道次轧制，开轧温度900℃，终轧温度880℃，总压下率60%；开冷温度780℃，冷速15℃/s，返红温度580℃，之后空冷。
本实施例大线能量焊接用钢板性能见表2。
表1实施例1-8大线能量焊接用钢板和对比例1大线能量焊接用钢板的化学成分组成及其质量百分含量(%)
Figure DEST_PATH_IMAGE001
表1中成分余量为Fe和不可避免杂质元素。
表2实施例1-8大线能量焊接用钢板和对比例1大线能量焊接用钢板的力学性能
Figure 701504DEST_PATH_IMAGE002
以上实施例仅用以说明而非限制本发明的技术方案，尽管参照上述实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解：依然可以对本发明进行修改或者等同替换，而不脱离本发明的精神和范围的任何修改或局部替换，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims (8)

1.一种大线能量焊接用钢板，其化学成分及质量百分比为：C 0.005%~0.010%，Si0.12%~0.18%，Mn 1.2%~1.6%，P≤0.01%，S 0.003%~0.006%，Ti 0.010%~0.035%，Nb 0.01%~0.02%，Al≤0.006%，N 0.003%~0.007%，Mg 0.002%~0.003%，Zr 0.002%~0.006%，Ni:0.04%~0.10%，其余为Fe和不可避免元素；其中：钢板成分碳当量Ceq为0.25%~0.30%，裂纹敏感指数Pcm为0.06%~0.10%，Ti、N的质量比为2~5。
2.根据权利要求1所述的一种大线能量焊接用钢板，其特征在于，所述钢板厚度规格为20～60mm。
3.一种权利要求1或2所述的大线能量焊接用钢板的制备方法，所述制备方法包括冶炼、连铸、加热、控轧控冷工序，其特征在于，所述冶炼工序，采用真空感应炉冶炼，工业纯铁预先放在坩埚内，扣盖抽真空，真空度≤24Pa时，开始通电，纯铁熔清后，炉内充氩气破真空，炉内压力保持在0.04MPa~0.05MPa，先加入锆铁，保持4~6min，然后依次加入硅铁、金属锰、硫铁、铌铁合金化，以上合金加完熔清后，保持时间2～4min，后再依次加入海绵钛、氮化锰合金，镍镁包芯线，然后出钢。
4.根据权利要求1所述的一种大线能量焊接用钢板的制备方法，其特征在于，所述冶炼工序，镍镁包芯线规格为φ10mm，里面是压实的Ni-Mg合金粉，Ni质量百分含量为：70～85%，Mg质量百分含量为：15～30%，外面包裹1mm厚的铁皮。
5.根据权利要求4所述的一种大线能量焊接用钢板的制备方法，其特征在于，所述模铸工序：锭模是金属锭模，带有保温冒口，减少钢锭上端疏松缩孔。
6.根据权利要求1所述的一种大线能量焊接用钢板的制备方法，其特征在于，所述加热工序，铸坯在加热炉中以450～550℃/h加热至1150～1250℃，保温1～2h。
7.根据权利要求1-6任意一项所述的一种大线能量焊接用钢板的制备方法，其特征在于，所述控轧控冷工序，粗轧四道次轧制，开轧温度1050～1100℃，终轧温度990～1010℃，总压下率≥40%；精轧粗轧四道次轧制，开轧温度890～910℃，终轧温度870～890℃，总压下率≥60%；开冷温度760～800℃，冷速≥15℃/s，返红温度550～580℃，之后空冷。
8.根据权利要求7所述的一种大线能量焊接用钢板的制备方法，其特征在于，所述制备方法生产的大线能量焊接用钢板屈服强度≥360MPa，抗拉强度≥490MPa，断面收缩率≥70%，纵向-40℃低温冲击功≥250J；200KJ/cm线能量焊接条件下热影响区-40℃低温冲击功≥50J，300KJ/cm线能量焊接条件下热影响区-40℃低温冲击功≥80J。
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