非调质针状组织高强度低屈强比耐候钢及其生产方法

专利名称：：非调质针状组织高强度低屈强比耐候钢及其生产方法
技术领域：
：本发明涉及一种低合金钢及其生产方法，具体涉及一种具有优异成型性、优异低温韧性、优异焊接性和优异耐大气腐蚀性的非调质高强钢及其生产方法，属于低合金钢制造领域。
背景技术：
：目前，美国材料与试验协会标准ASTMA709/A709M-Olb中有强度级别相近的钢种HPS7冊钢，其碳含量小于或等于O.llwt%(—般在O.09wt。/。左右)，焊接冷裂紋敏感性系数Pcm值较高，焊接时需要釆取较复杂的工艺，且该钢种含有0.04-0.08wt。/。的钒，在焊后冷却过程中会析出钒的碳氮化物，从而影响钢的焊接韧性，同时在该钢种的生产过程中，对于厚度大于32mm的钢板一般需进行调质处理，大大增加了生产成本，而在低温韧性方面，该钢种的夏比V型冲击功在-23。(:时集中在180-2201,仅相当于国内桥梁钢质量等级D的水平。为了降低该钢种的生产成本，专利号为US6056833和US6187117的美国发明专利均提出了与HPS70W性能相当的一种非调质钢，但是该等钢种中均需加入一定量的钒，会影响钢种的焊接韧性，同时其焊接冷裂玟敏感性系数Pcm值都较高，焊接工艺复杂，而且低温沖击韧性方面也与原HPS7OW钢类似。与HPS70W类似的钢种还有日本标准JISG3114中的SMA570W钢。该钢种屈强比太高，而且其夏比V型沖击功要求-5。C时大于47J,仅相当于国内桥梁钢质量等级C的水平。为了改善SMA570W的使用性能，日本JFE公司开发了高性能桥梁钢BHS500W,该钢种采用非调质控轧控冷工艺，最大厚度为100mm，需要焊前预热，焊接性能优异，但其不足之处在于其低温冲击韧性较SMA570W钢提高得不多，其夏比V型冲击功仅要求-5T时大于等于100J。在国内武钢于2007年初推出了第五代桥梁钢WNQ570(Q420qE),并将该钢种用于京沪高铁南京大胜关长江大桥的建设，其具体性能指标在专利公开号为CN1609257A的专利中有详述，该钢种采用非调质控轧控冷工艺，具有良好的低温韧性和焊接性，但该钢种有三点不足之处一、最大厚度仅为60mm。按照其强度级别计算，并不适合用于建造大跨度桥梁，实际上在该强度级别的非调质钢制造上，并未在厚度上取得突破；二、屈强比太高，虽然该钢种突破了传统高强度非调质焊接结构钢屈强比《0.93的瓶颈，但是该钢种的屈强比依然在0.88左右，因此构件的安全性尚显不够；三、耐候性不足，虽然该钢种按照美国材料与试验协会标准ASTMG101-Ol.中所给的公式计算所得的耐腐蚀指数I达到6.0-6.1，刚好满足耐候钢耐腐蚀指数I〉6.0的要求，但是作为高速铁铁路用耐候桥梁钢使用，该钢种的耐候性尚显不足。
发明内容本发明的目的在于提出一种非调质针状组织高强度低屈强比耐候钢及其生产方法，该钢种成分筒单，具有优异的成型性、优异的耐候性、优异的焊接性和低温韧性，同时该钢种制备工艺简单，无需热处理，生产周期短，生产成本低，从而可有效克服现有技术中的不足。为实现上述发明目的，本发明采用了如下技术方案一种非调质针状组织高强度低屈强比耐候钢，其特征在于，该钢种包含的成分及其重量百分比为基本成分C0.03~0.08%、Si0.30~0.60%、Mn1.30~1.80%、P《0.015%、S<0.010%、Cu0.30~0.60%、Ni0.20—0.50%、Cr0.40—0.80%、Mo0.10-0.40%、Nb0.030~0.080。/o及Ti《0.04%;可选成分A1S<0.04。/。及RE《0.40kg/t钢或Ca《0.005%中的两种或两种以上；以及余量的Fe和杂质。具体的讲，该钢种的焊接冷裂紋敏感性系数Pcm《0.20,ASTMG101-Ol耐腐蚀指数>6.0。该钢种是采用如下工艺制备的对铁水进行冶炼和浇铸处理，形成钢坯，而后在125(TC将钢坯奥氏体化，再进行两阶_艮轧制，其粗轧开轧温度》115(TC，累计下压量>60°/。，精轧开轧温度《950。C，精轧结束温度《850。C,精轧累计下压量>70%，轧后钢板弛豫时间20100s，而后以5~15。C/s的冷却速率使钢板冷却到550。C以下,再将其空冷至室温，制成目标产品。一种如上所述非调质针状组织高强度低屈强比耐候钢的制备方法，其特征在于，该方法为5对铁水进行冶炼和浇铸处理，形成钢坯，该钢坯所含成分及其重量百分比为基本成分C0.03~0.08%、Si0.30~0.60%、Mn1.30~1.80°/。、P《0.015%、S《0.010%、Cu0.30—0.60%、Ni0.20~0.50%、Cr0.40—0.80%、Mo0.10-0.40%、Nb0.030~0.08(r/o及Ti《0.04%;可选成分A1S《0.04。/。及RE《0.40kg/t钢或Ca《0.005%中的两种或两种以上；以及余量的Fe和杂质；而后将钢坯进行奥氏体化处理，再进行两阶段轧制，其粗轧开轧温度>1150°C，累计下压量>60°/。，精轧开轧温度《950。C，精轧结束温度《850。C,精轧累计下压量>70°/。，轧后钢板弛豫时间20~100s,而后使钢^反快速冷却至室温，制成目标产品。进一步的，对铁水进行冶炼和浇铸处理的过程为依次采用铁水预脱硫工艺，转炉顶底复合吹炼工艺对铁水进行处理，其后采用RH真空循环脱气工艺对铁水进行处理，同时进行稀土或Ca处理，而后进行全流程保护浇注，至形成钢坯对钢板进行快速冷却处理的工艺为首先以5~15。C/s的冷却速率使钢板冷却到55(TC以下，再将其空冷至室温，制成目标产品。本发明中，釆用上述组分及重量百分比的原因在于C在钢铁中一般作为强化元素，可对基体起到固溶强化的作用，增加碳含量会促进形成碳化物及马氏体，本发明中C含量选择在O.03-0.08%，可满足以下条件足够与微合金Nb反应形成NbC或Nb(CN)，不致于太高而降低了钢的焊接性能及低温韧性，不至于太低而导致RH真空处理的时间过长，提高生产成本。Si主要以固溶强化形式提高钢的强度，同时也是钢中的脱氧元素，此外Si还能提高钢的耐候性，本发明中Si含量选择在O.30~0.60%，不会过高或过低，从而降低钢的强度或洁净度、韧性和焊接性能。Mn是重要的强韧化元素，是奥氏体稳定化元素，能扩大铁碳相图中的奥氏体区，促进钢的中温组织转变，即贝氏体转变，从而得到以针状组织为主的微观组织。含l。/。的Mn，钢的抗拉强度约可提高10謹Pa,但之后随着Mn含量的增力口，钢的强度虽有明显增加，但是冲击转变温度ITT几乎不发生变化，而且过量的Mn会增加钢材连铸坯产生中间偏析的趋势，从而造成钢材尤其是厚钢板在厚度方6向性能的不均匀性。本发明Mn含量控制在l.30%-1.80%,从而使形成的针状组织具有较好的组织均勻性、优良的耐候性、高强度和优异的低温韧性。P是很有效的固溶强化元素，且能有效提高钢的耐候性，但是P过量会造成很严重的中间偏析，还会严重降低钢的低温韧性，对于生产厚钢板极为不利。因此，本发明将P含量控制在O.015%以下。过高S含量不仅会使钢板纵横向性能产生明显差异，同时还会降低钢的低温韧性和Z向性能，且硫化物夹杂会使钢的耐候性明显降低。因此本发明控制S含量在O,010%以下。Cu能提高钢的淬透性，在钢中主要起固溶及沉淀强化作用，同时还能有效提高钢的耐候性，此外Cu还有利于获得良好的低温韧性，增加钢的抗疲劳裂紋扩展能力，但Cu含量过高时，钢坯加热或热轧时易产生裂紋，恶化钢板表面性能。本发明中Cu含量在O.30%-0.60%,为阻止上述裂紋的产生，还添加了O.20%_0.50y。的Ni,而Ni能提高钢材的淬透性，具有一定的固溶强化作用，且能显著改善钢材的低温韧性，使母材和焊接热影响区低温韧性显著提高，且可显著提高钢的耐候性，尤其是耐海水腐蚀性，但是Ni为贵金属，其添加量过大会导致钢的成本大幅度上升。又，本发明中Cr的含量在O.40°/。-0.80%,是因Cr能显著提高钢的淬透性及钢的耐候性，且尤其在Cu-Ni-Cr复合添加的情况下，效果更为明显Mo能增加淬透性，提高钢的强度，并能非常有效推迟铁素体和珠光体的转变，从而促进贝氏体组织的获得，使钢在较宽的冷却速度范围内获得较完全的针状组织，且随着Mo的增加，针状组织转变开始温度显著下降，钢的强度显著提高，但过高的Mo会使钢的低温韧性显著恶化，也会在焊接时形成过多的马氏体，导致焊接接头脆性增加。综合考虑上述因素，本发明将Mo含量控制在O.10%-0.40%。Nb是强碳氮化物形成元素，能有效的延迟变形奥氏体的再结晶，阻止奥氏体晶粒的长大，提高奥氏体再结晶温度，细化晶粒，提高钢的强度和韧性。此外，部分Nb在连续冷却的过程中，以Nb(CN)的形式析出，通过沉淀强化提高钢的机械性能，但Nb属于微合金化元素，价格昂贵，大量添加会导致钢铁成本上升，且过高的Nb也易与Fe、C等元素形成低熔点共晶物，从而增加焊缝金属产生热裂紋的倾向。此外，本发明中C的含量在O.03%-0.08%,若加入过多的Nb,在热轧时需要提高板坯的加热温度将NbC或Nb(CN)完全溶解，才能发挥Nb在控轧控冷中的作用，而在工业化生产时，板坯加热炉的温度是有限制的，一般最高在1300°C,所以Nb含量不应太高，宜控制在O.030%-0.080%。本发明钢中还可含有Ti、A1s和RE或Ca中的两种或两种以上。其中，Ti是强氮化物形成元素，Ti的氮化物能有效钉扎奥氏体晶界，有助于控制奥氏体晶粒的长大。Al是钢中主要的脱氧元素，但Al含量大于O.04%，将导致A1的氧化物夹杂增加，降低钢的纯净度，从而降低钢的韧性和耐候性。此外，A1N熔点较高，在轧钢板坯加热时，A1N能钉扎奥氏体晶界，有助于控制奥氏体晶粒的长大。考虑上述因素，本发明Ti及Al的含量均控制在O.04%以下。本发明钢种在生产中进行稀土或Ca处理，其主要作用是球化硫化物夹杂，以减小纵横向性能差异，提高Z向性能，此外，通过降低硫化物与周围基体的电极电位差异，可以提高钢的耐候性；进行稀土处理时，在钢板表面形成一层稀土保护膜，可以提高钢的耐候性，但是过高的稀土含量或Ca含量容易形成粗大的稀土氧化物或Ca氧化物夹杂，影响钢的综合性能，因此本发明中稀土的加入量为《0.40kg/t钢，或Ca处理时Ca<0.0050%。本发明除含有上述化学成分外，余量为Fe及不可避免的杂质，同时还须满足如下条件焊接冷裂紋^:感性系数Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B《0.20%;ASTMG101-01耐腐蚀指数1=26.01(%Cu)+3.88(°/。Ni)+l.20(%Cr)+l.49(%Si)+17,28(%P)-7.29(%Cu)(%Ni)-9.画Ni)(%P)-33.3寒u)2〉6.0。本发明还提供上述针状组织高强度低屈强比耐候钢的生产方法，采用铁水预脱^L，转炉顶底复合吹炼，RH真空循环脱气工艺，同时进行稀土或Ca处理，全流程保护浇注形成钢坯，再将钢坯在125(TC奥氏体化后，采用两阶段轧制，粗轧开轧温度》1150。C,累计下压量>60%，精轧开轧温度《950。C,精轧结束温度《850。C,精轧累计下压量>70%，轧后钢板弛豫时间20-100s,然后以5-15°C/s的冷却速率冷却到55(TC以下，再空冷至室温。目前，一般的TMCP理论认为，为了充分细化相变组织，在控扎的非再结晶区变形后，应当尽量抑制回复过程，将加工中产生的大量变形位错尽可能的保持到相变发生前，因此终轧完成与开始加速冷却之间的时间间隔越短越好，也就是说变形奥氏体母相中的位错密度越高，新相组织越细。但近来的研究表明，是决定性的。实际上，如果微合金钢在奥氏体非再结晶区变形后立即加速冷却，大部分是相互缠结的混乱位错，这种位错组态对促进中温转变组织的形核会有一定作用，但从阻碍新相长大的角度看，这种位错组态效果不佳。另外，如果变形后立即加速冷却，微合金元素的析出还来不及进行，析出对位错的钉扎作用及析出物作为新相潜在形核位置的作用都得不到发挥，不利于中温转变组织的细化。如果变形后将奥氏体弛豫一段时间再加速冷却，利用弛豫过程中高密度位错的重新排列，产生胞状结构，通过胞壁完整化，胞间取向差加大等过程形成亚结构，可以使组织更加细化。本发明钢轧制采用机械热处理技术(TMCP)+弛豫-析出控制相变(RPC)技术。钢坯在125(TC充分奥氏体化，使得微合金元素充分固溶，粗轧开轧温度》1150。C,粗轧在奥氏体再结晶区进行，累计下压量>60°/，用于充分细化奥氏体晶粒；钢在95(TC左右开始进入未再结晶区开始精轧，精轧开始温度《95(TC,精轧结束温度《850。C,整个精轧累计下压量>70%,以使形变奥氏体中产生大量相互缠结的变形位错、形变带及各种尺寸的微合金碳氮化物析出相；在轧后20-100s的弛豫时间内，由于高密度位错重新排列，产生胞状结构，通过胞壁完整化，胞间取向差增大等过程形成亚结构，使组织更加细化。与此同时，Nb(CN)析出物钉扎亚结构使其稳定化；随后通过5-15。C/s的加速冷却，促进相变后组织的细化，冷却到550。C以下，再空冷至室温，形成目标产品。与现有技术相比，本发明具有如下优点1.本发明钢种成分设计简单，钢的成分设计为低碳Cu-Cr-Ni-Mo成分体系，同时添加高含量比例的Nb等，这些元素的共同加入将产生明显的综合作用，会在变形奥氏基体中发生静态和动态界面偏聚与析出，能使热变形后的再结晶过程难以进行，在95(TC左右就能进入非再结晶区。通过在非再结晶区的多道次轧制及中间停留，终轧后，变形奥氏体中有大量缠结的变形位错、形变带及各种大小的微合金元素析出物；2.终礼变形后，钢板经过20100s的弛豫，大量变形位错通过攀移，移出及互毁等过程，数量下降，同时在晶内通过变形位错的重新排列，形成大量低能量的位错墙，小段位错墙联接形成位错胞状结构及亚晶。随着亚晶的合并及位错进一步加入，亚晶间取向差逐步加大，使变形奥氏体晶粒内分成许多具有一定:f又向差的小部分，与此同时，《鼓合金元素Nb、Ti等以(NbTi)(CN)的形式在位错及位错胞状结构上析出；3.经过弛豫过程后，钢板开始加速冷却。这种具有位错及析出组态的变形奥氏体晶粒在开始相变时，与变形后不弛豫，大量位错混乱分布的情况有所不同。首先，有一定取向差的亚晶界是形核优先位置，其附近如果存在与基体有异相界面的析出相，则更有利于相变优先形核。因此大量新相可以在变形奥氏体晶粒内产生，其次，由于弛豫后亚晶已发展到一定程度，亚晶之间有相当取向差，因此在亚晶界上形核的中温转变产物，在其长大过程中受到前方亚晶界的阻碍，一般不会穿过亚晶界。因此，贝氏体形核多又不能长大，最终的中温转变组织将明显细化，钢中最终组织为4~6m长，2~4m宽的针状铁素体和3~5m长，0.3~lm宽的贝氏体以及晶粒尺寸为l~2m的M/A组元(体积分数约为5-10y。)；4.本发明钢无须调质或回火等热处理工序，缩短了生产周期，降低了生产成本，并且克服了钢板规格受热处理炉限制的不足；5.本发明钢种具有优良的强韧性匹配，以及优异的低温韧性和焊接性能，可广泛用于桥梁、建筑、船舶、海洋平台等工程结构。图1是本发明具体实施方式中所述非调质针状组织高强度低屈强比耐候钢的金相结构示意图。具体实施例方式以下结合附图及具体实施方式对本发明的技术方案做进一步说明。如图l所示，该非调质针状组织高强度低屈强比耐候钢包含的成分及其重量百分比为基本成分C0.03~0.08%、Si0.30~0.60%、Mn1.30~1,80%、P<0.015%、S《0.010%、Cu0.30-0.60%、Ni0.20-0.50%、Cr0.40-0.80%、Mo0.10—0.40%、Nb0,030~0.08(T/o及Ti《0.04%;可选成分A1S《0.04。/。及RE《0.40kg/t钢或Ca《0.005%中的两种或两种以上；以及余量的Fe和杂质。同时，该钢种的焊4妄冷裂玟每文感性系凄tPcm《0.20,ASTMG101-01耐腐蚀指数>6.0。以下对上述钢种的制备工艺进行说明首先在150kg实验室真空感应炉上冶炼铁水，其后进行浇注，形成钢锭，该钢4定开坯并热每i后的尺寸为140mmx140mmx190mm，其组分见表l:表l实验钢坯组分及其重量百分比含量<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>其后，采用TMCP+RPC工艺对钢坯进行轧制，轧前加热温度设定为1250。C±50°C,保温时间2.5h,以便能有足够多的微合金碳氮化物溶解到奥氏体基体中,其具体的轧制工艺如表2所示表2.实验钢坯热轧方案<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>本发明具体实施方式所制钢种化学成分、机械性能、焊接性能与耐腐蚀性1-l和比较钢1-2、以及专利号US6315946的发明专利所提出的比较钢2的相应性能，以供对比。该表中耐腐蚀指数I计算公式为美国材料与试验协会标准ASTMG101-01中修正的Legault-Leckie公式，其值越高，表示其耐腐蚀能力越强；计算公式为1=26.01(%Cu)+3.88(%Ni)+l.20(%Cr)+l.49(%Si)+17.28(%P)-7.29(%Cu)(%Ni)-9.画Ni)(%P)-33.39(°/。Cu)2此外，焊接冷裂紋敏感性系数的计算公式为Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B表3本发明具体实施方式实验钢种与比较钢化学成分、机械性能、焊接性能和耐腐蚀能力对比<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>C0.0440.030.020.02Si0.380.210.250.25Mn1.461.341.491.85P0.0170.0080.0450.012S0.0020.0060.0080.004Cu0.360.290.400.36组Cr0.500.380.250.55分Ni0.330.240.190.30及Mo0.150.250.15—重Nb0.0560.0350.0550.050量Ti0.021残余0.0170.025百B残余残余残余0.0030分Zr残余残余0.008_比含里N《0,006残余残余0.008Als0.0230.0200.0350.025RE(力口入量)残余0.15kg/t钢00Ca0.003残余0.003_屈服强度，MPa600-680495-540490-540>455抗拉强度，MPa760-800590-620600-650-屈强比0.78-0.850.83-0.890.82-0.84一延伸率，％19.5-22(A80)18.5-23,520-23.5一夏比V-20oC186-274———型冲-34。C———>41击功，了-40oC141-268214-298210-298—焊接冷裂玟敏感性指数Pcm0.190.160.160.19耐腐蚀指数I6.866.06.16.612由表3可见，(1)本发明钢种的强度级别明显高于比较钢1和比较钢2,而延伸率与比较钢相当；(2)本发明钢种的屈强比要明显低于比较钢1的，表明用本发明钢结构件安全性更好；(3)本发明钢种的耐腐蚀性能指数明显优于比较钢1-1和比较钢1-2的，与比较钢2的相当，表明其耐候性明显优于比较钢1,而与比较钢2相当；(4)本发明钢种焊接冷裂紋低于0.2,表明本发明钢具有优异的焊接性能。本发明的技术内容及技术特征已揭示如上，然而熟悉本领域的技术人员仍可能基于本发明的教示及揭示而作种种不背离本发明精神的替换及修饰，因此，本发明保护范围应不限于实施例所揭示的内容，而应包括各种不背离本发明的替换及修饰，并为本专利申请权利要求所涵盖。权利要求1.一种非调质针状组织高强度低屈强比耐候钢，其特征在于，该钢种包含的成分及其重量百分比为基本成分C0.03～0.08％、Si0.30～0.60％、Mn1.30～1.80％、P≤0.015％、S≤0.010％、Cu0.30～0.60％、Ni0.20～0.50％、Cr0.40～0.80％、Mo0.10～0.40％、Nb0.030～0.080％及Ti≤0.04％；可选成分AlS≤0.04％及RE≤0.40kg/t钢或Ca≤0.005％中的两种或两种以上；以及余量的Fe和杂质。2.根据权利要求l所述的非调质针状组织高强度低屈强比耐候钢，其特征在于，该钢种的焊接冷裂紋敏感性系数Pcm《0.20,ASTMG101-01耐腐蚀指数〉6.0。3.根据权利要求l所述的非调质针状组织高强度低屈强比耐候钢，其特征在于，该钢种是采用如下工艺制备的对铁水进行冶炼和浇铸处理，形成钢坯，而后在125(TC将钢坯奥氏体化，再进行两阶段轧制，其粗轧开轧温度》115(TC，累计下压量>60%，精轧开轧温度《950。C,精轧结束温度《850。C，精轧累计下压量>70%，轧后钢板弛豫时间20-100s,而后以5~15。C/s的冷却速率使钢板冷却到55(TC以下，再将其空冷至室温，制成目标产品。4.一种非调质针状组织高强度低屈强比耐候钢的制备方法，其特征在于，该方法为对铁水进行冶炼和浇铸处理，形成钢坯，该钢坯所含成分及其重量百分比为基本成分C0.03~0.08%、Si0.30~0.60%、Mn1.30~1,80%、P《0.015%、S《0.010%、Cu0.30-0.60%、Ni0.20~0.50%、Cr0.40-0.80%、Mo0.10~0.40%、Nb0.030~0.0Wo及Ti《0.04%;可选成分A1S《0.04%及RE《0.40kg/t钢或Ca<0.005%中的两种或两种以上；以及余量的Fe和杂质；而后将钢坯进行奥氏体化处理，再进行两阶段轧制，其粗轧开轧温度>1150°C，累计下压量>60%,精轧开轧温度《950。C，精轧结束温度《850。C,精轧累计下压量>70%，轧后钢^反弛f象时间20100s，而后4吏钢^反快速冷却至室温，制成目标产品。5.根据权利要求4所述的非调质针状组织高强度低屈强比耐候钢的制备方法，其特征在于，对铁水进行冶炼和浇铸处理的过程为依次采用铁水预脱硫工艺，转炉顶底复合吹炼工艺对铁水进行处理，其后采用RH真空循环脱气工艺对铁水进行处理，同时进行稀土或Ca处理，而后进行全流程保护浇注，至形成钢坯。6.根据权利要求4所述的非调质针状组织高强度低屈强比耐候钢的制备方法，其特征在于，对钢坯进行奥氏体化处理的过程是在温度为1250。C的条件下进行的。7.根据权利要求4所述的非调质针状组织高强度低屈强比耐候钢的制备方法，其特征在于，对钢板进行快速冷却处理的工艺为首先以515。C/s的冷却速率使钢板冷却到550。C以下，再将其空冷至室温，制成目标产品。全文摘要本发明涉及一种非调质针状组织高强度低屈强比耐候钢及其制备方法，该钢种包含的成分及其重量百分比为基本成分C0.03～0.08％、Si0.30～0.60％、Mn1.30～1.80％、P≤0.015％、S≤0.010％、Cu0.30～0.60％、Ni0.20～0.50％、Cr0.40～0.80％、Mo0.10～0.40％、Nb0.030～0.080％及Ti≤0.04％；可选成分AlS≤0.04％及RE≤0.40kg/t钢或Ca≤0.005％中的两种或两种以上；以及余量的Fe和杂质，其焊接冷裂纹敏感性系数低，耐腐蚀指数高。本发明钢种成分简单，具有优异的成型性、耐候性、焊接性和低温韧性，同时其制备工艺简单，无需热处理，生产周期短，生产成本低。文档编号C22C38/58GK101660108SQ200910180490公开日2010年3月3日申请日期2009年10月16日优先权日2009年10月16日发明者李化龙,勇王,许振刚,陈爱华申请人:江苏省沙钢钢铁研究院有限公司