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CN106011361B - 提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg钢冶炼方法 - Google Patents

提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg钢冶炼方法 Download PDF

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CN106011361B CN201610532216.1A CN201610532216A CN106011361B CN 106011361 B CN106011361 B CN 106011361B CN 201610532216 A CN201610532216 A CN 201610532216A CN 106011361 B CN106011361 B CN 106011361B
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Abstract

本发明公开了一种提高焊接性能的Mo‑Nb‑Ti‑Mg钢冶炼方法，所述冶炼方法具体流程工艺包括转炉炼钢、LF精炼及连铸工序；所述Mo‑Nb‑Ti‑Mg微合金钢的化学组成及质量百分含量如下：C：0.06～0.08％，Mn：1.25～1.60%，S≤0.010%，P≤0.025%，Si：0.20～0.40%，Als：0.010～0.030%，Mo：0.060～0.080%，Ti：0.010～0.020%，Mg：0.002～0.005%，Nb：0.020～0.035%，余量为Fe和其他不可避免的杂质。本发明采用Al终脱氧，进行Mo‑Nb‑Ti‑Mg微合金化，明显提高了钢的强韧性,本发方法控制简单，生产成本低，可工业化大生产大线能量焊接用钢。

Description

提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg钢冶炼方法
技术领域
本发明属于低合金钢制造技术领域，具体涉及提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg钢冶炼方法。
背景技术
钢板被广泛用于诸如建筑、桥梁、压力容器、储罐、管线和船舶等基础建设和大型建筑中。建筑构件的大型化和高层化发展趋势要求钢板的厚度增加，同时具有更高的综合性能，包括更高的力学性能、高效的加工性能以及优良的抗腐蚀性能和抗疲劳破坏性能等。
但是，随着钢板强度的提高，其冲击韧度和焊接性能显著下降，焊接裂纹敏感性增加。为了提高工程结构的焊接效率，行业内相继采用大线能量焊接技术，随之带来的问题就是焊接热影响区的强度、韧性随焊接线能量的提高而大幅下降。焊接热影响区（HAZ）出现严重的晶粒粗化、局部软化和脆化，综合表现为热影响区的韧性大幅度降低，威胁着工程结构的使用安全性。因此，防止焊接过程热影响区性能的恶化是开发大线能量焊接用钢的关键。
研究表明，焊接时晶粒粗化是钢板韧性低的主要原因，解决的最有效方法是细化奥氏体晶粒。氧化物冶金技术利用钢中的细小氧化物，通过促进晶内铁素体形核明显改善焊接热影响区的组织，成为解决大线能量焊接用钢技术难题的最有效技术途径，同时钢的微合金化处理，生成细小、弥散、高熔点氧化物和碳、氮化物质点，在晶界沉淀析出，抑制晶粒长大，可细化焊接热影响区晶粒，改善钢的强度与韧性，从而大幅度提高大线能量焊接性能。
日本资料和中国专利CN102191429A“一种提高厚钢板大线能量焊接性能的方法”、中国专利CN102191356A“大线能量焊接用厚钢板的夹杂物控制方法”、中国专利CN102296147A“大线能量焊接用厚钢板中纳米析出物的控制方法”都提到采用MgO粒子进行钉扎，形成1400℃高温下稳定（熔点高、不固溶、不长大）且细小、弥散分布的含Mg氧化物、硫化物，来钉扎奥氏体晶粒在高温下的长大，同时促进奥氏体晶内针状铁素体的形成，改善HAZ韧性。且中国专利在50Kg真空感应炉中进行，无法试用于工业化生产。
作为钉扎的粒子必须具备在钢材中的分散性和焊接高温下的稳定性两种特性。中国专利ZL 200710052135.2“一种大线能量焊接高强度海洋用钢板及其制造方法”采用Ti2O3、A12O3粒子钉扎奥氏体晶界，粒子在焊接热循环区高温下稳定存在，但这些粒子直径较大，不能很好地抑制奥氏体晶粒的长大。
上述研究在控制夹杂物粒子钉扎奥氏体晶界和促进晶内针状铁素体形成效果上都不够充分，均未涉及到某些夹杂物粒子在促进晶内铁素体形成时，在一定程度上也会促进奥氏体晶界先共析铁素体的形成，奥氏体晶界先共析铁素体同样使钢板热影响区的韧性大幅度降低。因此，确定微合金元素控制夹杂物粒子钉扎奥氏体晶界和促进晶内针状铁素体形成的效果，抑制奥氏体晶界先共析铁素体的形成，是提高大线能量焊接用钢性能的关键。
发明内容
为解决上述技术问题，本发明的目的是提供一种提高大线能量焊接性能Mo-Nb-Ti-Mg微合金钢的冶炼方法，该方法在钢中形成细小、弥散分布的高熔点氧化物，促进晶内铁素体形核，同时氧化物和碳、氮化物质点，在晶界沉淀析出，抑制晶粒长大和奥氏体晶界先共析铁素体形成，从而达到工业化生产大线能量焊接用钢板的要求。
本发明通过以下技术方案来实现：一种提高大线能量焊接用钢性能的Mo-Nb-Ti-Mg微合金化生产方法，所述冶炼方法具体流程工艺包括转炉炼钢、LF精炼及连铸工序；所述Mo-Nb-Ti-Mg微合金钢的化学组成及质量百分含量如下：C：0.06～0.08％，Mn：1.25～1.60%，S≤0.010%，P≤0.025%，Si：0.20～0.40%，Als：0.010～0.030%，Mo：0.060～0.080%，Ti：0.010～0.020%，Mg：0.002～0.005%，Nb：0.020～0.035%，余量为Fe和其他不可避免的杂质。
本发明所述转炉炼钢工序，出钢过程加入Mo、Mn、Si、Nb，并用Al终脱氧。
本发明所述LF精炼工序调整Al至目标含量，并Ca处理，然后进行Ti、Mg微合金化。
本发明所述LF精炼工序，精炼时间≥35min，钙处理后净吹氩时间≥5min，净吹时避免钢水液面裸露。
本发明所述LF精炼工序，进站钢水温度，第一炉1580～1590℃，连浇炉1575～1585℃；进站后铝线喂入量1.5-2.5m/t钢，加石灰、萤石，降电极化渣，加铝粉造白渣。
本发明所述LF精炼工序，钙处理前钢水：S≤0.010%，Als=250～350ppm，T=1580～1590℃；钙处理采用Ca-Si线，Ca-Si线喂入量1.5-2.5m/t钢；钙处理后钢水Als=150～300ppm，Ca=25～40ppm。Als低时，Ca-Si线喂入量取下限，Als高或连铸第一炉时，Ca-Si线喂入量取上限。
本发明所述LF精炼工序，钙处理后进行Ti、Mg合金化，净吹5min出站，出站温度1570～1580℃，第一炉或非周转包出站温度可比上限提高5～10℃。
本发明所述转炉炼钢工序，炼钢所用铁水[P]≤0.090%，[S]≤0.045%。
本发明所述转炉炼钢工序，终点目标[C]=0.04～0.06%、[P]≤0.015%、[S]≤0.030%、[O]=500～800ppm，出钢温度1660～1690℃，出钢过程中加入钼铁、锰铁、硅铁、铌铁、铝铁。
本发明所述连铸工序，二冷采用弱冷却，矫直温度≥900℃，中间包使用无碳覆盖剂，中间包适宜过热度15～35℃；开浇正常后，拉速控制在0.90～1.10m/min之间。
本发明调节各元素组成的发明原理：
C：是决定钢材强度和焊接热影响区组织的主要元素。当C低于0.06%时，难以得到所需要的强度；当C高时，不易形成晶内铁素体，且应避免C高于0.08%的钢凝固时进入包晶区影响连铸坯质量，因此设计C 0.06%～0.08%。
Si：作为脱氧元素而添加，Si低时脱氧效果差，但当Si高时，促进组织粗化，而且焊接冷、热裂纹敏感性均增加，因此设计Si 0.20%～0.40%。
Mn：是保证钢板强度的重要元素，也是增加碳当量的重要元素。当Mn低时强度降低，而且S化物的有害作用增强；过高的Mn使热影响区韧性变坏，因此设计Mn 1.25%～1.60%。
P：是杂质元素，增加钢材的冷脆性，但P过低会增加冶炼成本，因此设计P≤0.025%。
S：是影响钢材韧性的主要元素，良好的脱S不仅有助于提高钢板的塑韧性，还有助于控制TiN的尺寸以抑制热影响区晶粒的长大。一定的S含量对诱发晶内针状铁素体有意义，S过高会影响Mg合金化的效果，也会影响Ca处理的效果，因此设计S≤0.010%。
Mo：Mo推迟先共析铁素体转变，促进针状铁素体和贝氏体的形成，提高低合金钢焊缝金属的强韧性。Mo提高微合金元素（Nb、Ti）在奥氏体中的固溶度，延迟微合金碳氮化物的沉淀析出，将使更多的微合金元素得以保留至较低温度下从铁素体中析出，从而可以产生更大的沉淀强化作用。Mo能够溶入铁素体中析出的微合金碳氮化物的晶格中，形成（M，Mo）（C，N）（M为微合金元素），不仅提高了析出相体积分数，而且显著细化微合金析出物尺寸，从而增强了沉淀强化效果。含Mo微合金碳氮化物的热稳定性较好，高温下不易粗化。Mo对铁素体有固溶强化作用，使形变强化后的软化和恢复温度以及再结晶温度提高，并强烈提高铁素体的蠕变抗力，有效抑制渗碳体在450℃～600℃下的聚集．促进特殊碳化物的析出，因而成为提高钢的热强性的最有效的合金元素。Mo会提高钢的淬硬性，从而提高钢材对焊接冷裂纹的敏感性，根据国家标准，Mo应该控制在0.08%以下，因此设计Mo 0.06%～0.08%。
Nb：在微合金元素中，Nb是细化晶粒最有效的，主要体现在再加热过程中奥氏体晶粒的长大被抑制，在不损失韧性的情况下强度提高。添加微量的Nb后，热轧钢板的晶粒与组织显著地得到细化，Nb能够有效地降低再结晶后的晶粒尺寸，对于再结晶后晶粒长大界面，细小的NbC析出相对其具有一定的钉扎作用，固溶Nb原子对晶界的迁移起到拖曳作用。在含有TiN的钢中添加微量的Nb元素，晶界铁素体的形成受到抑制，从而减小脆化区域，焊接热影响区的韧性得到改善。Nb含量过高促进板条铁素体形成，对韧性不利，因此设计Nb0.020%～0.035%。
Al：Al作为钢水脱氧剂和细化晶粒的基础元素，加Al脱氧后会在钢中形成大量的Al2O3质点，其可作为钢凝固、固体相变过程非均质形核的核心，也可作为后续加入的元素的氧化物形核的依托。大多数标准中对Al含量有要求，因此设计Al 0.010%～0.035%。
Ti：作为微合金元素在低碳结构中控制奥氏体再结晶和析出强化的作用与Nb（C、N）相似，其在1400℃时，细化奥氏体晶粒的作用最强。在Nb、Ti复合添加的条件下，利用TiN细化热影响区奥氏体晶粒，理想的Ti/N为2.73。在此条件下确定Ti、N的含量，既保证TiN的含量又不使其在钢水中液态析出。高温下析出细小弥散分布的TiN质点有效的阻碍奥氏体晶粒长大，增大晶内针状铁素体的形核密度。另一方面，以高熔点氧化物为核心含有Ti2O3的复合夹杂周围的基体相中，形成贫C、贫Mn的微区，提高铁素体相变温度（Ac3），增大铁素体形核驱动力（Ac3-Ar3），促进铁素体晶粒形核，因此设计Ti 0.010%～0.020%。
Mg：添加适量Mg，钢基体中生成大量的含有MgO核心的微细夹杂物，MgO粒子具有2800℃的高熔点，完全满足在1400℃不溶解而且起钉扎作用的夹杂物要求，有效抑制了奥氏体晶粒的生长。同时Mg的加入会分散、改善Ti氧化物的形态，显著促进晶内针状铁素体的形成，从而达到改善热影响区韧性的目的，因此设计Mg 0.002%～0.005%。
采用上述技术方案产生的有益效果在于：本发明采用Al终脱氧，进行Mo-Nb-Ti-Mg微合金化，是以形成弥散、丰富、细小的MgO、Al2O3、Ti2O3高熔点氧化物为核心，外层附着MnO、MnS的复合夹杂物为基础，含有Ti2O3的复合夹杂周围存在的Mn贫乏区促进奥氏体晶内针状铁素体的形成。另一方面，一定含量的Mo、Nb，在细化晶粒提高钢的强韧性的同时，抑制晶界先共析铁素体的形成。此外部分细小的夹杂物粒子及碳、氮化物钉扎奥氏体晶界，几方面共同作用充分细化了热影响区晶粒，明显提高了钢的强韧性。本发方法控制简单，生产成本低，可工业化大生产大线能量焊接用钢。
附图说明
图1为实施例1大线能量焊接用钢热影响区200倍组织；
图2为实施例2大线能量焊接用钢热影响区200倍组织；
图3为实施例3大线能量焊接用钢热影响区200倍组织；
图4为实施例1大线能量焊接用钢铸态组织复合夹杂形貌图；
图5为实施例1大线能量焊接用钢铸态组织复合夹杂能谱图；
图6为实施例2大线能量焊接用钢铸态组织复合夹杂形貌图；
图7为实施例2大线能量焊接用钢铸态组织复合夹杂能谱图；
图8为实施例3大线能量焊接用钢铸态组织复合夹杂形貌图。
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的说明。
实施例1
一种提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg钢冶炼方法，具体如下：
冶炼大线能量焊接用钢过程为120t顶底复吹转炉-120tLF钢包炉精炼-连铸。
铁水条件：铁水[P]≤0.090%、[S]≤0.045%。
转炉：终点目标[C]=0.04～0.06%、[P]≤0.015%、[S]≤0.030%、[O]=500～800ppm，出钢温度1685℃，出钢过程中加入钼铁、锰铁、硅铁、铌铁、铝铁。
LF：精炼时间40min，钙处理后净吹氩时间8min，净吹时避免钢水液面裸露。进站钢水温度，第一炉1585℃，连浇炉1580℃。进站后铝线喂入量2.0m/t钢，加石灰、萤石，降电极化渣，根据渣况加铝粉造白渣。钙处理前钢水：S≤0.010%，Als=280ppm，T=1585℃。钙处理采用Ca-Si线，Ca-Si线喂入量1.85m/t钢，钙处理后钢水Als=260ppm，Ca=32ppm，钙处理后进行Ti、Mg合金化，净吹5min出站，出站温度1575℃。
连铸：二冷采用弱冷却，矫直温度920℃，中间包使用无碳覆盖剂，中间包适宜过热度20℃。开浇正常后，拉速控制在1.0m/min。
所得大线能焊接用钢的化学成分见表1，冲击性能见表2。
实施例2
一种提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg钢冶炼方法，具体如下：
冶炼大线能量焊接用钢过程为120t顶底复吹转炉-120tLF钢包炉精炼-连铸。
铁水条件：铁水[P]≤0.090%、[S]≤0.045%。
转炉：终点目标[C]=0.04～0.06%、[P]≤0.015%、[S]≤0.030%、[O]=500～800ppm，出钢温度1680℃，出钢过程中加入钼铁、锰铁、硅铁、铌铁、铝铁。
LF：精炼时间45min，钙处理后净吹氩时间10min，净吹时避免钢水液面裸露。进站钢水温度，第一炉1580℃，连浇炉1575℃。进站后铝线喂入量1.5m/t钢，加石灰、萤石，降电极化渣，根据渣况加铝粉造白渣。钙处理前钢水：S≤0.010%，Als=300ppm，T=1580℃。钙处理采用Ca-Si线，Ca-Si线喂入量1.9m/t钢，钙处理后钢水Als=280ppm，Ca=34ppm，钙处理后进行Ti、Mg合金化，净吹5min出站，出站温度1572℃。
连铸：二冷采用弱冷却，矫直温度905℃，中间包使用无碳覆盖剂，中间包适宜过热度22℃。开浇正常后，拉速控制在1.0m/min。
所得大线能焊接用钢的化学成分见表1，冲击性能见表2。
实施例3
一种提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg钢冶炼方法，具体如下：
冶炼大线能量焊接用钢过程为120t顶底复吹转炉-120tLF钢包炉精炼-连铸。
铁水条件：铁水[P]≤0.090%、[S]≤0.045%。
转炉：终点目标[C]=0.04～0.06%、[P]≤0.015%、[S]≤0.030%、[O]=500～800ppm，出钢温度1670℃，出钢过程中加入钼铁、锰铁、硅铁、铌铁、铝铁。
LF：精炼时间42min，钙处理后净吹氩时间6min，净吹时避免钢水液面裸露。进站钢水温度，第一炉1590℃，连浇炉1585℃。进站后铝线喂入量1.9m/t钢，加石灰、萤石，降电极化渣，根据渣况加铝粉造白渣。钙处理前钢水：S≤0.010%，Als=320ppm，T=1590℃。钙处理采用Ca-Si线，Ca-Si线喂入量1.75m/t钢，钙处理后钢水Als=300ppm，Ca=30ppm，钙处理后进行Ti、Mg合金化，净吹5min出站，出站温度1575℃。
连铸：二冷采用弱冷却，矫直温度910℃，中间包使用无碳覆盖剂，中间包适宜过热度25℃。开浇正常后，拉速控制在1.0m/min。
所得大线能焊接用钢的化学成分见表1，冲击性能见表2。
实施例4
一种提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg钢冶炼方法，具体如下：
冶炼大线能量焊接用钢过程为80t顶底复吹转炉-80tLF钢包炉精炼-连铸。
铁水条件：铁水[P]≤0.090%、[S]≤0.045%。
转炉：终点目标[C]=0.04～0.06%、[P]≤0.015%、[S]≤0.030%、[O]=500～800ppm，出钢温度1660℃，出钢过程中加入钼铁、锰铁、硅铁、铌铁、铝铁。
LF：精炼时间38min，钙处理后净吹氩时间5min，净吹时避免钢水液面裸露。进站钢水温度，第一炉1586℃，连浇炉1578℃。进站后铝线喂入量2.0m/t钢，加石灰、萤石，降电极化渣，根据渣况加铝粉造白渣。钙处理前钢水：S≤0.010%，Als=350ppm，T=1586℃。钙处理采用Ca-Si线，Ca-Si线喂入量2.5m/t钢，钙处理后钢水Als=300ppm，Ca=25ppm，钙处理后进行Ti、Mg合金化，净吹5min出站，出站温度1570℃。第一炉或非周转包出站温度1585℃。
连铸：二冷采用弱冷却，矫直温度900℃，中间包使用无碳覆盖剂，中间包适宜过热度15℃。开浇正常后，拉速控制在0.90m/min。
所得大线能焊接用钢的化学成分见表1，冲击性能见表2。
实施例5
一种提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg钢冶炼方法，具体如下：
冶炼大线能量焊接用钢过程为160t顶底复吹转炉-160tLF钢包炉精炼-连铸。
铁水条件：铁水[P]≤0.090%、[S]≤0.045%。
转炉：终点目标[C]=0.04～0.06%、[P]≤0.015%、[S]≤0.030%、[O]=500～800ppm，出钢温度1690℃，出钢过程中加入钼铁、锰铁、硅铁、铌铁、铝铁。
LF：精炼时间35min，钙处理后净吹氩时间7min，净吹时避免钢水液面裸露。进站钢水温度，第一炉1590℃，连浇炉1580℃。进站后铝线喂入量2.5m/t钢，加石灰、萤石，降电极化渣，根据渣况加铝粉造白渣。钙处理前钢水：S≤0.010%，Als=250ppm，T=1590℃。钙处理采用Ca-Si线，Ca-Si线喂入量1.5m/t钢，钙处理后钢水Als=150ppm，Ca=40ppm，钙处理后进行Ti、Mg合金化，净吹5min出站，出站温度1580℃。第一炉或非周转包出站温度1590℃。
连铸：二冷采用弱冷却，矫直温度910℃，中间包使用无碳覆盖剂，中间包适宜过热度35℃。开浇正常后，拉速控制在1.10m/min。
所得大线能焊接用钢的化学成分见表1，冲击性能见表2。
表1实施例1-5中的化学成分（mass%）
C Mn S P Si Als Mo Ti Mg Nb
实施例1 0.07 1.42 0.005 0.019 0.25 0.026 0.07 0.020 0.0025 0.035
实施例2 0.06 1.51 0.005 0.022 0.21 0.028 0.07 0.017 0.0031 0.027
实施例3 0.06 1.55 0.006 0.017 0.23 0.030 0.07 0.013 0.0022 0.029
实施例4 0.07 1.25 0.006 0.023 0.40 0.030 0.06 0.020 0.0050 0.020
实施例5 0.08 1.60 0.010 0.025 0.20 0.010 0.08 0.010 0.0020 0.035
注：余量为铁和不可避免的杂质
表2实施例的冲击性能（线能量150KJ/cm）
缺口位置 缺口类型 试验温度/℃ 冲击吸收能量/J
实施例1 熔合线+2mm VHT2 V型 -20 188.4
实施例2 熔合线+2mm VHT2 V型 -20 197.1
实施例3 熔合线+2mm VHT2 V型 -20 195.5
实施例4 熔合线+2mm VHT2 V型 -20 192.6
实施例5 熔合线+2mm VHT2 V型 -20 194.1
表2列出40mm厚钢板焊接线能量为150KJ/cm时，实施例1-5的焊接热影响区低温冲击韧性值。本发明生产的钢板具有合理的热影响区组织结构，其通过形成丰富的晶内针状、片状铁素体和粒状贝氏体，及有效的夹杂物粒子对奥氏体晶界的钉扎，大大细化了热影响区组织，使钢的强韧性明显提高。
附图1-3可以看出大线能量焊接用钢热影响区组织中晶粒细小，显微组织主要有铁素体和珠光体组成。图4为实施例1铸态组织中典型的针状铁素体，大小约为3μm，诱发其生成的夹杂物主要为Mg，Al，Si等元素形成的复合夹杂，促进奥氏体晶内针状铁素体的形成，使焊接热影响区的晶粒细小，在细化晶粒提高钢的强韧性的同时，抑制晶界先共析铁素体的形成，冲击功吸收值增加数倍。图8中实施例3的诱发针状铁素体的夹杂物能谱图与实施例2类似，故省略。实施例4和实施例5产品图与实施例1-3相似，故省略。
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 (6)

1.一种提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg钢冶炼方法，其特征在于，所述冶炼方法具体流程工艺包括转炉炼钢、LF精炼及连铸工序；所述Mo-Nb-Ti-Mg微合金钢的化学组成及质量百分含量如下：C：0.06～0.08％，Mn：1.25～1.60%，S≤0.010%，P≤0.025%，Si：0.20～0.40%，Als：0.010～0.030%，Mo：0.060～0.080%，Ti：0.010～0.020%，Mg：0.002～0.005%，Nb：0.020～0.035%，余量为Fe和其他不可避免的杂质，所述转炉炼钢工序，出钢过程加入Mo、Mn、Si、Nb，并用Al终脱氧，所述转炉炼钢工序，终点目标[C]=0.04～0.06%、[P]≤0.015%、[S]≤0.030%、[O]=500～800ppm，出钢温度1660～1690℃，出钢过程中加入钼铁、锰铁、硅铁、铌铁、铝铁，所述LF精炼工序调整Al至目标含量，并Ca处理，然后进行Ti、Mg微合金化，所述LF精炼工序，钙处理前钢水：S≤0.010%，Als=250～350ppm，T=1580～1590℃；钙处理采用Ca-Si线，Ca-Si线喂入量1.5-2.5m/t钢；钙处理后钢水Als=150～300ppm，Ca=25～40ppm。
2.根据权利要求1所述的一种提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg钢冶炼方法，其特征在于，所述LF精炼工序，精炼时间≥35min，钙处理后净吹氩时间≥5min，净吹时避免钢水液面裸露。
3.根据权利要求2所述的一种提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg钢冶炼方法，其特征在于，所述LF精炼工序，进站钢水温度，第一炉1580～1590℃，连浇炉1575～1585℃；进站后铝线喂入量1.5-2.5m/t钢，加石灰、萤石，降电极化渣，加铝粉造白渣。
4.根据权利要求3所述的一种提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg钢冶炼方法，其特征在于，所述LF精炼工序，钙处理后进行Ti、Mg合金化，净吹5min出站，出站温度1570～1580℃，第一炉或非周转包出站温度可比上限提高5～10℃。
5.根据权利要求1所述的一种提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg钢冶炼方法，其特征在于，所述转炉炼钢工序，炼钢所用铁水[P]≤0.090%，[S]≤0.045%。
6.根据权利要求1-5任一项所述的一种提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg钢冶炼方法，其特征在于，所述连铸工序，二冷采用弱冷却，矫直温度≥900℃，中间包使用无碳覆盖剂，中间包适宜过热度15～35℃；开浇正常后，拉速控制在0.90～1.10m/min之间。
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