焊接热影响区韧性优异的超高强度焊接结构用钢材及其制造方法
【专利摘要】本发明涉及一种使用于船舶、建筑、桥梁等焊接结构物的结构用钢材，更详细地涉及一种焊接热影响区的韧性优异之超高强度焊接结构用钢材及其制造方法。
【专利说明】
焊接热影响区韧性优异的超高强度焊接结构用钢材及其制造 方法
技术领域
[0001] 本发明涉及一种使用于船舶、建筑、桥梁等焊接结构物的结构用钢材，更详细地涉 及一种焊接热影响区的韧性优异的超高强度焊接结构用钢材及其制造方法。
【背景技术】
[0002] 最近，随着建筑物及结构物等趋向于超高层化及大型化，与现有的钢材相比，对使 用在这些领域的钢材有大型化、更高强度的要求，因此，其厚度也逐渐变厚。
[0003] 为了制造这样的大型焊接结构物，对使用于此的钢材的强度有更高的要求，同时 为了使耐震性优异，仍然需要低的屈服比。通常，可通过将钢材的金属组织实现为下述组织 来降低钢材的屈服比，所述组织为：大部分是诸如铁素体（ferrite)的软质相（soft phase)，并且贝氏体(bainite)和马氏体(martensite)等的硬质相(hard phase)适当地分 散的组织。
[0004] 为了对这样的高强度钢材进行焊接进而制造为焊接结构物，需要高效率的焊接， 为此，通常使用在施工费用节约及焊接施工效率的方面上有利的高效率焊接。但是，实施如 此高效率焊接时，就焊接母材之受热影响的焊接热影响区(Heat Affected Zone，位于焊接 金属和钢材的界面向钢材一侧几毫米的位置)而言，焊接中晶粒成长或组织变得粗大从而 韧性大大降低。
[0005] 尤其，恪融线(fusion boundary)附近的焊接热影响区（粗粒(Coarse grain)HAZ) 通过焊接热输入量加热至接近熔点的温度，因此晶粒生长，随着焊接热输入量的增加冷却 速度也变慢，因此容易形成粗大的组织，在冷却过程中形成贝氏体及岛状马氏体 (Martensitic Islands)等对韧性脆弱的微细组织，因此，焊接部中焊接热影响区的韧性容 易变坏。
[0006] 就使用于建筑物及结构物等的结构用钢材而言，考虑到确保稳定性的方面，不仅 需要钢材的强度良好，而且还需要焊接部的韧性良好，因此，为了确保最终焊接结构物的稳 定性，有必要确保焊接热影响区(HAZ)的韧性，尤其有必要控制作为HAZ韧性劣化原因之HAZ 微细组织。
[0007]为此，专利文献1中公开利用TiN析出物进而从铁素体微细化中确保焊接部的韧性 的技术。
[0008] 更具体地，通过控制Ti/N的含量比来形成足够的细微的TiN析出物，由此使铁素体 微细化，据此提供一种当应用lOOkJ/cm的热输入量时，在(TC下的冲击韧性为200J程度的结 构用钢材。
[0009] 但是，相比于韧性为300J程度的钢材，焊接热影响区的韧性普遍较低，因此，增厚 钢板中由大量热输入焊接引起的钢结构物的可靠性保证是有限的。而且，为了确保微细TiN 析出物，在热乳前实施两次加热工序这点上，将产生制造费用上升的问题。
[0010]如果焊接热影响区能够具有与钢材同等水准的韧性，则对建筑物及结构物等大型 厚钢材能够进行稳定的高效率焊接。因此，需要开发一种焊接热影响区具有与钢材相等或 其以上的韧性、从而确保了稳定性及可靠性的焊接结构用钢材。
[0011](专利文献1)日本公开专利公报1999-140582号
【发明内容】
[0012] 本发明要解决的技术问题
[0013] 本发明的一侧面，其目的在于提供一种焊接热影响区的韧性优异之超高强度焊接 结构用钢材及其制造方法。
[0014] 解决技术问题的技术手段
[0015] 本发明的一方面，提供一种焊接热影响区韧性优异的超高强度焊接结构用钢材， 所述钢材以重量％包含0.05~0.15 %的碳（C)、0.1~0.6 %的硅（Si)、1.5~3.0 %的锰 (]^)、0.1~0.5%的镍(附）、0.1~0.5%的钼(]\1〇)、0.1~1.0%的铬(0)、0.1~0.4%的铜 (Cu)、0.005 ~0.1%的钛(11)、0.01~0.03%的铌(恥）、0.0003~0.004%的硼（8)、0.005~ 〇· 1%的铝(Al)、0·001 ~0.006%的氮(N)、0·015% 以下的磷(P)、0·015% 以下的硫(S)、余 量的Fe及不可避免的杂质，所述Ti和N成分含量满足下述关系式1，所述N和B的成分含量满 足下述关系式2,所述此、&、1〇、附及他的成分含量满足下述关系式3，
[0016] 所述焊接热影响区韧性优异的超高强度焊接结构用钢材具有以面积分数包括30 ~40%的针状铁素体、60~70%的贝氏体的微细组织：
[0017][关系式1]
[0018] 3.5<Ti/N<7.0
[0019] [关系式2]
[0020] 1.5<N/B<4.0
[0021] [关系式3]
[0022] 4.0 < 2Mn+Cr+Mo+Ni+3Nb <7.0
[0023](在所述关系式1~3中各成分单位为重量％ )。
[0024] 本发明的另一侧面，提供一种焊接热影响区韧性优异的超高强度焊接结构用钢材 的制造方法，所述制造方法包括如下步骤:在1100~1200 °C下加热满足上述成分组成的板 坯;对所述加热的板坯在870~900°C下进行热精乳而制造为热乳钢板；以及将所述热乳钢 板以4~10°C/s的冷却速度冷却至420~450°C。
[0025] 发明的效果
[0026]根据本发明，可提供一种具有超高强度物理性质的同时可确保大热量输入焊接热 影响区的物理性质之超高强度焊接结构用钢材。
[0027] 此外，本发明的焊接结构用钢材具有在确保了稳定性及可靠性的状态下使大热量 输入焊接可行的效果，并且具有可适当地利用为建筑物及结构物等所使用的大型厚钢材的 优点。
【附图说明】
[0028] 图1为示出了用光学显微镜对根据本发明一方面制造的焊接结构用钢材的焊接部 微细组织进行观察的结果。
[0029] 最佳实施方式
[0030] 本发明人为了确保使用于逐渐大型化且需要超高强度的建筑物或结构物等的大 型厚钢材的焊接部韧性优异，进行了深入研究的结果，确认了通过控制焊接热影响区的微 细组织来可提供一种具有冲击韧性优异的焊接热影响区的焊接结构用钢材，并达到了完成 本发明。
[0031] 以下，对根据本发明一方面的焊接热影响区韧性优异的超高强度焊接结构用钢材 进行详细说明。
[0032] 就本发明的焊接结构用钢材而言，作为其成分以重量％包含0.05~0.15%的碳 (C)、0.1~0.6% 的硅(51)、1.5~3.0%的锰(]?11)、0.1~0.5%的镍(附）、0.1~0.5%的钼 (]?〇)、0.1~1.0%的铬（0)、0.1~0.4%的铜（(：11)、0.005~0.1%的钛(11)、0.01~0.03% 的铌(Nb)、0.0003 ~〇.〇〇4%的硼（8)、〇.〇〇5~〇.1%的铝(厶1)、〇.〇〇1~〇.〇〇6%的氮0)、 0.015%以下的磷(P)、0.015%以下的硫(S)、余量的Fe及不可避免的杂质。
[0033] 以下，对焊接结构用钢材的成分限制为如上所述的理由进行详细说明。在此，若不 特别提及，则各成分的含量单位表示重量％。
[0034] C:0.05 ~0.15%
[0035]碳(C)是对提高钢材的强度而言非常有利的元素，尤其是确定岛状马氏体(M-A，马 氏体-奥氏体(martensite-austenite))组织的大小和分数的最重要的元素。
[0036]若这样的C的含量小于0.05%，则M-A组织的生成极受限制，难以确保所需要的强 度。另一方面，若其含量超过0.15%，则用作结构用钢材的板材的焊接性会降低。
[0037] Si:0.1 ~0.6%
[0038] 硅(Si)为用作脱氧剂的元素，也具有使强度上升的效果。尤其，Si提高M-A组织的 稳定性，因此即使碳的含量少，也能提高M-A组织的分率。
[0039] 若这样的Si含量小于0.1%，则脱氧效果不充分;若其含量超过0.6%，则反而降低 钢材的低温韧性的同时使焊接性也恶化。
[0040] Mn: 1.5~3.0%
[0041] 锰(Mn)是通过固溶强化提高强度时有用的元素，也起到促进M-A组织生成的作用。 尤其，析出于Ti氧化物的周围，从而对有效于焊接热影响区韧性改善的针状铁素体生成产 生影响。
[0042] 若这样的Mn含量小于1.5%，则难以充分确保M-A组织的分率，另一方面，若超过 3.0%，则因 Mn偏析引起的组织不均匀而对焊接热影响区韧性产生有害的影响，并且因硬化 能的过度增加而大大降低焊接部的韧性。
[0043] Ni:0.1 ~0.5%
[0044] 镍(Ni)是通过固溶强化提高钢材的强度和韧性时有效的元素。为了获得这样的效 果，有必要添加0.1 %以上的Ni，但若其含量超过0.5%，则增加可淬性而可使焊接热影响区 的韧性降低，其作为高价的元素会导致经济性显著降低。
[0045] Μο:0·1 ~0.5%
[0046] 钼(Mo)是通过少量的添加也能使硬化能大为提高、同时使强度提高的元素，为了 获得这样的效果，优选添加0.1%以上的Mo。但是，若其含量超过0.5%，则使焊接部的硬度 过度增加并降低韧性，因此优选限定为0.5%以下。
[0047] Cr:0.1 ~1.0%
[0048] 铬(Cr)是增加硬化能而谋求强度向上的元素，为此，优选添加0.1%以上的Cr。但 是，若其含量超过1.0%，则不仅会使钢材的韧性劣化，而且还会使焊接部的韧性劣化，因此 优选限定为1.0%以下。
[0049] Cu:0.1 ~0.4%
[0050]铜(Cu)是能够使钢材韧性的降低最小化的同时提高强度的元素，为了获得这样的 效果，优选添加0.1%以上的Cu。但是，若其含量超过0.4%，则会使焊接热影响区的可淬性 增加从而阻碍韧性，由于使产品的表面质量劣化的可能性大，所以优选限定为0.4%以下。
[0051] Ti :0.005~0.1 %
[0052] 钛(Ti)与氮(N)结合而在高温下形成稳定且微细的TiN析出物，这样的TiN析出物 具有在钢坯(steel slab)再加热时抑制粒子生长的效果，据此可大为提高低温韧性。
[0053]为了获得上述效果，需要添加0.005%以上的Ti，但若其含量过多，则会导致连铸 喷嘴堵塞或因中心部结晶化引起的低温韧性降低，因此优选将其含量限定为〇. 1 %以下。
[0054] Nb :0.01~0.03 %
[0055]铌(Nb)起到通过组织的粒子微细化提高韧性的作用，同时具有以NbC、NbCN或NbN 的形态析出而大为提高母材及焊接部的强度的效果。
[0056]为了获得这样的效果，有必要添加0.01%以上的Nb，但若其含量过多，则在钢材的 边角产生脆性裂缝的可能性大，制造单价也有可能上升，因此优选将其含量限定为0.03 % 以下。
[0057] Β:0· 0003 ~0.004%
[0058] 硼(B)所起的作用是:在晶粒内生成韧性优异的针状铁素体(acicular ferrite)， 此外形成BN析出物从而抑制粒子的成长。
[0059]为了获得这样的效果，有必要添加0.0003%以上的B，但若其含量过分过多，则会 降低硬化能和低温韧性，因此优选将其含量限定为〇. 004%以下。
[0060] Al :0.005~0.1 %
[0061] 铝(Al)是能够使熔钢以低廉的方式脱氧的元素，为此，优选添加0.005%以上的 量。然而，若其含量超过〇. 1 %，则连续铸造时导致喷嘴堵塞，因此不优选。
[0062] Ν:0·001 ~0.006%
[0063]氮(N)是对形成TiN、BN等析出物而言不可缺少的元素，具有在进行大热量输入焊 接时最大限度地抑制焊接热影响区的粒子生长的效果。为了这样的效果，需要0.001%以上 的N，但若其含量超过0.006%，则反而大为降低韧性，因此不优选。
[0064] Ρ:〇·〇15% 以下
[0065] 磷(P)是导致乳制时的中心偏析及焊接时的高温龟裂的杂质元素，应添加尽可能 少的量有利于此，优选将其上限控制为〇. 〇 15 %以下。
[0066] S:0.015% 以下
[0067] 硫(S)若大量存在则形成FeS等低熔点化合物，因此，应添加尽可能少的量以有利 于此，优选将其上限控制为〇. 015 %以下。
[0068] 优选地，在上述的成分中，Ti和N成分含量满足下述关系式I，N和B的成分含量满足 下述关系式2。此外，]^、0、]\1〇、附及他的成分含量优选满足下述关系式3。
[0069] [关系式1]
[0070] 3.5<Ti/N<7.0
[0071] [关系式2]
[0072] 1.5<N/B<4.0
[0073] [关系式3]
[0074] 4.0 < 2Mn+Cr+Mo+Ni+3Nb <7.0
[0075] 在本发明中，控制Ti及N之间的含量比以及N及B之间的含量比的理由如下。
[0076] 从化学计量学的角度上，Ti和N的比（Ti/N)是3.4，但如果计算平衡状态的溶度积 (solubility product)，则当Ti/N的值高于3.4时，在高温下固溶的Ti含量减少，从而TiN析 出物的高温稳定性增加。但是，如果形成TiN后还剩下固溶N，则有可能导致时效性的促进， 因此将剩下的固溶N复合析出为BN，从而能够更加提高TiN析出物的稳定性。为此，本发明中 有必要管理Ti/N及N/B的比。
[0077] 首先，Ti/N的比优选满足3.5~7.0。
[0078] 若Ti/N的比超过7.0,则在制钢过程中熔钢中结晶出粗大的TiN，因此得不到TiN的 均匀分布，此外，没有以TiN形式析出，且剩下的固溶Ti对焊接部韧性带来不好的影响，因此 不优选。另一方面，若Ti/N的比小于3.5,则钢材的固溶N的量急剧增加，从而对焊接热影响 区韧性带来不好的影响，因此不优选。
[0079] N/B的比优选满足1.5~4.0。
[0080] 若N/B比小于1.5,则对抑制粒子成长有效的BN析出物的量不充分。另一方面，若N/ B比超过4.0,则其效果达到饱和，固溶N的量急剧增加，从而使焊接热影响区的韧性降低。 [0081 ] 此外，本发明控制]^、0、]\1〇、附及恥之间的成分关系如（2111+0+]\1〇+附+3恥），此 时，若它们的成分关系式小于4.0,则焊接热影响区的强度不充分而难以确保焊接结构物的 强度，另一方面，若超过7.0，则焊接硬化性增加，从而对焊接热影响区的冲击韧性带来坏的 影响，因此不优选。
[0082] 因此，在本发明中，为了确保焊接部的强度和焊接热影响区的最佳冲击韧性，优选 将Mn、Cr、Mo及Ni的成分含量控制在如上所述范围。
[0083] 就具有上述本发明的有利的合金组成的钢材而言，仅包含上述含量范围的合金元 素也能够获得足够的效果，但是为了更加提高钢材的诸如强度和韧性、焊接热影响区的韧 性及焊接性等特性，在适当的范围内可添加下述的合金元素。下述的合金元素可只添加一 种，根据需要可一起添加两种以上。V:0.005~0.2%
[0084] 钒(V)的固溶温度比其他微合金低，以VN析出在焊接热影响区，从而防止强度的下 降。为了这样的效果，有必要添加0.005%以上的V，但V是非常高价的元素，若大量添加，则 不仅经济性降低，而且反而阻碍韧性，因此，优选将其上限限制为0.2%。
[0085] Ca及REM:分别为0 · 0005~0 · 005%、0 · 005~0 · 05%
[0086 ] |丐(Ca)及稀土 (REM)形成高温稳定性优异的氧化物，从而在钢材内抑制加热时粒 子的生长，在冷却过程中促进铁素体转变，由此提高焊接热影响区的韧性。此外，Ca具有控 制制钢时粗大的MnS的形成的效果。为此，优选添加0.0005 %以上的Ca、0.005 %以上的REM， 但当Ca超过0.005%或REM超过0.05%时，生成大型夹杂物及簇(cluster)，从而损害钢的清 洁度。作为REM，使用Ce、La、Y及Hf等的一种或两种以上也无妨，任何一个都可获得所述的效 果。
[0087]其余包含Fe及不可避免的杂质。
[0088]全部满足上述成分组成的本发明的焊接结构用钢材，优选包含30~40%的针状铁 素体及60~70 %的贝氏体组织作为微细组织。
[0089] 为了同时确保焊接结构用钢材的强度及韧性，其微细组织有必要采用针状铁素体 及贝氏体复合组织，此时，若针状铁素体的分率超过40%，则虽对焊接热影响区的韧性确保 方面上有利，但在强度的确保方面上有问题，此外，若贝氏体的分率小于60%，则难以确保 强度，因此不优选。因此，本发明的结构用钢材优选分别以适当的分率包含针状铁素体及贝 氏体作为微细组织，具体而言，当包含30~40 %的针状铁素体及60~70%的贝氏体时能够 满足所需要的物理性质，尤其，35%之针状铁素体及65%之贝氏体的微细组织构成更加优 选。
[0090] 此外，优选地，本发明的焊接结构用钢材包含0.01~0.05μπι大小的TiN析出物，就 所述TiN析出物而言，每Imm 2有1.0 X IO3个以上的析出物并以50μπι以下的间隔分布。
[0091] 若TiN析出物的大小过小，则高效率焊接时大部分容易重新固溶于母材，从而在焊 接热影响区抑制粒子成长的效果降低，另一方面，若其大小过大，则因为作出与粗大的非金 属夹杂物相同的举动，所以不仅影响机械性质，而且粒子生长抑制效果小。因此，在本发明 中，优选将TiN析出物的大小控制为0.01~0.05μπι。
[0092] 而且，就所述大小得到控制的TiN析出物而言，优选每Imm2有1.0 X IO3个以上的析 出物以50μηι以下的间隔分布。
[0093] 当每Imm2中析出物的个数小于1.0 X IO3个/mm2时，在高效率焊接后使焊接热影响 区的粒子大小细微地形成方面有困难。更加优选地，分布为I. 〇 X IO3个/mm2~I. 〇 X IO4个/ mm2。
[0094] 如上所述地具有足够的微细TiN析出物的本发明的钢材，其特征在于，在大热量输 入焊接时具有一种焊接热影响区，所述焊接热影响区具有：晶粒大小为200μπι以下的奥氏 体；以面积分数为30~40%的针状铁素体及60~70%贝氏体作为微细组织。
[0095] 所述在大热量输入焊接时，焊接热影响区的奥氏体晶粒大小超过200μπι，则无法获 得具有所要的韧性的焊接热影响区。
[0096]作为微细组织之针状铁素体的分率超过40 %，则对冲击韧性有利，但是难以确保 足够的强度，因此不优选，另一方面，若小于30%，则对焊接热影响区的韧性带来坏影响，因 此不优选。此外，若贝氏体的分率小于60%，则难以确保强度，另一方面，若超过70%，则难 以确保焊接热影响区的韧性，因此不优选。
[0097] 焊接热影响区的奥氏体晶粒受分布于钢材的析出物的大小、个数以及分布的较大 的影响，对钢材进行大热量输入焊接时，分布于钢材的析出物的一部分再固溶于钢材，从而 奥氏体晶粒的生长抑制效果减少。
[0098] 因此，大热量输入焊接时，为了在焊接热影响区获得微细的奥氏体晶粒并形成对 韧性带来影响的微细组织，分布于钢材内的析出物的控制非常重要。
[0099] 在本发明中，利用以与前面所提及的相同的条件包含TiN析出物的钢材，进行大热 量输入焊接时，不仅可获得如上所述的、韧性优异的焊接热影响区，而且钢材具有强度为 870MPa以上的超高强度，在-20 °C下的冲击韧性为47J以上，低温韧性优异，因此非常适合应 用在焊接结构用钢材。
[0100] 以下，对作为本发明另一侧面的焊接结构用钢材的制造方法进行详细说明。
[0101] 简略而言，制造本发明的焊接结构用钢材的方法，可包括再加热全部满足所述成 分组成的钢坯的步骤、对其进行热精乳而制造为热乳钢板的步骤、以及冷却的步骤。
[0102] 首先，将全部满足所述成分组成的钢坯加热至1100~1200°C。
[0103] 通常，通过制钢及连铸制造为半成品的板坯，在热乳前经历再加热工序，而其目的 在于，抑制合金的溶解和奥氏体(austenite)相的生长。即，调节诸如Ti、Nb、V等微量的合金 元素溶解量，此外，利用诸如TiN的微细析出物而使奥氏体相的晶粒生长最小化。
[0104] 此时，若再加热温度低于1100°C，则难以去除板坯内合金成分的偏析；另一方面， 若超过1200°C，则析出物将分解或成长，从而导致奥氏体的晶粒过分粗大。
[0105] 可对通过如上所述的方式再加热的钢坯在870~900°C下进行精乳而制造为热乳 钢板。
[0106]此时，优选地，对钢坯实施粗乳以后实施精乳，此时粗乳优选以每道次(pass)5~ 15%的压下率(reduction rate)实施。
[0107]此外，若精乳温度小于870°C或超过900°C，则形成粗大的贝氏体，因此不优选，此 时优选以10~20%的压下率实施。
[0108] 优选地，将所述制造的热乳钢板以4~10°C/s的冷却速度冷却至420~450°C。
[0109] 若冷却速度小于4°C/s，则组织变得粗大，因此不优选；另一方面，若超过10°C/s， 则因过度的冷却而形成马氏体。
[0110] 此外，若冷却终止温度低于420°C，则形成马氏体，因此不优选；另一方面，若冷却 终止温度超过450°C，则组织变得粗大，因此不优选。
[0111]按照上述方法进行时，则可制造出在本发明中所需要的焊接结构用钢材。
【具体实施方式】
[0112]以下，通过实施例更加具体说明本发明。不过需要注意的是，下述实施例只是为了 通过例示更加详细地说明本发明，而并不是为了限定本发明的权利要求范围。这是因为，本 发明的权利要求范围以记载在专利权利要求书的事项和由此合理地类推的事项所确定。
[0113] (实施例）
[0114] 通过本发明中提出的方法对具有下述表1及2中列出的成分组成及成分关系的钢 坯进行再加热-热乳-冷却，从而制造了各个热乳钢板。
[0115] 将通过如上所述的方式制造的各热乳钢板加热至相当于实际焊接热输入量的焊 接条件，即最高加热温度1350°C，然后进行800~500°C的冷却时间为40秒的焊接热周期，然 后研磨试片表面，加工为用于测定机械物理性质的试片，然后评价物理性质，其结果示于表 3〇
[0116] 此时，依照KS规格(KS B 0801)4号试片制造拉伸试片，拉伸试验以十字头速度 (cross head speed)10mm/分(min)实施。
[0117] 此外，依照KS规格(KS B 0809)3号试片制造冲击试片，冲击试验在-20°C下通过沙 尔皮冲击试验(Charpy impact test)进行评价。
[0118] 此外，针对焊接热影响区的微细组织的观察以及对焊接热影响区韧性引起重要影 响的析出物的大小、个数，通过利用光学显微镜和电子显微镜的计点（point counting)法 加以测定，其结果示于表3。此时，被检表面以I OOmm2为基准进行评价。
[0119]表1
[0122](在所述表1中及N*的单位是'ppm'。）
[0123]表2
[0127] (在所述表3中AF意味着:针状铁素体，B意味着：贝氏体。）
[0128] 如所述表3所示，满足本发明中提出的成分组成及成分关系而制造的钢材(发明钢 1~5)的焊接热影响区，其微细组织包含30 %以上的针状铁素体、60%以上的贝氏体，同时 形成足够量的TiN析出物，因此强度及冲击韧性均确保为优异。
[0129] 另一方面，不满足合金的成分组成和成分关系的比较钢1~5,不仅在所有情况下 TiN析出物的个数不足，而且针状铁素体的分率也超过40%或小于30%，从而可以确认出强 度及冲击韧性中一个以上的物理性质差。
[0130] 图1示出了用光学显微镜观察发明钢3的焊接部微细组织的结果，可以确认微细组 织主要由针状铁素体和贝氏体(下部贝氏体)组成。
【主权项】
1. 一种焊接热影响区韧性优异的超高强度焊接结构用钢材，其以重量％包含0.05~ 0.15%的碳(〇、0.1~0.6%的硅(51)、1.5~3.0%的锰(]?11)、0.1~0.5%的镍(附）、0.1~ 〇.5%的钼(]?〇)、0.1~1.0%的铬(0)、0.1~0.4%的铜((：11)、0.005~0.1%的钛(11)、0.01 ~0.03%的铌(Nb)、0.0003 ~0.004%的硼(Β)、0·005 ~0.1%的铝(Α1)、0·001 ~0.006%的 氮(Ν)、0.015%以下的磷(Ρ)、0.015%以下的硫(S)、余量的Fe及不可避免的杂质， 其中，所述Ti和N成分含量满足下述关系式1，所述N和B的成分含量满足下述关系式2， 所述此、0、1〇、附及他的成分含量满足下述关系式3， 所述焊接热影响区韧性优异的超高强度焊接结构用钢材具有以面积分数包括30~ 40%的针状铁素体、60~70%的贝氏体的微细组织： [关系式1] 3.5<Ti/N<7.0 [关系式2] 1.5 <N/B<4.0 [关系式3] 4.0 < 2Mn+Cr+Mo+Ni+3Nb <7.0, 在所述关系式1~3中各成分单位为重量％。2. 根据权利要求1所述的焊接热影响区韧性优异的超高强度焊接结构用钢材，其中， 所述钢材以重量％还包含0.005~0.2%的钒(V)、0.0005~0.005 %的钙(Ca)及0.005 ~0.05%的稀土 (REM)中一种或两种以上。3. 根据权利要求1所述的焊接热影响区韧性优异的超高强度焊接结构用钢材，其中， 所述钢材包含〇. 〇 1~〇. 〇5μπι大小的TiN析出物， 所述TiN析出物以每1mm2有1.0 X 103个以上的析出物并以50μπι以下的间隔分布的形式 存在。4. 根据权利要求1所述的焊接热影响区韧性优异的超高强度焊接结构用钢材，其中， 所述钢材中，在大热量输入焊接时焊接热影响区的奥氏体晶粒大小为200μπι以下。5. 根据权利要求4所述的焊接热影响区韧性优异的超高强度焊接结构用钢材，其中， 所述焊接热影响区中，微细组织包括以面积分数为30~40%的针状铁素体及60~70% 的贝氏体。6. -种焊接热影响区韧性优异的超高强度焊接结构用钢材的制造方法，其包括如下步 骤： 在1100~1200 °C下加热板坯， 对所述加热的板坯在870~900°C下进行热精乳而制造为热乳钢板；以及 将所述热乳钢板以4~10°C/s的冷却速度冷却至420~450 °C， 其中，所述板坯以重量％包含0.05~0.15%的碳（C)、0.1~0.6%的硅（Si)、1.5~ 3.0%的锰(]\111)、0.1~0.5%的镍(附）、0.1~0.5%的钼(]\1〇)、0.1~1.0%的铬(0)、0.1~ 0.4%的铜（〇1)、0.005~0.1%的钛（11)、0.01~0.03%铌(他）、0.0003~0.004%的硼（8)、 〇.〇〇5~〇.1%的铝(厶1)、〇.〇〇1~〇.〇〇6%的氮0)、〇.〇15%以下的磷(卩）、〇.〇15%以下的硫 (S)、余量的Fe及不可避免的杂质， 所述Ti和N成分含量满足下述关系式1，所述N和B的成分含量满足下述关系式2,所述 皿11、(>、1〇、附及他的成分含量满足下述关系式3: [关系式1] 3.5<Ti/N<7.0 [关系式2] 1.5 <N/B<4.0 [关系式3] 4.0 < 2Mn+Cr+Mo+Ni+3Nb < 7.0 〇7.根据权利要求6所述的焊接热影响区韧性优异的超高强度焊接结构用钢材的制造方 法，其中， 所述板坯以重量％还包含0.005~0.2%的钒(V)、0.0005~0.005 %的钙(Ca)及0.005 ~0.05%的稀土 (REM)中一种或两种以上。
【文档编号】C22C38/00GK105829565SQ201480070512
【公开日】2016年8月3日
【申请日】2014年12月22日
【发明人】郑弘喆, 金昊洙
【申请人】Posco公司