CN111542632A - 焊接热影响区韧性优异的高强度钢材及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及用作存储罐、压力容器、建筑结构物、船舶结构物等的材料的结构用钢材，更详细而言，涉及一种焊接热影响区韧性优异的钢材和制造其的方法。

Description

焊接热影响区韧性优异的高强度钢材及其制造方法

技术领域

本发明涉及用作存储罐、压力容器、建筑结构物、船舶结构物等的材料的结构用钢材，更详细而言，涉及一种焊接热影响区韧性优异的高强度钢材和制造其的方法。

背景技术

在利用结构用钢材制作存储罐、压力容器、建筑结构物、船舶结构物等结构物时，伴随大量的焊接。因此，不仅是母材的性能，焊接的效能及焊接结构物的稳定性也需确保。为此，需要最大限制抑制焊接热影响区(Heat Affected Zone，HAZ)的奥氏体晶粒生长，保持最终相变组织细微。

作为斛决这一问题的手段，提出了使在高温下稳定的Ti类碳·氮化物等在钢材中适当分布而在焊接时延迟焊接热影响区的晶粒生长的技术等。

作为一个示例，专利文献1作为利用TiN析出物的代表性技术，涉及一种当应用100J/cm的输入热量(最高加热温度1400℃)时，在0℃下冲击韧性为200J左右(母材为300J左右)的结构用钢材，在上述技术中，实质上将Ti/N管理在4-12，0.05μm以下的TiN析出物以5.8×10³个/mm²～8.1×10⁴个/mm²析出，与此同时，0.03～0.2μm的TiN析出物以3.9×10³个/mm²～6.2×10⁴个/mm²析出，使铁氧体细微化，确保焊接部的韧性。

但是，所述专利文献1形成过度的碳·氮化物，从而当连铸时，存在在钢坯表面裂纹严重的问题，如果利用如上所述发生许多表面裂纹的钢坯生产厚板制品，则在最终制品的表面也发生裂纹等问题，存在表面维修等问题或因无法维护而导致制造不良品的可能性很大的问题。

(专利文献1)日本公开专利公报第1999-140582号

发明内容

要解决的技术课题

本发明一个方面旨在提供一种即使在焊接及应力消除热处理后，母材强度及韧性也优秀且能够确保优异的焊接热影响区(HAZ)的钢材及制造其的方法。

本发明的课题不限定于上述事项。本发明的追加性课题已在说明书通篇内容中记述，只要是本发明所属技术领域的普通技术人员，在从本发明的说明书记载的内容理解本发明的追加性课题方面没有任何困难。

解决技术问题的手段

本发明的一个方面涉及一种焊接热影响区韧性优异的高强度钢材，按重量％计，包含C：0.16～0.20％、Mn：1.0～1.5％、Si：0，3％以下(不含0)、Al：0.005～0.5％、P：0.02％以下、S：0.01％以下、Ti：0.005～0.02％、Nb：0.01～0.1％、N：0.006～0.01％，

选自由Ca：0.006％以下、V：0.03％以下、Ni：2.0％以下、Cu：1.0％以下、Cr：1.0％以下及Mo：1.0％以下构成的组中的1种以上，剩余为Fe及不可避免的杂质，

微细组织由铁氧体-珠光体复合组织构成，

焊接及应力消除热处理后，所述微细组织的100nm以下的析出物每1mm²存在1.27×10⁶个以上，在单一晶粒内分布900个以上。

本发明另一方面提供一种焊接热影响区韧性优异的高强度钢材的制造方法，包括：准备钢坯的步骤，其中，所述钢坯按重量％计，包含C：0.16～0.20％、Mn：1.0～1.5％、Si：0.3％以下(不含0)、Al：0.005～0.5％、P：0.02％以下、S：0.01％以下、Ti：0.005～0.02％、Nb：0.01～0.1％、N：0.006～0.01％，选自由Ca：0.006％以下、V：0.03％以下、Ni：2.0％以下、Cu：1.0％以下、Cr：1.0％以下及Mo：1.0％以下构成的组中的1种以上，剩余为Fe及不可避免的杂质；

将所述钢坯在1050～1250℃温度范围加热的步骤；

将所述加热的钢坯在热精轧温度910℃以下进行热轧的步骤；及

所述热轧后，以20℃/Hr以下的冷却速度进行冷却的步骤。

发明效果

根据本发明，可以提供一种即使在焊接后进行应力消除热处理，母材强度及韧性也不下降、高输入热焊接时的焊接热影响区韧性优异的钢材。而且，即使实施应力消除热处理，也保持母材强度，因而可以适合地用于存储罐、压力容器、结构物等。另外，所述本发明的钢材没有发生表面裂纹等缺陷，因而可以适合地用作结构用钢材。

附图说明

图1是观察本发明实施例中的发明例1与比较例1的微细组织的照片。

图2是利用TEM(Transmission electron microscope：透射式电子显微镜)观察在本发明实施例中的发明例1中观察的NbC析出物的大小和形态。

图3是利用TEM观察在本发明实施例中的比较例6中观察的Fe3C析出物的大小和形态。

最佳实施方式

本发明人为了从根本上解决原来制造用作结构用钢材的厚钢材时，在钢表面发生裂纹等缺陷的问题，经过深入研究，结果确认了在优化钢成分组成及制造条件的情况下，不仅是母材强度及韧性，而且焊接时通过焊接热影响区微细组织的控制，可以确保韧性优异的焊接热影响区，从而完成了本发明。

特别是本发明可以优秀地确保诸如埋弧焊的高输入热焊接时的焊接热影响区(HAZ)韧性，因而具有能够适合地用作结构用钢材的效果。

另一方面，在制作存储罐或压力容器等时，在出于使焊接部固化组织的材质稳定化的目的而一般实施的应力消除热处理后，可能发生母材强度低下，经过对能够防止母材强度低下的方法的研究，结果确认了在添加一部分合金成分时，由于细微析出物的生成，可以确保热处理后强度，从而完成了本发明。因此，具有不仅是原有结构用钢材，而且可以适合地用作存储罐或压力容器等用途的效果。

下面对本发明进行详细说明。

首先，对本发明钢材的合金组成进行详细说明。本发明的钢材按重量％(以下称为％)，可以包含碳(C)：0.16～0.20％、锰(Mn)：1.0～1.5％、硅(Si)：0.3％以下(不含0)、铝(Al)：0.005～0.5％、磷(P)：0.02％以下、硫(S)：0.01％以下、钛(Ti)：0.005～0.02％、铌(Nb)：0.01～0.1％、氮(N)：0.006～0.01％，

根据需要，可以包含选自由钙(Ca)：0.006％以下、钒(V)：0.03％以下、镍(Ni)：2.0％以下、铜(Cu)：1.0％以下、铬(Cr)：1.0％以下及钼(Mo)：1.0％以下构成的组中的1种以上。

碳(C)：0.16～0.20％

所述C作为对钢坯凝固行为产生最大影响的元素，因而需要在钢中，在适当范围内含有。所述C的含量如果不足0.16％，则在钢坯凝固时，在相变发生时间点，凝固层强度增大，诱发收缩，形成不均一凝固层，存在容易在钢坯表面发生裂纹的问题，相反，其含量如果超过0.20％，则碳当量过大，焊接部的固化能大幅增加，因而存在焊接部韧性低下的问题。因此，在本发明中，优选C的含量为0.16～0.20％。

锰(Mn)：1.0～1.5％

所述Mn是对提高钢的固化能、确保钢板强度有用的元素，但在本发明中，在为了确保焊接热影响区(HAZ)韧性的层面上，需要适当限制其含量。一般而言，Mn并不极大地损害焊接热影响区的韧性，但具有在钢板的厚度中心部偏析的倾向，Mn偏析的部位，Mn含量远高于平均含量，因而存在容易生成极大损害焊接热影响区韧性的脆性组织的问题。考虑到此，在本发明中，优选Mn包含1.5％以下。不过，如果其含量过低，则存在难以确保钢材强度的问题，因而优选将其下限定为1.0％。

硅(Si)：0.3％以下(不含0)

所述Si是为了提高钢板强度及钢水脱碳所需的元素，但当不稳定的奥氏体分解时，抑制渗碳体形成，因而促进岛状马氏体(MA)组织，这存在极大降低焊接热影响区(HAZ)韧性的问题。考虑到此，在本发明中，优选Si的含量为0.3％以下，如果超过0.3％，则形成粗大的Si氧化物，存在以这种夹杂物为起点而发生脆性破坏的忧虑，因而不推荐。

铝(Al))：0.005～0.5％

所述Al作为能够廉价地使钢水脱碳的元素，为此，优选添加0.005％以上。不过，其含量如果超过0.5％，则存在在连续铸造时引起喷嘴堵塞的问题，固溶的Al会在焊接部形成岛状马氏体，会导致焊接部韧性低下的结果，因而在本发明中，优选所述Al的含量为0.005～0.5％。

磷(P)：0.02％以下

所述P虽然是有利于提高强度及耐腐蚀性的元素，但也是极大损害冲击韧性的元素，尽可能低地管理该元素更有利，因而优选将其上限定为0.02％。

硫(S)：0.01％以下

所述S是形成MnS等而极大损害冲击韧性的元素，尽可能低地管理该元素更有利，因而优选将其上限定为0.01％。

钛(Ti)：0.005～0.02％

所述Ti与氮(N)结合而形成细微的氮化物，具有缓解会在焊接熔合线附近发生的晶粒粗大化、抑制韧性下降的效果。此时，Ti含量如果过低，则Ti氮化物数不足，粗大化抑制效果无法充分发挥，因而优选包含0.005％以上。但是，其含量如果过多，则由于生成粗大的Ti氮化物，存在晶界固定效果下降的问题，因而其上限优选定为0.02％。

铌(Nb)：0.01～0.1％

所述Nb以NbC或Nb(C，N)的形态析出，极大提高母材及焊接部的强度。另外，在高温下再加热时，固溶的Nb抑制奥氏体的再结晶及铁氧体或贝氏体的相变，表现出组织细微化的效果。因此，在诸如存储容器等那样在焊接后经过应力消除热处理的情况下，如果要确保母材强度，优选包含0.01％以上。但是，在其含量超过0.1％过多投入的情况下，会在钢材边缘发生脆性裂纹，极大降低焊接热影响区的韧性，因而优选不超过0.1％。

氮(N)：0.006～0.01％

所述N与上述的Ti结合，形成细微的氮化物，缓解会在焊接熔合线附近发生的晶粒粗大化，阻止韧性下降。为了获得如上效果，需要含有N为0.006％以上。但是，其含量如果过多，则存在极大减小韧性的问题，因而优选不超过0.01％。

本发明的钢板除前述合金组成之外，可以还包含能够在本发明中确保有利物性的元素。作为优选的一个示例，可以还包含钙(Ca)：0.006％以下、钒(V)：0.03％以下、镍(Ni)：2.0％以下、铜(Cu)：1.0％以下、铬(Cr)：1.0％以下及钼(Mo)：1.0％以下等。下面对此详细说明。

钙(Ca)：0.006％以下

所述Ca主要用作控制MnS夹杂物的形状、提高低温韧性的元素。但是，过度添加Ca，形成大量CaO-CaS并结合，形成粗大的夹杂物，因而不仅钢的清洁度下降，而且损害现场焊接性。因此，优选所述Ca为0.006％以下。

钒(V)：0.03％以下

所述V的固溶温度比其他合金元素低，在焊接热影响区(HAZ)析出，防止强度下降的效果优秀，但如果其含量过多，则反而存在导致韧性下降的问题，因而优选将其含量定为0.03％以下。

镍(Ni)：2.0％以下

所述Ni是能够同时提高母材强度和韧性的几乎唯一的元素，但也是昂贵的元素，因而超过2.0％时，不仅在经济层面上非常不利，而且存在焊接性也变差的问题。因此，添加所述Ni时，优选不超过2.0％。

铜(Cu)：1.0％以下

所述Cu是可以在使母材韧性下降最小化的同时提高钢的强度的元素。但是，在过度添加的情况下，存在极大降低制品表面品质的问题，因而优选包含1.0％以下。

铬(Cr)：1.0％以下

所述Cr对增加固化能、提高强度具有巨大效果。但如果过度添加，则存在极大降低焊接性的问题，因而优选其含量不超过1.0％。

钼(Mo)：1.0％以下

所述Mo仅添加少量便具有极大提高固化能、抑制铁氧体相形成的效果，是能够极大提高强度的元素。但是，在过度添加的情况下，存在极大增加焊接部的硬度、损害韧性的问题，因而优选其含量不超过1.0％。

本发明的钢板除上述提及的合金元素之外，剩余为铁(Fe)成分。不过，在通常的制造过程中，会从原料或周围环境意外地混入不可避免的杂质，因而无法将其排除。这些杂质是普通技术人员均可以了解的，因而不对其所有内容进行详细叙述。

本发明的钢材以下述关系式1定义的表面裂纹敏感度指数(Cs)优选为0.3以下。

[关系式1]

Cs＝(71.4×[C]²)-(30.3×[C])+3.32

其中，[C]是指所述C含量的重量％值。

正如前面提到的，C作为对钢坯凝固行为产生最大影响的元素，在本发明中，所述C含量如果不足0.16％，则所述关系式1的表面裂纹敏感度指数(Cs)超过0.3。即，钢坯凝固时，在相变发生时间点，由于凝固层强度大而诱发收缩，形成不均一凝固层，存在容易在钢坯表面发生裂纹的问题。因此，为了提供不发生表面裂纹的钢材，优选所述关系式1的表面裂纹敏感度指数(Cs)为0.3以下。优选所述关系式1的Cs值尽可能小，但由于钢内存在C，因而优选所述Cs值超过0。

另一方面，优选本发明的钢材以下述关系式1定义的Free-N(游离N)值超过0。

[关系式2]

Free-N＝[N]-{([Ti]/47.887)×14.01}-{([B]/10.81)×14.01}

其中，所述[N]、[Ti]、[B]是指各N、Ti及B的含量重量％值。

在本发明中，作为因添加Nb而生成的Nb析出物的一个示例，NbC、Nb(C)N形态的析出物等，对在应力消除热处理后确保强度发挥主要作用。此时，N与Ti、Al、B等结合，首先形成TiN、BN等不同形态的析出物，会对确保想要的Nb析出物起到负面影响。因此，所述Free-N少，为0以下的水平时，无法充分形成氮类析出物的Ti和B等会与C结合而形成粗大形态的析出物，因而优选以所述关系式2定义的Free-N值超过0。所述Free-N的上限不特别限定，但优选为0.008148以下。

本发明的钢材，优选将作为微细组织的铁氧体-珠光体复合组织作为主组织。优选除所述铁氧体与珠光体复合组织之外，贝氏体、马氏体等的第二相尽可能不生成。在形成所述贝氏体或马氏体组织的情况下，物理性质或焊接热影响区物性等完全不同，难以体现本发明想要的钢材特性。就所述铁氧体-珠光体复合组织而言，按面积分数，优选珠光体为50～75％，其余为铁氧体。

本发明的钢材在高输入热焊接后进行的应力消除热处理后，优选具有直径100nm以下大小的析出物每1mm²分布1.27×10⁶个以上，在单一晶粒内分布900个以上的析出物。通过所述析出物的分布，即使在应力消除热处理后，也可以防止母材强度与韧性下降。

高输入热焊接时，焊接热影响区根据与焊接点邻接的程度，最高邻接部急剧加热到接近熔融点的高温后迅速冷却到常温，此时，也生成诸如贝氏体或马氏体的低温相，即使生成铁氧体，也是生成诸如针状铁氧体那样内部应力高的种类的微细组织。这种焊接热影响区的微细组织产生脆性，存在在钢材加工或使用环境中容易发生断裂的问题。因此，在存储罐、压力容器、建筑结构物、船舶结构物等的制造工序中，进行焊接部的应力消除热处理，这是为了缓解焊接部及热影响区的应力，减小脆性(embrittlement)，降低可能在使用环境中发生的断裂的可能性。所述应力消除热处理条件根据焊接条件及钢材厚度而多种多样。作为一个示例，就中温常温用压力容器钢材A516-70而言，在620℃温度下热处理120分钟时间。

所述应力消除热处理不是对所述焊接部或热影响区，而是会对母材本身造成负面影响。由铁氧体、珠光体等微细组织构成的钢材，如果进行400～800℃水平的应力消除热处理，则会活跃地引起包含碳化物的析出物的生成及粗大化，这种碳化物与时间成比例地发生碳化物粗大化及基底组织内碳化浓度的减小，会发生整体强度下降。因此，为了防止母材强度因焊接及应力消除热处理而下降，需要适当地管理包含碳化物的析出物的形成。

另一方面，如果钢材发生断裂，则通常沿着晶界或软相(phase)或者偏析带进行扩展，所述具有100nm以下大小的细微析出物在发生钢材断裂时发挥妨碍断裂扩展的作用，具有提高钢材强度和韧性的效果。本发明钢材的基底组织具有铁氧体-珠光体，因而相对软质的铁氧体组织对断裂薄弱，但多数情况下，断裂也沿着珠光体带进行，因而优选所述细微析出物与基底组织无关地均匀分布。

但是，在析出物以诸如Fe₃C、VC、MoC、Ce₂₃C₆等那样粗大的形态生成，或即使以细微的大小形成，但发生析出物粗大化的情况下，不仅无法对妨碍断裂扩展发挥多大贡献，反而会成为断裂的起点，发挥降低强度和韧性的作用，因而重要的是，所述析出物的大小细微并适宜地分布。

特别是与集中于单一铁氧体或珠光体内的特定位置相比，在单一晶粒内均匀分布900个以上，这对提高强度和冲击韧性而言更有利。

本发明的所述析出物优选为Nb类碳化物。更优选为NbC。所述Nb类碳化物主要在相对低温的600～700℃温度区域(奥氏体到铁氧体相变点之下的温度区域)产生及生长，在此过程中，发挥抑制强度下降及铁氧体晶粒生成的作用。

另一方面，本发明的钢材作为小粒性比以往钢材进一步提高的钢材，即使不实施急剧的水冷等，也可以使希望的组织在钢材内部形成。不过，在钢材淬透性提高，容易在内部形成硬质组织的情况下，往往发生低温韧性恶化的情形，在本发明中，通过规定所述钢材的优选组织形态，具有即使钢材淬透性提高，也防止低温韧性特性恶化的效果。

本发明的钢材在焊接结构物制作之后，即使在实施应力消除热处理(例如，620℃下120分钟)后，不仅母材拉伸强度优秀，为500Mpa以上，0℃下的夏比冲击能为150J以上，而且，焊接热影响区(HAZ)微细组织中的岛状马氏体分数为3％以下，0℃夏比冲击能为100J以上，具有优异的冲击韧性。

下面对制造本发明的钢材的方法进行详细说明。下述制造方法显示了能够制造本发明钢板的一个优选示例，本发明并非限定于此。

本发明的制造方法包括准备满足前述合金组成的钢坯、加热、热轧及冷却工序。下面对各过程进行详细说明。

首先，准备具有前述合金组成的钢坯后，对所述钢坯加热。此时，优选在1050～1250℃温度范围加热。所述加热优选在1050℃以上实施，这是为了使在铸造中形成的Ti及/或Nb碳·氮化物固溶。即，为了使在铸造中形成的Ti及/或Nb碳·氮化物充分固溶，需要在1050℃以上加热。不过，在以过高温度加热的情况下，奥氏体会粗大化，因而考虑到此，优选将所述再加热温度限制为1250℃以下。

对所述加热的钢坯进行热轧。热轧优选将所述加热的钢坯按照通常的条件粗轧后，在既定温度下热精轧，制造热轧的钢板。此时，热精轧在910℃以下进行。所述热精轧用于使奥氏体组织相变为不均一微细组织，所述热精轧温度如果超过910℃，则形成粗大的组织，存在冲击韧性恶化的问题。更有利的是优选在850～910℃温度范围实施。轧制结束温度如果降低到不足850℃，则存在难以控制板材形状的问题。

优选对所述热精轧而获得的热轧钢板进行冷却，此时，优选冷却进行比通常空冷水平更低的低速冷却。特别是优选在800～435℃温度区间，以20℃/Hr以下的冷却速度进行冷却。这可以稳定地确保本发明钢材的最佳强度和韧性。所述温度区间是析出物生成、生长的主要温度区间。优选所述冷却速度为1℃/Hr以上。本发明的钢材为了确保应力消除热处理前后的强度和韧性，为了确保析出物的目标分数和分布，可以通过所述冷却过程，确保最小限度的热力学驱动力。作为体现如上所述慢冷的方法，既有利用另外的保温设备的方法，也可以无需另外的保温设备而通过将结束热轧的类似尺寸的钢板堆放多层的方法来达成。

具体实施方式

下面通过实施例，更详细地说明本发明。不过需要注意的是，后述实施例只用于对本发明举例并具体化，并非用于限制本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围根据权利要求书中记载的事项及由此合理地类推的事项决定。

(实施例)

准备具有下表1所示成分组成的钢坯后，按下表2条件分别对各个钢坯进行轧制后冷却，制造了热轧钢板。

【表1】

(所述表1的成分为重量％，其余由Fe和不可避免的杂质构成。另一方面，表1中式(1)及(2)分别代表关系式1和2。)

【表2】

针对如上所述制造的钢材，以200kJ/cm实施焊接后，实施在620℃下保持120分钟的应力消除热处理。

所述热处理后，测量母材的微细组织及100nm以下的析出物分布与晶粒内存在的析出物个数，测量了拉伸强度和冲击韧性，将其结果显示于表3。另外，测量焊接热影响区的冲击韧性和岛状马氏体分数，将其结果一同显示于表3中。另一方面，所述冲击韧性在0℃下实施夏比V形缺口(Charpy V-notch)冲击试验而测量。所述岛状马氏体分析是在实施Le-Pera蚀刻后，利用点计数(Point-counting)方法，测量推定为岛状马氏体的位置与相对面积分数。

【表3】

在上表3中，F代表铁氧体，P代表珠光体。

另一方面，图2是利用TEM观察所述发明例1的析出物并显示出析出物的尺寸(nm)。如图2所示可知，本发明的发明例1，100nm以下的NbC析出物均匀形成。相反，图3是利用TEM观察所述比较例6的析出物并显示出析出物的尺寸(nm)，可知比较例6形成粗大的FeC析出物。

在所述表3的结果中可知，在发明例的情况下，在焊接后应力消除热处理后，不仅母材确保高强度和冲击韧性，而且焊接热影响区(HAZ)也可以确保高冲击韧性。即，本发明的钢材即使在高输入热焊接时，也可以优秀地确保HAZ韧性，可以制造无表面裂纹等缺陷的钢材。

比较例1及4虽然满足本发明的合金组成，但热精轧温度形成得过高，因微细组织的粗大化而无法确保母材的充分韧性，图1的(a)及(b)分别是观察所述发明例1与比较例1的母材微细组织的照片。相同的是均由铁氧体和珠光体构成，但在比较例1的情况下，粒度粗大，被认为对冲击韧性下降产生影响。

比较例2及3也满足本发明的合金组成，但钢坯加热温度超出本发明的范围，Nb等在高温下抑制奥氏体粒度生长的元素无法充分固溶，或奥氏体的粒度因高温而过度粗大化，发生降低母材强度和冲击韧性的结果。在比较例5的情况下，热轧后钢材的冷却速度超出本发明提出的范围进行冷却，且无法确保钢材的析出物，无法获得本发明中的强度。

另一方面可知，比较例6至10的钢材中Nb含量不够充分，C析出为粗大渗碳体颗粒或MoC等，从而无法确保充分强度，也无法确保HAZ的韧性。比较例11至13钢材的N含量未达到本发明范围，而且以关系式2定义的Free-N无法满足本发明的条件，并形成MoC、Fe₃C、VC等粗大析出物，析出物的分布不同于本发明，HAZ的冲击韧性差。比较例14及15的Si含量超过本发明范围，母材的物性虽然与本发明希望的范围一致，但HAZ的岛状马氏体分数过大，得到HAZ冲击韧性差的结果。

Claims (10)

1.一种焊接热影响区韧性优异的高强度钢材，其中，

按重量％计，包含C：0.16～0.20％、Mn：1.0～1.5％、Si：0.3％以下且不含0、Al：0.005～0.5％、P：0.02％以下、S：0.01％以下、Ti：0.005～0.02％、Nb：0.01～0.1％、N：0.006～0.01％，

选自由Ca：0.006％以下、V：0.03％以下、Ni：2.0％以下、Cu：1.0％以下、Cr：1.0％以下及Mo：1.0％以下构成的组中的1种以上，剩余为Fe及不可避免的杂质，

微细组织由铁氧体-珠光体复合组织构成，

焊接及应力消除热处理后，所述微细组织的100nm以下的析出物每1mm²存在1.27×10⁶个以上，在单一晶粒内分布900个以上。

2.根据权利要求1所述的焊接热影响区韧性优异的高强度钢材，其中，

所述析出物为Nb类碳化物。

3.根据权利要求1所述的焊接热影响区韧性优异的高强度钢材，其中，

所述钢材以下述关系式1定义的表面裂纹敏感度指数(Cs)为0.3以下，

[关系式1]

Cs＝(71.4×[C]²)-(30.3×[C])+3.32

所述[C]为相应成分的重量％含量。

4.根据权利要求1所述的焊接热影响区韧性优异的高强度钢材，其中，

所述钢材以下述关系式2定义的Free-N超过0，

[关系式2]

Free-N＝[N]-{([Ti]/47.887)×14.01}-{([B]/10.81)×14.01}

所述[N]、[Ti]、[B]为相应成分的重量％含量。

5.根据权利要求1所述的焊接热影响区韧性优异的高强度钢材，其中，

所述钢材即使在应力消除热处理后，拉伸强度为500Mpa以上，0℃下的夏比冲击能量为150J以上。

6.根据权利要求1所述的焊接热影响区韧性优异的高强度钢材，其中，

所述钢材的焊接热影响区的岛状马氏体(MA)按面积分数为3％以下。

7.根据权利要求1所述的焊接热影响区韧性优异的高强度钢材，其中，

所述钢材即使在高输入热焊接后，焊接热影响区在0℃下的夏比冲击能量为100J以上。

8.一种焊接热影响区韧性优异的高强度钢材的制造方法，包括：

准备钢坯的步骤，其中，所述钢坯按重量％计，包含C：0.16～0.20％、Mn：1.0～1.5％、Si：0.3％以下且不含0、Al：0.005～0.5％、P：0.02％以下、S：0.01％以下、Ti：0.005～0.02％、Nb：0.01～0.1％、N：0.006～0.01％，选自由Ca：0.006％以下、V：0.03％以下、Ni：2.0％以下、Cu：1.0％以下、Cr：1.0％以下及Mo：1.0％以下构成的组中的1种以上，剩余为Fe及不可避免的杂质；

将所述钢坯在1050～1250℃温度范围加热的步骤；

将所述加热的钢坯在热精轧温度910℃以下进行热轧的步骤；以及

所述热轧后，以20℃/Hr以下的冷却速度进行冷却的步骤。

9.根据权利要求8所述的焊接热影响区韧性优异的高强度钢材的制造方法，其中，

所述热精轧在850～910℃温度范围下执行。

10.根据权利要求8所述的焊接热影响区韧性优异的高强度钢材的制造方法，其中，

所述冷却在800～435℃温度区间，以20℃/Hr以下的冷却速度进行。

Images