CN101918607A

CN101918607A - 具有在焊接热影响区冲击韧性较好的焊接接头的大线能量焊接高强度钢板

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Publication number: CN101918607A
Application number: CN2008801250346A
Authority: CN
Inventors: 郑弘喆; 洪承甲; 朴永桓
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Holdings Inc
Priority date: 2007-12-13
Filing date: 2008-12-12
Publication date: 2010-12-15
Anticipated expiration: 2028-12-12
Also published as: KR100957940B1; WO2009075542A2; JP2011506766A; JP5487114B2; WO2009075542A3; CN101918607B; KR20090062598A

Abstract

本发明提供焊接结构钢，包括0.01-0.2％的C、0.1-0.5％的Si、1.0-3.0％的Mn、0.01-0.1％的Ti、0.5-3.0％的Ni、0.0003-0.01％的B、0.05-1.0％的Mo、0.004-0.008％的N、至多0.030％的P、0.005-0.05％的Al、至多0.030％的S、0.01-0.03％的O，余量的铁和不可避免的杂质。其中Ti、O、N、B、Mn和S满足1.3≤Ti/O≤3.0、7≤Ti/N≤12、0.8≤N/B＜1.5和11≤(Ti+4B)/N≤16的关系。所述钢的焊接接头的精细结构包括85％的针状铁素体，TiO和TiO-(Ti，B)N₇MnS复合氧化物以0.5μm或更小的间距均匀地分散在组织中，并且粒径为0.01-0.1μm。所述焊接接头中TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物的数量为1.0×10⁷/mm³或更多。所述焊接结构钢因其优异的抗张强度、伸长率、硬度性能和表面性能而确保高度可用性和其稳定应用。

Description

具有在焊接热影响区冲击韧性较好的焊接接头的大线能量焊接高强度钢板

技术领域

本发明涉及具有即使在大线能量潜弧焊(SAW)后也具有稳定性能的焊接接头的焊接结构钢，其用于焊接结构例如船只、建筑、桥梁、海工建筑、钢管和管道，更具体地，涉及通过具有精细TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物的精细分散体以加快向针状铁素体的转变而在大线能量SAW中显示出较好冲击韧性的焊接接头的焊接结构钢。

背景技术

随着诸如船只的结构和建筑特征变得更大和更高，.强度更高的更厚的钢材被用于所述结构。在这一方面，不可避免地需要高效率焊接，因为在许多情况下，本领域焊接技术不能在给定时间内制造所需的结构。

最广为人知的厚钢材焊接技术之一是潜弧焊(SAW)。SAW方法中的大焊接面积有助于减少焊道数量。因此，就生产力来说SAW远优于常规熔化极气体保护电弧焊(GMAW)。

SAW是一种将大量热量给予焊接热影响区的大线能量焊接方法。在所述SAW方法中，焊接金属的焊接接头经历组织凝固，从而可能会形成粗柱状组织并且在沿奥氏体晶界的粗晶粒中可能会形成粗晶界铁素体、魏氏体铁素体等。因此，焊接接头成为焊接结构中冲击韧性的下降发生最多的部分，并有例如开裂和断裂的危险。

为确保焊接接头的稳定性，需通过控制焊接接头的精细结构确保焊接接头的冲击韧性。为此已进行了许多研究，尤其是对于限定焊接材料的元素的技术。然而，只限定合金元素而不控制焊接金属的精细结构和粒径可能不能获得焊接接头的足够韧性。

最近已出现改善焊接接头性能的技术，其特征在于调节ARM，ARM的定义为ARM＝197-1457C-1140sol.Al+11850N-316(Pcm-C)(其中sol.Al为溶胶铝)，范围为40-80。然而，由于所限定的ARM未限定焊接接头中的氧(O)含量，因此难以在大线能量SAW中确保焊接接头的冲击韧性。

发明内容

技术问题

本发明旨在解决本领域的上述问题，因此本发明的一个方面是通过有效控制合金元素和大线能量焊接用钢的精细结构而提供具有优异的抗张强度、伸长率、硬度性能和表面性能的焊接接头的焊接结构钢。

技术方案

本发明的一个方面提供焊接结构钢，包括以重量计：0.01-0.2％的C、0.1-0.5％的Si、1.0-3.0％的Mn、0.01-0.1％的Ti、0.5-3.0％的Ni、0.0003-0.01％的B、0.05-1.0％的Mo、0.004-0.008％的N、至多0.030％的P、0.005-0.05％的Al、至多0.030％的S、0.01-0.03％的O，余量的铁和不可避免的杂质。其中Ti、O、N、B、Mn和S满足1.3≤Ti/O≤3.0、7≤Ti/N≤12、0.8≤N/B≤1.5和11≤(Ti+4B)/N≤16的关系。

所述焊接结构钢还可包括：选自0.01-2.0％的Cu、0.0001-0.1％的Nb、0.005-0.1％的V、0.05-1.0％的Cr、0.05-0.5％的W和0.005-0.5％的Zr的一种或多种元素。所述焊接结构钢还可包括0.0005-0.05％的Ca和0.005-0.05％的REM或两者(0.0005-0.05％的Ca·和0.005-0.05％的REM)。

所述钢的焊接接头的精细结构可包括组织分数为85％的针状铁素体，余量的多边形铁素体和其他晶界铁素体。TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物可以0.5μm或更短的间隔均匀分散在所述焊接接头的组织中。

所述TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物可具有0.01-0.1μm的粒径。所述焊接接头中TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物的数量可为1.0×10⁷/mm³或更多。

有益效果

根据本发明制造的焊接结构钢可具有较好的抗张强度、伸长率、硬度性能和表面性能。因此，所述焊接结构钢具有高度可用性并可稳定使用。

具体实施方式

经过对影响针状铁素体——已知其对增强焊接头韧性有效——的氧化物的种类和大小的周密研究，发明人已发现，焊接接头中针状铁素体的量根据TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物的大小和数量变动，并且因此，焊接接头的韧性根据存在的针状铁素体的量变化。

基于所述研究结果，本发明的特征在于：

(1)在用于潜弧焊(SAW)的焊接接头中使用TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物，

(2)将焊接接头中氧化物的数量限定为1.0×10⁷/mm³或更多，并将其粒径限定在0.01-0.1μm的范围内，引起并保持焊接接头的微观组织中转变为针状铁素体的体积分数为80％或更高。

(3)确保TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物和可溶性硼(B)以加快向针状铁素体的转变。

下文将对本发明进行详细描述。

1.TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物的控制

通过保持焊接金属中Ti/O、Ti/N、B/N和Mn/S的合适比例，TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物可恰当地分布，从而阻止在焊接金属的凝固过程中粗奥氏体晶粒的生成并加快向针状铁素体的转变。这是因为当TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物恰当地分布在奥氏体晶粒中时，随着焊接温度下降，在转变为晶界铁素体前，首先发生向针状铁素体的转变，所述复合氧化物在奥氏体中起到了异质成核位点的作用。因此，焊接接头的韧性可显著地增强。

为此，TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物精细且均匀地分布是很重要的。此外，TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物的大小、含量和分布需根据Ti/O、Ti/N、B/N和Mn/S的比例进行优化。根据本发明，Ti/O被限定在1.3-3.0的范围内，Ti/N被限定在7-12的范围内，N/B被限定在0.8-1.5的范围内，(Ti+4B)/N被限定在11-16的范围内，并且Mn/S被限定在220-400的范围内。在这种情况下，粒径为0.01-0.1μm的TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物的数量为1.0×10⁷/mm³或更多。因此，可获得大量稳定的精细氧化物。

2.焊接接头中可溶性硼(B)的作用

发明人已发现，除了均匀分布在焊接接头中的氧化物以外，溶解的B也通过扩散到晶界并降低晶界能量而抑制晶界中向晶界铁素体的转变。此外，还了解到B向氧化物扩散并在氧化物周围形成无B区，从而抑制复合氧化物周围的硬化并加快向针状铁素体的转变。

3.焊接接头的精细结构

当使用复合氧化物和可溶性B时，需要限定本发明的精细结构的种类和分数。使TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物恰当地分布在焊接金属中，以便能够在焊接接头冷却过程中在晶界转变之前加快晶粒中向针状铁素体的转变是很重要的。在这种情况下，焊接接头的针状铁素体为85％或更多，其余为多边形铁素体和不可避免地沉淀在晶界中的铁素体组织。

根据本发明，如上所述，精细氧化物和可溶性B的有效使用抑制晶界中晶界铁素体的形成并加快晶粒中针状铁素体的形成，从而增强焊接接头的冲击韧性。

现在详细描述焊接结构钢的合金元素，其可形成所需焊接接头。(下文中，％是指重量％)

碳(C)含量在0.01-0.2％的范围内。

加入0.01％或更多的C以确保焊接金属足够的强度和焊接硬度。C含量超过0.2％在高热输入条件下显著降低焊接特性和冲击韧性，并导致焊接接头中的低温开裂。C的含量被限定在0.01-0.2％的范围内。

硅(Si)含量在0.1-0.5％的范围内。

Si是一种具有脱氧作用的元素，加入量为0.1％或更多。Si含量低于0.1％可能会导致焊接金属中脱氧作用不足并降低焊接金属的流动性。相反，Si含量超过0.5％加快焊接金属中马氏体奥氏体(M-A)组织(M-A组元)的转变，从而降低低温冲击韧性并对焊接开裂敏感性有不利的影响。因此，Si的含量被限定在0.1-0.5％的范围内。

锰(Mn)的含量在1.0-3.0％的范围内。

Mn对于增强钢的脱氧和强度有效，并在TiO周围形成MnS沉淀，从而导致Ti复合氧化物而加快有助于焊接接头韧性增强的针状铁素体的生成。此外，Mn在基质组织中形成取代固溶体，从而增加所述基质的强度并因此获得足够的强度和韧性。因此，加入的Mn为1.0％或更多。然而，Mn含量超过3.0％可能会生成低温转变组织。因此，Mn的含量被限定在1.0-3.0％的范围内。

钛(Ti)的含量在0.01-0.1％的范围内。

Ti与氧(O)结合形成精细Ti氧化物。Ti在本发明中是非常重要的元素，因为它用于形成精细TiN沉淀。需要加入0.01％或更多的Ti。然而，Ti含量过高可能会导致粗TiO和TiN沉淀的形成。因此，加入的Ti多至0.1％。

镍(Ni)含量在0.5-3.0％的范围内。

Ni通过固溶硬化对增强基质的强度和韧性有效。加入0.5％或更多的Ni。然而，Ni含量过多显著增加淬透性以及高温开裂的风险。因此，加入至多3.0％的Ni。

硼(B)的含量在0.0003-0.01％的范围内。

B增强淬透性。在本发明中，B通过在晶界上偏析而抑制向晶粒铁素体的转变。因此，加入0.0003％或更多的B。然而，B含量过多不确保进一步的作用并且显著增加焊接硬度，从而加快M-A组织的转变。这可导致焊接过程中的低温开裂并降低韧性。因此，加入至多0.01％的B。

氮(N)的含量在0.004-0.008％的范围内。

需要N以形成TiN沉淀或类似物并增加精细TiN沉淀的量。具体地，N显著地影响TiN沉淀的粒径、间距、分布、与氧化物的复合沉淀的发生率、沉淀的高温稳定性等。因此，N含量设定为0.004％或更高。然而，N含量超过0.008％不确保进一步作用并且增加焊接金属中的可溶性N的量，从而损害韧性。因此，加入多至0.008％的N。

磷(P)的含量为0.030％或更低。

P是一种在焊接过程中引起高温开裂的杂质元素。因此，可将P含量控制在尽可能低的水平。具体地，为增强韧性和抑制开裂，P含量可为0.03％或更低。

铝(Al)的含量在0.005-0.05％的范围内。

Al是一种脱氧剂，需要Al来降低焊接金属中氧(O)的含量。Al与可溶性N结合形成精细AlN沉淀。因此，加入0.005％或更多的Al。然而，Al含量过多导致形成粗Al₂O₃，其阻断对增强韧性必需的TiO的形成。因此，加入至多0.05％的Al。

钼(Mo)的含量在0.05-1.0％的范围内。

与Cr一样，Mo增加淬透性同时增强强度。当加入0.05％或更多时，Mo才表现出其作用。然而，Mo的含量过多可硬化焊接接头并导致焊接过程中的低温开裂。因此，加入至多1.0％的Mo。

硫(S)的含量为0.030％或更低。

可加入0.030％或更少的S以形成MnS复合沉淀。S含量超过0.030％会形成低熔点化合物例如FeS，其可导致高温开裂。因此，需要限定S的含量。

氧(O)的含量在0.01-0.03％的范围内。

O是一种在焊接接头凝固过程中与Ti反应形成Ti氧化物的元素。所述Ti氧化物加快焊接金属中向针状铁素体的转变。然而，O含量超过0.03％可能会导致其他氧化物例如粗Ti氧化物或FeO的形成。因此，加入至多0.03％的O。此外，由于方法相关的原因难以使O含量少于0.01％，并且O含量少于0.01％限制对本发明有利的氧化物的形成。因此，O含量的下限设定为0.01％。

Ti/O在1.3-3.0的范围内。

Ti/O比例低于1.3导致焊接金属中奥氏体晶粒的生长抑制并导致向针状铁素体转化所需的Ti氧化物不足，以及降低TiO氧化物中所含的Ti分数，从而导致TiO失去其作为针状铁素体成核位点的作用。因此，Ti/O比例不足可降低对增强焊接热影响区韧性有效的针状铁素体的相分数。相反，Ti/O比例超过3.0对抑制焊接金属中奥氏体晶粒的生长不确保任何进一步的作用，反而降低氧化物中所含的诸如锰等元素的比例，从而导致TiO氧化物失去其作为针状铁素体的成核位点的作用。因此，本发明的Ti/O比例被控制在1.3-3.0的范围内。

Ti/N在7-12的范围内。

Ti/N比例小于7减少在TiO氧化物中形成的TiN沉淀的量，从而不利地影响向对增强韧性有效的针状铁素体的转变。另一方面，Ti/N比例超过12不确保任何进一步作用并且增加可溶性N的量，从而降低冲击韧性。因此，Ti/N比例被限制在7-12的范围内。

N/B在0.8-1.5的范围内。

N/B比例小于0.8导致在焊接后的冷却过程中扩散到奥氏体晶界中的可溶性B不足，从而降低抑制向晶界铁素体转变的水平。另一方面，N/B比例超过1.5不确保任何进一步作用并且增加可溶性N的量，从而降低焊接热影响区的韧性。因此，N/B比例被限定在0.8-1.5的范围内。

(Ti+4B)/N在11-16的范围内。

(Ti+4B)/N比例小于11增加固溶N的量，其对增强焊接接头的韧性无效。(Ti+4B)/N比例超过16导致沉淀例如TiN、BN等的生成不足。因此，(Ti+4B)/N比例被限定在11-16的范围内。

Mn/S在220-400的范围内。

Mn/S比例超过400导致强度的迅速增加，从而导致开裂或降低低温韧性。同时，Mn/S比例小于220可导致高温开裂。因此，Mn/S比例被限定在220-400的范围内。

根据本发明，焊接结构钢基本由以上合金元素构成。为增强机械性能，再加入选自铌(Nb)、钒(V)、铜(Cu)、铬(Cr)、钨(W)和锆(Zr)的一种或多种元素。

Cu的含量在0.01-2.0％的范围内。

Cu溶解在基质中从而增加基质强度。因此，Cu是一种对确保强度和韧性有效的元素。加入0.01％或更多的Cu。然而，Cu的含量过多增加焊接接头的硬度，从而降低韧性并导致焊接金属的高温开裂。

如果一起加入Cu和Ni，那么它们的总含量被限定在3.5％或更低。Cu和Ni的总含量超过3.5％显著增加淬透性，损害韧性和焊接特性。

Nb的含量在0.0001-0.1％的范围内。

Nb是一种可增强淬透性的元素。特别是，Nb对降低Ar3温度和即使在低温下扩大贝氏体生成的范围有效。因此，Nb有助于稳定地获得贝氏体组织。为实现此作用，需要加入0.0001％或更多的Nb。然而，Nb含量超过0.1％加快焊接接头处M-A组织的形成，不利地影响焊接接头的韧性。因此，Nb含量的上限设定为0.1％。

V的含量在0.005-0.1％的范围内。

V是一种通过形成VN沉淀加快铁素体转变的元素。可加入0.005％或更多的V。然而，V含量过多可能会在焊接接头处形成硬质相例如碳化物，从而损害焊接接头的韧性。因此，V含量的上限设定为0.1％。

Cr的含量在0.05-1.0％的范围内。

Cr是一种增加淬透性和增强强度的元素。可加入0.05％或更多的Cr。然而，Cr含量过多可导致焊接接头的韧性降低。因此，Cr含量的上限设定为1.0％。

W的含量在0.05-0.5％的范围内。

W是一种对增强高温强度和增加沉淀有效的元素。因此，加入0.05％或更多的W。然而，W含量超过0.5％不利地影响焊接接头的韧性。

Zr的含量在0.005-0.5％的范围内。

Zr对于增加强度有效。因此，可加入0.005％或更多的Zr。然而，Zr含量超过0.5％损害焊接接头的韧性，因此其上限设定为0.5％。

根据本发明，加入Ca和/或REM以抑制残余奥氏体的晶粒生长。

Ca和/或REM是可在焊接过程中稳定焊弧并在焊接接头处形成氧化物的元素。此外，Ca和/或REM抑制冷却过程中奥氏体的晶粒生长并加快晶粒内铁素体的转变，从而增强焊接接头的韧性。为此，可加入0.0005％或更多的Ca，可加入0.005％或更多的REM。然而，Ca含量超过0.05％以及REM含量超过0.05％导致形成大氧化物，其可降低韧性。REM可通过使用选自铈(Ce)、镧(La)、钇(Y)、铪(Hf)等的一种或多种元素制成。

现在详细描述构成本发明钢的精细结构。

在本发明中，大线能量焊接后形成的焊接接头的精细结构是针状铁素体，其相分数需为85％或更高。这是因为所述针状铁素体组织有助于获得高强度和高韧性。铁素体和贝氏体的结合组织对冲击韧性有利但不确保焊接接头的强度。贝氏体和M-A组织的结合组织获得焊接接头的高强度但损害机械性能例如焊接接头的韧性，并增加低温开裂敏感性。出于此原因，本发明的组织包含针状铁素体作为主要组织，其余为多边形铁素体和不可避免地沉淀在晶界中的铁素体组织。

存在于焊接接头中的氧化物显著影响焊接后焊接接头的精细结构的转变。即，所述组织的生成和性能极大地受到分布的氧化物的种类、大小和数量的影响。特别是，高热输入焊接接头的冷却速率低，从而使得晶粒粗并导致从晶界形成诸如粗晶界铁素体、魏氏体铁素体、贝氏体的组织，其可降低焊接接头的性能。为防止性能下降，TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物以0.5μm或更小的间距均匀地分散在焊接金属中是很重要的。

此外，TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物的粒径被限定在0.01-0.1μm的范围内。小于0.01μm的粒径不足以加快在高热输入焊接接头处到针状铁素体的转变。另一方面，粒径超过0.1μm降低对奥氏体晶粒的锁定作用(即晶粒生长抑制)，并损害高热输入焊接接口的机械性能，因为它们像粗非金属夹杂物一样起作用。

需要足够数量的氧化物以充分地实现上述作用。因此，TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物的临界值需为1.0×10⁷/mm³或更多。

现在详细描述具有根据本发明形成的焊接接头的焊接结构钢。

本发明提供的高热输入焊接接头包括相分数为85％或更多的针状铁素体组织。在所述焊接接头中，粒径为0.01-0.1μm的TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物以0.5μm或更小的间距精细地分布。TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物的数量为1.0×10⁷/mm³。

除所述大线能量SAW方法以外，具有所述焊接接头的焊接结构钢还可用于多种大线能量焊接方法。可使用高冷却速率的大线能量焊接方法，因为高冷却速率有助于获得氧化物的精细分布和高热输入焊接接头中的精细结构。出于相同的原因，强制冷却和铜衬底可用于改善焊接接头的冷却速率。然而，应注意，将已知技术用于本发明只是对本发明的简单修改，应被理解为包括在本发明的范围内。

实施例

现在通过所附的图表对本发明的某些/典型方案进行详细的描述。

通过100kJ/cm或更高的热量输入的SAW制造具有如下表1所示的元素组成的焊接结构钢。可表现本发明效果的焊接接头中Ti/O、Ti/N、N/B、Mn/S和(Ti+4B)/N的值示于表2。

表1

表2

从焊接接头各自的中间部分取出评估以上述方法焊接的焊接接头机械性能的试件。对于拉伸试件，使用KS Standard No.4(KS B 0801)的试件。以100mm/min的滑块速度进行拉伸试验。基于KS Standard No.3(KS B 0809)的试件制备冲击试验试件。

使用图像分析仪和电子显微镜通过点计数测量显著影响焊接接口韧性的氧化物和复合氧化物的大小、数量和间距。基于100mm²评估待测试表面。用于大线能量焊接的焊接接头的冲击韧性的评估是通过将其加工成冲击试件并在-20℃在上面进行Charpy冲击试验而进行的。

焊接接头的性能的评估结果示于下表3。

表3

如上表3所示，在根据本发明制造的用于大线能量焊接的焊接结构钢中，TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物的数量为2×10⁸/mm³或更多。与之相对地，在对比钢中，TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物的数量为4.3×10⁶/mm³或更少。因此，可看出与对比钢相比，发明钢具有非常均匀和精细的复合沉淀，并且在复合沉淀的数量上也超过对比钢。

发明钢的精细结构包括作为主要组织的针状铁素体，以及多边形铁素体和不可避免地沉淀在晶界中的其他铁素体。由于所述针状铁素体的相分数为85％或更高，因此所述焊接接头与对比钢相比在大线能量SAW过程中表现优异的冲击韧性。

根据本发明的示例实施方案，具有根据本发明制造的焊接接头的焊接结构钢具有优异的抗张强度、伸长率、硬度性能和表面性能。

当结合优选实施方案展示和描述本发明时，本领域技术人员会明了，可进行修改和改变而不背离如所附权利要求书限定的本发明的精神和范围。

Claims

1.焊接结构钢，包括以重量计：

0.01-0.2％的C、0.1-0.5％的Si、1.0-3.0％的Mn、0.01-0.1％的Ti、0.5-3.0％的Ni、0.0003-0.01％的B、0.05-1.0％的Mo、0.004-0.008％的N、0.030％或更少的P、0.005-0.05％的Al、0.030％或更少的S、0.01-0.03％的O，余量的铁和不可避免的杂质。

2.权利要求1的焊接结构钢，其中Ti、O、N和B满足1.3≤Ti/O≤3.0、7≤Ti/N≤12、0.8≤N/B≤1.5和l l≤(Ti+4B)/N≤16的关系。

3.权利要求1的焊接结构钢，其中Mn和S满足220≤Mn/S≤400的关系。

4.权利要求1或2的焊接结构钢，还包括：选自0.01-2.0％的Cu、0.0001-0.1％的Nb、0.005-0.1％的V、0.05-1.0％的Cr、0.05-0.5％的W和0.005-0.5％的Zr的一种或多种元素。

5.权利要求4的焊接结构钢，其中当一起加入Cu和Ni时，它们的总含量以重量计为3.5％或更少。

6.权利要求1或2的焊接结构钢，还包括0.0005-0.05％的Ca、0.005-0.05％的REM或两者。

7.权利要求1或2的焊接结构钢，其中所述焊接结构钢的焊接接头的精细结构包括组织分数为85％或更多的针状铁素体，余量的多边形铁素体和其他晶界铁素体。

8.权利要求1或2的焊接结构钢，其中TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物以0.5μm或更小的间距均匀地分散在焊接接头的组织中。

9.权利要求8的焊接结构钢，其中TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物的粒径为0.01-0.1μm。

10.权利要求8的焊接结构钢，其中所述焊接接头中，TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS复合氧化物的数量为1.0×10⁷/mm³或更多。