CN1236092C - 在焊接热影响区具有优良韧性的钢板及其制造方法和使用该钢板的焊接结构 - Google Patents

在焊接热影响区具有优良韧性的钢板及其制造方法和使用该钢板的焊接结构 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种具有良好的热影响区韧性的焊接结构钢，按照重量百分比包括：0.03-0.17%C，0.01-0.5%Si，0.4-2.0%Mn，0.005-0.2%Ti，0.0005-0.1%Al，0.008-0.030%N，0.0003-0.01%B，0.001-0.2%W，至多0.03%P，至多0.03%S，至多0.005%O，剩余部分为Fe以及少量的杂质，同时满足下述条件：1.2≤Ti/N≤2.5，10≤N/B≤40，2.5≤Al/N≤7，以及6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14，并具有基本上由晶体大小为20μm或更小的铁素体和珠光体复合结构组成的微结构。

Description

在焊接热影响区具有优良韧性的钢板及其制造方法和 使用该钢板的焊接结构
技术领域
本发明涉及适合用于建筑、桥梁、船舶建造、船用结构、钢管、管道等的结构钢产品。更具体地说，本发明涉及具有微细母体(matrix)结构的焊接结构钢产品，其中，表现出高温稳定性的TiN的析出物均匀地散布，使其在热影响区具有优良的韧性，同时在热影响区和母体之间的韧性差别最小。本发明还涉及制造这种焊接结构钢产品的方法，以及使用该焊接结构钢产品的焊接结构。
背景技术
近来，建筑物和其他结构的高度和尺寸不断增加，具有增大尺寸的钢产品的使用正在不断地增加。也就是说，厚的钢产品的使用不断增加。为了焊接这些厚钢产品需要使用高效率的焊接方法。对于厚钢产品的焊接技术，能够进行单道次焊接的热输入埋弧焊工艺，以及电焊工艺已经广泛地应用。能够进行单道次焊接的热输入焊接工艺可用于需要焊接钢板厚度达25mm或25mm以上的船舶建造和桥梁建造中。
一般地说，在较高热量的输入中可以减少焊接道次的数目，这是因为被焊接的金属量增加。因此在能够利用热输入焊接的地方就焊接效率而言具有优点。也就是说，在利用增加热输入的焊接工艺的情况下，其应用可以变得更广泛。一般地说，用在焊接工艺中的热输入其范围在100到200kJ/cm。为了焊接厚度达到50mm或50mm以上的钢板，需要利用其范围为200到500kJ/cm的超高热量输入。
在高热量输入应用于钢产品的地方，热影响区，特别是在熔融边界附近的区域，被输入的焊接热加热到接近于钢产品的熔点的温度。结果，在热影响区引起晶粒生长，使得形成变粗的晶粒结构。而且当钢产品经受冷却处理时，微细结构的韧性变差，例如可能形成贝氏体和马氏体。因此，热影响区可能是一个韧性变差的部位。
为了确保焊接结构所需要的稳定性，必须抑制热影响区奥氏体的生长，以便使焊接构件能够保持微细结构。满足这一要求的已知方法是在高温下的氧化物稳定技术，或钛基碳氮在钢中的适当弥散，以便延迟焊接过程中热影响区中晶粒的生长。这种技术公开在下列日本专利公告中，公开号为：Hei.12-226633，Hei.11-140582，Hei.10-298706，Hei.9-194990，Hei.9-324238，Hei.8-60292，Hei.5-186848，Sho.58-31065，Sho.61-79745，和Sho.64-15320，以及Journal of Welding Society(日本焊接学会杂志)52卷第2期第49页。
公开在日本专利公告第Hei.11-140582中的该技术是一种典型的利用TiN析出物的技术。这种技术提出，当热输入为100J/cm(最高加热温度为1400℃)时，结构钢在0℃时具有的冲击韧性为200J(而在母体中大约为300J)。根据这种技术，Ti/N的比例控制在4到12，以便在5.8×103/mm2到8.1×104/mm2的密度下形成TiN析出物的晶粒大小为0.05μm或更小，而在3.9×103/mm2到6.2×104/mm2的密度下形成TiN析出物的晶粒大小为0.03到0.2μm，从而确保在焊接部位具有所希望的韧性。然而，根据这种技术，在实施高热输入焊接工艺的部位在母体和热影响区都表现出相当低的韧性。例如，在母体和热影响区在0℃时具有的冲击韧性分别为300J和220J。而且，由于在母体和热影响区之间存在大到约100J的韧性差，因此利用由超高热输入的焊接工艺所得到的厚钢产品钢结构很难确保所希望的可靠性。加之，为了为了获得所希望的TiN析出物，该技术将钢材板坯加热到1050℃或更高，使被加热的钢材板坯淬火，并再加热该淬火的钢材板坯用于随后的热轧工艺。由于这种双重热处理增加了制造成本。
一般地说，钛基析出物用来在1200到1300℃的范围内抑制奥氏体晶粒的生长。然而，当钛基析出物在1400℃或更高的温度下保持较长的时间时，相当数量的TiN析出物被再一次溶解。因此防止TiN析出物的溶解非常重要，以便在热影响区确保所希望的韧性。然而，在超高热输入焊接工艺中将TiN析出物在1350℃下保持相当长的时间的情况下，能够在热影响区明显改善韧性的有关技术并未公开。特别是，尚未有一种技术能够使热影响区和母体中具有相等的韧性。如果解决了上述问题，那末将能够获得用于厚钢产品的超高热输入焊接方法。因此，在这种情况下，能够获得很高的焊接效率同时能够增加钢结构的高度并确保这些钢结构具有所希望的可靠性。
发明内容
因此，本发明的目的是提供一种焊接结构钢产品，其中在中等热输入到超高热输入的焊热输入范围内，表现出高温稳定性的TiN的微细多元析出物均匀地弥散，以使得它在热影响区具有优良的韧性，同时在母体和热影响区之间具有最小的韧性差别，并提供制造该焊接结构钢产品的方法，以及提供利用该焊接结构钢产品的焊接构件。
根据一方面，本发明提供具有优良的热影响区韧性的焊接结构钢产品，根据重量百分比，所述钢产品包括，0.03-0.17％C，0.01-0.5％Si，0.4-2.0％Mn，0.005-0.2％Ti，0.0005-0.1％Al，0.008-0.030％N，0.0003-0.01％B，0.001-0.2％W，最多0.03％P，最多0.03％S，最多0.005％O，其余部分为Fe以及少量的杂质，同时满足下述条件：1.2≤Ti/N≤2.5，10≤N/B≤40，2.5≤Al/N≤7，以及6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14，并具有基本上由晶体粒大小为20μm或更小的铁素体和珠光体复合物组成的微结构。
根据另一方面，本发明提供一种用于制造焊接结构钢产品的方法，包括如下步骤：
制备钢材板坯，按重量百分比，该板坯含有0.03-0.17％C，0.01-0.5％Si，0.4-2.0％Mn，0.005-0.2％Ti，0.0005-0.1％Al，0.008-0.030％N，0.0003-0.01％B，0.001-0.2％W，最多0.03％P，最多0.03％S，最多0.005％O，其余部分为Fe以及少量的杂质，同时满足下述条件：1.2≤Ti/N≤2.5，10≤N/B≤40，2.5≤Al/N≤7，以及6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14；
将钢材板坯在1100℃-1250℃的温度范围内加热60-180分钟；
在奥氏体再结晶范围内以40％或更多的轧制减少率热轧被加热的钢材板坯；以及
以1℃/min或更快的速度将被热轧的钢材板坯冷却到相应于铁素体转变完成温度的±10℃。
根据另一方面，本发明提供一种用于制造焊接结构钢产品的方法，包括如下步骤：
制备钢材板坯，按重量百分比，该板坯含有0.03-0.17％C，0.01-0.5％Si，0.4-2.0％Mn，0.005-0.2％Ti，0.0005-0.1％Al，最多0.005％N，0.0003-0.01％B，0.001-0.2％W，最多0.03％P，最多0.03％S，最多0.005％O，其余部分为Fe以及少量的杂质；
将钢材板坯在1100℃-1250℃的温度范围内加热60-180分钟，同时氮化处理钢材板坯以控制氮的含量为0.008-0.03％，并满足下述条件：1.2≤Ti/N≤2.5，10≤N/B≤40，2.5≤Al/N≤7，以及6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14；
在奥氏体再结晶范围以40％或更多的轧制减少率热轧被氮化处理的钢材板坯；以及
以1℃/min或更快的速度将被热轧的钢材板坯冷却到相应于铁素体转变完成温度的±10℃。
根据其它方面，本发明提供利用根据权利要求1-6中任一项所述的焊接结构钢产品所制造的具有优良的热影响区韧性的焊接构件。
具体实施方式
现在详细描述本发明。
在本说明书中，“前奥氏体”表示当用高热输入焊接工艺施加在钢产品时形成在钢产品的热影响区的奥氏体。这些奥氏体区别于在制造过程(热轧工艺)中形成的奥氏体。
仔细观察在钢产品(母体)中热影响区的前奥氏体的生长方式之后，及对钢产品实施用高热输入的焊接工艺时在冷却过程中发生的前奥氏体相变，本发明人发现，参照前奥氏体的临界晶粒尺寸，即大约80μm，热影响区在韧性方面发生变化，并且韧性随着微细铁素体百分比的增加而增加。
在这种观察的基础上，本发明的特征在于：
(1)在钢产品(母体)中均匀地弥散TiN析出物，同时减少代表TiN析出物的高温稳定性的可溶解性成分；
(2)将钢产品(母体)铁素体的晶粒大小减小到临界尺寸或更小，以便控制热影响区的前奥氏体，使其晶粒大小在大约80μm或更小；
(3)减小钢产品(母体)中的Ti/N的比例，以有效地形成BN和AlN析出物，因而提高热影响区的铁素体的份额，同时控制铁素体，使其具有能有效地改进韧性的针状或多边形结构。
下面将详细描述本发明的上述特征(1)、(2)、(3)。
(1)TiN析出物
在对结构钢产品进行高热输入焊接的部位，靠近熔融边界的热影响区被加热到约1400℃或以上。结果，在母体中的TiN析出物由于焊接热而部分地溶解。否则发生Ostwald催熟现象。也就是说，具有小晶粒尺寸的析出物被溶解，使得它们以具有大晶粒尺寸的析出物形式扩散。根据Ostwald催熟现象，部分析出物变粗。而且TiN析出物的密度明显地减小，使抑制前奥氏体晶粒生长的作用消失。
观察到TiN析出物的特性的变化取决于Ti/N的比例，同时考虑到上述现象可能是由于当弥散在母体中的TiN析出物由于被焊接热溶解而发生的Ti原子扩散所引起的，本发明人发现新的因素，即在高氮浓度条件下(即低Ti/N比)，溶解的Ti原子的浓度和扩散率减少，从而获得提高的TiN析出物高温稳定性。这就是说，当钛与氮的比例(Ti/N)在1.2-2.5的范围内，溶解的钛的量大大地减少，从而使TiN析出物具有提高的高温稳定性。在这种情况下，晶粒大小为0.01-0.1μm的微细TiN析出物以1.0×107/mm2或更高的密度弥散，同时具有0.5μm或更小的均匀间隔。这种令人吃惊的结果假定基于这样的事实，即代表TiN析出物的高温稳定性的可溶性成分随着氮含量的减少而减少，因为在钛的含量不变的条件下当氮含量增加时，所有的溶解的钛原子很容易与氮原子结合，并且在高氮浓度条件下溶解的钛的量减少。
本发明人还发现一个有趣的事实，即，即使当用含氮量为0.005％或更低的钢材板坯制造高氮钢，以便使钢材板坯表面不易产生裂纹，并将低氮钢放在板坯加热炉内进行渗氮处理，也可以获得上述定义的所希望的TiN析出物，Ti/N比例控制在1.2-2.5。这是根据这样的事实进行分析，即当按照在钛含量不变的条件下进行渗氮处理使氮含量增加，所有的溶解的钛原子很容易与氮原子结合，因此减少了代表TiN析出物的高温稳定性的的TiN的可溶成分。
根据本发明，除了控制Ti/N比例之外，考虑到由于在高氮条件下可溶氮的存在可能发生促进时效这样一个事实，N/B、Al/N、以及V/N的各自比例、氮的含量、及及Ti+Al+B+(V)的总含量一般都控制，以便析出形式是BN、AlN、和VN的N。根据本发明，如上所述，通过控制TiN析出物的密度和取决于Ti/N比例的TiN析出物的可溶性成分，将母体和热影响区之间的韧性差减小到30J或更小。这个方案明显地不同于现有的析出物控制方案(日本专利公告号Hei.11-140582)，其中，仅通过增加Ti(Ti/N≥4)的含量而增加TiN析出物的的量。
(2)钢(母体)的微结构
通过研究之后，本发明人发现，为了控制热影响区的前奥氏体，使其具有约80μm或更小的晶粒尺寸，除了控制析出物之外，在铁素体和珠光体的复合母体结构中形成微细的铁素体晶粒十分重要。可以根据热轧过程中的奥氏体细化或采用碳化物(WC和VC)来抑制冷却过程中的铁素体晶粒生长，而获得微细的铁素体晶粒。
(3)热影响区的微结构
通过研究之后，本发明人还发现，热影响区的韧性不仅仅受当母体被加热到1400℃形成的前奥氏体大小的影响，还受在冷却期间前奥氏体晶粒边界析出的铁素体的数量和形状的影响。换句话说，考虑到热影响区的韧性，减小前奥氏体的尺寸，同时增加铁素体的数量是十分重要的。特别是，最好是在奥氏体晶粒中产生多边形铁素体或针形铁素体的转变。为此转变，根据本发明，利用AlN、Fe23(B，C)6和BN析出物。
下面结合被制造的钢产品的相应成分和用于该钢产品的制造方法来描述本发明。
焊接结构钢产品
首先描述根据本发明的焊接结构钢产品的成分。
根据本发明，碳(C)的含量被限制在0.03-0.17的重量百分比(以下用％来代替)。
当碳的含量少于0.03％时，不能确保结构钢足够的强度。另一方面，当C的含量超过0.17％时，在冷却期间，产生弱韧性转变，如上贝氏体、马氏体及退化的珠光体，因此使结构钢具有变差的低温冲击韧性，此外还增加焊接区的硬度或强度，从而使韧性下降并产生焊接裂纹。
硅(Si)的含量限制在0.01-0.5％的范围内。
当硅的含量少于0.01％时，在钢的制造过程中它不能获得足够的熔融钢的去氧效果。在这种情况下，钢产品也具有变差的抗腐蚀性。另一方面，当硅含量超过0.5％时，表现出饱和的去氧作用。此外，由于在轧制工艺之后的冷却过程产生硬化能力增加，促进组成马氏体M-A的转变。结果，低温冲击韧性变差。
锰(Mn)的含量限制在0.4-2.0％的范围内。
对于改善去氧作用、可焊接性、热加工性以及钢的强度，锰是一种有效的元素。锰在母体中形成替代性固溶体，因而固溶体强化母体以确保所希望的强度和韧性。为了获得这种效果，希望锰在成分中的含量保持在0.4％或以上。然而，当锰的含量超过2.0％时固溶体增强作用不再增加。反而产生猛的偏析作用(segregation)。这将引起结构的不均匀性，负面影响热影响区的韧性。此外根据钢凝固过程的偏析机制，产生宏观离析和微观偏析，从而促进在轧制过程中在母体中形成中心偏析带。这种中心偏析带是在母体中形成中心低温转变结构的因素。特别是，锰以MnS的形式析出在钛基氧化物周围，它促进针形和多边形铁素体的产生，以便有效改善热影响区的韧性。
钛(Ti)的含量限制在0.005-0.2％的范围内。
钛是本发明的重要元素，因为它与氮结合形成在高温下稳定的微细TiN析出物，为了获得析出微细TiN晶粒的这种作用，希望将钛的含量加到0.005％或以上。然而，当钛的含量超过0.2％时，将会在熔融钢中形成粗大的TiN析出物和钛的氧化物。在这种情况下，它不可能抑制热影响区的前奥氏体的生长。
铝(Al)的含量限制在0.0005-0.1％的范围内。
铝元素不仅需要作为去氧剂，还用来在钢中形成微细的AlN。铝还与氧反应形成氧化铝。因此铝有助于于钛形成微细TiN析出物而不与氧反应，为了形成微细TiN析出物，铝应当加到0.0005％或以上。然而，当铝的含量超过0.1％时，AlN析出后的剩余铝在冷却过程中促进热影响区的魏氏(Widmanstatten)铁素体和具有弱韧性的M-A组成马氏体的形成。结果，当实施高热输入焊接工艺时热影响区的韧性下降。
氮(N)的含量限制在0.008-0.03％的范围内。
氮是形成TiN、AlN、BN、VN、NbN等的基本元素。当实施高热输入焊接工艺时，氮用来尽可能多地抑制热影响区的前奥氏体晶粒的生长，同时增加TiN、AlN、BN、VN、NbN等析出物的数量。氮含量的下限定在0.008％，这是因为氮显著影响晶粒的大小、间隔以及TiN和AlN析出物的密度、这些析出物与氧形成复合析出物的频率、以及这些析出物的高温稳定性。然而，当氮的含量超过0.03时，这些作用达到饱和。在这种情况下，由于热影响区可溶氮的量增加引起韧性下降。而且，随着焊接过程中发生的稀释效应，剩余的氮可能包含在焊接金属中，因此引起焊接金属韧性的下降。所以将氮含量的上限定在0.03％。
同时，根据本发明所使用的板坯可能是低氮钢，随后可以对其进行渗氮处理以形成高氮钢。在这种情况下，为了降低板坯产生裂纹的可能性，板坯的氮含量为0.0005％或更低。然后对板坯再进行包括渗氮处理的热处理，以便制造含氮量为0.008-0.03％的高氮钢。
硼(B)的含量限制在0.0003-0.01％的范围内。
硼形成BN析出物，从而抑制前奥氏体晶粒的生长。同时硼在晶粒边界和晶粒内形成铁硼碳化物，因而促进具有优良韧性的针形和多边形铁素体的转变。当硼的含量低于0.0003％时不能产生这种作用。另一方面，当硼的含量超过0.01％时产生不希望的硬化性，使热影响区存在硬化的可能性，并产生低温裂纹。
钨(W)的含量限制在0.001-0.2％的范围内。
当对钨进行热轧处理时，钨在母体中形成碳化钨(WC)形式的均匀析出物，因而在铁素体转变后有效地抑制铁素体晶粒的生长。在对热影响区进行热处理的初始阶段钨也用来抑制前奥氏体晶粒的生长。当钨的含量低于0.001％时，用来在热轧处理后的冷却过程中抑制铁素体晶粒生长的碳化钨的弥散密度不足。另一方面，当钨的含量超过0.2％时钨的作用不希望地饱和。
磷(P)和硫(S)的含量分别限制在0.030％或更低。
由于磷在热轧过程中是引起中心偏析的杂质并在焊接过程中产生高温裂纹，因此希望将磷的含量控制在尽可能低的水平。为了改善热影响区的韧性并减少中心偏析，希望将磷控制在0.03％或更低。
当硫的含量超量时，它可能形成低熔点化合物如FeS。因此，也希望将它控制在尽可能低的水平。由于降低了母体的韧性、热影响区的韧性和产生中心偏析，硫的含量也优选为0.03％或更低。硫是以MnS的形式析出在钛基氧化物周围，所以它促进针形和多边形的铁素体形成，有效地改善热影响区的韧性。考虑到焊接过程中形成高温裂纹，硫的含量优选为0.003％-0.03％。
氧(O)的含量限制在0.005％或更低。
当氧的含量超过0.005％时，钛在熔融的钢中形成钛的氧化物，使它不能形成TiN析出物。因此，氧的含量不希望超过0.005％。而且，可能包括形成例如粗大铁的氧化物和铝的氧化物，它们负面影响母体的韧性。
根据本发明Ti/N的比例限制在1.2-2.5的范围内。
当Ti/N的比例被限制在上述所限定的希望的范围内时，具有两个优点：
第一，能够增加TiN析出物的密度并均匀地弥散这些TiN析出物。即，当在钛的含量为常量的条件下增加氮的含量时，在连续铸造过程(在高氮钢的情况下)中或在渗氮处理(在低氮钢的情况下)后的冷却过程中所有溶解的钛原子很容易与氮原子结合，使TiN析出物形成并以增加的密度弥散。
第二，代表TiN析出物高温稳定性的TiN溶解性成分减少，因此防止钛的再溶解。这就是说，与高氮条件下的溶解钛相比，钛具有较强的与氮的结合性质。因此在高温条件下TiN析出物是稳定的。
因此，根据本发明Ti/N的比例控制在1.2-2.5的范围内。当Ti/N的比例少于1.2时，溶解在母体中的氮的量增加，因而降低热影响区的韧性。另一方面，当Ti/N的比例多于2.5时，形成粗TiN颗粒。在这种情况下，很难获得TiN的均匀弥散。而且，以TiN的形式保持未析出的过剩的钛呈溶解状态，使它负面影响热影响区的韧性。
N/B的比例限制在10-40的范围内。
当N/B的比例少于10时，用来在前奥氏体晶体边界促进多边形铁素体转变的BN在焊接工艺后的冷却过程中的析出量不足。另一方面。当N/B的比例多于40时，BN的作用达到饱和。在这种情况下，溶解氮的量增加，因而降低热影响区的韧性。
Al/N的比例限制在2.5-7。
当Al/N的比例小于2.5时，用于引起转变成针形铁素体的AlN析出物弥散的密度不足。而且，在热影响区溶解的氮的数量增加，因此能够引起焊接裂纹的产生。另一方面，当Al/N的比例大于7时，因控制Al/N的比例所获得的效果饱和。
(Ti+2Al+4B)/N的比例限制在6.5-14的范围内。
当(Ti+2Al+4B)/N的比例小于6.5时，TiN、AlN、BN和VN析出物的晶粒大小和密度都不足够，使其不能实现抑制在热影响区的前奥氏体晶粒生长、微细多边形铁素体在晶粒边界的形成、溶解氮的数量的控制、在晶粒内针形和多边形铁素体的形成、结构成分百分比的控制。另一方面，当(Ti+2Al+4B)/N的比例大于14时，控制(Ti+2Al+4B)/N的比例所获得的效果达到饱和。当加入V时，(Ti+2Al+4B+V)/N的比例优选为7-17的范围内。
根据本发明，钒(V)也可以被选择性地加入到上述限定的钢的成分中。
钒是与氮结合形成VN的元素，因而促进铁素体在热影响区的形成。VN是单独地析出的，或析出在TiN析出物中，因此促进铁素体的转变。还有，钒与碳结合形成碳化物，即VC。VC用来在铁素体转变后抑制铁素体的生长。
因此，钒进一步改善母体的韧性和热影响区的韧性。根据本发明，钒的量优选为限制在0.01-0.2％的范围内。当钒的含量小于0.01％时，析出的VN的数量不足以获得促进热影响区的铁素体转变的效果。另一方面，当钒的含量超过0.2％时，母体的韧性和热影响区的韧性均降低。在这种情况下，增加焊接的硬化性。由于这个原因，存在形成不希望的低温焊接裂纹的可能性。
当加入钒时，V/N的比例优选控制为0.3-9。
当V/N的比例小于0.3时，很难保证弥散在TiN和MnS复合析出物边界的VN析出物的适当的密度和晶粒的大小，所述TiN和MnS复合析出物用于改善热影响区的韧性。另一方面，当V/N的比例超过9时，弥散在TiN和MnS复合析出物边界的VN析出物可能变粗，因此减少这些VN析出物的密度。结果，有效改善热影响区韧性的铁素体的分数可能会减少。
为了进一步改善机械性能，根据本发明具有上述限定成分的钢可以加入一种或多种选自下述的元素：Ni、Cu、Nb、Mo和Cr。
镍(Ni)的含量优选限制在0.1-3.0％的范围内。
根据固体溶解增强作用，镍是一种有效地改善母体的强度和韧性的元素。为了获得这种作用，镍的含量优选为0.1％或更多。然而，当镍的含量超过3.0％时，产生增加的硬化性，因而，热影响区的韧性降低。而且在热影响区和母体中都存在产生高温裂纹的可能性。
铜(Cu)的含量限制在0.1-1.5％的范围内。
铜是一种溶解在母体中的元素，因而固体溶解增强该母体。也就是说，铜对于确保母体的强度和韧性是有效的。为了获得这种效果，铜的含量应当加到0.1％或以上。然而，当铜的含量超过1.5％时，热影响区的硬化性增加，因而引起韧性的下降。而且，促进在热影响区和焊接金属中形成高温裂纹。特别是，铜与硫一起以CuS的形式析出在钛基氧化物的周围，因此影响能够有效地实现改善热影响区韧性的针形和多边性结构铁素体的形成。因此，铜的含量优选为0.1-1.5％。
当铜和镍组合使用时，铜和镍的总含量优选为3.5％或以下。当铜和镍的总含量多于3.5％时，硬化性不希望地增加，因此负面影响热影响区的韧性和可焊接性。
铌(Nb)的含量限制在0.01-0.10％的范围内。
铌是一种能有效确保母体所希望的强度的元素。当铌的添加量少于0.01％时不能得到这种作用。然而，当铌的含量超过0.1％时粗大的NbC可能单独析出，负面影响母体的韧性。
钼(Mo)的含量优选限制在0.05-1.0％的范围内。
钼是一种增加硬化性同时改善强度的元素。为了确保所希望的强度，钼的添加量必须为0.05％或以上。然而，类似于铬，为了抑制热影响区变硬和低温焊接裂纹的形成，钼含量的上限定为0.1％。
铬(Cr)的含量优选限制在0.05-1.0％的范围内。
铬用来增加硬化性并改善强度。在铬的含量少于0.05％时，不能获得所希望的强度。另一方面，当铬的含量超过1.0时，在母体中和热影响区的韧性均下降。
根据本发明，为了在加热过程中抑制热影响区的前奥氏体的生长，在上述限定的钢的成分中，也可以添加钙(Ca)和REM中的一种或两种都添加。
钙和REM用来形成具有良好的高温稳定性的氧化物，因而在加热过程中抑制母体中的前奥氏体的生长，同时改善热影响区的韧性。还有，钙在炼钢过程中具有控制粗大MnS的形状的作用。为了这种效果，钙优选的添加量为0.0005％或以上，而REM优选的添加量为0.005％或以上。然而，当钙的含量超过0.005％或REM的含量超过0.05％时，形成大尺寸的杂质和簇群，因而减低钢的纯度。对于REM，可以采用铈、镧、钇和铪中的一种或多种。
现在将描述根据本发明的焊接结构钢产品的微结构。
优选地，根据本发明的焊接结构钢产品的微结构是一种铁素体和珠光体的复合结构。同时。铁素体优选具有的粒度大小限制在20μm或以下。在铁素体的粒度大小超过20μm，当进行热输入焊接工艺时，在热影响区的前奥氏体晶粒的粒度具有80μm或以上的尺寸，因而热影响区的韧性下降。
当铁素体和珠光体的复合结构中铁素体的所占分数增多，母体的韧性和延伸率相应地增大。因此，铁素体的分数确定为20％或以上，优选为70％或以上。
同时，当钢产品(母体)中的铁素体的晶粒具有不变的尺寸时，在热影响区的前奥氏体晶粒受弥散在母体中的氮化物大小和密度的显著影响。当进行高热输入焊接(加热温度为1400℃)时，弥散在母体中的30-40％氮化物在再一次溶解在母体中，因而，降低了抑制热影响区的前奥氏体晶粒生长的作用。
为此，考虑到再次溶解的氮化物的含量，必须在母体中弥散超量的氮化物。根据本发明，为了抑制热影响区的前奥氏体晶粒的生长，微细的TiN析出物均匀地弥散，因此，能够有效地抑制使析出物变粗的Ostwald催熟现象。
优选，TiN析出物均匀地弥散在母体中同时具有0.5μm或更小的间隔。
更优选地，TiN析出物的粒度为0.01-0.1μm，并且密度为1.0×107/mm2。当TiN析出物的粒度小于0.01μm时，在利用高热输入的焊接过程中很容易再一次溶解在该母体中，因此它们不能有效地抑制奥氏体晶粒的生长。另一方面，当TiN析出物的粒度大于0.1μm时，它们对奥氏体晶粒的锁住效应(pinning effect)(晶粒生长的抑制)不足，并且如同粗的非金属杂质，因而负面影响机械性能。当微细析出物的密度小于1.0×107/mm2，在进行利用高热输入的焊接过程时，难于将热影响区的临界奥氏体晶粒大小控制在80μm或更小。
制造焊接结构钢产品的方法。
根据本发明，首先制备具有上述限定的成分的板坯。
本发明的钢材板坯可以利用常规的精炼工艺和去氧工艺处理的熔融的钢，通过铸造工艺，用常规的工艺制造。然而，本发明不限于这种方法。
根据本发明，熔融的钢在转炉中进行基本精炼，并倒入钢包，以便可以进行“炉外的精炼(refining outside furnace)”作为辅助的精炼工艺。在厚产品的情况下，例如焊接结构钢产品，在“炉外的精炼”工艺之后进行脱气处理(Ruhrstahi Hereaus(RH)工艺)是理想的。通常，脱氧是在基本精炼和辅助精炼工艺之间进行。
在脱氧工艺中，最希望的是在根据本发明溶解的氧已经被控制在不多于合适水平的情况下加入钛，这是因为大多数钛溶解在熔融的钢中而不形成任何氧化物。在这种情况下，去氧作用强于钛的元素优选在加入钛之前被加入。
这将在下面详细地描述。溶解的氧的数量主要决定于氧化物产生的方式。在去氧剂具有较高的氧亲合力的情况下，他们与钢中的氧结合率较高。因此，在添加钛之前，当使用去氧作用高于钛的元素进行去氧时，能够尽可能地防止钛形成氧化物。当然，去氧可以在这样的条件下进行，即在加入比钛具有更高的去氧作用的元素，例如，铝，之前，加入属于钢的5种元素的锰、硅等。去氧之后，用铝进行辅助去氧。在这种情况下，其优点是能够减少加入去氧剂的数量。各去氧剂的去氧效果如下：
Cr＜Mn＜Si＜Ti＜Al＜REM＜Zr＜CaMg
从上面的描述很清楚地看出，根据本发明，在添加钛之前添加去氧作用比钛高的元素可以将氧控制在尽可能低的数量。优选，溶解的氧的数量被控制在30ppm或以下。当溶解的氧的数量超过30ppm时，钛可以与存在于熔融钢中的氧结合，因而形成钛的氧化物。结果溶解的钛减少。
优选，在控制溶解的氧的数量之后，添加钛在10分钟之内完成，其条件是钛的含量在0.005％-0.2％的范围内。这是因为由于添加钛之后生成钛的氧化物，而使溶解的钛的数量可能随着时间的消失而减少。
根据本发明，添加钛可以在真空去气处理前或后任何时候进行。
根据本发明，利用如上所述制备的熔融钢可以制造钢材板坯。当制备的钢是低氮钢时(需要进行渗氮处理)，可以进行连续地铸造工艺，与其铸造速度无关，即与低铸造速度或高铸造速度无关。然而，当熔融钢是高氮钢时，从生产率改进的角度，并且考虑到高氮钢具有形成板坯表面裂纹的高可能性，以低铸造速度铸造熔融的钢，同时在辅助冷却区保持较弱的冷却条件。
优选地，连续铸造工艺的铸造速度为1.1m/min，低于通常的铸造速度，即约1.2m/min的速度。更优选地，铸造速度控制控制在0.9-1.1m/min。在铸造速度小于0.9m/min时，虽然具有减少板坯表面裂纹的优点，但生产率下降。另一方面，当铸造速度高于1.1m/min时，板坯表面形成裂纹的可能性增加，当钢在0.9-1.2m/min的低速下铸造时，即使在低氮钢的情况下，也可以获得较好的内部质量。
同时，希望控制在辅助冷却区的冷却条件，因为冷却条件影响TiN析出物的细度和均匀弥散。
对于高氮熔融钢，在辅助冷却区的喷水量确定为用于弱冷却的0.3-0.35l/kg。当喷水量少于0.3l/kg时，产生粗的TiN析出物。结果，难于为了获得根据本发明所希望的效果而控制TiN析出物晶粒的大小和密度。另一方面，当喷水量多于0.35l/kg时，形成TiN析出物的频率太低，以至于难于为了获得根据本发明所希望的效果而控制TiN析出物晶粒的大小和密度。
此后，加热根据本发明如上所述制备的钢材板坯。
在含氮量为0.008-0.030％的高氮钢板坯的情况下，在1100℃-1250℃加热60-180分钟。当钢材板坯的加热温度低于1100℃时，溶质原子的扩散速率太低，因此减少了TiN析出物的密度。另一方面，当板坯的加热温度高于1250℃时，TiN析出物变粗或被溶解，因此减少了析出物的密度。同时，当板坯的加热时间少于60分钟时，达不到减少溶质原子偏析的作用。而且，溶质原子扩散，以至于给定时间不足以使溶质原子扩散而形成沉淀析出物。当加热时间超过180分钟时，奥氏体晶粒变粗。在这种情况下，生产率会下降。
对于含氮量为0.005％的低氮钢来说，根据本发明，钢材板坯在加热炉中进行渗氮处理，以便获得高氮钢坯厚钢板板坯钢材钢材板坯同时调节钛与氮之间的比例。
根据本发明，为了将钢材板坯的含氮量控制在优选为0.008-0.030％，低氮钢材板坯在在1100-1250℃加热60-180分钟，以对其进行渗氮处理。为了确保在板坯的TiN析出物具有适当的数量，钢材板坯中氮的浓度应当为0.008％或以上。然而，当氮的含量超过0.03％时，氮可能扩散到钢材板坯中，因此使钢材板坯表面氮的含量多于以微细的TiN析出物形式析出的氮的数量。结果，钢材板坯的表面变硬，因而负面影响随后的轧制工艺。
当板坯的加热温度低于1100℃时，氮不能充分地扩散，因此使TiN析出物的密度低。虽然可以通过增加加热时间来增加TiN析出物的密度，但这将增加制造成本。另一方面，当加热温度高于1250℃时，加热过程中板坯中产生奥氏体晶粒生长，负面影响随后进行的轧制过程的再结晶。当板坯的加热时间少于60分钟时，不能获得所希望渗氮效果。另一方面，当加热时间超过180分钟时，制造成本增加。而且，板坯中出现奥氏体晶粒生长，将负面影响随后的轧制工艺。
优选地，进行渗氮处理将板坯控制在如下的比例：Ti/N的比例为1.2-1.5，N/B的比例为10-40，Al/N的比例为2.5-7，(Ti+2Al+4B)/N的比例为6.5-14，V/N的比例为0.3-9，以及(Ti+2Al+4B+V)/N的比例为7-17。
之后，被加热的钢材板坯在奥氏体再结晶温度范围内(约850-1050℃)以40％或更高的轧制减少率进行热轧。奥氏体再结晶温度范围取决于钢的成分和前述的轧制减少率。根据本发明，考虑到一般的轧制减少率，奥氏体再结晶温度范围确定为850-1050℃。
当热轧温度低于850℃时，由于热轧温度是在非结晶温度范围内，结构在轧制过程中变成细长的奥氏体。因为这个原因，在随后的冷却过程中很难得到微细的铁素体。另一方面，当热轧温度高于1050℃时，根据再结晶形成的再结晶奥氏体晶粒会生长，所以它们变粗。结果，在冷却过程中很难得到微细的铁素体晶粒。还有，当在轧制过程中累积或单道次轧制减少率少于40％时，在奥氏体晶粒中没有足够的格点用来形成铁素体核。结果，不能由于奥氏体的再结晶而获得足够微细的铁素体晶粒的效果。
被轧制的钢材板坯然后以1℃/min或更快的速率冷却到铁素体转变完成温度的±10℃范围。优选地，被轧制地钢材板坯以1℃/min或更快的速率冷却到铁素体转变完成温度，然后在空气中冷却。
当然，即便轧制的钢以1℃/min的速冷却到正常温度，铁素体的完成也不会有任何问题。然而，由于这样不经济所以不希望这样。虽然被轧制的钢材板坯以1℃/min或更快的速率冷却到铁素体转变完成温度的±10℃，但它可以防止铁素体晶粒的生长。当冷却速率小于1℃/min时，发生再结晶的铁素体晶粒生长。在这种情况下，难以得到20μm或更小的铁素体晶粒。
从上述说明，很显然，能够制造一种钢产品，该钢产品的微结构具有铁素体和珠光体的复合结构，同时通过控制制造条件，例如加热和轧制条件，并且调节钢产品的成分，例如，Ti/N的比例，使该产品具有良好的热影响区韧性。也可以有效地制造一种钢产品，其中晶粒大小为0.01-0.1μm的微细的TiN析出物以1.0×107/mm2或更高的密度析出并具有0.5μm或更小的间隔。
同时，可以采用作为铸造工艺的连续铸造工艺或模铸工艺制造板坯。当使用高冷却速率时，容易精细地扩散沉淀析出物。因此希望使用连续铸造工艺。由于同样的理由，板坯的厚度较小是有利的。作为板坯的热轧工艺，可以利用热装料轧制工艺或直接轧制工艺。还有，可以利用各种技术，例如已知的控制轧制过程和控制冷却过程的技术。为了改进根据本发明制造的热轧板的机械性能，可以进行附加的热处理。应当注意，虽然将这些已知的技术用于本发明，但要在本发明的范围内进行这种应用。
焊接结构
本发明还涉及利用上述焊接结构钢产品制造的焊接结构。因此，本发明包括利用根据本发明的焊接结构钢产品制造的焊接结构，该钢产品具有如上限定的成分和微结构，其微结构相应于铁素体和珠光体的复合结构，其晶粒大小为20μm或更小，或者TiN析出物的晶粒大小为0.01-0.1μm，同时以1.0×107/cm2或更高的密度析出并具有0.5μm或更小的间隔。
当将高热输入焊接工艺应用在上述焊接结构钢产品时，形成大小为80μm或更小的前奥氏体晶粒。当热影响区的的前奥氏体晶粒大于80μm时，其可硬性增加，因此容易形成低温结构(马氏体或上贝氏体)。而且，虽然具有不同核形成格点的铁素体形成在奥氏体的晶粒边界，但当晶粒生长时它们熔合在一起，因此对韧性产生负面影响。
当对钢产品实施高热输入焊接工艺之后进行淬火时，热影响区的微结构包括晶粒大小为20μm或更小且体积分数为70％或更多的铁素体。当铁素体的晶粒大小大于20μm时，负面影响热影响区韧性的侧板或不规则铁素体所占分数增加。为了获得改善的韧性，希望将铁素体的体积分数控制为70％或更多。当本发明的的铁素体具有多边形或针形铁素体的特征时，可望改善韧性。根据本发明，通过在晶界和晶粒内形成BN和铁碳化硼，可以促使这一点实现。
当对焊接结构钢产品(母体)实施高热输入焊接工艺时，在热影响区形成晶粒大小为80μm或更小的前奥氏体。根据随后的淬火过程，热影响区的微结构包括晶粒大小为20μm或更小且体积分数为70％或更高的铁素体。
当对本发明的焊接结构钢产品(在表5的“Δt800-500＝60秒”的情况下)使用热输入为100kJ/cm或更低的焊接工艺时，母体和热影响区之间的韧性差在±50J的范围内。还有，在采用100-250kJ/cm高热输入焊接工艺的情况下(在表5的“Δt800-500＝120秒”的情况下)，母体和热影响区之间的韧性差在±70J的范围内。在使用250kJ/cm以上的高热输入焊接工艺的情况下(在表5的“Δt800-500＝180秒”的情况下)，母体和热影响区之间的韧性差在0-100J的范围内。这种结果可以从下面的例子看到。
例子
下面将结合各种例子描述本发明。这些例子仅仅只是为了说明，本发明并不限于这些例子。
例子1
具有表1的不同钢成分的各种钢产品是在转炉中熔化的。将得到的熔化钢以1.1m/min的铸造速度进行铸造处理，从而制造板坯。该板坯然后在表3的条件下进行热轧，从而制造热轧板。该热轧板被冷却到与低于铁素体转变完成温度相应的500℃的温度，从此温度，热轧板在空气中冷却。
表2描述了各种钢产品中合金元素的含量比例。
表1
                                                                           化学成分(重量％)
  C   Si   Mn   P   S   Al   Ti   B(ppm)   N(ppm)   W   Cu   Ni   Cr   Mo   Nb   V   Ca   REM  O(ppm)
  本发明1号钢   0.12   0.13   1.54   0.006   0.005   0.04   0.014   7   120   0.005   -   -   -   -   -   0.01   -   -  25
  本发明2号钢   0.07   0.12   1.50   0.006   0.005   0.07   0.05   10   280   0.002   -   0.2   -   -   -   0.01   -   -  26
  本发明3号钢   0.14   0.10   1.48   0.006   0.005   0.06   0.015   3   110   0.003   0.1   -   -   -   -   0.02   -   -  22
  本发明4号钢   0.10   0.12   1.48   0.006   0.005   0.02   0.02   5   80   0.001   -   -   -   -   -   0.05   -   -  28
  本发明5号钢   0.08   0.15   1.52   0.008   0.004   0.09   0.05   15   300   0.002   0.1   -   0.1   -   -   0.05   -   -  32
  本发明6号钢   0.10   0.14   1.50   0.007   0.005   0.025   0.02   10   100   0.004   -   -   -   0.1   -   0.09   -   -  28
  本发明7号钢   0.13   0.14   1.48   0.007   0.005   0.04   0.015   8   115   0.15   0.1   -   -   -   -   0.02   -   -  29
  本发明8号钢   0.11   0.15   1.48   1.52   0.007   0.08   0.018   10   120   0.001   -   -   -   -   0.015   0.01   -   -  26
  本发明9号钢   0.13   0.21   1.50   0.007   0.005   0.025   0.02   4   90   0.002   -   -   0.1   -   -   0.02   0.001   -  26
  本发明10号铜   0.07   0.16   1.45   0.008   0.006   0.045   0.026   6   100   0.05   -   0.3   -   -   0.01   0.02   -   0.01  27
  本发明11号钢   0.12   0.13   1.54   0.006   0.005   0.04   0.014   7   120   0.005   -   -   -   -   -   -   -   -  25
  常规的1号钢   0.05   0.13   1.31   0.002   0.006   0.0014   0.008   1.6   22   -   -   -   -   -   -   -   -   - 22
  常规的2号钢   0.05   0.11   1.34   0.002   0.003   0.0036   0.012   0.5   48   -   -   -   -   -   -   -   -   -  32
  常规的3号钢   0.13   0.24   1.44   0.012   0.003   0.0044   0.010   1.2   127   -   0.3   -   -   -   0.05   -   -   -  138
  常规的4号钢   0.06   0.18   1.35   0.008   0.002   0.0027   0.013   8   32   -   -   -   0.14   0.15   -   0.028   -   -  25
  常规的5号钢   0.06   0.18   0.88   0.006   0.002   0.0021   0.013   5   20   -   0.75   0.58   0.24   0.14   0.015   0.037   -   -  27
  常规的6号钢   0.13   0.27   0.98   0.005   0.001   0.001   0.009   11   28   -   0.35   1.15   0.53   0.49   0.001   0.045   -   -  25
  常规的7号钢   0.13   0.24   1.44   0.004   0.002   0.02   0.008   8   79   -   0.3   -   -   -   0.036   -   -   -  -
  常规的8号钢   0.07   0.14   1.52   0.004   0.002   0.002   0.007   4   57   -   0.32   0.35   -   -   0.013   -   -   -  -
  常规的9号钢   0.08   0.25   1.31   0.008   0.002   0.019   0.007   10   91   -   -   -   0.21   0.19   0.025   0.035   -   -  -
常规的10号钢 0.09 0.26 0.86 0.009 0.003 0.046 0.006 15 142 - - 1.09 0.51 0.36 0.021 0.021 - - -
常规的11号钢   0.14   0.44   1.35   0.012   0.012   0.030   0.049  7  89  - -   -   -   -   -   0.069 -  -  -
常规的1，2和3号钢是日本专利公告号第Hei.9-194990号发明的5号，32号和55号钢。常规的4，5和6号钢是日本专利公告号第Hei.10-298708号发明的14号，24号和28号钢。常规的7，8和9号钢是日本专利公告号第Hei.8-60292号发明的48号，58号和60号钢。常规的11号钢是日本专利公告号第Hei.11-140582号发明的F钢。
表2
  Ti/NAl/NV/N                       合金元素的含量的比例N/B
  (Ti+2Al+4B+V)/N   本发明1号钢   1.2   17.1   3.3
  0.8   8.9   本发明2号钢   1.8   28.0   2.5
  0.4   7.3   本发明3号钢   1.4   36.7   5.5
  1.8   14.2   本发明4号钢   2.5   16.0   2.5
  6.3   14.0   本发明5号钢   1.7   20.0   3.0
  1.7   9.5   本发明6号钢   2.0   10.0   2.5
  9.0   16.4   本发明7号钢   1.3   14.4   3.5
  1.7   10.3   本发明8号钢   1.5   12.0   5.0
  0.8   12.7   本发明9号钢   2.2   22.5   2.8
  2.2   10.2   本发明10号钢   2.5   16.7   4.5
  2.0   13.7   本发明11号钢   1.2   17.1   3.3
  --   8.065.7   常规的1号钢   4.1   13.8   0.6
  常规的2号钢   2.5   96.0   0.8
  -   4.0   常规的3号钢   0.8   105.8   0.4
  -   1.5   常规的4号钢   4.1   4.0   0.8
  8.8   15.5   常规的5号钢   6.5   4.0   1.1
  18.5   28.1   常规的6号钢   3.2   2.6   0.4
  16.1   21.6   常规的7号钢   1.0   9.9   2.5
  -   6.5   常规的8号钢   1.2   14.3   0.4
  -   2.2   常规的9号钢   0.8   9.1   2.1
  3.9   9.2   常规的10号钢   0.6   9.5   3.2
  1.5   8.9   常规的11号钢   5.5   12.7   3.4
表3
  加热温度(℃)   加热时间(分)   轧制开始温度(℃)   轧制结束温度(℃)   轧制减少率(％)   冷却速率(℃/分)
  本发明1号钢   本发明1号样品   1,200   120   1,030   850   75   3
  本发明2号样品   1,100   180   1,030   850   75   3
  本发明3号样品   1,250   60   1,030   850   75   3
  3号比较样品   1,000   60   1,030   850   75   3
  比较样品   1,350   180   1,030   850   75   3
  本发明2号钢   本发明4号样品   1,230   100   980   870   60   8
  本发明3号钢   本发明5号样品   1,240   110   1,000   820   55   5
  本发明4号钢   本发明6号样品   1,150   160   980   850   45   7
  本发明5号钢   本发明7号样品   1,140   170   1,050   900   75   6
  本发明6号钢   本发明8号样品   1,200   120   1,030   850   75   3
  本发明7号钢   本发明9号样品   1,210   110   1,010   860   65   5
  本发明8号钢   本发明10号样品   1,200   120   950   840   70   4
  本发明9号钢   本发明11号样品   1,240   100   980   850   70   4
  本发明10号钢   本发明12号样品   1,170   150   1,010   870   65   3
  本发明11号钢   本发明13号样品   1,180   140   1,020   850   70   3
常规的11号钢   1,2001,200   -   Ar3或更多   960   80   自然冷却
  常规的1-10号钢没有详细的制造条件。
试验件是从热轧产品中取样。取样是从热轧产品厚度方向的中心部分选取的。具体是，用于拉伸试验的试验件从轧制方向取样，而用于却贝(Charpy)冲击试验的试验件从垂直于轧制方向取样。
利用从上述方向取样的钢试验件，测试每个钢产品(母体)的析出物的特性，和钢产品的机械性能。测量结果描述在表4中。还测量热影响区的微结构和冲击韧性，其结果列于表5中。按照下面所述的方式进行这些测量。
对于拉伸试验件，采用4号KS标准(KS B0801)试验件。拉伸试验以5mm/min的十字头速度(cross head speed)进行。另一方面，冲击试验件是根据3号KS标准(KS B0809)制备的。对于冲击试验件，在为母体的情况下，在轧制方向的侧面(L-T)加工有槽口，而在为焊接材料的情况下，在焊接线方向加工有槽口。为了检测热影响区在最高加热温度下的奥氏体晶粒的大小，用可再生焊接模拟器以140℃/秒的加热速率每个试验件被加热到1200-1400℃的最高加热温度，然后在保温1秒钟后用氦气淬火。在淬火后的试验件被抛光并浸蚀后，根据KS标准(KS D0205)测试在最高加热温度条件下得到的试验件内的奥氏体晶粒的大小。
采用图象分析器和电子显微镜，根据点计数流程测量冷却后得到的严重影响热影响区韧性的微结构和TiN析出物的晶粒大小、密度和间隔。测量是在100mm2的试验区进行的。
在使试验件经受相应于焊接热输入为大约80kJ/cm、150kJ/cm和250kJ/cm的焊接条件下，测定每个试验件在热影响区的冲击韧性，就是说，焊接周期包括在1400℃的最高温度下加热，并且从800℃到500℃分别冷却60秒、120秒和180秒，抛光试验件表面，并加工用于冲击试验的试验件，并在-40℃的温度下对冲击试验件进行却贝冲击试验。
表4
样品           析出物的特性                          母体的机械性能和铁素体的比值
密度(数目/mm2) 平均尺寸(μm) 间隔(μm) 厚度(mm) 屈服强度(MPa) 拉伸强度(MPa) 延伸率(％) FGS(μm)   铁素体的体积比值(％)   -40℃的冲击韧性(J)
  PS1   3.2×104   0.019   0.35   25   354   472   42   11   82   375
  PS2   3.8×104   0.017   0.32   25   360   488   41   9   83   388
  PS3   3.5×104   0.014   0.36   25   362   483   41   10   83   386
  CS1   2.4×106   0.158   1.71   25   346   475   40   11   76   315
  CS2   1.3×106   0.182   1.84   25   361   496   39   11   75   287
  PS4   3.2×104   0.025   0.32   30   353   484   41   11   80   380
  PS5   2.6×104   0.022   0.35   30   366   487   38   10   81   386
  PS6   3.4×104   0.029   0.28   30   370   482   41   10   82   376
  PS7   3.8×104   0.025   0.25   35   344   464   38   10   85   382
  PS8   4.6×104   0.019   0.29   35   367   482   42   11   82   379
  PS9   5.5×104   0.017   0.31   35   383   507   42   10   84   383
  PS10   5.4×104   0.023   0.32   35   372   492   41   11   83   392
  PS11   3.6×104   0.019   0.26   40   373   487   40   12   83   381
  PS12   3.2×104   0.018   0.32   40   364   482   38   11   82   376
  PS13   3.2×104   0.019   0.35   25   354   472   42   11   82   375
  CS*1   35   406   438
  CS*2   35   405   441
  CS*3   25   681   629
  CS*4   MgO-TiN析出物3.03×106/mm2   40   472   609   203(0℃)
  CS*5   MgO-TiN析出物4.07×106/mm2   40   494   622   32   206(0℃)
  CS*6   MgO-TiN析出物2.80×106/mm2   50   812   912   28   268(0℃)
  CS*7   40   475   532   -
  CS*8   50   504   601   -
  CS*9   60   526   648
  CS*10   60   760   829
CS*11 0.2μm或更小11.1×103 50 401 514   301(0℃)
FGS：铁素体的晶粒大小PS：本发明样品CS：比较样品CS*：常规的钢
参考表4，可以看到，根据本发明制造的每个热轧产品的析出物(TiN析出物)的密度是2.8×108/mm2或更高，而在每个现有产品中析出物的密度是11.1×103/mm2或更低。这就是说，本发明的产品形成的析出物具有非常细微的晶粒尺寸同时弥散得相当均匀并且密度增大。
表5
  样品        热影响区奥氏体晶粒大小(μm)     热输入为100KJ/cm的热影响区的微结构 -40℃的可再生热影响区冲击韧性(最高加热温度：1400℃)
1,200(℃) 1,300(℃) 1400(℃)   铁素体的体积分数(％)   铁素体的平均晶粒大小(μm) Δt400-500＝60sec Δt800-500＝120sec Δt800-500＝180sec
  冲击韧性(J)   转变温度(℃)   冲击韧性(J)   转变温度(℃)   冲击韧性(J)   转变温度(℃)
  PS1   23   34   56   74   15   372   -74   332   -67   293   -63
  PS2   22   35   55   77   13   384   -76   350   -69   302   -64
  PS3   23   35   56   75   13   366   -72   330   -67   295   -63
  CS1   54   86   182   38   24   124   -43   43   -34   28   -28
  CS2   65   92   198   36   26   102   -40   30   -32   17   -25
  PS4   25   38   63   76   14   353   -71   328   -68   284   -65
  PS5   26   41   57   78   15   365   -71   334   -67   295   -62
  PS6   25   32   53   75   14   383   -73   354   -69   303   -63
  PS7   24   35   55   77   14   365   -71   337   -67   292   -63
  PS8   27   37   53   74   13   362   -71   339   -67   296   -62
  PS9   24   36   52   78   15   368   -72   330   -67   284   -63
  PS10   22   34   53   75   14   383   -72   345   -66   293   -63
  PS11   26   35   64   75   14   356   -71   328   -68   282   -68
  PS12   27   39   64   74   15   353   -71   321   -67   276   -62
  PS13   23   34   56   74   15   372   -74   332   -67   293   -63
  CS*1
  CS*2
  CS*3
CS*4 230 93   132(0℃)
CS*5 180 87   129(0℃)
CS*6 250 47   60(0℃)
续表5
  CS*7   -60   -61
  CS*8   -59   -48
  CS*9   -54   -42
  CS*10   -57   -45
CS*11   219(0℃)
PS：本发明样品
CS：比较样品
CS*：常规的钢
参考表5可以看到，在本发明的情况下，在1400℃最高加热温度下热影响区的奥氏体晶粒大小是大约为52-65μm，而常规产品(4-6号常规钢)的奥氏体晶粒大约为180μm。因此本发明的钢产品对热影响区的奥氏体晶粒的生长具有良好的抑制作用。
在高热输入焊接条件下，其中从800℃冷却到500℃所花的时间是180秒，本发明的产品在热影响区具有优良的冲击韧性，其值大约是280J或更高，同时具有大约-60℃的转变温度。
例子2-去氧控制：渗氮处理
表6中的具有不同成分的钢产品是在转炉中熔化的。得到的熔化钢在表7的条件下进行精练和去氧处理后进行铸造，因而得到钢材板坯。然后该板坯在表9的条件下进行热轧，从而制造成热轧板。表8列出了各种钢产品的合金含量比例。
表6
                                                                                                     化学成分(wt％)
  C   Si   Mn   P   S   Al   Ti   B(ppm)   N(ppm)   W   Cu   Ni   Cr   Mo   Nb   V   Ca   REM  O(ppm)
  本发明1号钢   0.12   0.13   1.54   0.006   0.05   0.04   0.0l4   7   120   0.005   -   -   -   -   -   0.01   -   -  11
  本发明2号钢   0.07   0.12   1.50   0.006   0.005   0.07   0.05   10   280   0.002   0.1   0.2   -   -   -   0.01   -   -  12
  本发明3号钢   0.14   0.10   1.48   0.006   0.005   0.06   0.015   3   110   0.003   0.1   -   -   -   -   0.02   -   -  10
  本发明4号钢   0.10   0.12   1.48   0.006   0.005   0.02   0.02   5   80   0.001   -   -   -   -   -   0.05   -   -  9
  本发明5号钢   0.08   0.15   1.52   0.006   0.004   0.09   0.05   15   300   0.002   0.1   -   0.1   -   -   0.05   -   -  12
  本发明6号钢   0.10   0.14   1.50   0.007   0.005   0.025   0.02   10   l00   0.004   -   -   -   0.1   -   0.09   -   -  9
  本发明7号钢   0.13   0.14   1.48   0.007   0.005   0.04   0.015   8   115   0.15   0.1   -   -   -   -   0.02   -   -  11
  本发明8号钢   0.11   0.15   1.52   0.007   0.005   0.06   0.018   10   120   0.001   -   -   -   -   0.015   0.01   -   -  10
  本发明9号钢   0.13   0.21   1.50   0.007   0.005   0.025   0.02   4   90   0.002   -   -   0.1   -   -   0.02   0.001   -  12
  本发明10号钢   0.07   0.16   1.45   0.008   0.05   0.045   0.025   6   100   0.05   -   0.3   -   -   0.01   0.02   -   0.01  8
  本发明11号钢   0.11   0.21   1.52   0.008   0.005   0.051   0.017   9   130   0.01   -   0.1   -   -   -   -   -   -  13
  常规的1号钢   0.05   0.13   1.31   0.002   0.006   0.0014   0.009   1.6   22   -   -   -   -   -   -   -   -   -  22
  常规的2号钢   0.05   0.11   1.34   0.002   0.003   0.0036   0.012   0.5   48   -   -   -   -   -   -   -   -   -  32
  常规的3号钢   0.13   0.24   1.44   0.012   0.003   0.0044   0.010   1.2   127   -   0.3   -   -   -   0.05   -   -   -  138
  常规的4号钢   0.06   0.18   1.35   0.008   0.002   0.0027   0.013   8   32   -   -   -   0.14   0.15   -   0.028   -   -  25
  常规的5号钢   0.06   0.18   0.88   0.006   0.002   0.0021   0.013   5   20   -   0.75   0.58   0.24   0.14   0.015   0.037   -   -  27
  常规的6号钢   0.13   0.27   0.98   0.005   0.001   0.001   0.009   11   28   -   0.35   1.15   0.53   0.49   0.001   0.045   -   -  25
  常规的7号钢   0.13   0.24   1.44   0.004   0.002   0.02   0.008   8   79   -   0.3   -   -   -   0.036   -   -   -  -
  常规的8号钢   0.07   0.14   1.52   0.004   0.002   0.002   0.007   4   57   -   0.32   0.35   -   -   0.013   -   -   -  -
  带规的9号钢   0.06   0.25   1.31   0.008   0.002   0.019   0.007   10   91   -   -   -   0.21   0.19   0.025   0.035   -   -  -
续表6
  常规的10号钢   0.09   0.26   0.86   0.009   0.003   0.040   0.008   15   142 - -   1.09   0.51   0.36   0.021   0.021 - - -
  常规的11号钢   0.14   0.44   1.35   0.012   0.012   0.030   0.049   7   89 - -   -   -   -   -   0.069 - - -
常规的1，2和3号钢是日本专利公告号第Hei.9-194990号发明的5号，32号和55号钢。常规的4，5和6号钢是日本专利公告号第Hei.10-298708号发明的14号，24号和28号钢。常规的7，8和9号钢是日本专利公告号第Hei.8-60292号发明的48号，58号和60号钢。常规的11号钢是日本专利公告号第Hei.11-140582号发明的F钢。
表7
钢产品 样品   基本去氧顺序   加入铝之后溶解氧的数量(ppm)   去氧后Ti的加入量(％)   铸造速度(米/分钟) 喷水量(l/kg)
  PS*1   PS1   Mn→Si   19   0.015   1.04   0.33
  PS*2   PS2   Mn→Si   23   0.052   1.02   0.35
  PS*3   PS3   Mn→Si   21   0.016   1.10   0.33
  PS*4   PS4   Mn→Si   18   0.023   1.03   0.34
  PS*5   PS5   Mn→Si   17   0.054   1.07   0.34
  PS*6   PS6   Mn→Si   18   0.023   0.96   0.34
  PS*7   PS7   Mn→Si   21   0.016   0.96   0.34
  PS*8   PS8   Mn→Si   24   0.019   0.98   0.33
  PS*9   PS9   Mn→Si   19   0.022   0.95   0.33
  PS*10   PS10   Mn→Si   23   0.027   1.06   0.33
  PS*11   PS11   Mn→Si   24   0.018   1.08   0.32
常规钢没有具体的制造条件PS：本发明的样品PS*：本发明的钢
表8
钢产品                          合金元素的含量比例
  Ti/N   N/B   Al/N   V/N   (Ti+2Al+4B+V)/N
  本发明1号钢   1.2   17.1   3.3   0.8   8.9
  本发明2号钢   1.8   28.0   2.5   0.4   7.3
  本发明3号钢   1.4   36.7   5.5   1.8   14.2
  本发明4号钢   2.5   16.0   2.5   6.3   14.0
本发明5号钢   1.7   20.0   3.0   1.7   9.5
本发明6号钢   2.0   10.0   2.5   9.0   16.4
  本发明7号钢   1.3   14.4   3.5   1.7   10.3
本发明8号钢   1.5   12.0   5.0   0.8   12.7
本发明9号钢   2.2   22.5   2.8   2.2   10.2
  本发明10号钢   2.5   16.7   4.5   2.0   13.7
  本发明11号钢   1.3   14.4   3.9   -   9.4
  常规的1号钢   4.1   13.8   0.6   -   5.7
  常规的2号钢   2.5   96.0   0.8   -   4.0
  常规的3号钢   0.8   105.8   0.4   -   1.5
  常规的4号钢   4.1   4.0   0.8   8.8   15.5
  常规的5号钢   6.5   4.0   1.1   18.5   28.1
常规的6号钢   3.2   2.6   0.4   16.1   21.6
常规的7号钢   1.0   9.9   2.5   -   6.5
常规的8号钢   1.2   14.3   0.4 -   2.2
  常规的9号钢   0.8   9.1   2.1   3.9   9.2
  常规的10号钢   0.6   9.5   3.2   1.5   8.9
常规的11号钢   5.5   12.7   3.4   7.8   20.3
表9
钢产品 样品 加热温度(℃) 加热时间(分钟)   轧制开始温度(℃)   轧制结束温度(℃) 轧制减少率(％)   在重结晶范围的轧制减少率(％) 冷却速率(℃/分钟)   冷却结束温度(℃)
  PS1   PE1   1,150   170   1,000   820   85   50  15   550
  PE2   1,200   120   1,010   830   85   50  15   540
  PE3   1,250   70   1,020   830   85   50  15   540
  CE1   1,000   60   950   820   85   50  15   535
  CE2   1,400   350   1,200   830   85   50  14   540
  PS2   PE4   1,220   125   1,030   850   80   45  15   540
  PS3   PE5   1,210   130   1,020   820   80   45  16   530
  PS4   PE6   1,240   120   1,020   800   80   45  17   550
  PS5   PE7   1,190   150   1,010   810   80   45  16   540
  PS6   PE8   1,190   150   1,020   820   75   45  16   530
  PS7   PE9   1,180   160   1,030   820   75   45  15   545
  PS8   PE10   1,210   130   1,000   820   75   45  15   540
  PS9   PE11   1,220   130   990   830   75   45  17   540
  PS10   PE12   1,230   140   990   810   75   45  18   540
  PS11   PE13   1,220   130   1,030   820   75   45  18   540
  11号常规钢 1,200 -   Ar3or more 960 80 45  自然冷却 540
  常规的11号钢没有具体制造条件
PS：本发明的样品
PE：本发明的例子
CE：比较的例子
试验件是从如上所述制造的热轧板坯中取样的。样品是从热轧产品厚度方向的中心部分选取的。具体是，用于拉伸试验的试验件从轧制方向取样，而用于却贝冲击试验的试验件是从垂直于轧制方向选取的。
利用从上述取样的钢试验件，测试每个钢产品(母体)的析出物的特性，和钢产品的机械性能。测量结果列在表10中。还测量热影响区的微结构和冲击韧性，其结果列于表11中。这些测量按照和例子1相同的方式进行。
表10
样品             析出物的特性                            母体结构的特性
密度(数目/mm2) 平均尺寸(μm) 间隔(μm) 厚度ss(mm) 屈服强度(MPa) 拉伸强度(MPa) 延伸率(％) -40℃的冲击韧性(J)
  PE1   2.8×108   0.018   0.25   25   352   474   43.4   354
  PE2   3.1×108   0.015   0.35   25   356   480   42.6   364
  PE3   2.9×108   0.010   0.35   25   356   483   42.2   365
  CE1   4.1×106   0.157   1.7   25   342   470   41.0   284
  CE2   5.7×106   0.158   1.5   25   365   492   40.5   274
  PE4   3.9×108   0.021   0.34   25   356   480   42.6   354
  PE5   2.4×108   0.017   0.32   25   356   481   39.7   348
  PE6   3.1×108   0.027   0.28   30   350   483   40.5   346
  PE7   4.8×108   0.021   0.26   30   340   465   38.9   352
  PE8   4.2×108   0.017   0.31   30   362   481   43.2   357
  PE9   5.4×108   0.018   0.30   30   381   506   42.4   348
  PE10   5.3×108   0.021   0.25   30   374   496   42.1   332
  PE11   3.8×108   0.019   0.27   40   370   489   41.4   362
  PE12   3.1×108   0.015   0.31   40   346   482   41.6   342
  PE13   2.5×108   0.018   0.32   35   348   485   41.5   339
  CS1   35   406   438   -
  CS2   35   405   441   -
  CS3   25   681   629   -
  CS4           MgO-TiN析出物3.03×106/mm2 40 472 609 32
  CS5           MgO-TiN析出物4.07×106/mm2 40 494 622 32
  CS6           MgO-TiN析出物2.80×106/mm2 50 812 912 28
  CS7   25   475   532   -
  CS8   50   504   601   -
  CS9   60   526   648   -
  CS10   60   760   829   -
  CS11           0.2μm或更小11.1×103 50 401 514 18.3
PE：本发明的样品
CE：比较的样品
CS：常规钢
参考表10，根据本发明制造的每个热轧产品的析出物(钛基氮化物)的密度是2.8×108/mm2或更高，而每个现有产品(具体说，11号常规钢)中析出物的密度是11.1×103/mm2或更低。这就是说，可以看出，本发明产品形成的析出物具有非常细微的晶粒尺寸同时相当均匀地弥散并且密度增大。
表11
样品        热影响区奥氏体晶粒大小(μm)      热输入为100KJ/cm的热影响区的微结构 -40℃的可再生热影响区冲击韧性(最高加热温度：1400℃)
1,200(℃) 1,300(℃) 1400(℃)   铁素体的体积分数(％)   铁素体的平均晶粒(μm)      Δt800-500＝60sec        Δt800-500＝120sec       Δt800-500＝180sec
屈服强度(kg/mm2)  拉伸强度(kg/cm2)   冲击韧性(J)   转变温度(℃)   冲击韧性(J)   转变温度(℃)
  PE1  23   34   57   78   18 377  -75   332   -66   290   -60
  PE2  22   35   55   76   17 386  -78   350   -69   304   -62
  PE3  23   35   58   78   18 364  -73   330   -65   297   -61
  CE1  54   86   186   38   28 121  -41   43   -34   24   -28
  CE2  65   92   202   34   26 103  -45   30   -32   19   -25
  PE4  25   38   62   87   17 352  -70   328   -65   287   -59
  PE5  26   41   58   84   16 368  -72   334   -66   299   -60
  PE6  25   32   52   85   17 389  -75   354   -69   306   -62
  PE7  24   35   58   83   15 363  -72   337   -67   294   -60
  PE8  27   37   54   84   17 369  -73   339   -67   293   -60
  PE9  24   36   53   82   16 367  -73   330   -64   287   -59
  PE10  22   34   55   78   18 382  -72   345   -65   298   -61
  PE11  26   35   63   80   17 354  -71   328   -64   285   -59
  PE12  27   39   65   77   17 350  -71   321   -64   276   -58
  PE13  25   38   62   81   18 362  -72   324   -65   287   -63
  CS1  -58
  CS2  -55
  CS3  -54
CS4 230 93   132(0℃)
CS5 180 87   129(0℃)
  CS6          250   47   50(0℃)
  CS7  -60   -61
  CS8  -59   -48
  CS9  -54   -42
续表11
  CS10   -57   -45
CS11  219(0℃)
PE：本发明的样品
CE：比较的样品
CS：常规钢
参考表11可以看出，在本发明的情况下，在1400℃的最高加热温度下在热影响区的奥氏体晶粒的大小在大约52-65μm的范围内，而在常规钢产品(具体说，常规的4-6号钢)中的奥氏体晶粒大小约为180μm。因此，本发明的钢产品具有抑制热影响区的奥氏体晶粒生长的良好效果。
在高热输入焊接条件下，其中从800℃冷却到500℃的时间是180秒，作为热影响区的冲击韧性本发明的产品表现出良好的韧性，其值约为280J和更高，同时转变温度约为-60℃。
例子3——渗氮处理
为了获得具有表12中所述各种成分的钢材板坯，本发明的钢(除了钛之外的其它成分分别在本发明的范围内)被用作样品。每种样品在转炉中熔化。得到的熔融钢用锰(Mn)或硅(Si)轻微地去氧，然后用铝(Al)强烈去氧，从而控制溶解氧的数量。然后加钛(Ti)以控制钛的浓度，如表12所示。对熔化的金属进行去气处理，然后在控制的铸造速率下连续铸造。这样制造出钢材板坯。这次，去氧元素、去氧顺序、溶解氧的数量、铸造条件以及完成去氧后钛的添加量列于表13中。
按照表14的条件，如上所述获得的每种钢材板坯在加热炉中加热的同时进行渗氮。结果得到的钢材板坯以热轧减少率为70％或更多进行热轧，从而获得厚度为25-40mm的厚钢板。表16列出了进行渗氮处理后各种产品的合金元素的含量比例。
表12
                                                                                                     化学成分(wt％)
  C   Si   Mn   P   S   Al   Ti   B(ppm)   N(ppm)   W   Cu   Ni   Cr   Mo   Nb   V   Ca   REM   O(ppm)
  本发明1号钢   0.11   0.23   1.55   0.006   0.005   0.05   0.015   9   45   0.005   -   -   -   -   -   0.01   -   -   12
  本发明2号铜   0.13   0.14   1.52   0.006   0.08   0.0045   0.05   11   43   0.001   -   0.2   -   -   -   0.01   -   -   11
  本发明3号钢   0.14   0.20   1.48   0.006   0.005   0.06   0.014   3   39   0.003   0.1   -   -   -   -   0.02   -   -   10
  本发明4号钢   0.10   0.12   1.48   0.007   0.004   0.03   0.03   5   49   0.001   -   -   -   -   -   0.05   -   -   9
  本发明5号钢   0.07   0.25   1.54   0.007   0.005   0.09   0.05   15   42   0.002   0.1   -   0.1   -   -   0.05   -   -   11
  本发明6号钢   0.14   0.24   1.52   0.008   0.006   0.025   0.02   9   47   0.004   -   -   -   0.1   -   0.08   -   -   12
  本发明7号钢   0.12   0.15   1.51   0.007   0.005   0.04   0.016   8   45   0.15   0.1   -   -   -   -   0.02   -   -   8
  本发明8号钢   0.13   0.25   1.52   0.08   0.004   0.06   0.018   10   38   0.001   -   -   -   -   0.015   0.01   -   -   11
  本发明9号钢   0.12   0.21   1.40   0.07   0.005   0.025   0.02   5   37   o.002   -   -   0.1   -   -   0.02   0.001   -   10
  本发明10号钢   0.08   0.23   1.52   0.008   0.006   0.045   0.025   10   41   0.05   -   0.3   -   -   0.01   0.02   -   0.01   13
  本发明11号钢   0.15   0.23   1.54   0.006   0.005   0.05   0.019   12   44   0.01   -   0.1   -   -   -   -   -   -   12
  常规的1号钢   0.05   0.13   1.31   0.002   0.006   0.0014   0.009   1.6   22   -   -   -   -   -   -   -   -   -   22
  常规的2号钢   0.05   0.11   1.34   0.002   0.003   0.0036   0.012   0.5   48   -   -   -   -   -   -   -   -   -   32
  常规的3号钢   0.13   0.24   1.44   0.012   0.003   0.0044   0.010   1.2   127   -   0.3   -   -   -   0.05   -   -   -   138
  常规的4号钢   0.05   0.18   1.35   0.008   0.002   0.0027   0.013   8   32   -   -   -   0.14   0.15   -   0.028   -   -   25
  常规的5号钢   0.06   0.18   0.88   0.006   0.002   0.0021   0.013   5   20   -   0.75   0.58   0.24   0.14   0.015   0.037   -   -   27
  常规的6号钢   0.13   0.27   0.98   0.005   0.001   0.001   0.009   11   28   -   0.35   1.15   0.53   0.49   0.001   0.045   -   -   25
  常规的7号钢   0.13   0.24   1.44   0.004   0.002   0.02   0.008   8   79   -   0.3   -   -   -   0.036   -   -   -   -
  常规的8号钢   0.07   0.14   1.52   0.004   0.002   0.002   0.007   4   57   -   0.32   0.36   -   -   0.013   -   -   -   -
  常规的9号钢   0.06   0.25   1.31   0.008   0.002   0.019   0.007   10   91   -   -   -   0.21   0.19   0.025   0.035   -   -   -
续表12
  常规的10号钢   0.09   0.26   0.86   0.009   0.003   0.046   0.008   15   142 -  -   1.09   0.51   0.36   0.021   0.021 - - -
  常规的11号钢   0.14   0.44   1.35   0.012   0.012   0.030   0.049   7   89 -  -   -   -   -   -   0.069 - - -
  常规的1，2和3号钢是日本专利公告号第Hei.9-194990号发明的5号，32号和55号钢。常规的4，5和6号钢是日本专利公告号第Hei.10-298708号发明的14号，24号和28号钢。常规的7，8和9号钢是日本专利公告号第Hei.8-60292号发明的48号，58号和60号钢。常规的11号钢是日本专利公告号第Hei.11-140582号发明的F钢。
表13
钢产品 样品   主要去氧顺序   在辅助去氧中加入铝后的溶解的氧的含量   去氧后加入的Ti含量(％)   去气后熔融的钢的保温时间   铸造速率(m/min)
  本发明1号钢   本发明1号样品   Mn→Si   24   0.016   24   0.9
  本发明2号样品   Mn→Si   25   0.016   25   1.0
本发明3号样品 Mn→Si 28 0.016 23 1.2
本发明2号钢 本发明4号样品 Mn→Si 27 0.05 23 1.1
  本发明3号钢 本发明5号样品 Mn→Si 25 0.015 22 1.0
本发明4号钢 本发明6号样品 Mn→Si 26 0.032 25 1.1
本发明5号钢 本发明7号样品 Mn→Si 24 0.053 26 1.2
  本发明6号钢 本发明8号样品 Mn→Si 23 0.02 31 0.9
  本发明7号钢   本发明9号样品   Mn→Si   25   0.017   32   0.95
本发明8号钢 本发明10号样品 Mn→Si 25 0.019 35 1.05
  本发明9号钢   本发明11号样品   Mn→Si   26   0.021   28   1.1
  本发明10号钢 本发明12号样品 Mn→Si 25 0.026 26 1.06
本发明11号钢 本发明13号样品 Mn→Si 26 0.016 24 1.05
表14
钢产品 样品   加热温度(℃)   进入加热炉内的氮的流率(l/min)   加热时间(min)   轧制开始温度(℃)   轧制结束温度(℃)   冷却速率(℃/min)   母体中氮的含量(ppm)
  PS1   PE1   1,200   600   130   1,010   830   5   120
  PS2   PE2   1,200   310   160   1,020   850   6   90
  PE3   1,200   600   120   1,020   850   5   120
  PE4   1,200   780   110   1,020   850   5   125
  CE1   1,100   200   110   1,020   850   5   60
  CE2   1,200   950   110   1,020   850   5   350
  PS3   PE5   1,190   720   125   1,020   840   6   110
  PS4   PE6   1,230   780   120   1,040   840   6   270
  PS5   PE7   1,130   650   160   1,030   860   4   110
  PS6   PE8   1,210   660   120   1,010   850   5   105
  PS7   PE9   1,240   780   100   1,020   830   6   300
  PS8   PE10   1,190   640   120   1,000   820   5   95
  PS9   PE11   1,200   650   110   1,010   880   4   100
  PS10   PE12   1,180   630   140   1,020   860   6   120
  PS11   PE13   1,120   660   160   1,030   820   5   90
  PS12   PE14   1,250   380   170   1,000   840   4   130
  PS13   PE15   1,225   580   150   1,020   860   6   120
CS11 CE11 1,200 - -   Ar3或以上 960   自然冷却
*表1中的1-11号常规钢是由热轧钢板制成的热轧板，没有任何渗氮处理，对于1-11号常规钢没有具体的加热、热轧和冷却条件。*本发明每种样品的冷却是在冷却速度被控制的条件下进行，直到样品的温度达到低于铁素体转变完成温度的500℃，这个温度之后，本发明的样品在空气中冷却。*热轧过程是在再结晶区的轧制减少率为40-50％的条件下进行。PS：本发明的样品；PE：本发明的样品；CS：常规钢；CE：常规例子
表15
  钢产品                  渗氮处理后合金元素的比例
  Ti/N   N/B   Al/N   V/N   (Ti+2Al+4B+V)/N
  本发明1号样品   1.25   13.3   4.2   0.83   10.7
  本发明2号样品   1.67   10   5.6   1.1   14.3
  本发明3号样品   1.25   13.3   4.17   0.83   10.7
  本发明4号样品   1.2   13.9   4.0   0.8   10.3
  1号比较样品   2.5   6.7   8.3   1.7   21.4
  2比较号样品   0.43   38.9   1.43   0.28   3.7
  本发明5号样品   1.36   12.2   4.5   0.9   11.7
  本发明6号样品   1.67   24.5   2.96   0.37   16.25
  本发明7号样品   1.27   36.7   5.4   1.8   15.4
  本发明8号样品   2.9   21   2.8   4.8   13.5
本发明9号样品   1.67   20   3.0   1.67   11.3
  本发明10号样品   2.0   11.1   2.5   8.0   15.4
  本发明11号样品   1.6   12.5   4.0   2.0   11.9
本发明12号样品   1.5   12   5.0   0.83   12.7
  本发明13号样品   2.2   18   2.77   2.22   10.22
本发明14号样品   1.92   13   3.46   1.54   10.69
  本发明15号样品   1.25   10   4.17   -   10.0
  常规的1号样品   4.1   13.8   0.64   -   5.7
  常规的2号样品   2.5   96   0.75   -   4.0
  常规的3号样品   0.79   105.8   0.35   -   1.5
  常规的4号样品   4.1   4   0.85   8.8   15.5
  常规的5号样品   6.5   4   1.1   18.5   28.1
  常规的6号样品   3.2   2.6   0.36   16.1   21.6
  常规的7号样品   1.0   9.9   2.53   -   6.5
  常规的8号样品   1.22   14.3   0.35   -   2.2
  常规的9号样品   0.79   9.1   2.1   3.85   9.3
  常规的10号样品   0.56   9.5   3.2   1.48   8.9
  常规的11号样品   5.51   12.7   3.4   7.8   20.3
  1-11号常规样品没有进行渗氮处理
试验件从如上所述制造的钢材板坯取样。取样是在每种热轧产品厚度方向的中心部分进行的。具体说，用于拉伸试验的试验件在轧制方向取样，而用于却贝冲击试验的试验件在垂直于轧制方向的方向取样。
利用如上所述取样的试验件，测试每种钢产品(母体)的析出物性质和钢产品的机械性能。测试结果列于表16中。还测量热影响区的微结构和冲击韧性，其测量结果列于表17中。
测量按照与例子1相同的方式进行。
表16
样品   厚度(mm)              母体的机械性能                      母体的结构特性
  屈服强度(MPa)   拉伸强度(MPa) 延伸率(％)   -40℃的冲击韧性(J)   氮化物的密度(×106/mm2) 析出物的平均大小(μm)   析出物的间隔(μm) FGS(μm)
  本发明1号样品   25   387   492   41.3   372   210   0.019   0.4   16
  本发明2号样品   25   385   490   42   374   195   0.018   0.36   18
本发明3号样品 25 384 491 41 373 195 0.021 0.42 16
  本发明4号样品   25   382   490   40.5   375   210   0.020   0.38   19
  1号比较样品   25   387   487   41.2   243   18   0.21   0.74   24
  2号比较样品   25   395   499   38.9   226   12   0.35   0.84   26
本发明5号样品 30 392 496 39.6 365 179 0.025 0.32 18
  本发明6号样品   30   362   475   38.8   373   155   0.022   0.41   18
  本发明7号样品   30   398   512   39.5   368   320   0.024   0.25   17
  本发明8号样品   30   368   482   38.4   362   173   0.023   0.42   18
  本发明9号样品 35 387 497 39.6 366 340 0.021 0.28 16
  本发明10号样品   35   379   486   40.1   362   278   0.024   0.32   16
  本发明11号样品   35   387   498   39.5   378   214   0.024   0.34   17
本发明12号样品 35 395 506 38.0 375 197 0.025 0.40 18
  本发明13号样品   40   387   503   38.5   378   216   0.020   0.32   15
  本发明14号样品   40   364   487   40.2   362   254   0.021   0.34   18
  本发明15号样品   25   386   492   39.4   374   218   0.019   0.31   17
续表16
  常规的1号样品   35   406   438     -
  常规的2号样品   35   405   441     -
  常规的3号样品   25   681   629     -
常规的4号样品 40 472 609 32 MgO-TiN析出物：3.03×106/mm2
  常规的5号样品   40   494   622     32   MgO-TiN析出物：4.07×106/mm2
  常规的6号样品   50   812   912     28   MgO-TiN析出物：2.80×106/mm2
  常规的7号样品   25   681   629     -
  常规的8号样品   50   504   601     -
  常规的9号样品   60   526   648     -
  常规的10号样品   60   760   829     -
  常规的11号样品   50   401   514     18.3          0.2μm或更小：11.1×103
如表16所所说明的，本发明的各种钢产品具有其晶粒尺寸非常小的析出物(钛基氮化物)，同时与现有的钢产品相比具有明显增加的密度。
表17
样品     取决于可再生焊接部位的加热温度的奥氏体的晶粒大小(μm) 在1400℃的可再生的热影响区在-40℃的冲击韧性
1,200℃ 1,300℃ 1,400℃ 60秒 180秒 转变温度(℃)(180秒)
本发明1号样品     21     38     58     372     320     -68
本发明2号样品     22     37     55     385     324     -72
本发明3号样品     22     37     56     380     354     -69
本发明4号样品     23     36     58     365     323     -69
比较的1号样品     39     72     168     156     85     -48
比较的2号样品     42     82     175     128     64     -42
本发明1号样品     28     38     61     362     312     -68
本发明2号样品     28     38     62     364     315     -71
本发明3号样品     26     36     60     358     310     -69
本发明4号样品     27     34     58     367     324     -68
本发明5号样品     25     39     57     354     330     -65
本发明6号样品     29     40     60     368     324     -64
本发明7号样品     30     36     58     354     313     -67
本发明8号样品     28     38     54     368     310     -63
本发明9号样品     25     37     64     365     305     -64
本发明10号样品     24     35     58     384     308     -67
本发明11号样品     23     34     56     365     312     -65
常规的1号样品
常规的2号样品
常规的3号样品
常规的4号样品     230   132(0℃)
续表17
  常规的5号样品   180   129(0℃)
  常规的6号样品   250   60(0℃)
  常规的7号样品
  常规的8号样品
  常规的9号样品   -61
  常规的10号样品   -48
  常规的11号样品   -42
  FGS：铁素体的晶粒
参考表17可以看出，在本发明的情况下，在1400℃的最高加热温度下在热影响区的奥氏体晶粒的大小在大约54-64μm的范围内，而在常规钢产品(具体说，常规的4-6号钢)中的奥氏体晶粒的大小约为180μm或更高。因此，本发明的钢产品具有抑制热影响区的奥氏体晶粒生长的良好效果。
在高热输入焊接周期中，其中从800℃冷却到500℃的时间是180秒，本发明的产品在-40℃时在热影响区具有良好的冲击韧性，其值约为300J或更高，同时转变温度约为-60℃。这就是说，本发明的产品在热影响区具有良好的冲击韧性。
在高热输入焊接条件下，常规的钢产品在在0℃热影响区具有非常低的冲击韧性，其值约为60-132J。因此本发明的钢产品与常规的钢产品相比热影响区冲击韧性得到相当大的改善，并且转变温度也得到相当大的改善。

Claims (20)

1.一种具有良好的热影响区韧性的焊接结构钢产品，按照重量百分比，该焊接结构钢包括：0.03-0.17％C，0.01-0.5％Si，0.4-2.0％Mn，0.005-0.2％Ti，0.0005-0.1％Al，0.008-0.030％N，0.0003-0.01％B，0.001-0.2％W，至多0.03％P，至多0.03％S，至多0.005％O，其余部分为Fe以及少量的杂质，同时满足下述条件：1.2≤Ti/N≤2.5，10≤N/B≤40，2.5≤Al/N≤7，以及6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14，并具有由晶粒大小为20μm或更小的铁素体和珠光体复合结构组成的微结构。
2.根据权利要求1的焊接结构钢产品，其特征在于，还包括0.01-0.2％V，同时满足下述条件：0.3≤V/N≤9，以及7≤(Ti+2Al+4B+V)/N≤17。
3.根据权利要求1的焊接结构钢产品，其特征在于，还包括选自下列一组元素中的一种或多种：Ni：0.1-3.0％，Cu：0.1-1.5％，Nb：0.01-0.1％，Mo：0.05-1.0％，以及Cr：0.05-1.0％。
4.根据权利要求1的焊接结构钢产品，其特征在于，还包括下列两种元素中的一种或两种都包括：Ca：0.0005-0.005％和REM：0.005-0.05％。
5.根据权利要求1的焊接结构钢产品，其特征在于，晶粒大小为0.01-0.1μm的TiN析出物，以1.0×107/mm2或更大的密度以及0.5μm或更小的间隔进行弥散。
6.根据权利要求1的焊接结构钢产品，其特征在于，当钢产品加热到1400℃或更高温度，然后在60秒钟时间内从800℃到500℃的整个冷却范围冷却时，母体和热影响区之间的韧性差在±30J的范围内；
当钢产品加热到1400℃或更高温度，然后在60-120秒钟时间内从800℃到500℃的整个冷却范围冷却时，母体和热影响区之间的韧性差在±70J的范围内；并且
当钢产品加热到1400℃或更高温度，然后在120-180秒钟时间内从800℃到500℃的整个冷却范围冷却时，母体和热影响区之间的韧性差在0-100J的范围内。
7.一种制造焊接结构钢产品的方法，包括如下步骤：
制备钢材板坯，按照重量百分比，该钢材板坯包括：0.03-0.17％C，0.01-0.5％Si，0.4-2.0％Mn，0.005-0.2％Ti，0.0005-0.1％Al，0.008-0.030％N，0.0003-0.01％B，0.001-0.2％W，至多0.03％P，至多0.03％S，至多0.005％O，其余部分为Fe以及少量的杂质，同时满足下述条件：1.2≤Ti/N≤2.5，10≤N/B≤40，2.5≤Al/N≤7，以及6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14；
在1100℃-1250℃的温度下加热钢材板坯60-180分钟；
在奥氏体再结晶温度范围内以40％或更高的轧制减少率热轧被加热的钢材板坯；以及
以1℃/min或更快的速率将热轧过的钢材板坯冷却到相应于铁素体转变完成温度±10℃的温度。
8.根据权利要求7的方法，其特征在于，钢材板坯还含有0.01-0.2％V，同时满足下述条件：0.3≤V/N≤9，以及7≤(Ti+2Al+4B)/N≤17。
9.根据权利要求7的方法，其特征在于，钢材板坯还含有选自下列一组元素中的一种或多种：Ni：0.1-3.0％，Cu：0.1-1.5％，Nb：0.01-0.1％，Mo：0.05-1.0％，以及Cr：0.05-1.0％。
10.根据权利要求7的方法，其特征在于，钢材板坯还含有下列两种元素中的一种或两种都包括：Ca：0.0005-0.005％和REM：0.005-0.05％。
11.根据权利要求7的方法，其特征在于，钢材板坯的制备还包括如下步骤：
向熔融钢中加入去氧效果比Ti好的去氧元素，以便将溶解氧的含量控制在30ppm或更少，在10分钟内向熔融钢中加入Ti，以便将Ti的含量控制在0.005-0.2％，并且铸造如此得到的钢材板坯。
12.根据权利要求11的方法，其特征在于，以Mn、Si和Al的顺序进行去氧。
13.根据权利要求11的方法，其特征在于，按照连续铸造工艺以0.9-1.1m/min的速率铸造熔融钢，同时在辅助冷却区用0.3-0.35l/kg的喷水量进行弱冷。
14.一种制造焊接结构钢产品的方法，包括如下步骤：
制备钢材板坯，按照重量百分比，该钢材板坯包括：0.03-0.17％C，0.01-0.5％Si，0.4-2.0％Mn，0.005-0.2％Ti，0.0005-0.1％Al，最多0.005％N，0.0003-0.01％B，0.001-0.2％W，最多0.03％P，最多0.03％S，最多0.005％O，其余部分为Fe和少量的杂质；
在1100℃-1250℃的温度下加热钢材板坯60-180分钟，同时对钢材板坯进行滲氮，以便将钢材板坯中的氮含量控制在0.008-0.03％，并满足下述条件：1.2≤Ti/N≤2.5，10≤N/B≤40，2.5≤Al/N≤7，以及6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14；
在奥氏体再结晶温度范围内以40％或更高的轧制减少率热轧滲氮的钢材板坯；以及
以1℃/min或更快的速率将热轧钢材板坯冷却到相应于铁素体转变完成温度±10℃的温度。
15.根据权利要求14的方法，其特征在于，钢材板坯还含有0.01-0.2％V，同时满足下述条件：0.3≤V/N≤9，以及7≤(Ti+2Al+4B)/N≤17。
16.根据权利要求14的方法，其特征在于，钢材板坯还含有选自下列一组元素中的一种或多种：Ni：0.1-3.0％，Cu：0.1-1.5％，Nb：0.01-0.1％，Mo：0.05-1.0％，以及Cr：0.05-1.0％。
17.根据权利要求14的方法，其特征在于，钢材板坯还含有下列两种元素中的一种或两种都包括：Ca：0.0005-0.005％和REM：0.005-0.05％。
18.根据权利要求14的方法，其特征在于，钢材板坯的制备还包括如下步骤：
向熔融钢中加入去氧效果比Ti好的去氧元素，以便将溶解氧的含量控制在30ppm或更少，在10分钟内向熔融钢中加入Ti，以便将Ti的含量控制在0.005-0.2％，并且铸造如此得到的钢材板坯。
19.根据权利要求18的方法，其特征在于，以Mn、Si和Al的顺序进行去氧。
20.一种具有良好热影响区韧性的焊接结构，利用根据权利要求1-6中任何一项所述的焊接结构钢产品制造而成。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6036924A (en) 1997-12-04 2000-03-14 Hewlett-Packard Company Cassette of lancet cartridges for sampling blood
US8337419B2 (en) 2002-04-19 2012-12-25 Sanofi-Aventis Deutschland Gmbh Tissue penetration device
US7344507B2 (en) 2002-04-19 2008-03-18 Pelikan Technologies, Inc. Method and apparatus for lancet actuation
US7981056B2 (en) 2002-04-19 2011-07-19 Pelikan Technologies, Inc. Methods and apparatus for lancet actuation
US7041068B2 (en) 2001-06-12 2006-05-09 Pelikan Technologies, Inc. Sampling module device and method
WO2002100460A2 (en) 2001-06-12 2002-12-19 Pelikan Technologies, Inc. Electric lancet actuator
JP4272051B2 (ja) 2001-06-12 2009-06-03 ペリカン テクノロジーズ インコーポレイテッド 血液試料採取装置及び方法
WO2002100254A2 (en) 2001-06-12 2002-12-19 Pelikan Technologies, Inc. Method and apparatus for lancet launching device integrated onto a blood-sampling cartridge
US7316700B2 (en) 2001-06-12 2008-01-08 Pelikan Technologies, Inc. Self optimizing lancing device with adaptation means to temporal variations in cutaneous properties
US9795747B2 (en) 2010-06-02 2017-10-24 Sanofi-Aventis Deutschland Gmbh Methods and apparatus for lancet actuation
US9226699B2 (en) 2002-04-19 2016-01-05 Sanofi-Aventis Deutschland Gmbh Body fluid sampling module with a continuous compression tissue interface surface
EP1404234B1 (en) 2001-06-12 2011-02-09 Pelikan Technologies Inc. Apparatus for improving success rate of blood yield from a fingerstick
US8702624B2 (en) 2006-09-29 2014-04-22 Sanofi-Aventis Deutschland Gmbh Analyte measurement device with a single shot actuator
US7648468B2 (en) 2002-04-19 2010-01-19 Pelikon Technologies, Inc. Method and apparatus for penetrating tissue
US9314194B2 (en) 2002-04-19 2016-04-19 Sanofi-Aventis Deutschland Gmbh Tissue penetration device
US7909778B2 (en) 2002-04-19 2011-03-22 Pelikan Technologies, Inc. Method and apparatus for penetrating tissue
US7547287B2 (en) 2002-04-19 2009-06-16 Pelikan Technologies, Inc. Method and apparatus for penetrating tissue
US7226461B2 (en) 2002-04-19 2007-06-05 Pelikan Technologies, Inc. Method and apparatus for a multi-use body fluid sampling device with sterility barrier release
US7674232B2 (en) 2002-04-19 2010-03-09 Pelikan Technologies, Inc. Method and apparatus for penetrating tissue
US7232451B2 (en) 2002-04-19 2007-06-19 Pelikan Technologies, Inc. Method and apparatus for penetrating tissue
US8267870B2 (en) 2002-04-19 2012-09-18 Sanofi-Aventis Deutschland Gmbh Method and apparatus for body fluid sampling with hybrid actuation
US7892183B2 (en) 2002-04-19 2011-02-22 Pelikan Technologies, Inc. Method and apparatus for body fluid sampling and analyte sensing
US7331931B2 (en) 2002-04-19 2008-02-19 Pelikan Technologies, Inc. Method and apparatus for penetrating tissue
US8579831B2 (en) 2002-04-19 2013-11-12 Sanofi-Aventis Deutschland Gmbh Method and apparatus for penetrating tissue
US7901362B2 (en) 2002-04-19 2011-03-08 Pelikan Technologies, Inc. Method and apparatus for penetrating tissue
US7297122B2 (en) 2002-04-19 2007-11-20 Pelikan Technologies, Inc. Method and apparatus for penetrating tissue
US8221334B2 (en) 2002-04-19 2012-07-17 Sanofi-Aventis Deutschland Gmbh Method and apparatus for penetrating tissue
US7717863B2 (en) 2002-04-19 2010-05-18 Pelikan Technologies, Inc. Method and apparatus for penetrating tissue
US9795334B2 (en) 2002-04-19 2017-10-24 Sanofi-Aventis Deutschland Gmbh Method and apparatus for penetrating tissue
US7371247B2 (en) 2002-04-19 2008-05-13 Pelikan Technologies, Inc Method and apparatus for penetrating tissue
US8574895B2 (en) 2002-12-30 2013-11-05 Sanofi-Aventis Deutschland Gmbh Method and apparatus using optical techniques to measure analyte levels
DK1633235T3 (da) 2003-06-06 2014-08-18 Sanofi Aventis Deutschland Apparat til udtagelse af legemsvæskeprøver og detektering af analyt
WO2006001797A1 (en) 2004-06-14 2006-01-05 Pelikan Technologies, Inc. Low pain penetrating
WO2005037095A1 (en) 2003-10-14 2005-04-28 Pelikan Technologies, Inc. Method and apparatus for a variable user interface
EP1751546A2 (en) 2004-05-20 2007-02-14 Albatros Technologies GmbH & Co. KG Printable hydrogel for biosensors
WO2005120365A1 (en) 2004-06-03 2005-12-22 Pelikan Technologies, Inc. Method and apparatus for a fluid sampling device
US8652831B2 (en) 2004-12-30 2014-02-18 Sanofi-Aventis Deutschland Gmbh Method and apparatus for analyte measurement test time
DE112006003169B4 (de) * 2005-12-01 2013-03-21 Posco Stahlbleche zum Warmpressformen mit ausgezeichneten Wärmebehandlungs- und Schlageigenschaften, daraus hergestellte Warmpressteile und Verfahren zu deren Herstellung
CN100425707C (zh) * 2005-12-15 2008-10-15 北京科技大学 一种回火快冷提高低碳钢力学性能的方法
US8197616B2 (en) * 2005-12-26 2012-06-12 Posco Manufacturing method of carbon steel sheet superior in formability
JP4950528B2 (ja) * 2006-03-16 2012-06-13 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比高張力鋼材およびその製法
EP2089556B1 (en) * 2006-10-06 2019-05-01 JFE Steel Corporation Low yield ratio dual phase steel linepipe with superior strain aging resistance
US8039118B2 (en) * 2006-11-30 2011-10-18 Nippon Steel Corporation Welded steel pipe for high strength line pipe superior in low temperature toughness and method of production of the same
JP5251089B2 (ja) * 2006-12-04 2013-07-31 新日鐵住金株式会社 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP4972451B2 (ja) * 2007-04-20 2012-07-11 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部および母材の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板並びにその製造方法
US20090301613A1 (en) 2007-08-30 2009-12-10 Jayoung Koo Low Yield Ratio Dual Phase Steel Linepipe with Superior Strain Aging Resistance
JP4485561B2 (ja) * 2007-10-02 2010-06-23 株式会社神戸製鋼所 母材靭性に優れた溶接用高張力厚鋼板
KR101010971B1 (ko) * 2008-03-24 2011-01-26 주식회사 포스코 저온 열처리 특성을 가지는 성형용 강판, 그 제조방법,이를 이용한 부품의 제조방법 및 제조된 부품
US8110292B2 (en) * 2008-04-07 2012-02-07 Nippon Steel Corporation High strength steel plate, steel pipe with excellent low temperature toughness, and method of production of same
WO2009126900A1 (en) 2008-04-11 2009-10-15 Pelikan Technologies, Inc. Method and apparatus for analyte detecting device
US20100136369A1 (en) * 2008-11-18 2010-06-03 Raghavan Ayer High strength and toughness steel structures by friction stir welding
US9375169B2 (en) 2009-01-30 2016-06-28 Sanofi-Aventis Deutschland Gmbh Cam drive for managing disposable penetrating member actions with a single motor and motor and control system
WO2011040587A1 (ja) 2009-10-02 2011-04-07 株式会社神戸製鋼所 機械構造用鋼とその製造方法、及び、肌焼鋼部品とその製造方法
US8965476B2 (en) 2010-04-16 2015-02-24 Sanofi-Aventis Deutschland Gmbh Tissue penetration device
KR101267624B1 (ko) * 2011-07-28 2013-05-27 현대제철 주식회사 구조용 강재 및 그 제조 방법
KR101290462B1 (ko) * 2011-09-28 2013-07-26 현대제철 주식회사 구조용 강재 및 그 제조 방법
JP5853661B2 (ja) * 2011-12-15 2016-02-09 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度耐サワーラインパイプ用鋼板、その素材及び高強度耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法
EP2952601B1 (en) * 2013-01-31 2017-09-27 JFE Steel Corporation Electric-resistance-welded steel pipe
CN103276311A (zh) * 2013-05-20 2013-09-04 浙江朋诚科技有限公司 一种高速线材辊轴合金
KR101910875B1 (ko) * 2013-11-07 2018-10-23 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판의 마찰 교반 접합 방법
US10829839B2 (en) * 2014-02-05 2020-11-10 Arcelormittal Production of HIC-resistant pressure vessel grade plates using a low-carbon composition
JP5994819B2 (ja) * 2014-05-30 2016-09-21 新日鐵住金株式会社 耐衝撃性に優れた鋼板及びその製造方法
WO2015195285A1 (en) 2014-06-20 2015-12-23 Arvinmeritor Technology, Llc Ferrous alloy
KR101665821B1 (ko) * 2014-12-24 2016-10-13 주식회사 포스코 표면 가공 품질이 우수한 저온용 강판 및 그 제조방법
KR102193527B1 (ko) * 2016-08-09 2020-12-21 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 후강판 및 그의 제조 방법
JP2018076563A (ja) * 2016-11-10 2018-05-17 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼
DE102017110631A1 (de) * 2017-05-16 2018-11-22 Thyssenkrupp Ag Verfahren zur Herstellung eines verschleißfesten Stahlrohrs, verschleißfestes Stahlrohr und Verwendung eines solchen Stahlrohrs
CN111575583A (zh) * 2020-05-18 2020-08-25 江苏联峰实业有限公司 一种高强度的热轧型材及其控温控冷工艺

Family Cites Families (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5526164B2 (zh) * 1973-07-31 1980-07-11
JPS593537B2 (ja) 1982-04-26 1984-01-24 新日本製鐵株式会社 溶接構造用鋼
JPH07824B2 (ja) 1984-05-22 1995-01-11 新日本製鐵株式会社 溶接用高靭性鋼
JPS6179745A (ja) 1984-09-28 1986-04-23 Nippon Steel Corp 溶接継手熱影響部靭性のすぐれた鋼材の製造法
JPS61190016A (ja) 1985-02-19 1986-08-23 Kobe Steel Ltd 大入熱溶接構造用鋼の製造方法
JPS6415320A (en) 1987-07-08 1989-01-19 Nippon Steel Corp Production of high tensile steel for low temperature use having excellent toughness of weld zone
JPS6415320U (zh) 1987-07-16 1989-01-26
JPS6460292A (en) 1987-08-27 1989-03-07 Daikin Ind Ltd Inverter for 2-phase motor
JPH05186848A (ja) 1992-01-10 1993-07-27 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部靭性の優れた大入熱溶接用鋼
JPH0860292A (ja) 1994-08-23 1996-03-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶接熱影響部靱性の優れた高張力鋼
JP3795949B2 (ja) 1995-02-16 2006-07-12 新日本製鐵株式会社 疲労強度が優れた溶接継手
JP3256401B2 (ja) 1995-02-27 2002-02-12 川崎製鉄株式会社 入熱５００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接用鋼およびその製造方法
JPH09194990A (ja) 1996-01-23 1997-07-29 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶接熱影響部靱性の優れた高張力鋼
JP3434125B2 (ja) 1996-06-04 2003-08-04 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靱性が優れた構造用鋼板
JPH10298706A (ja) 1996-06-21 1998-11-10 Nkk Corp 大入熱溶接性、溶接割れ感受性に優れた高張力鋼およびその製造方法
JP4041201B2 (ja) 1997-02-28 2008-01-30 新日本製鐵株式会社 超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼
JP3873111B2 (ja) 1997-09-22 2007-01-24 独立行政法人物質・材料研究機構 超微細フェライト組織鋼
JP4022958B2 (ja) 1997-11-11 2007-12-19 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板およびその製造方法
JP3509603B2 (ja) 1998-03-05 2004-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 靱性に優れた降伏強さが３２５ＭＰａ以上の極厚Ｈ形鋼
JP4044665B2 (ja) * 1998-03-13 2008-02-06 新日本製鐵株式会社 溶接性に優れたｂｎ析出強化型低炭素フェライト系耐熱鋼
JP2000226633A (ja) 1999-02-04 2000-08-15 Nkk Corp 靭性に優れた電子ビーム溶接用鋼
JP2001098340A (ja) * 1999-09-29 2001-04-10 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用鋼
KR100368264B1 (ko) * 2000-07-05 2003-02-06 주식회사 포스코 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조방법 및 이로부터 제조된 강재, 이를 이용한 용접구조물
KR100482208B1 (ko) * 2000-11-17 2005-04-21 주식회사 포스코 침질처리에 의한 용접구조용 강재의 제조방법
US6946038B2 (en) * 2000-12-01 2005-09-20 Posco Steel plate having Tin+MnS precipitates for welded structures, method for manufacturing same and welded structure
CN1149297C (zh) * 2000-12-14 2004-05-12 Posco公司 用于焊接结构的具有TiN+ZrN析出相的钢板及其制造方法和使用该钢板的焊接结构

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