CN1395624A - 用于焊接结构的具有TiN+CuS沉淀物的钢板,其制备方法,用其制成的焊接织物 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种焊接结构钢制品，其具有TiN和CuS的细粒复合沉淀物，该钢制品包括，以重量百分数计，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、0.1－1.5％Cu、最多0.03％P、0.003－0.05％S、最多0.005％O、和余量Fe及不可避免的杂质，同时满足条件：1.2≤Ti/N≤2.5，10≤N/B≤40，2.5≤Al/N≤7，6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14，和10≤Cu/S≤90，并且具有完全由晶粒粒度为20μm或以下的铁素体和珠光体的复合组织构成的显微组织。

Description

用于焊接结构的具有TiN+CuS沉淀物的钢板， 其制备方法，用其制成的焊接织物
技术领域
本发明涉及一种结构钢制品，其适合用于建筑物、桥梁、轮船构造、海上构筑物、钢管、管线等。本发明更具体涉及一种焊接结构钢制品，其采用TiN和CuS的细粒复合沉淀物制备，从而可在热影响区中具有提高的韧性和强度。本发明还涉及一种焊接结构钢制品的制备方法，以及一种采用焊接结构钢制品的焊接建筑物。
背景技术
近年来，由于建筑物和其它构筑物的高度及尺寸不断增加，已大量采用具有大尺寸的钢制品。即，厚钢制品的使用不断增加。为了焊接此类厚钢制品，需要采用高效的焊接方法。至于用于厚钢制品的焊接技术，一种可单焊道焊接(single pass welding)的热输入隐弧焊焊接方法以及电焊方法已广泛采用。可单焊道焊接的热输入隐弧焊焊接方法还可用于轮船构造以及桥梁，其需要厚度为25mm或更高的钢板。一般地，由于焊接金属量的增加，在较高热输入下有可能减少焊接通道的数目。因此，在焊接效率方面具有优势，其中可使用热输入焊接方法。即，在采用增加热输入的焊接方法时，其用途更广。一般地，用于焊接工艺中的热输入为100-200kJ/cm。为了焊接厚度为50mm或更高的钢板，需要采用200kJ/cm-500kJ/cm的极高热输入。
当高的热输入应用于钢制品，热影响区，(特别是)熔接边界的部分通过焊接热输入加热到接近钢制品熔点的温度。因此，在热影响区出现晶粒的生长，从而形成较粗的晶粒组织。而且，当该钢制品经历冷却处理，细粒组织具有较低韧性，可形成如贝氏体和马氏体。因此，该热影响区韧性降低。
为了确保此类焊接结构的稳定性，需要抑制热影响区中奥氏体晶粒的生长，从而使该焊接结构保持细粒组织。已知满足此类需要的方法中，高温下稳定的氧化物或Ti基氮化碳适当地分散于钢材中，其在焊接过程的热影响区中延迟晶粒的生长。此类技术公开于日本未审定专利Hei.12-226633，Hei.11-140582，Hei 10-298708，Hei.10-298706，Hei.9-194990，Hei.9-324238，Hei.8-60292，Sho.60-245768，Hei.5-186848，Sho.58-31065，Sho.61-797456，Sho.64-797456，以及Sho.64-15320，以及日本焊接协会期刊(Journal of Japanese Welding Society，Vol.52，No.2，pp49)。
在日本未审定专利Hei.11-140582中公开的技术是采用TiN的沉淀物的代表性技术。该技术可制备在0℃具有约200J的冲击韧性的结构钢材(当为贱金属时，约为300J)。根据该项技术，Ti/N比例调整为4-12，从而形成TiN沉淀物，具有晶粒粒度为0.05μm或更低，密度为5.8×103/mm2-8.1×104/mm2；同时形成TiN沉淀物，具有晶粒粒度为0.03-0.2μm，密度为3.9×103/mm2-6.2×104/mm2，由此确保焊接处的所需韧性。但是，根据该技术，在应用热输入焊接方法时，贱金属和热影响区表现出极低韧性。例如，贱金属和热影响区在0℃具有320J和220J的冲击韧性。而且，由于在贱金属和热影响区间具有相当大的韧性差值，多达约100J，通过使较厚的钢制品经历使用极高热输入的焊接处理得到的钢结构的安全性能是难以保证的。并且，为了获得所需的TiN沉淀物，该技术涉及一种方法，其将板材在1050℃或更高的温度下加热，该加热板材淬火，并且再次加热该淬火的板材以进行后续的热轧制处理。由于这样的双重热处理，生产成本提高了。
一般地，Ti基沉淀物用来抑制1200-1300℃的温度时奥氏体晶粒的生长。但是，Ti基沉淀物可在1400℃或更高的温度下保持更长时间，相当数量的TiN沉淀物再次溶解了。因此，重要的是防止TiN沉淀物的溶解以保证在热影响区的所需韧性。但是，能够在热影响区甚至在极高热输入焊接方法(其中Ti基沉淀物可在1350℃高温下保持更长的时间)中显著提高韧性的技术及其相关的方法未见公开。特别地，在少数几种技术中热影响区具有与贱金属相同的韧性。如果上述问题得到解决，将有可能得到用于较厚钢制品的极高热输入焊接方法。在这种情况下，因此才有可能获得高焊接效率，同时是钢建筑物高度提高，并且保证这些钢建筑物的安全性。
发明公开
因此，本发明的目的是提供一种焊接结构钢制品，一种焊接结构钢制品的制备方法以及采用该焊接结构钢制品的焊接结构，其中TiN和CuS的细粒复合沉淀物均匀分散，其具有从中等热输入到极高热输入的焊接热输入范围内的高温稳定性，从而提高了贱金属和热影响区的韧性及强度(或硬度)，同时使贱金属和热影响区之间的韧性差值最小。
根据本发明的一个方面，提供一种焊接结构钢制品，其具有TiN和CuS的细粒复合沉淀物，该钢制品包括，以重量百分数计，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、0.1-1.5％Cu、最多0.03％P、0.003-0.05％S、最多0.005％O、和余量Fe及不可避免的杂质，同时满足条件：1.2≤Ti/N≤2.5，10≤N/B≤40，2.5≤Al/N≤7，6.5≤(Ti+2Al+4B)N≤14，和10≤Cu/S≤90，并且具有晶粒尺寸为20μm或以下的铁素体和珠光体的复合组织构成的显微组织。
根据本发明的另一个方面，提供一种焊接结构钢制品的制备方法，该钢制品具有TiN和CuS的细粒复合沉淀物，其包括：
制备一种钢板材，其含有，以重量百分数计，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、0.1-1.5％Cu、最多0.03％P、0.003-0.05％S、最多0.005％O、和余量Fe及不可避免的杂质，同时满足条件：1.2≤Ti/N≤2.5，10≤N/B≤40，2.5≤Al/N≤7，6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14，和10≤Cu/S≤90；
在1100℃-1250℃温度下对钢板材加热60-180分钟；
在厚度缩减率为40％或更高、奥氏体再结晶范围内对加热后的钢板材进行热轧制；并且
在1℃/min的速率，将所述热轧制钢板材冷却至铁素体转变完成温度±10℃的温度范围内。
根据本发明的另一个方面，提供一种焊接结构钢制品的制备方法，该钢制品具有TiN和CuS的细粒复合沉淀物，其包括：
制备一种钢板材，其含有，以重量百分数计，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、0.1-1.5％Cu、最多0.03％P、0.003-0.05％S、最多0.005％O、和余量Fe及不可避免的杂质，同时满足条件：10≤Cu/S≤90；
在1100℃-1250℃温度下对钢板材加热60-180分钟，同时对钢板材氮化处理将钢板材中的N含量调节至0.008-0.03％，并且满足条件：1.2≤Ti/N≤2.5，10≤N/B≤40，2.5≤Al/N≤7，和6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14。
在厚度缩减率为40％或更高、奥氏体再结晶范围内对加热后的钢板材进行热轧制；并且
在1℃/min的速率，将所述热轧制钢板材冷却至铁素体转变完成温度±10℃的温度范围内。
根据本发明的另一个方面，提供一种具有优异热影响区韧性的焊接结构，其采用权利要求1-6中任一所述的焊接结构钢制品制备。
本发明的最佳实施例
本发明将详述如下。
在说明书中，术语“前奥氏体”代表当使用高热输入的焊接方法应用于该钢制品中时，在钢制品(贱金属)热影响区中形成的奥氏体。该奥氏体区别于在制备过程(热轧制处理)中形成的奥氏体。
在采用高热输入的焊接方法应用于钢制品时，仔细观察了钢制品(贱金属)热影响区的前奥氏体的生长和冷却过程中出现的前奥氏体的相变行为后，发明人发现，热影响区表现出随着前奥氏体的临界晶粒粒度(约80μm)的韧性变化，并且当细粒铁素体分数增加时热影响区的韧性增加。
在观察的基础之上，本发明有如下特征：
[1]利用了钢制品中TiN和CuS的复合沉淀物；
[2]将钢制品(贱金属)中初始铁素体晶粒粒度降低到临界水平或更低，从而调整热影响区的前奥氏体的晶粒粒度为约80μm或更低；以及
[3]降低Ti/N比例以有效地形成BN和AlN沉淀物，从而增加热影响区的铁素体部分，同时控制该铁素体具有针状或多边形结构以提高韧性。
本发明前述[1]、[2]、[3]将详述如下。[1]TiN和CuS的复合沉淀物
当高热输入焊接应用于结构钢制品，接近熔接边界的热影响区将加热至约1400℃或更高的高温下。因此，在贱金属中沉淀的TiN将因为焊接热而部分溶解。否则，将出现奥斯瓦德熟化(Ostwald ripening)现象。即，较小晶粒粒度的沉淀物溶解了，从而它们以较大晶粒粒度的沉淀物形式扩散开来。根据奥斯瓦德熟化现象，一部分沉淀物变粗。而且，TiN沉淀物的密度大大降低，所以前奥氏体晶粒的生长的抑制效果消失了。
在观察了TiN沉淀物的特性随着Ti/N比例的变化后，考虑到当分散于贱金属中TiN沉淀物因焊接热而溶解时上述现象是由Ti原子的扩散而引起，发明人发现了新的事实，在高氮浓度下(即，低Ti/N比例)，溶解Ti原子的浓度和扩散速率降低了。并且获得了更高的TiN沉淀物的高温稳定性。即，当在Ti和N(Ti/N)比例为1.2-2.5，该溶解Ti的量大为减少，从而使得TiN沉淀物具有更高的高温稳定性。因此细粒TiN沉淀物以高密度均匀分散。这样的惊人效果主要在于，氮含量减低时，代表高温稳定性的TiN沉淀物的溶解性产物减少了，因为当Ti含量为常数的条件下增加氮含量，所有溶解Ti原子很容易与氮原子结合，并且溶解Ti的量在高氮浓度条件下降低了。
而且，发明人注意到，如果分布在熔接边界附近热影响区的TiN沉淀物的再溶解能被防止，甚至在那些TiN沉淀物为均匀分散的细晶粒时，从而有可能轻松地抑制前奥氏体晶粒的生长。即，发明人研究了一种方法来延迟基体中TiN沉淀物的再溶解。作为这次研究的结果，发明人发现，当TiN以TiN和CuS的复合沉淀物的形式(CuS围绕TiN沉淀物)分散于热影响区，那些TiN沉淀物再溶解入基体被大大延迟了，即使TiN沉淀物加热至1350℃的高温也不例外。即，CuS，其优先再溶解围绕TiN，从而影响了TiN的溶解以及TiN的再溶解进入贱金属。因此，TiN可有效地抑制前奥氏体晶粒的生长。因此，实现了在热影响区中韧性的提高。而且，CuS沉淀物的密度影响了热影响区的强度(或硬度)。
因此，重要的是降低代表TiN沉淀物高温稳定性的溶解性产物，同时均匀地分散TiN和CuS细粒复合沉淀物。在观察到TiN和CuS的复合沉淀物随着Ti和N(Ti/N)以及Cu和S(Cu/S)的比例的尺寸、数量以及密度变化后，发明人发现，晶粒粒度为0.01-0.1μm的TiN和CuS的复合沉淀物以密度为1.0×107/mm2或更高密度沉淀，其中条件为Ti/N比例为1.2-2.5和Cu/S比例为10-90。即，该沉淀物的均匀间隔为约0.5μm。
发明人还发现了一个有趣的现象。即，即使由钢板材生产一种高氮钢，其通过制备具有氮含量为0.005％或以下的低氮钢(其产生板材表面裂缝可能性较低)，然后对低氮钢在钢板材加热炉中进行氮化处理，有可能获得如上述的TiN沉淀物，TiN比例须调整为1.2-2.5。基于事实可分析得到，在Ti含量为常数的条件下，当由氮化处理增加氮含量，所有溶解的Ti原子可用来与氮原子结合，从而减少了代表TiN沉淀物高温稳定性的溶解性产物TiN。
根据本发明，除了调整Ti/N比例外，N/B，Al/N和V/N的各自比例，N含量以及Ti+Al+B+(V)总含量一般须经调整以使N沉淀为BN，AlN，以及VN，还应考虑到由于高氮环境存在的溶解N，将产生加速熟化。根据本发明，如上述，不仅通过Ti/N和TiN溶解性产物的比例对TiN沉淀物密度进行控制，而且还通过将TiN按TiN和CuS复合沉淀物的形式分散(其中，CuS适当地围绕TiN沉淀物)，使贱金属和热影响区间的韧性差值最小。该方法显然不同于常规沉淀调整方法(日本未审定专利Hei.11-140582)，其中通过仅增加Ti含量来增加TiN沉淀物数量。[2]调整钢材的铁素体晶粒粒度(贱金属)
经过研究，发明人发现，为了将前奥氏体调整为晶粒粒度为约80μm或更低，除了调整沉淀物之外，重要的是形成铁素体和珠光体复合组织中细粒铁素体晶粒。可通过将热轧制处理中的奥氏体晶粒细化或控制热轧制处理之后冷却处理过程中铁素体生长来使铁素体晶粒细化。这样，还可以发现，碳化物(VC和WC)适当沉淀以有效地生成所需密度铁素体晶粒是非常有效的。[3]热影响区的显微组织
发明人还发现，当贱金属加热到1400℃的温度时，不仅是前奥氏体晶粒的晶粒粒度，而且前奥氏体晶粒边界沉淀的铁素体的数量和形状都对热影响区大有影响。特别地，优选是产生奥氏体晶粒中的多边形铁素体或针状铁素体转变。对于该转变，可利用本发明的AlN和BN沉淀物。
将结合所生产的钢制品中各组分，以及钢制品生产方法对本发明进行描述。[焊接结构钢制品]
首先，描述本发明焊接结构钢制品的组成。
根据本发明，碳含量(C)限定为0.03-0.17wt.％(此后，简称为“％”)。
当碳含量(C)低于0.03％，不可能得到结构钢的足够强度。另一方面，当C含量超过0.17％，在冷却过程中产生弱韧性显微组织如较早贝氏体、马氏体以及退化珠光体的转变发生了，从而使得结构钢制品具有较低的低温冲击韧性。而且，焊接处的硬度或强度增加了，从而使得韧性退化并产生焊接裂缝。硅含量(Si)限定为0.01-0.5％
若硅含量低于0.01％，在钢材生产工艺中不可能获得足够的熔融钢脱氧效果。这样，该钢制品的耐腐蚀性降低。另一方面，当硅含量超过0.5％，脱氧效果非常明显。而且，由于轧制工艺后的冷却处理中可淬性(hardenability)增加，岛状马氏体转变加速了。因此，低温冲击韧性降低了。锰含量(Mn)限定为0.4-2.0％
Mn具有提高钢材的脱氧效果、焊接性能、热加工性以及强度的作用。该元素沉淀为围绕Ti基氧化物的MnS，从而其促进了针状和多边形铁素体的生成以提高热影响区的韧性。该Mn元素形成了基体中可取代固溶体，从而固溶体强化了所述基体以得到所需的强度和韧性。为了获得此类效果，需要组合物中Mn含量为0.4％或更高。但是，当Mn含量超过2.0％，固溶体强化效果没有增加。相反，产生了Mn的离析，其使得结构上不均匀而对热影响区的韧性造成不利影响。而且钢材凝固过程中离析机理产生的宏观离析和微观离析，促进形成了轧制工艺中贱金属的中心离析带。这样的中心离析带将引发形成贱金属中的中心低温转变组织。钛含量(Ti)限定为0.005-0.2％
Ti为本发明中的基本元素，因为其与N结合形成在高温下稳定的细粒TiN沉淀物。为了获得这样的细TiN晶粒沉淀效果，需要加入0.005％或更高的Ti。但是，当Ti含量超过0.2％，可在熔融钢材中形成粗TiN和Ti氧化物。这样，无法抑制热影响区中前奥氏体的生长。铝含量(Al)限定为0.0005-0.1％
Al元素不仅作为脱氧剂，而且用来形成钢材中的细AlN沉淀物。Al还与氧反应形成Al氧化物，从而阻止Ti与氧反应。从而，Al帮助Ti形成细TiN沉淀物。为了实现该效果，Al优选以0.0005％或更高的含量加入。但是，当Al含量超过0.1％时，在AlN沉淀后的溶解的残余Al促使冷却处理的热影响区形成具有弱韧性的Widmanstatten铁素体和岛状马氏体。因此，在应用高热输入焊接工艺时热影响区的韧性降低了。氮含量(N)限定为0.008％-0.03％
N是形成TiN，AlN，BN，VN，NbN等的必须元素。当进行高热输入焊接方法时，N用来尽可能地抑制前奥氏体晶粒的生长，同时增加了TiN，AlN，BN，VN，NbN等沉淀物的含量。由于N显著地影响TiN和AlN沉淀物的晶粒粒度、间距以及密度，沉淀物与氧化物形成复合沉淀物的频度，以及这些沉淀物高温稳定性，N的底限确定为0.008％。但是当N含量超过0.03％，此类效果增加不明显。这样，由于热影响区中溶解氮含量增加而使韧性降低。而且，其他的N可以焊接工艺产生的稀释物加入焊接金属中，从而使得焊接金属韧性降低。
同时，本发明所用的板材可为低氮钢，其随后可经历氮化处理(Nitrogen Zing treatment)形成高氮钢。这样，该板材具有0.0005％的N含量，板材表面产生裂缝的可能性降低。该板材然后经历包括氮化处理的再加热工艺，从而制备具有0.008-0.03％N含量的高氮钢。硼含量(B)限定为0.0003-0.01％
B元素可非常有效地在晶粒边界形成具有优异韧性的针状铁素体，同时在晶粒边界形成多边形铁素体。B形成BN沉淀物，从而抑制了前奥氏体晶粒的生长。而且，B形成在晶粒边界和晶粒内的Fe硼碳化物，从而促进转变成为具有优异韧性的针状和多边形铁素体。当B含量低于0.0003％时无法达到这种效果。另一方面，当B含量超过0.01％，将发生可淬性增加，所以有可能硬化热影响区，产生低温裂缝。钨含量(W)限定为0.001-0.2％
当钨经历热轧制处理，它在贱金属中均匀地沉淀为碳化钨(W)，从而有效地抑制了铁素体转变后的铁素体晶粒生长。钨还用来抑制用于热影响区加热处理初始阶段的前奥氏体生长。当钨含量低于0.001％，在热轧制处理后冷却处理过程中，用来抑制铁素体晶粒生长的碳化钨以不充分的密度下分散。另一方面，当钨含量超过0.2％，钨的效果未见增加。铜含量(Cu)限定为0.1-1.5％
Cu是用来提高热影响区强度的元素。当Cu含量低于0.1％，无法形成足量的CuS沉淀物以提高强度，并且获得固溶体强化效果。当Cu含量超过1.5％，Cu的效果未见增加。相反，热影响区的可淬性增加了，从而导致韧性降低。而且，其他Cu以焊接工艺产生的稀释物加入焊接金属中，从而使得焊接金属韧性降低。磷含量(P)限定为0.030％或更低
因为P为杂质元素，其使得轧制工艺中中心离析并形成焊接工艺中的高温裂缝，将P含量调整到尽可能的低是理想的。为了实现热影响区韧性的提高和中心离析的减少，P含量为0.03％或更低是理想的。硫含量(S)限定为0.003-0.005％
S元素可提高热影响区的强度。该元素与Cu反应形成CuS，从而提高了强度(或硬度)。S还沉淀于TiN沉淀物中形成复合沉淀物，从而提高TiN沉淀物的高温稳定性。为了达到该效果，S优选以0.003％或更高的量加入。但是，当S含量超过0.05％，S的效果未见提高。在连续浇铸工艺中，可在板材的表面下形成裂缝。在焊接工艺中，可形成低熔点化合物如FeS，其可能促使形成高温焊接裂缝。因此，该S含量不超过0.05％。氧含量(O)限定为0.005％或更低
当O含量超过0.005％，Ti将形成熔融钢材中的Ti氧化物，从而其无法形成TiN沉淀物。因此，O含量不能超过0.005％。而且，夹杂物如粗Fe氧化物和Al氧化物将形成，并对贱金属的韧性产生副作用。
根据本发明，Ti/N比例限定为1.2-2.5。
当Ti/N比例限定为如上述的范围，将有两个优点。
第一，有可能增加TiN沉淀物的密度同时均匀分散这些TiN沉淀物。即，当在Ti含量为常数的条件下增加氮含量，所有溶解的Ti原子很容易在连续浇铸工艺(在高氮钢板材的情况下)或在氮化处理后冷却处理(在低氮钢板材的情况下)中与氮原子结合，从而形成TiN细沉淀物同时以较高密度分散。
第二，代表TiN沉淀物高温稳定性的溶解性产物TiN减少了，从而防止Ti再溶解。即，Ti在高氮环境下与N具有极强的结合性能，超过了溶解性能。因此，TiN沉淀物在高温下稳定。
因此，Ti/N比例调整为本发明的1.2-2.5。当Ti/N比例低于1.2，溶解于贱金属中的氮含量增加，从而降低了热影响区的韧性。另一方面，当Ti/N超过2.5，形成了TiN粗晶粒。这样，难以获得均匀分散的TiN。而且，其他未沉淀为TiN的残余Ti以溶解状态存在，从而对热影响区的韧性产生不利影响。N/B比例限定为10-40
当N/B比例低于10，促进前奥氏体边界处多边形铁素体转变的BN在焊接工艺后的冷却处理中不能足量沉淀。另一方面，当N/B超过40，BN的作用未见提高。这样，溶解氮的含量增加，从而降低了热影响区的韧性。Al/N比例限定为2.5-7
当Al/N比例低于2.5，引起针状铁素体转变的AlN沉淀物以不充分的密度分散。而且，热影响区中溶解氮含量增加，从而可能导致焊接裂缝形成。另一方面，当Al/N超过7，通过调整Al/N比例获得的效果未见提高。(Ti+2Al+4B)/N比例限定为6.5-14
当(Ti+2Al+4B)/N比例低于6.5，TiN，AlN，BN以及VN沉淀物的晶粒粒度和密度不够，从而无法实现抑制热影响区中前奥氏体生长，在晶粒边界形成细多边形铁素体，溶解氧含量调整，晶粒内针状铁素体和多边形铁素体形成以及组织分数调整。另一方面，当(Ti+2Al+4B)/N比例超过14，通过调整(Ti+2Al+4B)/N比例的效果未见提高。当加入V，优选(Ti+2Al+4B+V)/N比例为7-17。Cu/S比例限定为10-90
根据本发明，单独的CuS沉淀物或TiN和CuS的复合沉淀物在TiN沉淀物和贱金属间的边界形成。因此，当这些沉淀物加热到高温，它们优先再次溶解于贱金属中，从而相对于单独分散的TiN沉淀物增加了再溶解温度，或者延迟了再溶解时间。Cu/S比例可大于10以获得CuS沉淀物和TiN及CuS复合沉淀物的适当密度和晶粒粒度，以便调整热影响区中奥氏体晶粒的生长，并且确保足量的CuS围绕TiN沉淀物。但是，当Cu/S比例超过90，围绕TiN沉淀物的CuS沉淀物变粗，因此通过调整CuS比例的效果未见提高。而且，热影响区可淬性提高，导致韧性降低同时使得焊接金属中的高温裂缝形成。
根据本发明，V可选择性地加入上述钢铁组方中。
V元素与N结合形成VN，从而促进了热影响区中铁素体形成。VN单独沉淀，或在TiN沉淀物中沉淀，所以它促进了铁素体转变。而且，V与C结合形成碳化物即VC。该VC用来抑制铁素体转变后的铁素体晶粒生长。
因此，V提高了贱金属韧性以及热影响区的韧性。根据本发明，V含量优选限定为0.01-0.2％。当V含量低于0.01％，沉淀的VN量不足以促使热影响区中铁素体转变。另一方面，当V含量超过0.2％，贱金属的韧性和热影响区的韧性降低了。这样，焊接可淬性增加了。出于这个原因，有可能形成形成不良的低温焊接裂缝。
当加入V，V/N比例优选调整为0.3-9。
当V/N比例低于0.3，将难以保证分散于TiN和CuS复合沉淀物边界的VN沉淀物的适宜密度和晶粒粒度，以提高热影响区的韧性。另一方面，当V/N的比例超过9，分散于TiN和CuS复合沉淀物边界的VN沉淀物变粗，从而降低了VN沉淀物密度。因此，可有效提高热影响区的韧性的铁素体分数减少。
根据本发明，为了进一步提高机械性能，具有上述组成的钢材可加入一种或多种元素，其选自Ni，Nb，Mo，以及Cr。Ni含量优选限定为0.1-3.0％
Ni元素通过固溶体强化，可有效提高贱金属的强度和韧性。为了获得这样的效果，Ni含量优选为0.1％或更高。但是，当Ni含量超过3.0％，可淬性增加了，从而降低了热影响区的韧性。而且，将有可能在热影响区和贱金属形成高温裂缝。Nb含量优选限定为0.01-0.10％
Nb元素可有效地确保贱金属所需强度。为了达到这样的效果，Nb加入量为0.01或更高。但是，当Nb含量超过0.1％，粗粒NbC可单独沉淀，对贱金属的韧性产生不利影响。铬含量(Cr)优选限定为0.05-1.0％
Cr用来增加可淬性同时提高强度。当Cr含量低于0.05％，无法获得理想的强度。在另一方面，当Cr含量超过1.0％，在贱金属和热影响区中韧性降低了。钼含量(Mo)优选限定为0.05-1.0％
Mo元素增加了可淬性同时提高了强度。为了确保需要的强度，需要加入0.05％或更高量的Mo。但是，Mo含量上限确定为0.1％，与Cr类似，以抑制热影响区硬化及低温焊接裂缝的形成。
根据本发明，加入Ca和REM中的一种或者二者以抑制加热工艺中的前奥氏体的生长。
Ca和REM用来形成具有优异高温稳定性的氧化物，从而抑制了加热过程中贱金属的前奥氏体晶粒的生长，同时提高了热影响区的韧性。而且，Ca具有调整钢材生产工艺中粗MnS形状的作用。为了达到这些效果，Ca优选以0.0005％或更高的量加入，而REM优选加入0.005％或更高。但是，当Ca含量超过0.005％，或REM含量超过0.05％，大尺寸的夹杂物和簇将形成，从而降低了钢材的清洁度。对于REM，可使用Ce，La，Y，以及Hf中的一种或多种。
现在，本发明焊接结构钢制品的显微组织描述如下。
优选地，本发明的焊接结构钢制品的显微组织为铁素体和珠光体的复合组织。而且，优选具有晶粒粒度为20μm或更低。当铁素体晶粒具有大于20μm的晶粒粒度。当应用高热输入焊接工艺时，提供的热影响区中前奥氏体晶粒具有80μm或更高的晶粒粒度，从而降低了热影响区的韧性。
当铁素体和珠光体的复合组织中铁素体部分增加时，贱金属的韧性和伸张度(elongation)相应地增加。因此，铁素体分数确定为20％或更多，并且优选为70％或更多。
理想的是，晶粒粒度为0.01-0.1μm的TiN和CuS的复合沉淀物以1.0×107/mm2的密度分散于本发明的焊接结构钢制品中。以下将进行详细描述。当沉淀物具有低于0.01μm的晶粒粒度时，它们将容易地再次溶解于焊接工艺的贱金属中，所以它们不能有效地抑制奥氏体晶粒的生长。另一方面，当晶粒具有大于0.1μm的晶粒粒度，它们对奥氏体晶粒的阻止效果不充分(抑制晶粒的生长)，并且具有类似于粗粒非金属夹杂物的特征，从而对机械性能产生不利影响。
当细沉淀物的密度低于1.0×107/mm2，将难以使热影响区的临界奥氏体晶粒调整到80μm或更低，其时使用高热输入的焊接工艺。当沉淀物均匀分散，有可能更有效地抑制引起沉淀物变粗的奥斯瓦德熟化现象。因此，将TiN沉淀物的间隔调整为0.5μm是理想的。[焊接结构钢制品的制备方法]
根据本发明，率先制备了具有上述组成的钢板材。
本发明的钢板材可通过常规工艺、浇铸工艺制备，熔融钢材通过常规精炼及脱氧处理。但是，本发明不限于此类方法。
根据本发明，熔融钢材首先在转炉中精炼，排入铁水包，其可经历“外部炉精炼(refining outside furnace)”处理作为二次精炼处理。在厚产品如焊接结构钢制品的情况下，需要在“外部炉精炼”处理之后进行脱气处理(Ruhrstahi Hereaus(RH)工艺)。一般，在首次和二次精炼处理之间进行脱氧作用。
在脱氧处理中，最好是在溶解氧量调整到不超过本发明适宜用量的条件下加入Ti。这是因为大多数Ti溶解在熔融钢材中而不形成任何氧化物。这样，脱氧效果比Ti高的元素优选在加入Ti之前加入。
将对此更详尽描述。溶解氧量主要取决于氧化物生成行为。在脱氧剂具有较高的亲氧性时，它们与熔融钢材中氧结合的速率较高。因此，当加入Ti之前采用脱氧效果优于Ti的元素脱氧进行作用时，将尽可能地阻止Ti形成氧化物。当然，在加入脱氧效果优于Ti(例如Al)的元素之前，钢材中5种元素中的Mn，Si等被加入的条件下，进行脱氧作用。在脱氧作用之后，进行采用Al的二次脱氧作用。这样，优点在于有效减少加入的脱氧剂的数量。脱氧剂的各自脱氧效果如下：
Cr＜Mn＜Si＜Ti＜Al＜REM＜Zr＜Ca＝Mg
由前述说明可知，根据本发明，通过在加入Ti之前加入脱氧效果优于Ti的元素，将溶解氧的数量调整得尽可能的低。优选地，溶解氧的数量调整至30ppm或更低。当溶解氧的数量超过30ppm，Ti可与存在于熔融钢材的氧结合，从而形成Ti氧化物。因此，溶解Ti的数量减少了。
优选地，在调整了溶解氧数量之后，当Ti含量为0.005％-0.2％的条件下于10分钟内加入Ti。这是因为加入Ti后生成Ti氧化物，溶解Ti的数量可随着时间增加而减少。
根据本发明，可在真空脱气处理之前或之后的任何时间加入Ti。
根据本发明，制备采用如上述制备熔融钢材的钢板材。当所制备的熔融钢材为低氮钢(须氮化处理)，不论浇铸速度如何(即，低浇铸速度或高浇铸速度)，可进行连续浇铸工艺。但是，当熔融钢材为高氮钢，考虑到高氮钢形成板材表面裂缝的可能性较大，为了提高产量，最好是以低浇铸速度浇铸熔融钢材，同时保持二次冷却区中的弱冷却条件。
优选地，连续浇铸工艺的浇铸速度为低于一般浇铸速度(即约1.2m/min)的1.1m/min。更优选地，浇铸速度调整为约0.9-1.1m/min。在浇铸速度低于0.9m/min时，虽然在减少板材表面裂缝上有优势，但产量降低了。另一方面，当浇铸速度高于1.1m/min，板材表面裂缝形成的可能性增加。即使在低氮钢条件下，当钢材在0.9-1.2m/min的低速下进行浇铸有可能获得较好的内部质量。
同时，最好是控制二次冷却区的冷却条件，因为冷却条件影响了TiN沉淀物的细度(fineness)和均匀分散。
对于高氮熔融钢材，在二次冷却区中喷水量为0.3-0.35l/kg以进行弱冷却。当喷水量低于0.3l/kg，TiN沉淀物变粗。因此，难以调整TiN沉淀物的晶粒粒度和密度来获得本发明的理想效果。另一方面，当喷水量高于0.35l/kg，TiN沉淀物的形成频度太低，所以难以调整TiN沉淀物的晶粒粒度和密度来获得本发明的理想效果。
此后，本发明上述所制备的钢板材被加热。
当高氮钢板材具有0.008-0.030％的氮含量，在1100-1250℃温度下加热60-180分钟。当板材加热温度低于1100℃，难以确保CuS沉淀物和TiN及CuS复合沉淀物的晶粒粒度和密度适宜，来获得本发明的理想效果。另一方面，当板材加热温度高于1250℃，TiN和CuS的复合沉淀物的晶粒粒度和密度不再变化。而且，在加热过程中的奥氏体晶粒变大。因此，影响后续轧制工艺中进行再结晶的奥氏体晶粒变的极为粗大，它们对细粒铁素体影响减小，从而降低了最终钢制品的机械性能。同时，当板材加热时间低于60分钟，凝固离析减少。而且，给定的时间不足以使TiN和CuS复合沉淀物分散。当加热时间超过180分钟，通过加热处理的效果未见变化。这样，生产成本增加了。而且，板材中奥氏体晶粒的生长对后续的轧制工艺产生不利影响。
对于含0.005％氮的低氮钢板材，在本发明板材加热炉中进行氮化处理，从而获得高氮钢板材同时调整Ti和N间的比例。
根据本发明，低氮钢板材在1000-1250℃温度加热60-180分钟以进行氮化处理，以调整板材氮含量优选为0.008-0.03％。为了确保板材中适宜含量的TiN沉淀物，氮含量可为0.008％或更高。但是，当氮含量超过0.03％，氮可在板材中扩散，从而导致板材表面的氮含量高于以TiN细粒沉淀物形式沉淀的氮含量。因此，该板材表面硬化，从而对后续轧制工艺产生不利影响。
当板材的加热温度低于1000℃，氮无法充分扩散，从而使得TiN沉淀物具有低密度。尽管通过增加加热时间来增加TiN沉淀物的密度，这将增加生产成本。另一方面，当加热温度高于1250℃，在加热工艺的板材中奥氏体晶粒生长，对后续轧制工艺进行的再结晶不利。当板材加热时间低于60分钟，无法获得理想的氮化效果。另一方面，当板材加热时间高于180分钟，生产成本增加。而且，板材中奥氏体晶粒生长对后续轧制工艺不利。
优选地，在板材中进行氮化处理以调整Ti/N比例为1.2-2.5，N/B的比例为10-40，Al/N比例为2.5-7，(Ti+2Al+4B)/N比例为6.5-14，V/N比例为0.3-9，以及(Ti+2Al+4B+V)/N为7-17。
此后，加热钢板材优选在奥氏体再结晶温度且厚度缩减率为40％或更高的条件下热轧制。奥氏体再结晶温度取决于钢材的组成，以及先前的厚度缩减率。根据本发明，考虑到一般厚度缩减率，奥氏体再结晶温度为约850-1050℃。
当热轧制温度低于850℃，因为热轧制温度在非结晶温度范围内，在轧制工艺中该组织变为细长奥氏体。因此，难以确保后续冷却处理中的细粒铁素体。另一方面，当热轧制温度高于1050℃，因再结晶形成的再结晶奥氏体晶粒生成，所以它们变粗。因此，难以确保在冷却处理中的细粒铁素体晶粒。而且，当轧制工艺中累积或单一厚度缩减率低于40％，在奥氏体晶粒中将没有足够的位点形成铁素体核心。因此，无法由奥氏体再结晶获得有效细化铁素体晶粒。而且，对焊接工艺的热影响区的韧性产生有益影响的沉淀行为具有不利效果。
轧制钢板材然后以1℃/min的速率冷却到铁素体转变完成温度±10℃的范围内。优选地，轧制钢板材以1℃/min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，即使轧制钢板材以1℃/min的速率冷却到正常温度，铁素体细化也没有问题。但是，这是不理想的，因为这不经济。尽管轧制钢板材以1℃/min的速率冷却到铁素体转变完成温度±10℃温度范围内，但有可能防止铁素体晶粒的生长。当冷却速率低于1℃/min时，再结晶细粒铁素体晶粒的生长发生了。这样，难以确保铁素体晶粒粒度为20μm或更低。
如上述可知，可以获得具有铁素体和珠光体复合组织作为显微组织的钢制品，同时具有通过控制脱氧作用和浇铸条件的优异热影响区韧性，同时调整元素含量比例，特别是Ti/N比例。而且，可以有效地制备一种钢制品，其中晶粒粒度为0.01-0.1μm的TiN和CuS的细粒复合沉淀物按1.0×107/mm2或更高的密度以及0.5μm或更低的间距沉淀。
同时，板材可采用连续浇铸工艺或模制浇铸工艺作为钢材浇铸工艺予以制备。当采用高冷却速度，易于细化分散的沉淀物。因此，采用连续浇铸工艺是理想的。出于同样的原因，板材具有较小的厚度是有益的。作为用于此板材的热轧制工艺，热载轧制工艺或直接轧制工艺可以使用。而且，各种技术如已知控制轧制工艺和控制冷却工艺可以应用。为了提高本发明制备热轧制板材的机械性能，可采用热处理。需要注意的是，尽管此类已知技术应用于本发明，此类技术是在本发明的保护范围之内。[焊接结构]
本发明还涉及采用上述焊接结构钢制品制备的焊接结构。因此，采用具有上述本发明组成的焊接结构钢制品制备的焊接结构包括在本发明内，与晶粒粒度为约20μm或更低的铁素体和珠光体复合组织相应的显微组织，或晶粒粒度为0.01-0.1μm的TiN和CuS的细粒复合沉淀物按1.0×107/mm2或更高的密度分散并且具有0.5μm或更低的间距。
当高热输入焊接方法应用于上述焊接结构钢制品，形成具有晶粒粒度为80μm或更低的前奥氏体。当前奥氏体的晶粒粒度超过80μm，可淬性增加，从而导致低温组织(马氏体或较早贝氏体)更易形成。而且，尽管具有不同核心形成位点的铁素体在奥氏体晶粒边界形成，在晶粒生长时它们相互融合，从而对韧性有不利影响。
当应用该热输入焊接工艺时钢制品经过淬火，热影响区的显微组织包括具有晶粒粒度为20μm或更低且体积分数为70％或更高的铁素体。当铁素体晶粒粒度高于20μm，对热影响区韧性不利的侧板或同素异形铁素体部分增加了。为了提高韧性，理想的是控制铁素体的体积分数为70％或更高。当本发明的铁素体具有多边形铁素体或针状铁素体的特性时，韧性可望得到提高。根据本发明，BN和AlN沉淀物对晶粒边界和晶粒内产生重要作用以提高韧性。
当焊接结构钢制品(贱金属)应用高热输入焊接方法时，在热影响区形成具有晶粒粒度为80μm或更低的前奥氏体。根据后续淬火工艺，热影响区的显微组织包括具有20μm或更低且体积分数为70％或更高的铁素体。
当采用100kJ/cm或更低热输入的焊接方法应用于本发明的焊接结构钢制品(表5中“Δt800-500＝60秒”)，在贱金属和热影响区间的韧性差值为±40J。而且，当采用250kJ/cm或更低热输入的焊接方法应用于本发明的焊接结构钢制品(表5中“Δt800-500＝180秒”)，在贱金属和热影响区间的韧性差值为±100J。此类结果可见于以下实施例。
实施例
此后，本发明将结合各种实施例予以详述。这些实施例仅用于说明，并且本发明不限于这些实施例。
实施例1
具有表1中不同钢组成的每一种钢制品在转炉中熔化。所得的熔融钢材经历连续浇铸工艺，从而制备板材。该板材然后在表3的条件下热轧制，从而制备热轧制板材。表2记载了每一种钢制品的合金元素含量比例。
表1
                                                                                                               化学组成
    C     Si     Mn     P     S     Al     Ti B(ppm) N(ppm)   W   Cu   Ni   Cr   Mo      Nb       V   Ca  REM O(ppm)
  本发明钢材1    0.12    0.13    1.54    0.006    0.005   0.04   0.014     7   120   0.005    0.2     -     -      -      -     0.01     -    -     11
  本发明钢材2    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
  本发明钢材3    0.14    0.10    1.48    0.006    0.007   0.06   0.015     3   110   0.003    0.1     -     -      -      -     0.02     -    -     10
  本发明钢材4    0.10    0.12    1.48    0.006    0.005   0.02   0.02     5   80   0.001    0.3     -     -      -      -     0.05     -    -     9
  本发明钢材5    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
  本发明钢材6    0.10    0.14    1.50    0.007    0.005   0.025   0.02     10   100   0.004    0.45     -     -     0.1      -     0.09     -    -     9
  本发明钢材7    0.13    0.14    1.48    0.007    0.008   0.04   0.015     8   116   0.15    0.1     -     -      -      -     0.02     -    -     11
  本发明钢材8    0.11    0.15    1.52    0.007    0.007   0.06   0.018     10   120   0.001    0.3     -     -      -     0.015     0.01     -    -     10
  本发明钢材9    0.13    0.21    1.50    0.007    0.005   0.025   0.02     4   90   0.002    0.21     -    0.1      -      -     0.02   0.001    -     12
  本发明钢材10    0.07    0.16    1.45    0.008    0.006   0.045   0.025     6   100   0.05    0.1    0.3     -      -     0.01     0.02     -   0.01     8
  本发明钢材11    0.09    0.21    1.47    0.006    0.003   0.04   0.019     11   132   0.01    0.2    0.1     -      -      -      -     -    -     14
  常规钢材1    0.05    0.13    1.31    0.002    0.006   0.0014   0.009     1.6   22    -     -     -     -      -      -      -     -    -     22
  常规钢材2    0.05    0.11    1.34    0.002    0.003   0.0036   0.012     0.5   48    -     -     -     -      -      -      -     -    -     32
  常规钢材3    0.13    0.24    1.44    0.0012    0.003   0.0044   0.010     1.2   127    -    0.3     -     -      -     0.05      -     -    -     138
  常规钢材4    0.06    0.18    1.35    0.008    0.002   0.0027   0.013     8   32    -     -     -    0.14    0.15      -     0.028     -    -     25
  常规钢材5    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
  常规钢材6    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
  常规钢材7    0.13    0.24    1.44    0.004    0.002   0.02   0.008     8   79    -    0.3     -     -      -     0.036      -     -    -     -
  常规钢材8    0.07    0.14    1.52    0.004    0.002   0.002   0.007     4   57    -    0.32    0.35     -      -     0.013      -     -    -     -
  常规钢材9    0.06    0.25    1.31    0.008    0.002   0.019   0.007     10   91    -     -     -    0.21    0.19     0.025     0.035     -    -     -
  常规钢材10    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     -    -     -
  常规钢材11    0.14    0.44    1.35    0.012    0.012   0.030   0.049     7   89    -     -      -     -      -       -     0.069     -    -     -
常规钢材1、2和3是日本未审定专利Hei.9-194990发明的钢材5、32和55。常规钢材4、5和6是日本未审定专利Hei.10-298708发明的钢材14、24和28。常规钢材7、8、9和10是日本未审定专利Hei.8-60292发明的钢材48、58、60、61。常规钢材11是日本未审定专利Hei.11-140582发明的钢材F。
表2
钢制品                        合金元素的含量比例
  Cu/S    Ti/N     N/B    Al/N    V/N  (Ti+2Al+4B+V)/N
本发明钢材1     40     1.2     17.1     3.3     0.8        8.9
本发明钢材2     20     1.8     28.0     2.5     0.4        7.3
本发明钢材3   14.3     1.4     36.7     5.5     1.8        14.2
本发明钢材4     60     2.5     16.0     2.5     6.3        14.0
本发明钢材5     25     1.7     20.0     3.0     1.7        9.5
本发明钢材6     90     2.0     10.0     2.5     9.0        16.4
本发明钢材7   12.5     1.3     14.4     3.5     1.7        10.3
本发明钢材8   42.8     1.5     12.0     5.0     0.8        12.7
本发明钢材9     42     2.2     22.5     2.8     2.2        10.2
本发明钢材10   16.7     2.5     16.7     4.5     2.0        13.7
本发明钢材11   66.7     1.4     12.0     3.6      -        8.9
  常规钢材1     -     4.1     13.8     0.6      -        5.7
  常规钢材2     -     2.5     96.0     0.8      -        4.0
  常规钢材3    100     0.8    105.8     0.4      -        1.5
  常规钢材4     -     4.1     4.0     0.8     8.8        15.5
  常规钢材5    375     6.5     4.0     1.1     18.5        28.1
  常规钢材6    350     3.2     2.6     0.4     16.1        21.6
  常规钢材7    150     1.0     9.9     2.5      -        6.5
  常规钢材8    160     1.2     14.3     0.4      -        2.2
  常规钢材9     -     0.8     9.1     2.1     3.9        9.2
  常规钢材10     -     0.6     9.5     3.2     1.5        8.9
  常规钢材11     -     5.5     12.7     3.4     7.8        20.3
表3
钢制品   样品   浇铸速度(m/min)   喷水量(l/kg)   加热温度(℃) 加热时间(min) 轧制起始温度(℃) 轧制终点温度(℃) TRR(％)ATRR(％)*1) 冷却速度(℃/min)
本发明钢材1 本发明样品1     1.0     0.35     1250     110     1000   820    60/90     14
本发明样品2     1.0     0.34     1200     130     990   810    60/90     16
本发明样品3     1.0     0.32     1150     150     980   810    60/90     17
对比样品1     1.0     0.35     1000     60     940   840    60/85     13
对比样品2     1.0     0.35     1350     170     1050   860    60/85     15
本发明样品4     1.1     0.35     1150     140     1020   880    60/80     16
本发明样品5     1.1     0.35     1200     120     1050   820    60/80     15
对比样品3     1.1     0.10     1100     70     1010   850    45/80     3
对比样品4     1.1     0.65     1300     170     1100   880    45/80     120
本发明钢材2 本发明样品6     1.0     0.40     1240     90     990   820    50/90     17
本发明钢材3 本发明样品7     1.0     0.40     1170     140     980   790    55/85     16
本发明钢材4 本发明样品8     1.0     0.35     1220     110     1020   780    60/80     18
本发明钢材5 本发明样品9     1.0     0.35     1160     130     1010   780    60/80     15
本发明钢材6 本发明样品10     1.1     0.32     1210     130     980   790    65/80     17
本发明钢材7 本发明样品11     1.1     0.34     1140     160     990   820    65/80     16
本发明钢材8 本发明样品12     1.0     0.30     1160     150     950   810    65/80     15
本发明钢材9 本发明样品13     1.0     0.30     1210     110     960   800    65/80     17
本发明钢材10 本发明样品14     0.95     0.35     1220     120     970   820    55/80     18
本发明钢材11 本发明样品15     0.95     0.35     1210     110     1010   810    60/85     18
    常规钢材11     1200     -   Ar3或更多   960 自然冷却
对于常规钢材1-10没有具体生产条件。
TBR/ATRR*1)：再结晶范围中的厚度缩减率/累积厚度缩减率
试样(test piece)从热轧制产品取样。取样是在每一个热轧制产品中心部位的厚度方向上进行。特别地，用于张力实验的试样在轧制方向上取样，而用于摆锤冲击实验的试样则在与轧制方向相垂直的方向上取样。
采用上述取样得到的钢试样，在每一种钢制品(贱金属)中沉淀物的特性，以及钢制品的机械性能得到测定。测定结果示于表4。而且，热影响区的显微组织和冲击韧性也得到测定。这些测试进行如下。
对张力试样，采用KS Standard No.4(KS B 0801)试样。张力实验是在5mm/min的横向加热速度下进行。另一方面，制备冲击试样，基于KS Standard No.3(KS B 0809)。对于冲击试样，在贱金属的情况下，沿轧制方向在侧面(L-T)机加工出切口，同时在焊接材料中焊接线方向上机加工。为了查明热影响区最大加热温度时的奥氏体晶粒的晶粒粒度，每一个试样采用可重复性焊接模拟器以140℃/sec的加热速率加热到最大加热温度1200℃-1400℃，在保持一秒后然后以He气淬火。在淬火后的试样经抛光及腐蚀后，根据KS Standard(KS D 0205)测定最大加热温度条件下所得试样中的奥氏体晶粒粒度。
严重影响热影响区韧性并在冷却处理后获得的显微组织以及晶粒粒度，密度以及沉淀物和氧化物的间隔经测定，其通过采用图象分析仪和电子显微镜的点计量法(Point Counting Scheme)。在100mm2的实验区域内进行测定。评价在每一个试样中热影响区的冲击韧性，其通过使试样经历相应于焊接热输入为约80kJ/cm，150kJ/cm，以及250kJ/cm的焊接条件，即，焊接循环包括在最大加热温度1400℃下加热，分别冷却60秒、120秒以及180秒，对试样表面进行抛光，机加工该试样以用于冲击实验，然后在-40℃下进行摆锤冲击实验。
  表4
样品          TiN+CuS沉淀物特性     贱金属组织的特性                   贱金属的机械性能
  密度(个数/mm2) 平均粒度(μm) 间隔(μm) AGS FGS 铁素体体积分数(％) 厚度(mm) 屈服强度(MPa)   张力强度(MPa) 伸张度(％)   -40℃冲击韧性(J)
PS1  2.3×108   0.016   0.26    17     6     92     20     454     573     35     364
PS2  3.1×108   0.017   0.26    15     5     94     20     395     581     36     355
PS3  2.5×108   0.012   0.24    13     4     93     20     396     580     36     358
CS1  4.3×106   0.154   1.4    38     27     70     20     393     584     28     212
CS2  5.4×106   0.155   1.5    34     23     75     20     392     580     29     189
PS4  3.2×108   0.025   0.35    15     6     93     25     396     588     35     358
PS5  2.6×108   0.013   0.32    14     6     92     25     396     582     35     349
CS3  5.4×1062   0.159   1.2    28     8     78     25     392     548     28     362
CS4  5.4×106   0.148   1.3    24     7     76     25     453     592     22     156
PS6  3.3×108   0.026   0.42    15     6     94     25     390     583     35     349
PS7  4.6×108   0.024   0.45    16     5     93     30     390     584     35     346
PS8  4.3×108   0.014   0.35    15     6     92     30     392     582     36     352
PS9  5.6×108   0.028   0.36    15     6     91     30     391     586     36     348
PS10  5.2×108   0.021   0.35    15     8     92     30     394     586     35     358
PS11  3.7×108   0.029   0.29    14     7     94     35     390     596     36     362
PS12  3.2×108   0.025   0.25    16     8     93     35     396     582     35     347
PS13  3.2×108   0.024   0.34    15     6     87     35     387     568     36     362
PS14  3.2×108   0.025   0.35    15     7     89     35     388     559     35     350
PS15  3.2×108   0.023   0.36    14     6     91     30     382     562     38     364
CS*1     35     406     436     -
CS*2     35     405     441     -
CS*3     25     629     681     -
CS*4             MgO-TiN沉淀物3.03×106/mm2 40 472 609 32
CS*5             MgO-TiN沉淀物4.07×106/mm2 40 494 622 32
CS*6             MgO-TiN沉淀物2.80×106/mm2 50 812 912 28
CS*7     25     629     681     -
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    18.3
PS：本发明样品
CS：对比样品
CS*：常规钢材
参见表4，可以看出，本发明中制备的每一种热轧制产品中沉淀物(TiN和CuS的复合沉淀物)的密度为1.0×108/mm2或更高，而常规产品中沉淀物的密度为4.07×105/mm2或更低。即，本发明的产品形成具有非常小晶粒粒度的沉淀物，同时以大大提高的密度分散。
本发明产品具有贱金属组织，其中，具有晶粒粒度为约4-8μm的细粒铁素体占87％或更高的分数。
            表5
样品   热影响区的奥氏体晶粒粒度 热输入为100KJ/cm时的热影响区显微组织 焊接区机械性能         在-40℃时可重现热影响区冲击韧性(J)(最大加热温度1,400℃)
1,200(℃) 1,300(℃) 1,400(℃) 铁素体体积分数(％) 铁素体平均晶粒粒度(μm) Δt800-500＝180sec Δt800-500＝120sec Δt800-500＝180sec
   屈服强度(kg/mm2) 张力强度(kg/mm2) 冲击韧性(J)   转变温度(℃) 冲击韧性(J)   转变温度(℃)
    PS1     23     33     56     73     16     370     -74     330     -67     294    -62
    PS2     22     34     55     76     15     383     -76     353     -69     301    -63
    PS3     23     32     56     74     17     365     -72     331     -67     298    -63
    CS1     54     84     182     36     32     126     -43     47     -34     26    -27
    CS2     65     91     198     37     35     104     -40     35     -32     18    -26
    PS4     25     37     65     75     18     353     -71     325     -68     287    -64
    PS5     26     40     57     74     16     362     -71     333     -67     296    -61
    CS3     48     78     220     58     22     182     -44     87     -36     36    -28
    CS4     56     82     254     52     26     176     -44     79     -35     32    -29
    PS6     25     31     53     76     17     386     -73     353     -69     305    -62
    PS7     24     34     55     74     18     367     -71     338     -67     293    -63
    PS8     27     36     53     73     14     364     -71     334     -67     294    -61
    PS9     24     36     52     74     17     367     -72     335     -67     285    -62
    PS10     22     35     53     73     18     385     -72     345     -66     294    -61
    PS11     26     34     64     74     16     358     -71     324     -68     285    -63
    PS12     27     38     64     74     18     355     -71     324     -67     284    -62
    PS13     24     32     54     75     16     367     -72     336     -68     285    -63
    PS14     25     31     58     72     17     365     -72     330     -68     280    -63
    PS15     24     32     54     76     14     368     -72     345     -68     286    -63
    CS*1     187     -51
    CS*2     156     -48
    CS*3     148     -50
    CS*4              230     93     143     -48  132(0℃)
CS*5 180 87 132 -45 129(0℃)
    CS*6              250     47     153     -43  60(0℃)
    CS*7     141     -54    -61
    CS*8     156     -59    -48
    CS*9     145     -54    -42
    CS*10     138     -57    -45
    CS*11     141     -43   219(0℃)
PS：本发明样品
CS：对比样品
CS*：常规钢材
参见表5，可以看出，在本发明中，最大加热温度1400℃下奥氏体晶粒粒度(如在热影响区中)为52-65μm，而常规产品中的奥氏体晶粒非常粗，晶粒粒度为约180μm。因此，本发明的钢制品具有抑制焊接工艺中热影响区奥氏体晶粒生长的优异效果。当采用100kJ/cm热输入的焊接方法应用时，本发明的钢制品具有铁素体分数为约70％或更高。
在焊接热输入为250kJ/cm(从800℃冷却到500℃耗费的时间为180秒)的高热输入焊接条件下，本发明产品具有约280J或更高的优异韧性值(如热影响区在-40℃的韧性)，同时具有约-60℃的转变温度。即，本发明产品在高热输入焊接条件下具有优异热影响区冲击韧性。
在相同的高热输入焊接条件下，常规钢制品具有约200J韧性值(如在0℃时热影响区的冲击韧性)同时具有约-60℃的转变温度。实施例2-脱氧作用控制：氮化处理
制备采用本发明钢制品的样品，钢制品中除Ti之外的元素含量落在本发明的范围之内。每一种样品都在转炉中熔化。所得的熔融钢材在表7的条件下经历精炼和脱氧处理后进行浇铸，从而形成钢板材。采用该板材，具有厚度为25-40mm的厚钢板材在表9的条件下制备。在表9中，记载了氮化处理后的合金元素含量比例。
              表6
                                                                                                          化学组成(wt％)
    C     Si     Mn       P     S     Al     Ti  B(ppm) N(ppm)      W   Cu      Ni     Cr     Mo      Nb     V     Ca     REM   O(ppm)
    本发明钢材1     0.12     0.13     1.54    0.006    0.005    0.04    0.014     7     40    0.005    0.2      -     -     -       -    0.01      -      -     11
    本发明钢材2     0.07     0.12     1.50    0.006    0.005    0.07    0.05     10     43    0.002    0.1     0.2     -     -       -    0.01      -      -     12
    本发明钢材3     0.14     0.10     1.48    0.006    0.007    0.06    0.015     3     41    0.003    0.1      -     -     -       -    0.02      -      -     10
    本发明钢材4     0.10     0.12     1.48    0.006    0.005    0.02    0.02     5     40    0.001     -      -     -     -       -    0.05      -      -     9
    本发明钢材5     0.08     0.15     1.52    0.006    0.004    0.09    0.05     15     43    0.002    0.1      -    0.1     -       -    0.05      -      -     12
    本发明钢材6     0.10     0.14     1.50    0.007    0.005    0.025    0.02     10     40    0.004    0.45      -     -    0.1       -    0.09      -      -     9
    本发明钢材7     0.13     0.14     1.48    0.007    0.008    0.04    0.015     8     45    0.15    0.1      -     -     -       -    0.02      -      -     11
    本发明钢材8     0.11     0.15     1.52    0.007    0.007    0.06    0.018     10     42    0.001    0.3      -     -     -     0.015    0.01      -      -     10
    本发明钢材9     0.13     0.21     1.50    0.007    0.005    0.025    0.02     4     40    0.002    0.21      -    0.1     -       -    0.02    0.001      -     12
    本发明钢材10     0.07     0.16     1.45    0.008    0.06    0.045    0.025     6     41    0.05    0.1     0.3     -     -     0.01    0.02      -     0.01     8
    本发明钢材11     0.09     0.21     1.47    0.006    0.003    0.047    0.019     11     42    0.01    0.2     0.1     -     -       -      -      -      -     14
    常规钢材1     0.05     0.13     1.31    0.002    0.006    0.0014    0.009     1.6     22     -     -     -     -     -       -      -      -      -     22
    常规钢材2     0.05     0.11     1.34    0.002    0.003    0.0036    0.012     0.5     48     -     -     -     -     -       -      -      -      -     32
    常规钢材3     0.13     0.24     1.44    0.0012    0.003    0.0044    0.010     1.2     127     -     0.3     -     -     -     0.05      -      -      -     138
    常规钢材4     0.06     0.18     1.35    0.008    0.002    0.0027    0.013     8     32     -     -     -    0.14    0.15       -    0.028      -      -     25
    常规钢材5     0.06     0.18     0.88    0.006    0.002    0.0021    0.013     5     20     -     0.75    0.68    0.24    0.14     0.015    0.037      -      -     27
    常规钢材6     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
    常规钢材7     0.13     0.24     1.44    0.004    0.002    0.02    0.008     8     79     -     0.3     -      -     -     0.036      -      -      -     -
    常规钢材8     0.07     0.14     1.52    0.004    0.002    0.002    0.007     4     57     -     0.32    0.35      -     -     0.013      -      -      -     -
    常规钢材9     0.06     0.25     1.31    0.008    0.002    0.019    0.007     10     91     -      -     -     0.21     0.19     0.025    0.035      -      -     -
    常规钢材10     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      -      -     -
    常规钢材11     0.14     0.44     1.35    0.012    0.012    0.030    0.049     7     89     -      -     -      -      -      -    0.069      -      -     -
  常规钢材1、2和3是日本未审定专利Hei.9-194990发明的钢材5、32和55。常规钢材4、5和6是日本未审定专利Hei.10-298708发明的钢材14、24和28。常规钢材7、8、9和10是日本未审定专利Hei.8-60292发明的钢材48、58、60、61。常规钢材11是日本未审定专利Hei.11-140582发明的钢材F。
    表7
钢制品 样品 首次脱氧顺序 在二次脱氧作用中加入Al后溶解氧量(ppm) 脱氧后Ti加入量(％) 在脱氧后熔融钢材保持时间(min) 浇铸速度(m/min)
 本发明钢材1   本发明样品1 Mn→Si 16 0.016 24 0.9
  本发明样品2 Mn→Si 18 0.016 25 1.0
  本发明样品3 Mn→Si 17 0.016 23 1.2
  本发明钢材2   本发明样品4 Mn→Si 16 0.05 23 1.1
  本发明钢材3   本发明样品5 Mn→Si 14 0.015 22 1.0
  本发明钢材4   本发明样品6 Mn→Si 15 0.032 25 1.1
  本发明钢材5   本发明样品7 Mn→Si 18 0.053 26 1.2
  本发明钢材6   本发明样品8 Mn→Si 19 0.02 31 0.9
  本发明钢材7   本发明样品9 Mn→Si 16 0.017 32 0.95
  本发明钢材8   本发明样品10 Mn→Si 14 0.019 35 1.05
  本发明钢材9   本发明样品11 Mn→Si 17 0.021 28 1.1
  本发明钢材10   本发明样品12 Mn→Si 13 0.026 26 1.06
  本发明钢材11   本发明样品13 Mn→Si 15 0.016 24 1.05
表8
钢制品   样品 加热温度(℃) 氮化气氛(l/min) 加热时间(min) 轧制起始温度(℃) 轧制终点温度(℃) 在结晶范围内TRR(％)/ATRR(％) 冷却速度(℃/min) 贱金属的氮含量
本发明钢材1 本发明样品1   1220   350   160   1030   830   55/75     5   105
本发明样品2   1190   610   120   1020   830   55/75     5   115
本发明样品3   1150   780   100   1020   830   55/75     5   120
对比样品1   1050   220   60   1020   840   55/75     5   72
对比样品2   1300   950   180   1020   840   55/75     5   316
本发明钢材2 本发明样品4   1180   780   110   1010   830   55/75     6   275
本发明钢材3 本发明样品5   1200   600   100   1040   850   55/75     7   112
本发明钢材4 本发明样品6   1170   620   130   1030   840   55/75     7   80
本发明钢材5 本发明样品7   1190   780   100   1020   830   55/75     6   300
本发明钢材6 本发明样品8   1200   620   110   1030   830   55/75     6   100
本发明钢材7 本发明样品9   1150   750   160   1040   830   60/70     6   115
本发明钢材8 本发明样品10   1180   630   110   1040   850   60/70     5   120
本发明钢材9 本发明样品11   1200   520   100   1050   840   60/70     8   90
本发明钢材10 本发明样品12   1210   550   120   1040   840   60/70     7   100
本发明钢材11 本发明样品13   1230   680   110   1030   840   60/70     8   132
  常规钢材11   1200    -    -   Ar3或更多   960   自然冷却    -
每一种本发明样品的冷却是在冷却速率控制的条件下进行的，直到样品温度达到相应于铁素体转变完成温度的600℃。在此温度之后，本发明样品在空气中冷却。常规钢材1-11用来制备未氮化处理的热轧制产品。常规钢材的详细热轧制条件未给出。
    表9
                        合金元素的含量比例
  Cu/S    Ti/N    N/B   Al/N    V/N  (Ti+2Al+4B+V)/N
本发明样品1     40     1.3     15.0     3.8     1.0      10.2
本发明样品2     40     1.2     16.4     3.5     0.9      9.3
本发明样品3     40     1.2     17.1     3.3     0.8      8.9
对比样品1     40     1.9     10.3     5.6     1.4      14.8
对比样品2     40     0.4     45.1     1.3     0.3      3.4
本发明样品4     20     1.8     28.0     2.5     0.4      7.3
本发明样品5    14.3     1.4     36.7     5.5     1.8      14.2
本发明样品6     60     2.5     16.0     2.5     6.3      14.0
本发明样品7     25     1.7     20.0     3.0     1.7      9.5
本发明样品8     90     2.0     10.0     2.5     9.0      16.4
本发明样品9    12.5     1.3     14.4     3.5     1.7      10.3
本发明样品10    42.8     1.5     12.0     5.0     0.8      12.7
本发明样品11    42     2.2     22.5     2.8     2.2      10.2
本发明样品12    16.7     2.5     16.7     4.5     2.0      13.7
本发明样品13    66.7     1.4     12.0     3.6      -      8.9
常规钢材1     -     4.1     13.8     0.6      -      5.7
常规钢材2     -     2.5     96.0     0.8      -      4.0
常规钢材3   100     0.8    105.8     0.4      -      1.5
常规钢材4     -     4.1     4.0     0.8     8.8      15.5
常规钢材5   375     6.5     4.0     1.1     18.5      28.1
常规钢材6   350     3.2     2.6     0.4     16.1      21.6
常规钢材7   150     1.0     9.9     2.5      -      6.5
常规钢材8   160     1.2     14.3     0.4      -      2.2
常规钢材9    -     0.8     9.1     2.1     3.9      9.2
常规钢材10    -     0.6     9.5     3.2     1.5      8.9
常规钢材11    -     5.5     12.7     3.4     7.8      20.3
试样从热轧制产品取样。取样是在每一个热轧制产品中心部位的厚度方向上进行。特别地，用于张力实验的试样在轧制方向上取样，而用于摆锤冲击实验的试样则在与轧制方向相垂直的方向上取样。
采用上述取样得到的钢试样，在每一种钢制品(贱金属)中沉淀物的特性，以及钢制品的机械性能得到测定。测定结果示于表10。而且，热影响区的显微组织和冲击韧性也得到测定。结果示于表11。这些测试如实施例1相同的方式进行。
          表10
样品        TiN+CuS沉淀物特性   贱金属组织的特性                   贱金属的机械性能
  密度(个数/mm2) 平均粒度(μm) 间隔(μm) AGS FGS  铁素体体积分数(％) 厚度(mm)  屈服强度(MPa) 张力强度(MPa)   伸张度(％)   -40℃冲击韧性(J)
  本发明样品1  2.3×108  0.016   0.26     17   6     92     20     454     573     35     364
  本发明样品2  3.1×108  0.017   0.26     15   5     94     20     395     581     36     355
  本发明样品3  2.5×108  0.012   0.24     13   4     93     20     396     580     36     358
  对比样品1  4.3×106  0.154   1.4     38   27     70     20     393     584     28     212
  对比样品2  5.4×106  0.155   1.5     34   23     75     20     392     580     29     189
  本发明样品4  3.2×108  0.025   0.35     15   6     93     25     396     588     35     358
  本发明样品5  2.6×108  0.013   0.32     14   6     92     25     396     582     35     349
  本发明样品6  3.3×108  0.026   0.42     15   6     94     25     390     583     35     358
  本发明样品7  4.6×108  0.024   0.45     16   5     93     30     390     584     35     346
  本发明样品8  4.3×108  0.014   0.35     15   6     92     30     392     582     36     352
  本发明样品9  5.6×108  0.028   0.36     15   6     91     30     391     586     36     348
  本发明样品10  5.2×108  0.021   0.35     15   8     92     30     394     586     35     358
  本发明样品11  3.7×108  0.029   0.29     14   7     94     35     390     596     36     362
  本发明样品12  3.2×108  0.025   0.25     16   8     93     35     396     582     35     347
  本发明样品13  3.2×108  0.024   0.34     15   6     87     35     387     568     36     362
  本发明样品14  3.2×108  0.025   0.35     15   7     89     35     388     559     35     350
  本发明样品15  3.2×108  0.023   0.36     14   6     91     30     382     562     38     364
  常规钢材1     35     406     436     -
  常规钢材2     35     405     441     -
  常规钢材3     25     629     681     -
常规钢材4                MgO-TiN沉淀物3.03×106/mm2 40 472 609 32
常规钢材5                MgO-TiN沉淀物4.07×106/mm2 40 494 622 32
常规钢材6                MgO-TiN沉淀物2.80×106/mm2 50 812 912 28
  常规钢材7     25     629     681     -
  常规钢材8     50     504     601     -
  常规钢材9     60     526     648     -
  常规钢材10     60     760     829     -
  常规钢材11          0.2μm或更小11.1×103     50     401     514   18.3
参见表10，可以看出，本发明中制备的每一种热轧制产品中沉淀物(TiN和CuS的复合沉淀物)的密度为1.0×108/mm2或更高，而常规产品中沉淀物的密度为4.07×105/mm2或更低。即，本发明的产品形成具有非常小晶粒粒度的沉淀物，同时以大大提高的密度分散。
            表11
样品    热影响区的奥氏体晶粒粒度 热输入为100KJ/cm时的热影响区显微组织 焊接区机械性能         在-40℃时可重现热影响区冲击韧性(J)(最大加热温度1,400℃)
1,200(℃) 1,300(℃) 1,400(℃) 铁素体体积分数(％) 铁素体平均晶粒粒度(μm) Δt800-500＝180sec Δt800-500＝120sec Δt800-500＝180sec
   屈服强度(kg/mm2) 强力强度(kg/mm2) 冲击韧性(J)   转变温度(℃) 冲击韧性(J)   转变温度(℃)
    PS1     23  33  56     73     16     370     -74     330     -67     294     -62
    PS2     22     34     55     76     15     383     -76     353     -69     301     -63
    PS3     23     32     56     74     17     365     -72     331     -67     298     -63
    CS1     54     84     182     36     32     126     -43     47     -34     26     -27
    CS2     65     91     198     37     35     104     -40     35     -32     18     -26
    PS4     25     37     65     75     18     353     -71     325     -68     287     -64
    PS5     26     40     57     74     16     362     -71     333     -67     296     -61
    PS6     25     31     53     76     17     386     -73     353     -69     305     -62
    PS7     24     34     55     74     18     367     -71     338     -67     293     -63
    PS8     27     36     53     73     14     364     -71     334     -67     294     -61
    PS9     24     36     52     74     17     367     -72     335     -67     285     -62
    PS10     22     35     53     73     18     385     -72     345     -66     294     -61
    PS11     26     34     64     74     16     358     -71     324     -68     285     -63
    PS12     27     38     64     74     18     355     -71     324     -67     284     -62
    PS13     24     32     54     75     16     367     -72     336     -68     285     -63
    PS14     25     31     58     72     17     365     -72     330     -68     280     -63
    PS15     24     32     54     76     14     368     -72     345     -68     286     -63
    CS*1     187     -51
    CS*2     156     -48
    CS*3     148     -50
    CS*4              230     93     143     -48   132(0℃)
    CS*5              180     87     132     -45   129(0℃)
    CS*6              250     47     153     -43   60(0℃)
    CS*7     141     -54     -61
    CS*8     156     -59     -48
    CS*9     145     -54     -42
    CS*10     138     -57     -45
    CS*11     141     -43   219(0℃)
PS：本发明样品
CS：对比样品
CS*：常规钢材
参见表11，可以看出，在本发明中，最大加热温度1400℃下奥氏体晶粒粒度(如在热影响区中)为52-65μm，而常规产品中的奥氏体晶粒非常粗，晶粒粒度为约180μm。因此，本发明的钢制品具有抑制焊接工艺中热影响区奥氏体晶粒生长的优异效果。当采用100kJ/cm热输入的焊接方法应用时，本发明的钢制品具有铁素体分数为约70％或更高。
在焊接热输入为250kJ/cm(从800℃冷却到500℃耗费的时间为180秒)的高热输入焊接条件下，本发明产品具有约280J或更高的优异韧性(如热影响区在-40℃的韧性)，同时具有约-60℃的转变温度。即，本发明产品在高热输入焊接条件下具有优异热影响区冲击韧性。在相同的高热输入焊接条件下，常规钢制品具有约200J韧性值(如在0℃时热影响区的冲击韧性)同时具有约-60℃的转变温度。

Claims (20)

1.一种焊接结构钢制品，其具有TiN和CuS的细粒复合沉淀物，该钢制品包括，以重量百分数计，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、0.1-1.5％Cu、最多0.03％P、0.003-0.05％S、最多0.005％O、和余量Fe及不可避免的杂质，同时满足条件：1.2≤Ti/N≤2.5，10≤N/B≤40，2.5≤Al/N≤7，6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14，和10≤Cu/S≤90，并且具有完全由晶粒粒度为20μm或以下的铁素体和珠光体的复合组织构成的显微组织。
2.权利要求1的焊接结构钢制品，其进一步包括0.01-0.2％V，同时满足条件：0.3≤V/N≤9，和7≤(Ti+2Al+4B+V)/N≤17。
3.权利要求1的焊接结构钢制品，进一步包括一种或多种元素，其选自：Ni：0.1-3.0％，Nb：0.01-0.1％，Mo：0.05-1.0％，以及Cr：0.05-1.0％。
4.权利要求1的焊接结构钢制品，进一步包括Ca：0.0005-0.005％和REM：0.005-0.05％中的一种或两种。
5.权利要求1的焊接结构钢制品，其中，晶粒粒度为0.01-0.1μm的TiN和CuS的细粒复合沉淀物按1.0×107/mm2或更高的密度以及0.5μm或更低的间距条件下进行分散。
6.权利要求1的焊接结构钢制品，其中，当该钢制品加热到1400℃或更高的温度，并然后60秒内冷却至800℃-500℃时，钢制品和热处理区之间的韧性差值在±40J的范围内；当该钢制品加热到1400℃或更高的温度，并然后120-180秒内冷却至800℃-500℃时，钢制品和热处理区之间的韧性差值在±100J的范围内。
7.一种焊接结构钢制品的制备方法，该钢制品具有TiN和CuS的细粒复合沉淀物，其包括：
制备一种钢板材，其含有，以重量百分数计，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、0.1-1.5％Cu、最多0.03％P、0.003-0.05％S、最多0.005％O、和余量Fe及不可避免的杂质，同时满足条件：1.2≤Ti/N≤2.5，10≤N/B≤40，2.5≤Al/N≤7，6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14，和10≤Cu/S≤90；
在1100℃-1250℃温度下对钢板材加热60-180分钟；
在厚度缩减率为40％或更高、奥氏体再结晶范围内对加热后的钢板材进行热轧制；并且
在1℃/min的速率，将所述热轧制钢板材冷却至铁素体转变完成温度±10℃的温度范围内。
8.权利要求7的方法，其中，所述钢板材还包括0.01-0.2％V，同时满足条件：0.3≤V/N≤9，和7≤(Ti+2Al+4B+V)/N≤17。
9.权利要求7的方法，其中板材进一步包括一种或多种元素，其选自：Ni：0.1-3.0％，Nb：0.01-0.1％，Mo：0.05-1.0％，以及Cr：0.05-1.0％。
10.权利要求1的方法，其中板材进一步包括Ca：0.0005-0.005％和REM：0.005-0.05％中的一种或两种。
11.权利要求7的方法，其中，钢板材的制备是通过向熔融钢材加入脱氧元素而实现，该脱氧元素具有比Ti更高的脱氧效果，从而所述熔融钢材溶解氧含量经调整为30ppm或更低，在10分钟内，加入含量为0.005-0.2％的Ti，并且浇铸成为钢板材。
12.权利要求11的方法，其中，脱氧作用按Mn，Si，Al的顺序进行。
13.权利要求11的方法，其中，该熔融钢材以连续浇铸工艺按0.9-1.1m/min的速度进行浇铸，同时在喷水量为0.3-0.35升/千克的二次冷却区进行弱冷却。
14.一种焊接结构钢制品的制备方法，该钢制品具有TiN和CuS的细粒复合沉淀物，其包括：
制备一种钢板材，其含有，以重量百分数计，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、0.1-1.5％Cu、最多0.03％P、0.003-0.05％S、最多0.005％O、和余量Fe及不可避免的杂质，同时满足条件：10≤Cu/S≤90；
在1100℃-1250℃温度下对钢板材加热60-180分钟，同时对钢板材氮化处理将钢板材中的N含量调节至0.008-0.03％，并且满足条件：1.2≤Ti/N≤2.5，10≤N/B≤40，2.5≤Al/N≤7，和6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14。
在厚度缩减率为40％或更高、奥氏体再结晶范围内对加热后的钢板材进行热轧制；并且
在1℃/min的速率，将所述热轧制钢板材冷却至铁素体转变完成温度±10℃的温度范围内。
15.权利要求14的方法，其中，所述板材还包括0.01-0.2％V，同时满足条件：0.3≤V/N≤9，和7≤(Ti+2Al+4B+V)/N≤17。
16.权利要求14的方法，其中板材进一步包括一种或多种元素，其选自：Ni：0.1-3.0％，Nb：0.01-0.1％，Mo：0.05-1.0％，以及Cr：0.05-1.0％。
17.权利要求14的方法，其中板材进一步包括Ca：0.0005-0.005％和REM：0.005-0.05％中的一种或两种。
18.权利要求14的方法，其中，钢板材的制备是通过向熔融钢材加入脱氧元素而实现，该脱氧元素具有比Ti更高的脱氧效果，从而所述熔融钢材溶解氧含量经调整为30ppm或更低，在10分钟内，加入含量为0.005-0.2％的Ti，并且浇铸成为钢板材。
19.权利要求18的方法，其中，脱氧作用按Mn，Si，Al的顺序进行。
20.一种具有优异热影响区韧性的焊接构筑物，采用权利要求1-6中任一所述的焊接结构钢制品制备。
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