CN1398302A - 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 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种含有析出相TiN析出相和ZrN析出相的焊接结构钢材，按照重量百分数，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、0.001～0.03％Zr、0.008～0.030％N、0.0003～0.01％B、0.001～0.2％W、最多0.03％P、0.003～0.05％S、最多0.01％O，其余为Fe和附带的杂质，并且元素含量满足的条件为1.2≤Ti/N≤2.5、0.3≤Zr/N≤2.0、10≤N/B≤40、2.5≤Al/N≤7和6.8≤(Ti+Zr+2Al+4B)/N≤17，并具有主要由晶粒尺寸为20μm或更小的铁素体和珠光体复合结构组成的微观结构。

Description

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
技术领域
本发明涉及适用于建筑、桥梁、船舶、舰艇、钢管、管线等等的结构钢制品，更具体地，本发明涉及焊接结构钢材，在制造过程中利用了TiN析出相和ZrN析出相，从而能同时改善热影响区的强度和韧性。本发明还涉及制造所述焊接结构钢制品的方法，以及使用这种焊接结构钢制品的焊接结构。
背景技术
最近，随着建筑和其它结构的高度或尺寸的增大，大尺寸钢材的用量增大。也就是，厚钢材的用量增大了。为了焊接这种厚钢材，需要使用高效的焊接工艺。对于焊接厚钢材的焊接工艺，满足单道次焊接的焊接工艺需要输入热量，从而广泛地使用电焊工艺。能够单道次焊接的热输入焊接工艺还应用到需要焊接厚度为25mm或超过25mm以上的钢板的船舶结构和桥梁中。一般地，在较高的热输入下可减小焊接道次，因为焊接金属的数量增大了。因此，根据焊接效率，应用热输入焊接工艺是有优势的。也就是，当使用较高热输入的焊接工艺时，能拓宽其应用范围。通常，焊接工艺中的热输入为100到200kJ/cm。为了焊接厚度达到50mm或50mm以上的钢板，需要200到500kJ/cm的超高热输入。
当将高的热量输入到钢制品时，热影响区，特别是靠近熔化边界的部分，其温度由于高热量的输入接近钢材的熔点。结果，热影响区出现晶粒长大，形成粗大的晶粒结构。并且，当钢材冷却时，能形成削弱钢韧性的细小结构，例如贝氏体和马氏体。因此，热影响区是一个韧性下降的区域。
为了保证焊接结构所需的稳定性，需要抑制热影响区奥氏体晶粒的长大，以使焊接处保持细小的组织结构。达到上述目的公知的技术包括高温稳定的氧化物或Ti基碳氮化物弥散分布在钢中，以减缓热影响区的晶粒在焊接过程中的长大。这种技术在以下文献中有描述：日本专利公开平12-226633、平11-140582、平10-298708、平9-194990、平9-324238、平8-60292、昭60-245768、平5-186848、昭58-31065、昭61-797456和昭64-15320，以及《日本焊接学会会刊》52卷第2期49页。
日本专利公开平11-140582是使用TiN析出相技术的一个典型。这种技术使结构钢的冲击韧性达到0℃时200J(最大时可达到300J)。根据这种技术，Ti/N的比例控制在4到12，以使TiN析出相的晶粒尺寸为0.05μm或更小，密度为5.8×103/mm2到8.1×104/mm2；或TiN析出相的晶粒尺寸为0.03到0.2μm，密度为3.9×103/mm2到6.2×104/mm2，从而保证焊接位置所需的韧性。但是，按照这种技术，在应用热输入焊接工艺的基材和热影响区都表现出很低的韧性。例如，基材和热影响区的冲击韧性分别为0℃时320J和220J。并且，由于基材和热影响区的韧性有较大差异，达到100J，这就很难保证使用超高热输入焊接工艺焊接厚钢板得到的钢结构所需的可靠性。而且，为了得到所需的TiN析出相，此技术包括的步骤有将板坯加热到1050℃或更高，将加热的板坯淬火，在随后的热轧之前再加热淬火的板坯。由于经过再次热处理，增大了制造成本。
日本专利公开平9-194990中公开的技术包括，为了形成含有Al、Mn、Si的复合氧化物，在低碳钢(N≤0.005％)中Al与O的比例控制在0.3～1.5的范围内(0.3≤Al/O≤1.5)。但是，这种工艺生产的钢材表现出低的韧性，因为当使用约100kJ/cm高热输入的焊接工艺时，热影响区的转变温度约-50℃。而且，日本专利公开平10-298708中公开的技术包括利用MgO和TiN复合析出相。但是，当使用约100kJ/cm高热输入的焊接工艺时，此工艺的钢材表现出低的韧性，热影响区的冲击韧性为0℃时130J。
虽然出现了很多在应用高热输入焊接工艺时利用TiN析出相和Al基氧化物或MgO改善热影响区韧性的技术，但是，在应用超高热输入焊接工艺在1350℃或更高温度保持较长时间的情况下，没有能够显著改善热影响区韧性的技术。
发明公开
因此，本发明的目标是提供一种焊接结构钢材，通过利用TiN析出相和ZrN析出相，能在中等热输入到高输入的焊接热输入范围内将基材与热影响区间的韧性差减小到最小，同时使热影响区具有高的韧性；本发明还提供一种制造上述焊接结构钢材的方法和使用这种焊接结构材的焊接结构。
一个方面，本发明提供一种含有TiN和ZrN析出相的焊接结构钢材，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、0.001～0.03％Zr、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0.01％O，其余为Fe和附带的杂质，同时满足的条件为：1.2≤Ti/N≤2.5、0.3≤Zr/N≤2.0、10≤N/B≤40、2.5Al/N≤7和6.8≤(Ti+Zr+2Al+4B)/N≤17，并具有主要由晶粒尺寸为20μm或更小的铁素体和珠光体的复合结构组成的微观结构。
另一方面，本发明提供一种制造具有TiN和ZrN细小复合析出相的焊接结构钢材的方法，包括以下步骤：
制造钢板坯，其中各元素含量为(重量百分数)：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、0.001～0.03％Zr、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0.001％O，其余为Fe和附带的杂质，同时满足的条件为1.2≤Ti/N≤2.5、0.3≤Zr/N≤2.0、10≤N/B≤40、2.5≤Al/N≤7和6.8≤(Ti+Zr+2Al+4B)/N≤17；
将钢板坯加热到1100到1250℃，保温60到180分钟；
将加热的板坯在奥氏体再结晶区内热轧，厚度压下量为40％或更大；和
将热轧的钢板坯以1℃/min的速率冷却到铁素体相变终止温度±10℃。
另一方面，本发明提供一种制造具有TiN和ZrN细小复合析出相的焊接结构钢材的方法，包括以下步骤：
制造钢板坯，各元素含量为(重量百分数)：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、0.001～0.03％Zr、最多0.005％N、0.0003～0.01％B、0.001～0.2％W、最多0.03％P、0.003～0.05％S、最多0.01％O，其余为Fe和附带的杂质；
将钢板坯加热到1000到1250℃保温60到180分钟，同时将钢板坯渗氮，控制钢板坯的N含量为0.008～0.03％，并且满足的条件为1.2Ti/N2.5、0.3≤Zr/N≤2.0、10≤N/B≤40、2.5≤Al/N≤7和6.8≤(Ti+Zr+2Al+4B)/N≤17；
将渗氮的板坯在奥氏体再结晶区内热轧，厚度压下量为40％或更大；和
将热轧的钢板坯以1℃/min的速率冷却到铁素体相变终止温度±10℃。
根据另一方面，本发明提供一种使用上述任何一种焊接结构钢材制造的、具有优良的热影响区韧性的焊接结构。
实施发明的最佳模式
下面详细描述本发明。
在说明书中，术语“原始奥氏体”是指当在钢材上应用高热输入焊接工艺时在钢材(基材)热影响区形成的奥氏体。这种奥氏体与制造过程中(热轧过程)形成的奥氏体不同。
在钢材上应用使用高热输入的焊接工艺时，细致观察钢材(基材)热影响区中原始奥氏体的生长行为以及冷却过程中原始奥氏体的相变后，本发明者发现，参考原始奥氏体的临界尺寸(约80μm)，热影响区的韧性发生变化，热影响区中细小铁素体的数量增加使韧性提高。
基于这个观察，本发明的特征在于：
(1)在钢材(基材)中使用TiN析出相和ZrN析出相；
(2)将钢材的初始铁素体晶粒尺寸减小到临界尺寸或更小，以控制原始奥氏体的晶粒尺寸为80μm或更小；和
(3)减小Ti/N比以有效地形成BN和AlN析出相，从而增大热影响区的铁素体数量，并控制铁素体呈针状或多边形以有效地改善韧性。
下面详细描述本发明的上述特征(1)、(2)和(3)。(1)TiN析出相和ZrN析出相
在对结构钢材进行高热输入焊接时，靠近熔化边界的热影响区被加热到1400℃或更高温度。结果，焊接加热使基材中的TiN析出相部分溶解。另外，出现Ostwald熟化现象，即小晶粒尺寸的析出相溶解，并扩散到大晶粒尺寸的析出相。根据Ostwald熟化现象，部分析出相粗化。并且，TiN析出相的密度大大降低，因此抑制原始奥氏体长大的作用消失。
在观察到TiN析出相的特征取决于Ti/N比的关系，并考虑当基材中分散的TiN析出相在焊接加热溶解时Ti原子扩散的发生导致上述现象的事实，本发明者发现一个新的事实，即在高的氮浓度条件下(即低的Ti/N比)，溶解Ti原子的浓度和扩散速率减小，提高了TiN析出相的高温稳定性。也就是，当Ti和N的比例(Ti/N)为1.2到2.5时，溶解Ti的数量大大减少，从而提高TiN析出相的高温稳定性。结果，细小的TiN析出相以高的密度均匀分散。假定这个惊人的结果是基于以下事实：代表TiN析出相高温稳定性的溶解度在氮含量降低时减小了，因为当在Ti含量不变的条件下提高氮含量时，所有溶解的Ti原子容易与氮原子结合，溶解Ti的数量在高氮浓度的条件下下降。
并且，本发明者还发现，通过在高氮环境中控制Ti/N比和Zr/N比，能生成大量细小的TiN析出相和ZrN析出相。这些ZrN析出相能有效抑制原始奥氏体的长大，因为它们在高温下是稳定的。在观察到TiN析出相和ZrN析出相的晶粒尺寸、数量和密度与Ti和N之比(Ti/N)以及Zr和N之比(Zr/N)有关后，本发明者发现，在Ti/N比为1.2～2.5以及Zr/N比为0.3～2.0的条件下，生成的TiN析出相的晶粒尺寸为0.01～0.1μm，析出的密度为1.0×107/mm2或更大。也就是，析出相之间的间距是均匀的，为0.5μm。并且，也生成了ZrN析出相。
本发明者还发现一个有趣的事实，即，甚至由氮含量为0.005％或更少的低氮钢板坯通过在板坯加热炉中渗氮处理得到的高氮钢，其板坯表面出现裂纹的几率也较低，因此就可以在控制Ti/N为1.2～2.5的条件下得到上述所需的TiN析出相。这是根据以下事实得出的：当在Ti含量不变的条件下通过渗氮提高氮含量时，所有溶解的Ti原子容易与N原子结合，从而减小能反映TiN析出相高温稳定性的TiN溶解度。
根据本发明，除了控制Ti/N比，考虑到由于在高氮环境中溶解N的存在能促进时效过程，一般地还要控制Zr/N比、N/B比、Al/N比、V/N比、N含量和Ti+Al+B+(V)的总含量，它们以ZrN、BN、AlN和VN的形式析出N。根据本发明，如上所述，不但通过控制与Ti/N比和TiN溶解度有关的TiN析出相的密度，而且通过控制ZrN析出相的分散，才能将基材与热影响区之间的韧性差减小到最低。这一方案与传统的析出相控制方案(日本专利公开平11-140582)有很大的区别，在该方案中通过简单地提高Ti含量可提高TiN析出相的含量。(2)钢(基材)中铁素体晶粒尺寸的控制
研究之后，本发明者发现，除了控制析出相外，为了控制原始奥氏体的晶粒尺寸为80μm或更小，重要的是在铁素体和珠光体的复合组织结构中得到细小的铁素体晶粒。通过热轧过程细化奥氏体晶粒或控制热过程之后冷却过程中出现铁素体晶粒的长大，以达到细化铁素体晶粒。在这里还发现，适当地析出碳化物(VC和WC)能有效地使铁素体晶粒长到所需的密度。(3)热影响区的微观结构
本发明者还发现，当基材被加热到1400℃时，不仅原始奥氏体晶粒尺寸，而且在原始奥氏体晶界析出的铁素体数量和形状都能大大影响热影响区的韧性。特别是，优选的是在奥氏体晶粒内发生多边形铁素体或针状铁素体的相变。对于这种相变，本发明中利用了AlN和BN析出相。
下面结合所制造的钢材的不同成分及其制造方法详细描述本发明。[焊接结构钢材]
首先描述本发明焊接结构钢的成分。
根据本发明，碳(C)含量限制在0.03～0.17wt％(下文中简写为％)范围内。
当碳(C)含量小于0.03％时，不可能保证结构钢的足够强度。另一方面，当C含量超过0.17％时，冷却过程中会出现弱化韧性微观结构的相变，例如上贝氏体、马氏体和退化珠光体，从而导致结构钢表现出差的低温冲击韧性。并且，还出现焊接点硬度或强度的增大，从而导致韧性下降以及焊接裂纹产生。硅(Si)含量限制在0.01～0.5％范围内。
当硅含量小于0.01％时，在炼钢过程中钢水不可能达到足够的脱氧效果。在这种情况下，钢材还表现出较差的耐蚀性。另一方面，当硅含量超过0.5％时，表现出饱和的脱氧效果。并且，由于轧制后的冷却过程中淬透性的增大，促进了岛状马氏体相变。结果，出现较差的低温冲击韧性。锰(Mn)含量限制在0.4～2.0％的范围内。
Mn对于提高脱氧效果、焊接性、热加工性和钢的强度是有效的。Mn元素在基材中形成代位固溶体，从而固溶强化基材以保证所需的强度和韧性。为了得到这种效果，需要使Mn元素在组合物中的含量达到0.4％或更多。但是，当Mn含量超过2.0％时，不再增大固溶强化作用。相反，产生Mn的偏析，导致结构不均匀，反而影响热影响区的韧性。并且，在钢的凝固过程中根据偏析机理将出现宏观偏析和微观偏析，从而促使基材在轧制过程中生成中心偏析带。这种中心偏析带是生成基材中心低温相变结构的原因。
特别是，Mn以MnS的形式析出在Ti基氧化物的周围，影响有效改进热影响区韧性的针状和多边形铁素体的生成。钛(Ti)含量限制在0.005～0.2％的范围内。
Ti在本发明中是一个重要元素，因为它与N结合形成高温稳定的细小的TiN析出相。为了得到这种析出细小TiN晶粒的效果，所需的Ti含量为0.005％或更多。但是，当Ti含量超过0.2％时，钢水中生成粗大的TiN和Ti的氧化物。在这种情况下，不可能抑制热影响区原始奥氏体晶粒的长大。铝(Al)含量限制在0.0005～0.1％的范围内。
Al不但是脱氧所需的元素，Al还与氧反应生成Al的氧化物，从而阻止Ti与氧反应。这样，Al有助于Ti生成细小的TiN析出相。Al还在钢中有效地生成细小的AlN析出相。为了生成AlN析出相，优选的Al含量为0.0005％或更多。但是，当Al含量超过0.1％，生成AlN析出相后剩余的溶解的Al将促进魏氏体和岛状马氏体的生成，在冷却过程中降低热影响区的韧性。结果，当应用高热输入焊接工艺时产生热影响区韧性的下降。锆(Zr)含量限制在0.001～0.03％的范围内。
Zr是本发明的主要元素，因为它与N结合生成高温稳定的细小ZrN析出相。为了达到析出细小ZrN晶粒的目的，需要加入Zr的数量为0.001％或更多。但是，Zr含量超过0.03％时，钢水将生成粗大的ZrN析出相和Zr的氧化物。在这种情况下，对基材和热影响区的韧性产生负面作用。氮(N)含量限制在0.008～0.03％的范围内。
N是形成TiN、ZrN、AlN、BN、VN、NbN等等的必需元素。N在增大如TiN、ZrN、AlN、BN、VN、NbN之类的析出相数量的同时，能尽可能地抑制热影响区原始奥氏体晶粒的长大。N含量限定为0.008％或更多，因为N能大大影响TiN和ZrN析出相的晶粒尺寸、间距和密度，这些析出相与氧化物形成复合析出相的几率，以及这些析出相的高温稳定性。但是，当N含量超过0.03％时，这些效果达到饱和。在这种情况下，由于增大了热影响区中溶解N的含量使韧性降低。并且，由于焊接工艺中稀释作用的出现，剩余的过剩N能进入焊接金属中，从而使焊接金属的韧性下降。
同时，本发明所用的板坯是低氮钢，然后再进行渗氮形成高氮钢。在这种情况下，控制板坯中的N含量为0.005％，以减小出现板坯表面开裂的可能性。然后重新加热板坯并进行渗氮处理，从而生产N含量为0.008～0.03％的高氮钢。硼(B)含量限制在0.0003～0.01％的范围内。
B元素对在晶界形成多边形铁素体的同时生成针状铁素体非常有效，所述的针状铁素体可使钢出现较高的韧性。B形成BN析出相，从而抑制原始奥氏体晶粒的长大。并且，B在晶界和晶内形成Fe硼碳化物，从而促进针状铁素体和多边形铁素体的相变，使钢出现高的韧性。当B含量低于0.0003％时不会出现这种效果。另一方面，当B含量超过0.01％时，出现了不需要的淬透性的增大，从而可能硬化热影响区，产生低温裂纹。钨(W)含量限制在0.001～0.2％的范围内。
在热轧过程中W能以碳化钨(WC)的形式在基材中均匀析出，从而有效抑制铁素体相变后铁素体晶粒的长大。W还能在加热过程的初始阶段抑制热影响区原始奥氏体晶粒的长大。当W含量低于0.001％时，WC抑制热轧过程和冷却过程中铁素体晶粒长大的作用由于其密度不足而消失。另一方面，当W含量超过0.2％时，W的效果饱和。磷(P)和硫(S)的含量都限制在0.030％或更低。
由于P是杂质元素，在轧制过程中产生中心偏聚并在焊接过程形成高温裂纹。必须控制P含量尽可能低。为了改善热影响区的韧性并减少中心偏聚，需要P含量达到0.03％或更低。
应控制S含量尽可能的低，因为在高S含量下将生成低熔点化合物如FeS。优选的，S含量为0.03％或更低，以便在减少中心偏析的同时提高基材和热影响区的韧性。S以MnS的形式析出在Ti基氧化物的周围，影响有效改进热影响区韧性的针状和多边形铁素体的生成。相应的，考虑高温裂缝的问题，更优选S含量在0.003～0.03％的范围内。氧(O)含量限制在0.01％或更低。
当O含量超过0.01％时，在钢水中Ti将形成Ti的氧化物，而不能形成TiN析出相。因此，不能使O含量超过0.005％。并且，能生成像粗大的Fe氧化物和Zr氧化物之类的夹杂物，对基材韧性产生坏的影响。
根据本发明，Ti/N比限制在1.2～2.5。
当Ti/N比限制在上述所需的范围内时，有以下两个优点：
首先，能增大TiN析出相的密度，同时使TiN析出相均匀分布。也就是，在Ti含量不变的条件下增大氮含量时，在连铸过程(在高氮钢板坯的情况下)或渗氮后的冷却过程(在低氮钢板坯的情况下)中所有的溶解Ti原子容易与氮原子结合，因此生成细小的TiN析出相，同时其分散密度增大。
其次，代表TiN析出相高温稳定性的TiN溶解度下降，从而阻止Ti的再溶解。也就是，在高氮环境下Ti主要表现为与N结合的性质，而不是溶解的性质。因此，TiN析出相在高温下是稳定的。
因此，根据本发明，Ti/N比控制在1.2～2.5。当Ti/N比小于1.2时，溶解在基材中的N含量增大，从而降低热影响区的韧性。另一方面，当Ti/N比大于2.5时，生成粗大的TiN晶粒。在这种情况下，难以得到均匀分布的TiN。并且，没有以TiN形式析出的剩余的过剩Ti以溶解的状态存在，反而对热影响区的韧性有负面作用。Zr/N比限制在0.3～2.0。
当Zr/N比小于0.3时，作为阻止焊接过程中热影响区晶粒长大的ZrN不能析出足够的数量。另一方面，当Zr/N比超过2.0时，ZrN的作用饱和，从而降低热影响区的韧性。N/B比限制在10～40范围内。
当N/B比小于10时，能促进在原始奥氏体晶界形成多边形铁素体相变的BN在焊接后的冷却过程中析出数量不足。另一方面，当N/B比超过40时，BN的作用饱和。在这种情况下，溶解N的数量增大，从而降低热影响区的韧性。Al/N比限制在2.5～7。
当Al/N比小于2.5时，促使针状铁素体相变的AlN析出相分布密度不足。并且，热影响区的溶解N数量增大，从而可以引起焊接裂纹的生成。另一方面，当Al/N比超过7时，通过控制Al/N比达到的效果饱和。(Ti+Zr+2Al+4B)/N比限制在6.8～17。
当(Ti+Zr+2Al+4B)/N比小于6.8时，TiN、ZrN、AlN、BN和VN析出相的晶粒尺寸和密度不足，从而不可能达到抑制热影响区原始奥氏体晶粒的长大、在晶界生成细小的多边形铁素体、控制溶解N的含量、在晶内生成针状铁素体和多边形铁素体以及控制组织构成的目的。另一方面，当(Ti+Zr+2Al+4B)/N比超过17时，通过控制(Ti+Zr+2Al+4B)/N比达到的效果饱和。当加入V时，优选的(Ti+Zr+2Al+4B+V)/N比为7～19。
根据本发明，也可在上述限定的钢成分中选择性地加入V。
V是能与N结合生成VN的元素，从而促进热影响区内铁素体的生成。VN单独析出或者在TiN析出相中析出，因此它促进铁素体相变。并且，V与C结合形成碳化物，即VC。VC能抑制铁素体相变后铁素体的长大。
因此，V能进一步改善基材的韧性和热影响区的韧性。根据本发明，优选的V含量限制在0.01～0.2％。当V含量低于0.01％时，析出VN的数量不足以达到促进热影响区铁素体相变的效果。另一方面，当V含量超过0.2％时，基材和热影响区的韧性都下降。在这种情况下，焊接淬透性增大。由此将可能造成不需要的低温焊接裂纹的生成。
当加入V时，优选的V/N比控制为0.3～9。
当V/N比低于0.3时，难以保证在TiN和MnS复合析出相的边界分散的VN有恰当密度和晶粒尺寸，以改善热影响区的韧性。另一方面，当V/N比超过9时，在TiN和MnS复合析出相的边界析出的VN粗大，从而降低VN析出相的密度。结果，减少了有效改善热影响区韧性的铁素体数量。
为了进一步改善力学性质，根据本发明，可以从以下的元素组中选择一种或多种元素加入到上述限定成分的钢中，此元素组中包括Ni、Cu、Nb、Mo和Cr。优选的Ni含量限制在0.1～3.0％的范围内
根据固溶强化原理，Ni是有效改善基材强度和韧性的元素。为了达到这种效果，优选的Ni含量为0.1％或更高。但是，当Ni含量超过3.0％时，增大淬透性，从而降低热影响区的韧性。并且，在热影响区和基材中都可能生成高温裂纹。铜(Cu)含量限制在0.1～1.5％的范围内。
Cu是溶解在基材中，从而固溶强化基材的元素。也就是，Cu有效保证基材所需的强度和韧性。为了达到这种效果，加入的Cu含量为0.1％或更高。但是，当Cu含量超过1.5％时，热影响区的淬透性提高，从而导致韧性的下降。并且，促使高温裂纹在热影响区和焊接金属中产生。特别是，Cu与S一起在Ti基氧化物周围以CuS的形式析出，从而影响能有效改善热影响区韧性的针状或多边形铁素体的生成。因此，优选的Cu含量为0.1～1.5％。
当同时加入Cu和Ni时，优选的这些元素加入总量限制在3.5％或少于3.5％。当Cu和Ni总含量超过3.5％时，淬透性增大，反而损害热影响区的韧性和可焊接性。优选的Nb含量限制在0.01～0.10％的范围内。
Nb是有效保证基材强度的元素。为达到这种效果，Nb的加入量为0.01％或更高。但是，当Nb含量超过0.1％时，将单独析出粗大的NbC，反而影响基材的韧性。优选的铬(Cr)含量限制在0.05～1.0％的范围内。
Cr能提高淬透性并改善强度。当Cr含量低于0.05％时，不可能得到所需的强度。另一方面，当Cr含量超过1.0％时，基材和热影响区的韧性都降低。优选的钼(Mo)含量限制在0.05～1.0％的范围内。
Mo是提高淬透性并改善强度的元素。为了保证所需的强度，必须使Mo含量达到0.05％或更高。但是，为了抑制热影响区的淬火和低温焊接裂纹的形成，Mo含量的上限确定为0.1％，与Cr相似。
根据本发明，为了抑制原始奥氏体晶粒在加热过程中的长大，也可加入Ca和REM中的一种，或两者同时加入。
Ca和REM形成高温下非常稳定的氧化物，从而抑制加热过程中基材原始奥氏体晶粒的长大，并改善热影响区的韧性。并且，Ca在炼钢过程中还有控制粗MnS形状的作用。为达到这种效果，优选的Ca加入量为0.0005％或更高，而优选的REM加入量为0.005％或更高。但是，当Ca含量超过0.005％，或者REM含量超过0.05％时，将生成大的夹杂物和杂物团，从而降低钢的洁净度。对于REM，可使用Ce、La、Y和Hf中的一种或多种。
下面描述本发明焊接结构钢的微观结构。
优选的，本发明焊接结构钢材的是铁素体和珠光体的复合结构。并且，优选的铁素体的晶粒尺寸为20μm或更小。如果铁素体的晶粒尺寸大于20μm，当应用高热输入焊接工艺时热影响区的原始奥氏体晶粒尺寸为80μm或更大，从而降低了热影响区的韧性。
当铁素体和珠光体的复合结构中铁素体数量增大时，基材的韧性和延伸率相应增大。因此，铁素体的数量确定为20％或更多，优选的是70％或更多。
同时，当基材奥氏体晶粒尺寸不变时，不仅是氧化物和氮化物晶粒的大小和密度对热影响区的原始奥氏体晶粒有很大影响。当在结构钢材上进行高热输入焊接(在高温约1400℃或更高)时，基材中分布的氮化物又部分溶解到基材中，溶解率约占30～40％，从而削弱了抑制原始奥氏体晶粒长大的作用。
因此，在确定氮化物分散的密度时必须考虑在加热过程中重新溶解的氮化物数量。根据本发明，细小的TiN析出相均匀分散于基材中，抑制热影响区原始奥氏体晶粒的长大。这样，就可能有效地抑制导致析出相粗化的Ostwald熟化现象。
优选的，TiN析出相均匀分散于基材中，间距为0.5μm或更小。
所希望的TiN析出相的晶粒尺寸为0.01～0.1μm，分散密度为1.0×107/mm2。当析出相的晶粒尺寸小于0.01μm时，在焊接过程中就容易重新溶解到基材中，从而不能有效地抑制奥氏体晶粒的长大。另一方面，当析出相的晶粒尺寸大于0.1μm时，它们对奥氏体晶粒的章制作用(抑制晶粒长大)不足，就像粗大的非金属夹杂物一样，反而影响力学性能。如果细小析出相的密度小于1.0×107/mm2，当应用高热输入焊接工艺时，难以控制热影响区奥氏体晶粒的临界尺寸为80μm或更小。[制造焊接结构钢材的方法]
根据本发明，首先生产上述限定成分的钢板坯。
本发明的钢板坯可用传统工艺生产，如铸造、钢水的传统精炼和脱氧工艺。但是，本发明不限于此。
根据本发明，首先在转炉中精炼钢水，再将钢水倒入钢水包中进行炉外精炼的二次精炼过程。对于厚的制品如焊接结构钢材，在炉外精炼后需要进行脱气处理(Ruhrstahi Hereaus(RH)工艺)。通常在初次和二次精炼过程之间进行脱氧。
在脱氧过程中，在控制溶解氧的数量不超过本发明的适当水平的条件下。最需要加入Ti。这是因为大多数Ti溶解在钢水中而不形成任何氧化物。在这种情况下，优选的，在加入Ti之前加入脱氧效果比Ti好的元素。
下面对此作详细描述。溶解氧的数量大大依赖于氧化物的行为。对于具有较高氧亲和力的脱氧剂，在钢水中它们具有更快的与氧结合的速率。因此，如果脱氧时在加入Ti之前加入脱氧效果高于Ti的元素，就能尽可能地阻止Ti形成氧化物。当然，也可在加入脱氧效果高于Ti的元素如Al之前使用Mn、Si等钢中5种常见元素进行脱氧。脱氧后，用Al进行二次脱氧。在这种情况下，其优点在于能降低加入的脱氧剂的数量。各个脱氧剂的脱氧作用如下：
Cr＜Mn＜Si＜Ti＜Al＜REM＜Zr＜Ca_Mg
从上述描述中可明显看出，根据本发明，在加入Ti之前加入脱氧效果高于Ti的元素，就能尽可能低地控制溶解氧的数量。优选的，溶解氧的数量控制在30ppm或更低。当溶解氧的数量超过30ppm，Ti能与钢水中存在的氧结合，生成Ti的氧化物。结果，降低了溶解Ti的数量。
优选的，在控制溶解氧的数量之后，应在10分钟之内完成加入Ti，并使Ti含量在0.005～0.2％的范围内。这是因为由于加入Ti之后生成了Ti的氧化物，随时间的延长溶解Ti的数量减少。
根据本发明，在真空脱气处理之前或之后的任何时刻都可以加入Ti。
根据本发明，如下所述，用钢水生产钢板坯。当生产的钢水是低氮钢(需要渗氮处理)时，就可以不考虑铸造速度进行连铸，即低的铸造速度或高的铸造速度。但是当钢水是高氮钢水时，考虑到高氮钢有较高的板坯表面开裂的可能性，为了提高生产率，需要在低铸造速率下铸造钢水，并在二次冷却区保持弱的冷却条件。
优选的，连铸的铸造速度为1.1m/min，低于通常的铸造速度，即1.2m/min。更具体地，更优选的，铸造速度控制在0.9～1.1m/min范围内。当铸造速度低于0.9m/min时，即使有降低板坯表面裂纹的优势但生产率低。另一方面，当铸造速度高于1.1m/min，增大了板坯表面裂纹形成的可能性。即使是低氮钢，当以0.9～1.2m/min较低的铸造速度铸造时也能得到较好的内部质量。
同时，需要控制二次冷却区的冷却条件，因为冷却条件影响TiN析出相的大小和分布均匀性。
对于高氮钢水，二次冷却区的喷水量对于弱冷却定为0.3～0.35l/kg。当喷水量低于0.3l/kg时，生成粗大的TiN析出相。结果难以控制为了达到本发明效果所需的TiN析出相晶粒尺寸和密度。另一方面，当喷水量超过0.35l/kg时，TiN析出相生成的几率太低，难以控制为了达到本发明效果所需的TiN析出相晶粒尺寸和密度。
此后，根据本发明，加热如上所述生产的钢板坯。
对于氮含量为0.008～0.030％的高氮钢板坯，加热温度为1100～1250℃，加热时间为60～180min。如果板坯的加热温度低于1100℃，带来的问题是由于溶质原子的扩散速度太低造成TiN析出相的密度不足。另一方面，如果板坯的加热温度超过1250℃，TiN基析出相粗化或分解，从而降低了这些析出相的密度。同时，如果板坯加热时间低于60分钟，对减少溶质的偏聚没有效果。并且，虽然溶质原子发生扩散，所给的时间不足以生成析出相。如果加热时间超过180分钟，则发生奥氏体晶粒粗化。并且降低加工能力和生产效率。
低氮钢板坯在板坯加热炉中经过渗氮处理后变成高氮钢板坯。在此过程中，应控制Ti和N之比。一般地，在板坯加热炉中渗氮处理的作用是为了防止高氮钢中存在的板坯表面裂纹的形成。另外，还能达到下面两个效果，即，提高细小TiN析出相的数量和使细小TiN析出相在高温下稳定。也就是，如果在相同的Ti含量下增大基材中的氮含量，当在板坯加热炉中热处理时，所有Ti原子将与N原子结合。
对含氮量为0.005％的低氮钢板坯进行渗氮处理。也就是，为了控制板坯的氮含量在优选的0.008～0.03％的范围内，优选的，低氮钢板坯在1000～1250℃加热60～180min进行渗氮处理。为了保证板坯中TiN析出相的适当数量，氮含量应为0.008％或更高。但是，当氮含量超过0.03％时，氮将在板坯中扩散，从而板坯表面的氮含量超过生成TiN析出相所析出的氮的数量。结果，板坯表面硬化，从而对随后的轧制过程产生负面作用。
当板坯的加热温度低于1000℃时，氮不能充分地扩散，从而导致细小TiN析出相的密度低。尽管可以通过延长加热时间增大TiN析出相的密度，但也增加了生产成本。另一方面，当加热温度高于1250℃时，板坯加热过程中出现奥氏体晶粒长大，对随后的轧制过程出现的再结晶有负面影响。当板坯加热时间少于60分钟，不可能得到所需的渗氮效果。另一方面，当板坯加热时间多于180分钟，增大了生产成本。而且，板坯中奥氏体晶粒长大，对随后的轧制过程有负面影响。
更优选的，板坯的加热温度为1000～1100℃，加热时间为120～180分钟。
优选的，进行渗氮处理时控制板坯中的Ti/N比为1.2～2.5，Zr/N比为0.3～2.0，N/B比为10～40，Al/N比为2.5～7，(Ti+Zr+2Al+4B)/N比为6.8～17，V/N比为0.3～9，(Ti+2Al+4B+V)/N比为7～17。
此后，在奥氏体再结晶温度范围内以厚度压下量40％或更大将加热的钢板坯热轧。奥氏体再结晶温度范围取决于钢的成分和原始厚度压下量。根据本发明，考虑通常的厚度压下量，奥氏体再结晶温度范围确定为850～1050℃。
当热轧温度低于850℃时，轧制过程中其结构变成拉长的奥氏体，因为热轧温度在非结晶温度范围内。由于这个原因，难以保证随后冷却过程中得到细小的铁素体。另一方面，当热轧温度高于1050℃时，再结晶过程生成的再结晶奥氏体晶粒长大，使奥氏体晶粒变粗。结果，难以保证在冷却过程中得到细小铁素体晶粒。并且，如果轧制过程中累积的或单道次厚度压下量低于40％，奥氏体晶粒内铁素体核的形成位置不充分。结果，通过奥氏体再结晶不可能得到充分细化的铁素体晶粒。并且，还对析出相的析出产生负面作用，而析出相对焊接过程中热影响区的韧性有好的作用。
根据本发明，接着将轧制过的钢板坯以1℃/min的速度冷却到铁素体相变终止温度±10℃的范围内。优选的，轧制过的钢板坯以1℃/min的速度冷却到铁素体相变终止温度，接着在空气中冷却。
当然，如果轧制过的钢板坯以1℃/min的速度冷却到常温，细化铁素体就不会出现的问题。但是，由于不经济这不是所需的。尽管轧制过的钢板坯以1℃/min的速度冷却到铁素体相变终止温度±10℃的范围内，但也可能阻止铁素体晶粒的长大。当冷却速度低于1℃/min时，出现再结晶的铁素体晶体。在这种情况下，难以保证铁素体晶粒尺寸为20μm或更小。
从上述描述中可能清楚地看出，通过控制生产条件，例如加热和轧制条件，以及调节钢的成分，如Ti/N比，能得到具有晶粒尺寸为20μm或更小的铁素体和珠光体复合结构以及显示出高的热影响区韧性的钢材。而且，还能高效地生产具有以下特征的钢材：细小的TiN析出相的晶粒尺寸为0.01～0.1μm，分布密度为1.0×107/mm2或更高，间距为0.5μm或更小。
同时，可以使用像连铸或模铸工艺之类的铸钢工艺生产板坯。当使用高的冷却速度时，容易得到细小弥散分布的析出相。因此，需要使用连铸工艺。基于同一原因，板坯的厚度薄是有优势的。当热轧这种板坯时，可以使用再加热热轧工艺或直接热轧工艺。并且，也可以使用不同的公知的技术如控制轧制和控制冷却工艺。为了提高本发明热轧板的力学性能，应对其热处理。还应注意的是，尽管将此公知的技术应用到本发明，但这种应用在本发明的范围内。[焊接结构]
本发明还涉及使用上述焊接结构钢材制造的焊接结构。因此，本发明还包括使用具有以下特征的焊接结构钢材制造的焊接结构：具有上述本发明确定的成分，微观结构是晶粒尺寸为20μm或更小的铁素体与珠光体复合结构，TiN析出相的晶粒尺寸为0.01～0.1μm、分布密度为1.0×107/mm2或更高、间距为0.5μm或更小。
当高热输入焊接工艺应用到上述焊接结构钢材时，生成晶粒尺寸为80μm或更小的原始奥氏体。当原始奥氏体晶粒尺寸大于80μm时，淬透性增大，从而导致易于生成低温结构(马氏体或上贝氏体)。并且，尽管具有不同成核地点的铁素体在奥氏体晶界生成，但当晶粒长大时它们合并在一起，从而对韧性产生负作用。
当应用高热输入焊接工艺的钢材淬火时，热影响区的微观结构包括晶粒尺寸为20μm或更小、体积分数为70％或更多的铁素体。当铁素体晶粒尺寸大于20μm时，对热影响区韧性有负作用的侧板或三异晶形铁素体的数量增大。为了提高韧性，需要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和针状特征时，能提高韧性。根据本发明，晶界上和晶界内的BN和AlN析出相对于提高韧性起到很重要的作用。
当高热输入焊接工艺应用到焊接结构钢材(基材)时，在热影响区生成晶粒尺寸为80μm或更小的原始奥氏体。在随后的淬火过程中，热影响区的微观结构包括晶粒尺寸为20μm或更小、体积分数为70％或更多的铁素体。
当热输入为100kJ/cm或更小的焊接工艺应用到本发明焊接结构钢材时(见表5中Δt800-500＝60秒)，基材与热影响区之间的韧性差在±30J的范围内。当使用热输入为100～250kJ/cm或更大的焊接工艺时(见表5中Δt800-500＝120秒)，基材与热影响区之间的韧性差在0～40J的范围内。并且，当使用热输入为250kJ/cm或更大的焊接工艺时(见表5中Δt800-500＝180秒)，基材与热影响区之间的韧性差在0～105J的范围内。从以下的实施例中能看出这些结果。实施例
下面将结合不同实施例描述本发明。这些实施例仅是用于解释的目的，本发明并不局限于这些实施例中。
实施例1
具有表1所示的不同成分的钢，每种都在转炉中熔化。得到的钢水按照表2所示的条件下进行处理生产出板坯。板坯在经过表4所示的条件热轧后生产出热轧板。表3给出了每种钢材合金元素的成分比例。
                                                                                                          表1
                                                                                               化学成分(wt％)
    C    Si    Mn    P    S    Al    Ti     B(ppm)      N(ppm)      W   Zr   Cu   Ni   Cr   Mo   Nb    V      Ca   REM     O(ppm)
  PS1   0.12   0.13   1.54  0.006  0.005   0.04  0.014     7     120    0.005   0.01   0.1    -    -    -    -   0.01      -    -     11
  PS2   0.07   0.12   1.71  0.006  0.006   0.07  0.05     10     280    0.002   0.02    -   0.2    -    -    -   0.01      -    -     12
  PS3   0.14   0.10   1.9  0.006  0.008   0.06  0.015     3     110    0.003   0.01    -    -    -    -    -   0.02      -    -     10
  PS4   0.10   0.12   1.80  0.006  0.007   0.02  0.02     5     80    0.001   0.01   0.1    -    -    -    -   0.05      -    -     9
  PS5   0.08   0.15   2.0  0.006  0.006   0.09  0.05     15     300    0.002   0.02    -    -   0.1    -    -   0.05      -    -     12
  PS6   0.10   0.14   2.0  0.007  0.005   0.025  0.02     10     100    0.004   0.01    -    -    -   0.1    -   0.09      -    -     9
  PS7   0.13   0.14   1.6  0.007  0.007   0.04  0.015     8     115    0.15   0.01   0.1    -    -    -    -   0.02      -    -     11
  PS8   0.11   0.15   1.52  0.007  0.006   0.06  0.018     10     120    0.001   0.005    -    -    -    -  0.015   0.01      -    -     10
  PS9   0.13   0.21   1.42  0.007  0.005   0.025  0.02     4     90    0.002   0.01    -    -   0.1    -    -   0.02     0.001    -     12
  PS10   0.07   0.16   2.0  0.008  0.010   0.045  0.025     6     100    0.05   0.005    -   0.3    -    -  0.01   0.02      -   0.01     11
  PS11   0.11   0.21   1.48  0.007  0.006   0.047  0.019     11     130    0.01   0.005    -   0.1    -    -    -    -      -    -     15
  CS1   0.05   0.13   1.31  0.002  0.006   0.0014  0.009     1.6     22     -     -    -    -    -    -    -    -      -    -     22
  CS2   0.05   0.11   1.34  0.002  0.003   0.0036  0.012     0.5     48     -     -    -    -    -    -    -    -      -    -     32
  CS3   0.13   0.24   1.44  0.012  0.003   0.0044  0.010     1.2     127     -     -   0.3    -    -    -  0.05    -      -    -     138
  CS4   0.06   0.18   1.35  0.008  0.002   0.0027  0.013     8     32     -     -    -    -   0.14   0.15    -   0.028      -    -     25
  CS5   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
  CS6   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
  CS7   0.13   0.24   1.44  0.004  0.002   0.02  0.008     8     79     -     -   0.3    -    -    -  0.036    -      -    -     -
  CS8   0.07   0.14   1.52  0.004  0.002   0.002  0.007     4     57     -     -   0.32   0.35    -    -  0.013    -      -    -     -
  CS9   0.06   0.25   1.31  0.008  0.002   0.019  0.007     10     91     -     -    -    -   0.21   0.19  0.025   0.035      -    -     -
  CS10   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      -    -     -
  CS11   0.14   0.44   1.35  0.012  0.012   0.030  0.049     7     89     -     -    -    -    -    -    -   0.069      -    -     -
 CS1、2和3是日本专利公开平9-194990中的发明钢5、32和55CS4、5和6是日本专利公开平10-298708中的发明钢14、24和28CS7、8、9和10是日本专利公开平8-60292中的发明钢48、58、60和61CS11是日本专利公开平11-140582中的发明钢FPS：本发明钢；CS：传统钢
                                                 表2
钢材 样品  初次脱氧顺序   加Al后的溶解氧量(ppm)   脱氧后的Ti加入量(％)   铸造速度(m/min) 喷水量(l/kg)
本发明钢1 本发明样品1  Mn→Si     19     0.014     1.1     0.32
本发明样品2  Mn→Si     18     0.014     1.1     0.32
本发明样品3  Mn→Si     18     0.014     1.1     0.32
对比样品1  Mn→Si     32     0.014     1.1     0.32
对比样品2  Mn→Si     58     0.014     1.1     0.32
本发明钢2 本发明样品4  Mn→Si     16     0.05     1.0     0.35
本发明钢3 本发明样品5  Mn→Si     15     0.015     1.0     0.35
本发明钢4 本发明样品6  Mn→Si     15     0.02     1.0     0.35
本发明钢5 本发明样品7  Mn→Si     12     0.05     1.2     0.30
本发明钢6 本发明样品8  Mn→Si     17     0.02     1.2     0.30
本发明钢7 本发明样品9  Mn→Si     18     0.015     1.1     0.32
本发明钢8 本发明样品10  Mn→Si     14     0.018     1.1     0.32
本发明钢9 本发明样品11  Mn→Si     19     0.02     1.1     0.32
本发明钢10 本发明样品12  Mn→Si     22     0.025     1.0     0.35
本发明钢11 本发明样品13  Mn→Si     20     0.019     1.0     0.35
没有传统钢1到11的详细生产条件
                                      表3
钢材                               合金元素的含量比
   Ti/N   Zr/N   N/B   Al/N    V/N (Ti+Zr+2Al+4B+V)/N
  本发明样品1     1.2   0.8   17.1   3.3    0.8     9.7
  本发明样品2     1.2   0.8   17.1   3.3    0.8     9.7
  本发明样品3     1.2   0.8   17.1   3.3    0.8     9.7
  本发明样品4     1.8   0.7   28.0   2.5    0.4     8.0
  本发明样品5     1.4   0.9   36.7   5.5    1.8     15.1
  本发明样品6     2.5   1.3   16.0   2.5    6.3     15.3
  本发明样品7     1.7   0.7   20.0   3.0    1.7     10.2
  本发明样品8     2.0   1.0   10.0   2.5    9.0     17.4
  本发明样品9     1.3   0.9   14.4   3.5    1.7     11.1
  本发明样品10     1.5   0.4   12.0   5.0    0.8     13.1
  本发明样品11     2.2   1.1   22.5   2.8    2.2     11.3
  本发明样品12     2.5   0.5   16.7   4.5    2.0     14.2
  本发明样品13     1.5   0.4   11.8   3.6     -     9.4
    传统钢1     4.1    -   13.8   0.6     -     5.7
    传统钢2     2.5    -   96.0   0.8     -     4.0
    传统钢3     0.8    -   105.8   0.4     -     1.5
    传统钢4     4.1    -   4.0   0.8    8.8     15.5
    传统钢5     6.5    -   4.0   1.1    18.5     28.1
    传统钢6     3.2    -   2.6   0.4    16.1     21.6
    传统钢7     1.0    -   9.9   2.5     -     6.5
    传统钢8     1.2    -   14.3   0.4     -     2.2
    传统钢9     0.8    -   9.1   2.1    3.9     9.2
    传统钢10     0.6    -   9.5   3.2    1.5     8.9
    传统钢11     5.5    -   12.7   3.4    7.8     20.3
                                                   表4
    钢材   样品   加热温度(℃) 加热时间(min)    开轧温度(℃)    终轧温度(℃)   TRR(％)/ATRR(％)   冷却速率(℃/min)   终冷温度(℃)
本发明样品2   PE1     1150   170     1030     780     65/80     7     600
  PE2     1200     130     1040     790     65/80     7     600
  PE3     1240     90     1040     780     65/80     7     600
  CE1     1050     60     1040     780     65/80     7     600
  CE2     1300     250     1035     780     65/80     7     600
本发明样品1   PE4     1200     130     1020     790     65/80     6     600
本发明样品3   PE5     1200     130     1040     790     65/80     6     600
对比样品1   CE3     1210     120     1030     780     65/80     0.1
对比样品2   CE4     1210     120     1030     790     65/80     19
本发明样品4   PE6     1180     150     1020     790     60/80     7     600
本发明样品5   PE7     1190     140     1010     800     60/80     8     600
本发明样品6   PE8     1220     110     1010     810     60/75     7     600
本发明样品7   PE9     1220     110     1020     800     60/75     10     600
本发明样品8   PE10     1210     120     1010     790     60/75     10     600
本发明样品9   PE11     1220     110     1000     780     55/70     10     600
本发明样品10   PE12     1210     120     1010     790     55/70     9     600
本发明样品11   PE13     1230     100     1000     800     55/70     8     600
本发明样品12   PE14     1220     110     1020     780     55/70     10     600
本发明样品13   PE15     1210     130     1020     780     65/75     10     600
        传统钢11     1200     -  Ar3或更高     960     80   自然冷却
没有传统钢1到10的详细生产条件。TRR/ATRR*1)：再结晶范围内的厚度压下量/累积厚度压下量PE：本发明实施例；CE：对比实施例
测试样从热轧板上取样。取样在每块热轧板的中心部分沿厚度方向进行。特别是，拉伸试验的测试样沿轧制方向取样，而夏氏冲击试验的测试样沿垂直于轧制方向的方向取样。
用如上所述取样的测试样，检测了每种钢材(基材)中的析出相特征以及钢材的力学性能。检测结果列于表5中。并且，检测了热影响区的微观结构和冲击韧性。检测结果列于表6中。
这些检测过程按如下所述方法进行：
对于拉伸试样，使用第4号KS标准(KS B 0801)的测试样。拉伸试验的加载热速度为5mm/min。另一方面，根据第3号KS标准(KSB 0809)的测试样制作冲击试验的试样。对于冲击试验的试样，当使用基材时沿轧制方向在一个侧面(L-T)加工缺口，而使用焊接材料时则沿焊接线方向加工缺口。为了检测热影响区最高加热温度下的奥氏体晶粒尺寸，使用具有重现性的焊接模拟器将每个试样以140℃/sec的加热速率加热到最高加热温度1200～1400℃，保温1秒后用He气淬火。淬火后的试样抛光浸蚀后，按照KS标准(KS D 0205)检测在最高加热温度下得到的试样的奥氏体晶粒尺寸。
利用图像分析仪和电子显微镜根据数点的方法检测了冷却后的微观结构以及能严重影响热影响区韧性的析出相及氧化物的晶粒尺寸、密度和间距。进行检测时测试面积为100mm2。每个试样热影响区冲击韧性的评估是将试样经历对应于输入热为80kJ/cm、150kJ/cm和250kJ/cm的不同焊接条件，即，焊接循环包括加热到最高加热温度1400℃，然后分别冷却60秒、120秒和180秒，冷却到800～500℃，抛光试样的表面，加工成冲击试验的试样，试样在-40℃温度下进行夏氏冲击试验。
                                         表5
样品               析出相TiN的特征     基材的结构特征和力学性能
  密度(数目/mm2)   平均尺寸(μm)   间距(μm)   厚度(mm)    屈服强度(MPa)    拉伸强度(MPa)  延伸率(％)    FGS(μm) 铁素体体积分数(％) -40℃冲击韧性(J)
   PE1  2.4×108   0.016   0.25     25     394     553   38     11   74   358
   PE2  3.2×108   0.017   0.24     25     395     551   39     9   73   362
   PE3  2.5×108   0.012   0.26     25     396     550   39     10   75   357
   CE1  2.3×106   0.174   1.6     25     393     554   26     16   54   206
   CE2  3.4×106   0.165   1.8     25     792     860   17     17   21   45
   PE4  3.2×108   0.025   0.32     30     396     558   38     11   73   349
   PE5  2.6×108   0.013   0.34     30     396     562   38     10   73   354
   CE3  1.3×106    0.182   1.2     30     384     564   30     18   63   220
   CE4  4.3×106   0.177   1.4     30     392     582   29     17   54   208
   PE6  3.3×108   0.026   0.35     30     390     563   38     10   72   364
   PE7  4.6×108   0.024   0.32     35     390     564   39     10   75   360
   PE8  4.3×108   0.014   0.40     35     392     542   36     11   78   365
   PE9  5.6×108   0.028   0.29     35     391     536   37     10   79   359
   PE10  5.2×108   0.021   0.28     35     394     566   36     10   78   375
   PE11  3.7×108   0.029   0.25     40     390     566   37     12   76   364
   PE12  3.2×108   0.025   0.31     40     396     542   38     11   80   356
   PE13  3.3×108   0.042   0.34     40     406     564   38     12   80   348
   PE14  3.6×108   0.032   0.28     40     387     550   37     10   81   349
   PE15  4.2×108   0.018   0.26     30     389     549   39     9   78   368
   CS1     35     406     436
   CS2     35     405     441
   CS3     25     629     681
   CS4                 MgO-TiN析出相3.03×106/mm2     40     472     609
   CS5                 MgO-TiN析出相4.07×106/mm2     40     494     622
   CS6                 MgO-TiN析出相2.80×106/mm2     50     812     912
   CS7     25     629     681
   CS8     50     504     601
   CS9     60     526     648
   CS10     60     760     829
   CS11     50     401     514
 PE：本发明实施例CE：对比实施例CS：传统钢
                                                           表6
样品        热影响区奥氏体晶粒尺寸(μm)   热输入100kJ/cm的热影响区组织               -40℃下具有可重现性的热影响区冲击韧性(最高加热温度1400℃)
1200℃ 1300℃ 1400℃ 铁素体体积分数(％) 平均晶粒尺寸(μm)      Δt800-500＝60sec     Δt800-500＝120sec     Δt800-500＝180sec
   屈服强度(kg/mm2)    拉伸强度(kg/mm2)    冲击韧性(J)     转变温度(℃)    冲击韧性(J)     转变温度(℃)
  PE1     23     34     56     74     15     372     -74     332     -67     293     -63
  PE2     22     35     55     77     13     384     -76     350     -69     302     -64
  PE3     23     35     56     75     13     366     -72     330     -68     295     -63
  CE1     54     86     182     38     24     124     -43     43     -34     28     -28
  CE2     65     92     198     36     26     102     -40     30     -32     17     -25
  PE4     25     38     63     76     14     353     -71     328     -68     284     -65
  PE5     26     41     57     78     15     365     -71     334     -67     295     -62
  CE3     56     80     178     40     26     108     -39     56     -32     24     -24
  CE4     63     88     184     39     28     64     -28     39     -30     10     -21
  PE6     25     32     53     75     14     383     -73     354     -69     303     -63
  PE7     24     35     55     77     14     365     -71     337     -67     292     -63
  PE8     27     37     53     74     13     362     -71     339     -67     296     -62
  PE9     24     36     52     78     15     368     -72     330     -67     284     -63
  PE10     22     34     53     75     14     383     -72     345     -66     293     -63
  PE11     26     35     64     75     14     356     -71     328     -68     282     -68
  PE12     27     39     64     74     15     353     -71     321     -67     276     -62
  PE13     23     38     68     74     14     354     -71     320     -67     254     -62
  PE14     25     35     64     70     15     342     -71     326     -67     248     -63
  PE15     23     36     53     76     16     349     -72     332     -68     293     -94
  CS1     -58
  CS2     -55
  CS3     -54
  CS4             230     93 132(℃)
  CS5             180     87 129(℃
  CS6             250     47  60(℃)
  CS7     -60     -61
  CS8     -59     -48
  CS9     -54     -42
  CS10     -57     -45
  CS11  219(℃)
PE：本发明实施例CE：对比实施例CS：传统钢
参看表5，根据本发明生产的每种热轧钢材中析出相(TiN析出相)的密度为1.0×108/mm2或更多，而每种传统钢材中析出相的密度为4.07×105/mm2或更少。
在本发明的产品中发现，ZrN析出相的晶粒尺寸为50～100nm。并且，本发明产品的基材组织中细小铁素体的晶粒尺寸为12μm或更小，体积分数较高，为70％或更多。
参看表6，可以看出，在最高加热温度1400℃的条件下，本发明热影响区奥氏体晶粒尺寸在52到65μm的范围内，而传统产品的奥氏体晶粒非常粗大，晶粒尺寸约180μm。因此，本发明钢材在焊接过程中能高效地抑制热影响区内奥氏体晶粒的长大。当使用热输入100kJ/cm的焊接工艺时，本发明钢材的铁素体体积分数为70％或更高。实例2-脱氧控制：渗氮处理
用具有表7所示的各个成分的钢材制备样品。每种样品都在转炉中熔化。得到的钢水按表8的条件精炼后，再铸造成钢板坯。接着按表9的条件将板坯热轧，从而生产出热轧板。表9列出了渗氮处理后每种钢材中合金元素的含量之比。
                                                                                                                             表7
                                                                                                               化学成分(wt％)
     C    Si    Mn     P     S    Al    Ti     B(ppm)     N(ppm)       W      Zr     Cu   Ni   Cr   Mo   Nb     V   Ca  REM     O(ppm)
  PS1     0.12   0.13   1.54   0.006   0.005   0.04   0.014     7     40     0.005     0.01     0.1    -    -   -   -    0.01   -   -     11
  PS2     0.07   0.12   1.71   0.006   0.006   0.07   0.05     10     48     0.002     0.02     -   0.2    -   -   -    0.01   -   -     12
  PS3     0.14   0.10   1.9   0.006   0.008   0.06   0.015     3     42     0.003     0.01     -    -    -   -   -    0.02   -   -     10
  PS4     0.10   0.12   1.80   0.006   0.007   0.02   0.02     5     40     0.001     0.01     0.1    -    -   -   -    0.05   -   -     9
  PS5     0.08   0.15   2.0   0.006   0.006   0.09   0.05     15     45     0.002     0.02     -    -   0.1   -   -    0.05   -   -     12
  PS6     0.10   0.14   2.0   0.007   0.005   0.025   0.02     10     47     0.004     0.01     -    -    -   0.1   -    0.09   -   -     9
  PS7     0.13   0.14   1.6   0.007   0.007   0.04   0.015     8     45     0.15     0.01     0.1    -    -   -   -    0.02   -   -     11
  PS8     0.11   0.15   1.52   0.007   0.006   0.06   0.018     10     42     0.001     0.005     -    -    -   -   0.015    0.01   -   -     10
  PS9     0.13   0.21   1.42   0.007   0.005   0.025   0.02     4     36     0.002     0.01     -    -   0.1   -   -    0.02   0.001   -     12
  PS10     0.07   0.16   2.0   0.008   0.010   0.045   0.025     6     45     0.05     0.005     -   0.3   -   -   0.01    0.02   -   0.01     11
  PS11     0.09   0.21   1.48   0.007   0.006  0.047   0.019     11     48     0.01     0.005     -   0.1   -   -   -     -   -   -     15
  CS1     0.05   0.13   1.31   0.002   0.006   0.0014   0.009     1.6     22     -      -     -    -   -   -   -     -   -   -     22
  CS2     0.05   0.11   1.34   0.002   0.003   0.0036   0.012     0.5     48     -      -     -    -   -   -   -     -   -   -     32
  CS3     0.13   0.24   1.44   0.012   0.003   0.0044   0.010     1.2     127     -      -     0.3    -   -   -   0.05     -   -   -     138
  CS4     0.06   0.18   1.35   0.008   0.002   0.0027   0.013     8     32     -      -     -    -   0.14   0.15   -    0.028   -   -     27
  CS5     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   -   -     25
  CS6     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   -   -     -
  CS7     0.13   0.24   1.44   0.004   0.002   0.02   0.008     8     79     -      -     0.3    -   -   -   0.036     -   -   -     -
  CS8     0.07   0.14   1.52   0.004   0.002   0.002   0.007     4     57     -      -     0.32   0.35   -   -   0.013     -   -   -     -
  CS9     0.06   0.25   1.31   0.008   0.002   0.019   0.007     10     91     -      -     -    -   0.21   0.19   0.025    0.035   -   -     -
  CS10     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   -   -     -
  CS11     0.14   0.44   1.35   0.012   0.012   0.030   0.049     7     89     -      -     -    -   -   -   -    0.069   -   -     -
    CS1、2和3是日本专利公开平9-194990中的发明钢5、32和55CS4、5和6是日本专利公开平10-298708中的发明钢14、24和28CS7、8、9和10是日本专利公开平8-60292中的发明钢48、58、60和61CS11是日本专利公开平11-140582中的发明钢FPS：本发明钢；CS：传统钢
                                                    表8
钢材 样品  初次脱氧顺序 加Al后的溶解氧量(ppm)  脱氧后的Ti加入量(％)  铸造速度(m/min)    喷水量(l/kg)
  本发明钢1   本发明样品1   Mn→Si     19     0.014     1.1     0.32
  本发明样品2   Mn→Si     18     0.014     1.1     0.32
  本发明样品3   Mn→Si     18     0.014     1.1     0.32
  对比样品1   Mn→Si     32     0.014     1.1     0.32
  对比样品2   Mn→Si     58     0.014     1.1     0.32
  本发明钢2   本发明样品4   Mn→Si     16     0.05     1.0     0.35
  本发明钢3   本发明样品5   Mn→Si     15     0.015     1.0     0.35
  本发明钢4   本发明样品6   Mn→Si     15     0.02     1.0     0.35
  本发明钢5   本发明样品7   Mn→Si     12     0.05     1.2     0.30
  本发明钢6   本发明样品8   Mn→Si     17     0.02     1.2     0.30
  本发明钢7   本发明样品9   Mn→Si     18     0.015     1.1     0.32
  本发明钢8   本发明样品10   Mn→Si     14     0.018     1.1     0.32
  本发明钢9   本发明样品11   Mn→Si     19     0.02     1.1     0.32
  本发明钢10   本发明样品12   Mn→Si     22     0.025     1.0     0.35
  本发明钢11   本发明样品13   Mn→Si     20     0.019     1.0     0.35
没有传统钢1到11的详细生产条件
                                                        表9
样品   加热温度(℃)   渗氮气体(l/min)   加热时间(min)   开轧温度(℃)   终轧温度(℃)   再结晶区TRR(％)/ATRR(％)   冷却速率(℃/min)   基材N含量(ppm)
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   50   1020   840   55/75   5     48
对比样品2   1300   950   180   1020   840   55/75   5     420
本发明样品4   1180   780   110   1010   830   55/75   6     275
本发明样品5   1200   600   100   1040   850   55/75   7     112
本发明样品6   1170   620   130   1030   840   55/75   7     80
本发明样品7   1190   780   100   1020   830   55/75   6     300
本发明样品8   1200   620   110   1030   830   55/75   6     100
本发明样品9   1150   750   160   1040   830   60/70   6     115
本发明样品10   1180   630   110   1040   850   60/70   5     120
本发明样品11   1200   520   100   1050   840   60/70   8     90
本发明样品12   1210   550   120   1040   840   60/70   7     100
本发明样品13   1230   680   110   1030   840   60/70   8     132
传统钢11   1200   -   -  Ar3或更高   960 自然冷却     -
每个本发明样品的冷却是在控制冷却速率的条件下冷却的，直到样品的温度达到600℃，对应于铁素体相变结束温度。在此温度以下，本发明样品在空气中冷却。传统钢1到11用于生产没有任何渗氮处理的热轧产品。没有传统钢1到10的详细生产条件。TRR/ATRR*1)：再结晶范围内的厚度压下量/累积厚度压下量。
                                                    表10
   Ti/NN/BAl/N                                  渗氮处理后合金元素的比例Zr/N
  V/N (Ti+Zr+2Al+4B+V)/N     本发明样品1     1.3     1.0    15.0
  3.8   1.0     11.1     本发明样品2     1.2     0.9    16.4
  3.5   0.9     10.1     本发明样品3     1.2     0.8    17.1
  3.3   0.8     9.7     对比样品1     2.9     2.1    6.9
  8.3   2.1     24.3     对比样品2     0.3     0.2    60
  1.0   0.2     2.8     本发明样品4     1.8     0.7    28.0
  2.5   0.4     8.1     本发明样品5     1.4     0.9    36.7
  5.5   1.8     14.8     本发明样品6     2.5     1.3    16.0
  2.5   6.3     15.3     本发明样品7     1.7     0.7    20.0
  3.0   1.7     10.2     本发明样品8     2.0     1.0    10.0
  2.5   9.0     17.4     本发明样品9     1.3     0.9    14.4
  3.5   1.7     11.1     本发明样品10     1.5     0.4    12.0
  5.0   0.8     13.1     本发明样品11     2.2     1.1    22.5
  2.8   2.2     11.3     本发明样品12     2.5     0.5    16.7
  4.5   2.0     14.2     本发明样品13     1.4     0.4    12.0
  3.6   -     9.3     传统钢1     4.1     4.1    13.8
  0.6   -     5.7     传统钢2     2.5     2.5    96.0
  0.8   -     4.0     传统钢3     0.8     0.8    105.8
  0.4   -     1.5     传统钢4     4.1     4.1    4.0
  0.8   8.8     1 5.5     传统钢5     6.5     6.5    4.0
  1.1   18.5     28.1     传统钢6     3.2     3.2    2.6
  0.4   16.1     21.6     传统钢7     1.0     1.0    9.9
  2.5   -     6.5     传统钢8     1.2     1.2    14.3
  0.4   -     2.2     传统钢9     0.8     0.8    9.1
  2.1   3.9     9.2     传统钢10     0.6     0.6    9.5
  3.2   1.5     8.9     传统钢11     5.5     5.5    12.7
测试样从按上述生产的热轧板上取样。取样在每块热轧板的中心部分沿厚度方向进行。特别是，拉伸试验的测试样沿轧制方向取样，而夏氏冲击试验的测试样沿垂直于轧制方向的方向取样。
用如上所述取样的测试样，检测了每种钢材(基材)中的析出相特征以及钢材的力学性能。检测结果列于表11中。并且，检测了热影响区的微观结构和冲击韧性。检测结果列于表12中。这些检测按与实施例1相同的方式进行。
                                            表11
样品            析出相TiN的特征         基材结构特征                 基材的力学性能
  密度(数目/mm2)  平均尺寸(μm)  间距(μm) AGS FGS   铁素体体积分数(％)    厚度(mm)    屈服强度(MPa)    拉伸强度(MPa)    延伸(％)  -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
传统钢1     35     406     436     -
传统钢2     35     405     441     -
传统钢3     25     629     681     -
传统钢4             MgO-TiN析出相3.03×106/mm2     40     472     609     32
传统钢5             MgO-TiN析出相4.07×106/mm2     40     494     622     32
传统钢6             MgO-TiN析出相2.80×106/mm2     50     812     912     28
传统钢7     25     629     681     -
传统钢8     50     504     601     -
传统钢9     60     526     648     -
传统钢10     60     760     829     -
传统钢11        0.2μm或更小1.1×103     50     401     514     18.3
                                                            表12
样品       热影响区奥氏体晶粒尺寸(μm)      热输入100kJ/cm的热影响区微观结构      焊接区力学性能       -40℃下具有可重现性的热影响区冲击韧性(最高加热温度1400℃)
1200℃ 1300℃ 1400℃  铁素体体积分数(％)   铁素体平均晶粒尺寸(μm)        Δt800-500＝180sec     Δt800-500＝120sec     Δt800-500＝180sec
   屈服强度(kg/mm2)   拉伸强度(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     294     -62
   PS13     24   32   54   75     16     367     -72   336   -68     285     -63
   CS*1     187     -51
   CS*2     156     -48
   CS*3     148     -50
   CS*4     143     -48   132(0℃)
   CS*5     132     -45   129(0℃)
   CS*6     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
PS：本发明样品CS：对比样品CS*：传统钢
参看表11，根据本发明生产的每种热轧钢材中析出相(TiN析出相)的密度为1.0×108/mm2或更多，而每种传统钢材中析出相的密度为4.07×105/mm2或更少。
在本发明的产品中发现，ZrN析出相的晶粒尺寸为50～100nm。并且，本发明产品的基材结构中有高体积分数的细小铁素体。
参看表12，可以看出，在最高加热温度1400℃的条件下，本发明热影响区奥氏体晶粒尺寸在52到64μm的范围内，而传统产品的奥氏体晶粒非常粗大，晶粒尺寸约180μm。因此，本发明钢材在焊接过程中能高效地抑制热影响区内奥氏体晶粒的长大。
当使用热输入100kJ/cm的焊接工艺时，本发明钢材的铁素体体积分数为70％或更高。

Claims (20)

1.一种含有TiN析出相和ZrN析出相的焊接结构钢材，按照重量百分数，其中包括：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、0.001～0.03％Zr、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0.01％O，其余为Fe和附带的杂质，并且元素含量满足的条件为1.2≤Ti/N≤2.5、0.3≤Zr/N≤2.0、10≤N/B≤40、2.5≤Al/N≤7和6.8≤(Ti+Zr+2Al+4B)/N≤17，并具有主要由晶粒尺寸为20μm或更小的铁素体和珠光体复合结构组成的微观结构。
2.权利要求1所述的焊接结构钢材，其中还包括0.01～0.2％V，并且V含量满足的条件为0.3≤V/N≤9和7≤(Ti+2Al+4B+V)/N≤17。
3.如权利要求1所述的焊接结构钢材，其中还包括从以下元素组中选择的一种或多种元素：0.1～3.0％Ni、0.1～1.5％Cu、0.01～0.1％Nb、0.05～1.0％Mo和0.05～1.0％Cr。
4.如权利要求1所述的焊接结构钢材，其中还包括0.0005～0.005％Ca和0.005～0.05％REM中的一种或两者。
5.如权利要求1所述的焊接结构钢材，其特征在于ZrN析出相和TiN析出相的晶粒尺寸为0.01～0.1μm、分布密度为1.0×107/mm2或更大、间距为0.5μm或更小。
6.如权利要求1所述的焊接结构钢材，其特征在于当钢材被加热到1400℃或更高，接着在60秒内从800℃冷却到500℃时，钢材与热影响区之间的韧性差在±30J的范围内；当钢材被加热到1400℃或更高，接着在60秒到120秒内从800℃冷却到500℃时，钢材与热影响区之间的韧性差在0～40J的范围内；当钢材被加热到1400℃或更高，接着在120秒到180秒内从800℃冷却到500℃时，钢材与热影响区之间的韧性差在0～105J的范围内。
7.一种生产具有TiN和ZrN细小复合析出相的焊接结构钢材的方法，包括以下步骤：
制造钢板坯，按照重量百分数，其中包括：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、0.001～0.03％Zr、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0.001％O，其余为Fe和附带的杂质，并且元素含量满足的条件为：1.2≤Ti/N≤2.5、0.3≤Zr/N≤2.0、10≤N/B≤40、2.5≤Al/N≤7和6.8≤(Ti+Zr+2Al+4B)/N≤17；
将钢板坯加热到1100到1250℃，保温60到180分钟；
将加热的板坯在奥氏体再结晶区内热轧，厚度压下量为40％或更大；和
将热轧的钢板坯以1℃/min的速率冷却到铁素体相变终止温度±10℃。
8.如权利要求7所述的方法，其特征在于板坯还包括0.01～0.2％V，并且V含量满足的条件为0.3≤V/N≤9和7≤(Ti+2Al+4B+V)/N≤17。
9.如权利要求7所述的方法，其特征在于板坯还包括从以下元素组中选择的一种或多种元素：0.1～3.0％Ni、0.1～1.5％Cu、0.01～0.1％Nb、0.05～1.0％Mo和0.05～1.0％Cr。
10.如权利要求7所述的方法，其特征在于板坯还包括0.0005～0.005％Ca和0.005～0.05％REM中的一种或两者。
11.如权利要求1所述的方法，其特征在于制造板坯过程中在钢水中加入脱氧效果高于Ti的脱氧元素，从而控制钢水中溶解氧的含量为30ppm或更少，在10分钟内加入Ti使其含量达0.005～0.02％，接着铸造所得到的板坯。
12.如权利要求11所述的方法，其特征在于脱氧的顺序为Mn、Si和Al。
13.如权利要求11所述的方法，其特征在于在连铸过程中钢水以0.9～1.1m/min的速度铸造，并且在二次冷却区弱冷却时喷水量为0.3～0.35l/kg。
14.一种生产具有TiN和ZrN细小复合析出相的焊接结构钢材的方法，包括以下步骤：
制造钢板坯，按照重量百分数，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、0.001～0.03％Zr、最多0.005％N、0.0003～0.01％B、0.001～0.2％W、最多0.03％P、0.003～0.05％S、最多0.01％O，其余为Fe和附带的杂质；
将钢板坯加热到1000到1250℃，保温60到180分钟，同时将钢板坯渗氮，控制钢板坯的N含量为0.008～0.03％，并且元素含量满足的条件为：1.2≤Ti/N≤2.5、0.3≤Zr/N≤2.0、10≤N/B≤40、2.5≤Al/N≤7和6.8≤(Ti+Zr+2Al+4B)/N≤17；
将渗氮的钢板坯在奥氏体再结晶区内热轧，厚度压下量为40％或更大；和
将热轧的钢板坯以1℃/min的速率冷却到铁素体相变终止温度±10℃。
15.如权利要求14所述的方法，其特征在于板坯还包括0.01～0.2％V，并且V含量满足的条件为0.3≤V/N≤9和7≤(Ti+2Al+4B+V)/N≤17。
16.如权利要求14所述的方法，其特征在于板坯还包括从以下元素组中选择的一种或多种元素：0.1～3.0％Ni、0.1～1.5％Cu、0.01～0.1％Nb、0.05～1.0％Mo和0.05～1.0％Cr。
17.如权利要求14所述的方法，其特征在于板坯还包括0.0005～0.00％Ca和0.005～0.05％REM中的一种或两者。
18.如权利要求14所述的方法，其特征在于制造板坯过程中在钢水中加入脱氧效果高于Ti的脱氧元素，从而控制钢水中溶解氧的含量为30ppm或更少，在10分钟内加入Ti使其含量达0.005～0.02％，接着铸造所得到的板坯。
19.如权利要求18所述的方法，其特征在于脱氧的顺序为Mn、Si和Al。
20.一种焊接结构，该结构具有优良的热影响区韧性，使用如权利要求1到6中任一项所述的焊接结构钢材制造。
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