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CN113166884A - 焊接热影响区韧性优异的钢材及其制造方法 - Google Patents

焊接热影响区韧性优异的钢材及其制造方法 Download PDF

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CN113166884A
CN113166884A CN201980076999.9A CN201980076999A CN113166884A CN 113166884 A CN113166884 A CN 113166884A CN 201980076999 A CN201980076999 A CN 201980076999A CN 113166884 A CN113166884 A CN 113166884A
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Abstract

本发明涉及能够适合地用作结构用等材料的钢材，旨在提供一种即使进行高热输入焊接，焊接热影响区的强度及韧性也优异的钢材及其制造方法。

Description

焊接热影响区韧性优异的钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合作为石油化学、存储罐等的材料的钢材，更详细而言，涉及一种焊接部韧性优异的钢材及其制造方法。
背景技术
最近，在北美、加拿大等极寒地区，对用于提炼及存储从油沙(oil sand)提取的石油或在石油化学加工中产生的诸如乙烯、丙烯的副产物的低温用厚板钢材的需求正在增加。
为了使这种低温用厚板钢材适合用于设备及存储罐等结构物，不仅是母材的机械物性，还必须在焊接热影响区(Heat Affected Zone：HAZ)也确保低温冲击韧性。但是，结构物等使用的高强度钢材为了确保强度而使用大量的合金元素，因而存在难以确保焊接热影响区的低温冲击韧性的缺点。
焊接热影响区(HAZ)由于晶粒粗大化、MA组织(马氏体-奥氏体成分)等脆化组织的形成、析出硬化等导致韧性降低。因此，要求能够防止焊接热影响区的韧性降低的技术。
另一方面，最近，为了提高结构物等的施工性，针对母材使用诸如EGW(ElectroGas Welding：电气(立)焊)的高热输入焊接方法的情形正在增加，但此时，由于较高的输入热量，焊接热影响区劣化，与通过普通焊接方法焊接的部位相比，存在强度及韧性极大降低的问题。
代表性的局部脆化区域作为FL(Fusion Line：熔合线)附近的粗大晶粒热影响区，由于晶粒粗大化、上贝氏体的形成等，韧性较弱。
作为用于解决如上所述问题的方案，专利文献1提出一种技术，为了控制钢中的氧(O)含量而在钢中添加Mg或Ca，形成Mg或Ca氧化物，从而抑制奥氏体晶粒的生长，发挥铁素体成核位点(site)作用，抑制晶界铁素体的形成，从而提高焊接热影响区的韧性。
但存在的缺点是，钢中的O在与Mg或Ca形成氧化物的同时如果无法适度分散，则氧化物发挥夹杂物的作用，极大降低焊接热影响区的韧性。
因此，在提供适合作为结构物等的材料的低温用厚板钢材方面，要求开发一种不仅是母材的物性，还能够优异地确保焊接热影响区的低温冲击韧性的技术。
(专利文献1)日本公开专利公报第2006-241510号
发明内容
要解决的技术课题
本发明的一个方面涉及能够适合地用作结构用等的材料的钢材，旨在提供一种即使进行高热输入焊接，焊接热影响区的强度及韧性也优异的钢材及其制造方法。
本发明的课题不限于上述事项。本发明涉及的另外的课题描述于说明书总体内容中，只要是本发明所属技术领域的普通技术人员，就可以没有任何困难地从本发明说明书记载的内容理解本发明另外的课题。
解决技术问题的手段
本发明的一个方面提供一种焊接热影响区韧性优异的钢材，按重量％，包含碳(C)：0.02～0.08％、硅(Si)：0.15～0.5％、锰(Mn)：1.2～1.8％、磷(P)：0.008％以下(不包含0％)、硫(S)：0.003％以下(不包含0％)、铝(Al)：0.005～0.1％、镍(Ni)：0.01～0.5％、钼(Mo)：0.01～0.1％、铌(Nb)：0.005～0.05％、钛(Ti)：0.005～0.02％、氮(N)：20～100ppm、剩余量Fe及其他不可避免的杂质，满足下述关系式1，
母材的微细组织包含面积分率20～60％的针状铁素体及40～80％的贝氏体相，焊接后焊接热影响区内熔合线(Fusion line)的微细组织包含铁素体及贝氏体相，具有10～40mm厚度。
[关系式1]
0.42>C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15
(其中，各元素表示重量含量。)
本发明的另一方面提供一种焊接热影响区韧性优异的钢材的制造方法，包括：将满足上述合金组成及关系式1的钢坯在1050～1250℃下再加热的步骤；将所述再加热的钢坯在1200～Ar3+30℃的温度范围下进行粗轧的步骤；所述粗轧后在Ar3以上进行精轧而制造热轧钢板的步骤；及将所述热轧钢板以5℃/s以上的冷却速度冷却至常温～550℃的步骤。
发明效果
根据本发明，具有提供不仅是母材的机械物性，而且焊接热影响区的强度及韧性优异的钢材的效果。
所述本发明的钢材具有可以适合用作石油化学制造设备、存储罐等的结构用材料的效果。
附图说明
图1显示了观察本发明一个实施例的发明钢1的PWHT前、后微细组织的照片。
图2显示了在以EGW方法焊接本发明一个实施例的发明钢4后观察熔合线(FL)、FL+1、FL+3及FL+5部位的微细组织的照片。
图3以图表显示了以EGW方法焊接本发明一个实施例的发明钢4后焊接金属(WM)、熔合线(FL)、FL+1、FL+3及FL+5部位的低温冲击韧性(-50℃)测量结果(各位置3次测量结果)。
具体实施方式
本发明的发明人为了获得不仅是母材的机械物性，而且焊接热影响区的强度及韧性优异的钢材而进行了深入研究。结果，确认了通过优化钢材的合金组成以及制造条件，可以提供即使高热输入焊接也能够确保焊接热影响区强度及韧性优异的钢材，从而完成了本发明。
本发明中提及的“钢材”，不仅包括经一系列工序制造的热轧钢板，而且包括对所述热轧钢板进行焊接而形成有焊接部(包含焊接热影响区)的钢材。
下面对本发明进行详细说明。
本发明一个方面的焊接热影响区韧性优异的钢材按重量％，可以包含碳(C)：0.02～0.08％、硅(Si)：0.15～0.5％、锰(Mn)：1.2～1.8％、磷(P)：0.008％以下(不包含0％)、硫(S)：0.003％以下(不包含0％)、铝(Al)：0.005～0.1％、镍(Ni)：0.01～0.5％、钼(Mo)：0.01～0.1％、铌(Nb)：0.005～0.05％、钛(Ti)：0.005～0.02％、氮(N)：20～100ppm。
下面对控制如上所述地本发明提供的压力容器用钢材的合金成分的理由进行详细说明。此时，只要未特别提及，各成分的含量表示重量％。
碳(C)：0.02～0.08％
碳(C)作为对提高钢的强度有效的元素，为了充分获得这种效果，优选含有0.02％以上。不过，如果其含量超过0.08％，则极大地损害母材及焊接部的低温冲击韧性。
因此，在本发明中，可以包含所述C为0.02～0.08％，更有利地，可以包含0.04～0.07％。
硅(Si)：0.15～0.5％
硅(Si)用作脱氧剂，也是对提高钢的强度及韧性有用的元素。如果这种Si的含量超过0.5％，则低温冲击韧性及焊接性反而会变差，因而优选含有0.5％以下。另外，如果所述Si的含量不足0.15％，则脱氧效果会不充分。
因此，在本发明中，可以包含所述Si为0.15～0.5％，更有利地，可以包含0.15～0.4％。
锰(Mn)：1.2～1.8％
锰(Mn)是通过固溶强化而有利于确保强度的元素。为了充分获得这种效果，优选含有Mn为1.2％以上。不过，如果其含量超过1.8％，则与钢中的硫(S)结合而形成MnS，从而存在极大损害常温延伸率及低温冲击韧性的问题。
因此，在本发明中，可以包含所述Mn为1.2～1.8％，更有利地，可以包含1.3～1.7％。
磷(P)：0.008％以下(不包含0％)
磷(P)在提高钢的强度及耐腐蚀性方面有利，但会极大损害冲击韧性，因而尽可能保持低含量更有利。
不过，为了将所述P控制在极低含量而需要过多费用，因而优选控制在0.008％以下。
硫(S)：0.003％以下(不包含0％)
硫(S)与钢中的Mn结合而形成MnS等，极大损害冲击韧性，因而优选尽可能保持低含量。
与所述P一样，为了将所述S控制在极低含量需要过多费用，因而优选限制在0.003％以下。
铝(Al)：0.005～0.1％
铝(Al)作为能够以低费用使钢水脱氧的元素，为了充分获得所述效果，优选含有Al为0.005％以上。不过，如果其含量超过0.1％，则存在连续铸造时诱发水口堵塞的问题。
因此，在本发明中，可以包含所述Al为0.005～0.1％。
镍(Ni)：0.01～0.5％
镍(Ni)作为有利于同时提高母材的强度和韧性的元素，为了充分获得这种效果，可以含有0.01％以上。不过，所述Ni作为昂贵元素，超过0.5％添加时，存在经济性极大降低的缺点。
因此，在本发明中，可以包含所述Ni为0.01～0.5％。
钼(Mo)：0.01～0.1％
钼(Mo)只需少量添加，便极大提高淬透性，具有在抑制铁素体相形成的同时诱导诸如贝氏体或马氏体相的硬质相形成的效果。另外，由于可以极大提高强度，因而需要添加0.01％以上。不过，所述Mo为昂贵元素，过度添加时，使焊接部的硬度过度增加，存在损害韧性的忧虑，因而考虑到这一点，需要限制在0.1％以下。
因此，在本发明中，可以包含所述Mo为0.01～0.1％。
铌(Nb)：0.005～0.05％
铌(Nb)以NbC或Nb(C,N)的形态析出，不仅可以极大提高母材及焊接部的强度，而且高温再加热时，固溶的Nb抑制奥氏体的再结晶及铁素体或贝氏体的相变，从而可以获得组织微细化效果。另外，即使在轧制后冷却时，也提高奥氏体的稳定性，因而即使在低速冷却时，也促进诸如马氏体或贝氏体的硬质相(hard phase)的生成，对提高母材强度有用。不过，焊接钢材后形成晶界铁素体相时，形成粗大的NbC化合物，存在物性降低的忧虑。
因此，为了充分获得上述效果，可以含有Nb为0.005％以上，不过，考虑到确保焊接部冲击韧性方面，可以含有0.05％以下。
钛(Ti)：0.005～0.02％
钛(Ti)是有利于在再加热时抑制晶粒生长而极大提高低温韧性的元素。为了充分获得上述效果，优选含有0.005％以上，但如果过度添加而超过0.02％，则存在因连铸水口堵塞或中心部结晶而导致低温冲击韧性变差的忧虑。
因此，在本发明中，可以包含所述Ti为0.005～0.02％。
氮(N)：20～100ppm
氮(N)与所述Ti一同添加时形成TiN析出物，具有抑制焊接时因热影响导致的晶粒生长的效果。为了获得上述效果，优选含有20ppm以上，当将所述N含量控制在不足20ppm时，极大增加炼钢负荷，抑制晶粒生长效果不充分。相反，如果所述N含量超过100ppm，则形成AlN，存在诱发表面裂隙的问题。
因此，在本发明中，可以包含所述N为20～100ppm。
出于进一步提高具有上述合金组成的本发明的钢材物性的目的，可以还如下进一步包含V。
钒(V)：0.01～0.1％
钒(V)固溶的温度比其他合金元素低，在焊接热影响区析出，具有防止强度下降的效果。因此，PWHT后无法充分确保强度时，可以添加0.01％以上。不过，如果其含量超过0.1％，则诸如MA的硬质相的分率增大，存在损害焊接部的低温冲击韧性的问题。
因此，在本发明中，添加所述V时可以包含0.01～0.1％。
本发明的剩余成分为Fe。不过，在通常的制造过程中由于无法避免所不希望的杂质从原料或者周围环境的混入，因此无法将其排除。只要是通常的制造过程的技术人员，任何人均知晓这些杂质，因此在本说明书中并不特别提及其所有内容。
另一方面，优选具有上述合金组成的本发明的钢材以下述关系式1表示的碳当量(Ceq)不足0.42。
如果所述碳当量(Ceq)为0.42以上，则不仅存在母材及焊接热影响区韧性变差的忧虑，而且焊接前预热温度增加，存在制造费用增加的问题。
[关系式1]
0.42>C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15
(其中，各元素表示重量含量。)
上述合金组成和Ceq值得到控制的本发明的钢材具有10～40mm厚度，作为微细组织，可以包含面积分率20～60％的针状铁素体及40～80％的贝氏体相。
本发明的钢材具有低温组织作为微细组织，从而可以优异地确保强度及韧性。
如果所述针状铁素体相不足20％或贝氏体相超过80％，则在确保强度方面有利，但存在韧性变差的忧虑，但如果所述针状铁素体相超过60％或贝氏体相形成不足40％，则会难以充分确保强度。
另一方面，本发明的钢材除上述组织外，可以以一定分率包含马氏体相(回火马氏体相)，优选地，可以包含面积分率10％以下(包含0％)。
进一步而言，本发明的钢材可以进行焊接，优选所述焊接后焊接热影响区(HAZ)内的熔合线(Fusion line)的微细组织具有铁素体和贝氏体相。
即，本发明的钢材在焊接后作为熔合线的微细组织而适宜地形成软质相及硬质相，由此可以有利地确保焊接部的强度及韧性。
此时，对于所述熔合线的微细组织的各相分率不特别限定，优选地，可以含有所述铁素体相5～20面积％，作为剩余量的组织，可以包含贝氏体相。所述本发明的熔合线除所述铁素体相和贝氏体相之外，还可以包含5％以下(包含0％)的MA相。
另外，就本发明的钢材而言，优选母材及焊接热影响区内熔合线(Fusion line)包含碳氮化物，所述碳氮化物为MC或M(C,N)形态。所述M为Mo及Ti中一种以上，所述Mo为20重量％以上。
所述碳氮化物在熔合线内形成，从而具有防止奥氏体晶粒粗大化的效果，因此，所述焊接热影响区具有奥氏体平均晶粒尺寸为500μm以下的效果。
本发明即使在PWHT后，也可以如上所述相同地具有母材的微细组织，因此，PWHT后具有450MPa以上的拉伸强度，-50℃下夏比冲击吸收能为200J以上，具有强度及低温冲击韧性优异的效果。
另外，本发明如上所述地控制焊接后焊接热影响区内熔合线(Fusion line)的组织，从而在PWHT之前，拉伸强度为450MPa以上，-50℃下夏比冲击吸收能为50J以上，而PWHT后可以确保所述焊接热影响区的拉伸强度为450MPa以上，-50℃下夏比冲击吸收能为100J以上。
另一方面，在本发明中，作为所述焊接方法，可以应用高热输入焊接，作为一个示例，可以应用输入热量100～200KJ/cm的EGW(Electro Gas Welding，电气(立)焊)方法。所述EGW方法作为单道(1-pass)焊接方法，相比通常的多道(multi-pass)焊接方法，在经济上具有有利效果。
即，本发明的钢材即使应用高热输入焊接，也可以获得强度及韧性优异的焊接热影响区。
下面对本发明另一方面的焊接热影响区韧性优异的钢材的制造方法进行详细说明。
首先，准备满足上述合金组成和关系式1的钢坯后，可以经过将所述钢坯在1050～1250℃下再加热的工序。
所述钢坯再加热时如果超过1250℃，则奥氏体晶粒粗大化，无法获得具有目标物性的钢材。相反，如果该温度不足1050℃，则钢坯内生成的碳氮化物等难以再固溶。
因此，在本发明中，可以将所述钢坯再加热到1050～1250℃。
可以将上述再加热的钢坯进行热轧而制造成热轧钢板。所述热轧可以经粗轧及精轧进行。
所述粗轧可以在1200～Ar3+30℃温度范围下进行，所述精轧可以在Ar3以上进行。所述粗轧时，如果温度不足Ar3+30℃，则在后续精轧时，温度降低，不足Ar3，存在发生品质不良的忧虑。
在本发明中，Ar3可以如下表示。
Ar3＝910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo+119V+124Ti-18Nb+179Al(其中，各元素表示重量含量。)
可以将如上所述制造的热轧钢板冷却到常温～550℃的温度范围，此时，可以以5℃/s以上的冷却速度进行冷却。
所述冷却时的冷却速度如果不足5℃/s，则存在铁素体晶粒粗大化的忧虑，上贝氏体的块(packet)尺寸粗大化，会难以确保目标物性。所述冷却速度的上限不特别限定，可以考虑设备规格和热轧钢板的厚度等，按100℃/s以下进行。
另外，冷却结束温度如果超过550℃，则形成珠光体或上贝氏体相，存在强度和韧性降低的忧虑。
另一方面，在如上所述进行冷却方面，所述冷却可以在刚刚完成热精轧后开始，优选地，所述冷却可以在650℃以上开始。如果所述冷却的开始温度不足650℃，则铁素体分率过度升高，难以充分确保强度。因此，所述冷却可以在650℃以上开始，更有利地，可以在740℃以上开始。
如上所述完成冷却的本发明的热轧钢板，微细组织由面积分率20～60％的针状铁素体及40～80％的贝氏体构成，从而可以确保充分的强度。此时，即使包含马氏体相为10％以下(包含0％)也无妨。
这种热轧钢板的微细组织即使在焊接后进行的PWHT工序后也依然保持，不过，贝氏体相与马氏体相可以相变为回火贝氏体或回火马氏体相。
可以针对经上述一系列工序制造的本发明钢材进行焊接，此时，可以进行输热量100～200KJ/cm的高热输入EGW工序。
所述高热输入EGW后形成的焊接热影响区内熔合线(Fusion line)的微细组织可以包含铁素体及贝氏体。此时，可以包含一部分MA相，优选包含面积分率为5％以下。
具有如上所述微细组织的焊接热影响区即使在后续PWHT工序之后，也可以确保450MPa以上的拉伸强度及100J以上的-50℃下夏比冲击吸收能。
而且，在完成所述焊接后，可以出于去除残留应力等目的，进行焊接后热处理(Post Weld Heat Treatment：PWHT)工序。
所述焊接后热处理(PWHT)工序条件不特别限定，可以在590～620℃温度范围下进行60分钟以上。
一般在长时间的PWHT工序之后，发生钢的强度及韧性变差，相反，本发明的钢材即使进行如上所述的PWHT工序，强度及韧性也没有大的下降。
具体而言，本发明的钢材(母材)即使在PWHT之后，也可以确保450MPa以上的拉伸强度、200J以上的-50℃下夏比冲击吸收能。
以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明。不过需要注意的是，下述实施例只是为了更详细地说明本发明而进行的示例，并非为了限定本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围由权利要求书所记载的事项以及由此合理推导出的事项所决定。
实施发明的方式
(实施例1)
将具有下表1所示合金组成的钢坯在1120～1200℃下再加热后，在870℃下精轧而制造了各个热轧钢板。然后，针对所述热轧钢板，在680～810℃下开始冷却，以5～70℃/s冷却速度水冷至100～200℃。然后，进行了在595℃下保持60分钟后进行空冷的焊接后热处理(PWHT)工序。此时，所述焊接后热处理工序进行了2次。
钢坯各个厚度的制造条件显示于下表2。
【表1】
Figure BDA0003077921030000111
(表1中，P*、S*、N*按ppm显示。)
【表2】
Figure BDA0003077921030000112
(厚度10mm时，无需指定精轧开始温度，在刚刚粗轧后进行精轧。)
然后，对完成PWHT工序的各个钢材，观察微细组织，评价了机械物性。
微细组织在利用光学显微镜观察后，利用EBSD装备，目视区分针状铁素体、贝氏体、马氏体相，测量了各分率。
而且，针对各个钢材中与厚度30mm相应的钢材，测量了机械物性，此时，拉伸试片是将JIS 1号规格试验片沿着垂直于轧制方向的方向取得全厚度，测量了拉伸强度(TS)、屈服强度(YS)及延伸率(El)，冲击试片是将JIS 4号规格试验片沿着垂直于轧制方向的方向，在厚度方向1/4t(其中，t代表钢材厚度(mm))的点取得，测量冲击韧性(CVN)，将其结果显示于下表3。此时，所述试验片在PWHT前、后分别取得后，按各试验片进行拉伸试验。
【表3】
Figure BDA0003077921030000121
Figure BDA0003077921030000131
【表4】
Figure BDA0003077921030000132
如所述表3及表4所示，可以确认根据本发明提出的合金组成及制造条件而制造的钢材各厚度的微细组织。具体而言，可以确认，与钢材厚度无关，按希望的分率适宜地形成了针状铁素体和贝氏体相，因而即使在PWHT后，也几乎没有强度及冲击韧性的劣化。
相反，可以确认合金组成不满足本发明的比较钢1，相比PWHT前发明钢，强度或韧性稍稍降低。即，比较钢1由于未添加Mo，无法在基材内生成Mo类化合物，PWHT后强度、韧性差。
另一方面，比较钢2由于Nb添加过多，母材的强度及韧性与发明钢类似，相反，如以下所确认，焊接热影响区的冲击韧性差。这可以视为，由于过多添加的Nb而形成TiNbCN碳氮化物，不仅焊接后韧性差，而且Nb诱导形成晶界铁素体，对焊接后韧性造成不良影响。
如图1所示，发明钢1在进行PWHT之前时，可以确认针状铁素体与贝氏体共存，在PWHT后，由于回火效果，可以确认生成针状铁素体和回火贝氏体。
(实施例2)
如所述实施例1所示，针对将具有上述表1的合金组成的钢坯经过[再加热-热轧-冷却]工序而制造的各个热轧钢板，按170KJ/cm输入热量进行一道高热输入焊接(EGW)，形成了焊接热影响区。然后，进行了在595℃下保持60分钟后进行空冷的焊接后热处理工序。此时，所述焊接后热处理工序进行了2次。
然后，针对完成PWHT工序的各个钢材中与厚度30mm相应的钢材的焊接热影响区内熔合线(FL)，观察微细组织，评价了机械物性。
所述熔合线(FL)的微细组织利用光学显微镜进行观察后，利用EBSD装备，目视区分铁素体、贝氏体与硬质相(MA相)，测量各分率，将其结果显示于下表5。另外，测量所述熔合线(FL)的奥氏体平均晶粒尺寸，并一同显示其结果。
而且，在焊接热影响区内熔合线(FL)中取得试验片，测量了拉伸强度(TS)、屈服强度(YS)、延伸率(El)及冲击韧性(CVN)。在此基础上，还在FL+1、FL+3及FL+5部位也分别取得试验片，测量冲击韧性(CVN)，将其结果显示于下表6(其中，+1、+3、+5部位表示以熔合线为基准，向母材方向分别离开1mm、3mm、5mm的点)。此时，所述冲击韧性(CVN)的测量在PWHT前、后分别取得试验片后，按各试验片进行了评价。
【表5】
Figure BDA0003077921030000141
Figure BDA0003077921030000151
【表6】
Figure BDA0003077921030000152
如上表5及表6所示，将根据本发明提出的合金组成及制造条件而制造的钢材，以EGW方法焊接，可以确认所获得的焊接热影响区内熔合线(FL)的微细组织。具体而言，发明钢1至4作为熔合线的组织而适宜地形成软质相和硬质相，因而可以确认即使在PWHT后，也几乎没有强度及冲击韧性的劣化。
相反，可以确认合金组成不满足本发明的比较钢1及2，焊接热影响区内熔合线的PWHT后冲击韧性变差。
图2显示了发明钢4的FL、FL+1、FL+3及FL+5部位的微细组织照片，在FL与FL+1部位，观察到贝氏体和一部分晶界铁素体，在FL+3及FL+5部位，可以确认具有微细的、均一的多边形铁素体组织.
另外，如图3所示可以确认，发明钢4在PWHT后，母材及焊接热影响区内熔合线的冲击韧性在所有部位(FL、FL+1、FL+3及FL+5)确保50J以上。

Claims (13)

1.一种焊接热影响区韧性优异的钢材，其中，
按重量％，包含碳(C)：0.02～0.08％、硅(Si)：0.15～0.5％、锰(Mn)：1.2～1.8％、磷(P)：0.008％以下且不包含0％、硫(S)：0.003％以下且不包含0％、铝(Al)：0.005～0.1％、镍(Ni)：0.01～0.5％、钼(Mo)：0.01～0.1％、铌(Nb)：0.005～0.05％、钛(Ti)：0.005～0.02％、氮(N)：20～100ppm、剩余量的Fe及其他不可避免的杂质，满足下述关系式1，
母材的微细组织包含面积分率20～60％的针状铁素体及40～80％的贝氏体相，
焊接后焊接热影响区内熔合线的微细组织包含铁素体及贝氏体相，
具有10～40mm厚度,
[关系式1]
0.42>C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15
其中，各元素表示重量含量。
2.根据权利要求1所述的焊接热影响区韧性优异的钢材，其中，
所述钢材还包含钒(V)：0.01～0.1％。
3.根据权利要求1所述的焊接热影响区韧性优异的钢材，其中，
所述母材及焊接热影响区内熔合线包含碳氮化物，
所述碳氮化物为MC或M(C,N)形态，所述M为20重量％以上的Mo及剩余量Ti。
4.根据权利要求1所述的焊接热影响区韧性优异的钢材，其中，
所述焊接热影响区的奥氏体平均晶粒尺寸为500μm以下。
5.根据权利要求1所述的焊接热影响区韧性优异的钢材，其中，
所述母材包含面积分率为10％以下且包含0％的马氏体相或回火马氏体相。
6.根据权利要求1所述的焊接热影响区韧性优异的钢材，其中，
所述钢材在焊接后热处理后的拉伸强度为450MPa以上，-50℃下夏比冲击吸收能为200J以上。
7.根据权利要求1所述的焊接热影响区韧性优异的钢材，其中，
所述焊接热影响区在焊接后热处理后的拉伸强度为450MPa以上，-50℃下夏比冲击吸收能为100J以上。
8.根据权利要求1所述的焊接热影响区韧性优异的钢材，其中，
所述焊接为电气焊，为输入热量100～200KJ/cm的高输入热焊接方法。
9.一种焊接热影响区韧性优异的钢材的制造方法，包括：
将按重量％包含碳(C)：0.02～0.08％、硅(Si)：0.15～0.5％、锰(Mn)：1.2～1.8％、磷(P)：0.008％以下且不包含0％、硫(S)：0.003％以下且不包含0％、铝(Al)：0.005～0.1％、镍(Ni)：0.01～0.5％、钼(Mo)：0.01～0.1％、铌(Nb)：0.005～0.05％、钛(Ti)：0.005～0.02％、氮(N)：20～100ppm、剩余量的Fe及其他不可避免的杂质并满足下述关系式1的钢坯在1050～1250℃下再加热的步骤；
将所述再加热的钢坯在1200～Ar3+30℃的温度范围下进行粗轧的步骤；
所述粗轧后在Ar3以上进行精轧而制造热轧钢板的步骤；及
将所述热轧钢板以5℃/s以上的冷却速度冷却至常温～550℃的步骤。
[关系式1]
0.42>C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15
其中，各元素表示重量含量。
10.根据权利要求9所述的焊接热影响区韧性优异的钢材的制造方法，其中，
所述钢坯还包含钒(V)：0.01～0.1％。
11.根据权利要求9所述的焊接热影响区韧性优异的钢材的制造方法，其中，
还包括：将所述冷却的热轧钢板，以输入热量100～200KJ/cm执行电气焊工序的步骤。
12.根据权利要求11所述的焊接热影响区韧性优异的钢材的制造方法，其中，
所述电气焊后形成的焊接热影响区内熔合线的微细组织包含铁素体及贝氏体相。
13.根据权利要求11所述的焊接热影响区韧性优异的钢材的制造方法，其中，
还包括：在所述电气焊工序后，在590～620℃温度范围下进行焊接后热处理的步骤。
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