專利名稱：用于焊接結(jié)構(gòu)的具有TiN+CuS沉淀物的鋼板,其制備方法,用其制成的焊接織物的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種結(jié)構(gòu)鋼制品，其適合用于建筑物、橋梁、輪船構(gòu)造、海上構(gòu)筑物、鋼管、管線等。本發(fā)明更具體涉及一種焊接結(jié)構(gòu)鋼制品，其采用TiN和CuS的細(xì)粒復(fù)合沉淀物制備，從而可在熱影響區(qū)中具有提高的韌性和強(qiáng)度。本發(fā)明還涉及一種焊接結(jié)構(gòu)鋼制品的制備方法，以及一種采用焊接結(jié)構(gòu)鋼制品的焊接建筑物。
背景技術(shù)：
近年來，由于建筑物和其它構(gòu)筑物地高度及尺寸不斷增加，已大量采用具有大尺寸的鋼制品。即，厚鋼制品的使用不斷增加。為了焊接此類厚鋼制品，需要采用高效的焊接方法。至于用于厚鋼制品的焊接技術(shù)，一種可單焊道焊接(single pass welding)的熱輸入隱弧焊焊接方法以及電焊方法已廣泛采用?？蓡魏傅篮附拥臒彷斎腚[弧焊焊接方法還可用于輪船構(gòu)造以及橋梁，其需要厚度為25mm或更高的鋼板。一般地，由于焊接金屬量的增加，在較高熱輸入下有可能減少焊接通道的數(shù)目。因此，在焊接效率方面具有優(yōu)勢，其中可使用熱輸入焊接方法。即，在采用增加熱輸入的焊接方法時，其用途更廣。一般地，用于焊接工藝中的熱輸入為100-200kJ/cm。為了焊接厚度為50mm或更高的鋼板，需要采用200kJ/cm-500kJ/cm的極高熱輸入。
當(dāng)高的熱輸入應(yīng)用于鋼制品，熱影響區(qū)，(特別是)熔接邊界的部分通過焊接熱輸入加熱到接近鋼制品熔點(diǎn)的溫度。因此，在熱影響區(qū)出現(xiàn)晶粒的生長，從而形成較粗的晶粒組織。而且，當(dāng)該鋼制品經(jīng)歷冷卻處理，細(xì)粒組織具有較低韌性，可形成如貝氏體和馬氏體。因此，該熱影響區(qū)韌性降低。
為了確保此類焊接結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性，需要抑制熱影響區(qū)中奧氏體晶粒的生長，從而使該焊接結(jié)構(gòu)保持細(xì)粒組織。已知滿足此類需要的方法中，高溫下穩(wěn)定的氧化物或Ti基氮化碳適當(dāng)?shù)胤稚⒂阡摬闹?，其在焊接過程的熱影響區(qū)中延遲晶粒的生長。此類技術(shù)公開于日本未審定專利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，以及日本焊接協(xié)會期刊(Journal of Japanese Welding Society，Vol.52，No.2，pp49)。
在日本未審定專利Hei.11-140582中公開的技術(shù)是采用TiN的沉淀物的代表性技術(shù)。該技術(shù)可制備在0℃具有約200J的沖擊韌性的結(jié)構(gòu)鋼材(當(dāng)為賤金屬時，約為300J)。根據(jù)該項(xiàng)技術(shù)，Ti/N比例調(diào)整為4-12，從而形成TiN沉淀物，具有晶粒粒度為0.05μm或更低，密度為5.8×103/mm2-8.1×104/mm2；同時形成TiN沉淀物，具有晶粒粒度為0.03-0.2μm，密度為3.9×103/mm2-6.2×104/mm2，由此確保焊接處的所需韌性。但是，根據(jù)該技術(shù)，在應(yīng)用熱輸入焊接方法時，賤金屬和熱影響區(qū)表現(xiàn)出極低韌性。例如，賤金屬和熱影響區(qū)在0℃具有320J和220J的沖擊韌性。而且，由于在賤金屬和熱影響區(qū)間具有相當(dāng)大的韌性差值，多達(dá)約100J，通過使較厚的鋼制品經(jīng)歷使用極高熱輸入的焊接處理得到的鋼結(jié)構(gòu)的安全性能是難以保證的。并且，為了獲得所需的TiN沉淀物，該技術(shù)涉及一種方法，其將板材在1050℃或更高的溫度下加熱，該加熱板材淬火，并且再次加熱該淬火的板材以進(jìn)行后續(xù)的熱軋制處理。由于這樣的雙重?zé)崽幚?，生產(chǎn)成本提高了。
一般地，Ti基沉淀物用來抑制1200-1300℃的溫度時奧氏體晶粒的生長。但是，Ti基沉淀物可在1400℃或更高的溫度下保持更長時間，相當(dāng)數(shù)量的TiN沉淀物再次溶解了。因此，重要的是防止TiN沉淀物的溶解以保證在熱影響區(qū)的所需韌性。但是，能夠在熱影響區(qū)甚至在極高熱輸入焊接方法(其中Ti基沉淀物可在1350℃高溫下保持更長的時間)中顯著提高韌性的技術(shù)及其相關(guān)的方法未見公開。特別地，在少數(shù)幾種技術(shù)中熱影響區(qū)具有與賤金屬相同的韌性。如果上述問題得到解決，將有可能得到用于較厚鋼制品的極高熱輸入焊接方法。在這種情況下，因此才有可能獲得高焊接效率，同時是鋼建筑物高度提高，并且保證這些鋼建筑物的安全性。發(fā)明公開
因此，本發(fā)明的目的是提供一種焊接結(jié)構(gòu)鋼制品，一種焊接結(jié)構(gòu)鋼制品的制備方法以及采用該焊接結(jié)構(gòu)鋼制品的焊接結(jié)構(gòu)，其中TiN和CuS的細(xì)粒復(fù)合沉淀物均勻分散，其具有從中等熱輸入到極高熱輸入的焊接熱輸入范圍內(nèi)的高溫穩(wěn)定性，從而提高了賤金屬和熱影響區(qū)的韌性及強(qiáng)度(或硬度)，同時使賤金屬和熱影響區(qū)之間的韌性差值最小。
根據(jù)本發(fā)明的一個方面，提供一種焊接結(jié)構(gòu)鋼制品，其具有TiN和CuS的細(xì)粒復(fù)合沉淀物，該鋼制品包括，以重量百分?jǐn)?shù)計，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及不可避免的雜質(zhì)，同時滿足條件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，并且具有晶粒尺寸為20μm或以下的鐵素體和珠光體的復(fù)合組織構(gòu)成的顯微組織。
根據(jù)本發(fā)明的另一個方面，提供一種焊接結(jié)構(gòu)鋼制品的制備方法，該鋼制品具有TiN和CuS的細(xì)粒復(fù)合沉淀物，其包括
制備一種鋼板材，其含有，以重量百分?jǐn)?shù)計，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及不可避免的雜質(zhì)，同時滿足條件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℃溫度下對鋼板材加熱60-180分鐘；
在厚度縮減率為40％或更高、奧氏體再結(jié)晶范圍內(nèi)對加熱后的鋼板材進(jìn)行熱軋制；并且
在1℃/min的速率，將所述熱軋制鋼板材冷卻至鐵素體轉(zhuǎn)變完成溫度±10℃的溫度范圍內(nèi)。
根據(jù)本發(fā)明的另一個方面，提供一種焊接結(jié)構(gòu)鋼制品的制備方法，該鋼制品具有TiN和CuS的細(xì)粒復(fù)合沉淀物，其包括
制備一種鋼板材，其含有，以重量百分?jǐn)?shù)計，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及不可避免的雜質(zhì)，同時滿足條件10≤Cu/S≤90；
在1100℃-1250℃溫度下對鋼板材加熱60-180分鐘，同時對鋼板材氮化處理將鋼板材中的N含量調(diào)節(jié)至0.008-0.03％，并且滿足條件1.2≤Ti/N≤2.5，10≤N/B≤40，2.5≤Al/N≤7，和6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14。
在厚度縮減率為40％或更高、奧氏體再結(jié)晶范圍內(nèi)對加熱后的鋼板材進(jìn)行熱軋制；并且
在1℃/min的速率，將所述熱軋制鋼板材冷卻至鐵素體轉(zhuǎn)變完成溫度±10℃的溫度范圍內(nèi)。
根據(jù)本發(fā)明的另一個方面，提供一種具有優(yōu)異熱影響區(qū)韌性的焊接結(jié)構(gòu)，其采用權(quán)利要求1-6中任一所述的焊接結(jié)構(gòu)鋼制品制備。本發(fā)明的最佳實(shí)施例
本發(fā)明將詳述如下。
在說明書中，術(shù)語“前奧氏體”代表當(dāng)使用高熱輸入的焊接方法應(yīng)用于該鋼制品中時，在鋼制品(賤金屬)熱影響區(qū)中形成的奧氏體。該奧氏體區(qū)別于在制備過程(熱軋制處理)中形成的奧氏體。
在采用高熱輸入的焊接方法應(yīng)用于鋼制品時，仔細(xì)觀察了鋼制品(賤金屬)熱影響區(qū)的前奧氏體的生長和冷卻過程中出現(xiàn)的前奧氏體的相變行為后，發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，熱影響區(qū)表現(xiàn)出隨著前奧氏體的臨界晶粒粒度(約80μm)的韌性變化，并且當(dāng)細(xì)粒鐵素體分?jǐn)?shù)增加時熱影響區(qū)的韌性增加。
在觀察的基礎(chǔ)之上，本發(fā)明有如下特征利用了鋼制品中TiN和CuS的復(fù)合沉淀物；將鋼制品(賤金屬)中初始鐵素體晶粒粒度降低到臨界水平或更低，從而調(diào)整熱影響區(qū)的前奧氏體的晶粒粒度為約80μm或更低；以及降低Ti/N比例以有效地形成BN和AlN沉淀物，從而增加熱影響區(qū)的鐵素體部分，同時控制該鐵素體具有針狀或多邊形結(jié)構(gòu)以提高韌性。
本發(fā)明前述[1]、[2]、[3]將詳述如下。[1]TiN和CuS的復(fù)合沉淀物
當(dāng)高熱輸入焊接應(yīng)用于結(jié)構(gòu)鋼制品，接近熔接邊界的熱影響區(qū)將加熱至約1400℃或更高的高溫下。因此，在賤金屬中沉淀的TiN將因?yàn)楹附訜岫糠秩芙?。否則，將出現(xiàn)奧斯瓦德熟化(Ostwald ripening)現(xiàn)象。即，較小晶粒粒度的沉淀物溶解了，從而它們以較大晶粒粒度的沉淀物形式擴(kuò)散開來。根據(jù)奧斯瓦德熟化現(xiàn)象，一部分沉淀物變粗。而且，TiN沉淀物的密度大大降低，所以前奧氏體晶粒的生長的抑制效果消失了。
在觀察了TiN沉淀物的特性隨著Ti/N比例的變化后，考慮到當(dāng)分散于賤金屬中TiN沉淀物因焊接熱而溶解時上述現(xiàn)象是由Ti原子的擴(kuò)散而引起，發(fā)明人發(fā)現(xiàn)了新的事實(shí)，在高氮濃度下(即，低Ti/N比例)，溶解Ti原子的濃度和擴(kuò)散速率降低了。并且獲得了更高的TiN沉淀物的高溫穩(wěn)定性。即，當(dāng)在Ti和N(Ti/N)比例為1.2-2.5，該溶解Ti的量大為減少，從而使得TiN沉淀物具有更高的高溫穩(wěn)定性。因此細(xì)粒TiN沉淀物以高密度均勻分散。這樣的驚人效果主要在于，氮含量減低時，代表高溫穩(wěn)定性的TiN沉淀物的溶解性產(chǎn)物減少了，因?yàn)楫?dāng)Ti含量為常數(shù)的條件下增加氮含量，所有溶解Ti原子很容易與氮原子結(jié)合，并且溶解Ti的量在高氮濃度條件下降低了。
而且，發(fā)明人注意到，如果分布在熔接邊界附近熱影響區(qū)的TiN沉淀物的再溶解能被防止，甚至在那些TiN沉淀物為均勻分散的細(xì)晶粒時，從而有可能輕松地抑制前奧氏體晶粒的生長。即，發(fā)明人研究了一種方法來延遲基體中TiN沉淀物的再溶解。作為這次研究的結(jié)果，發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，當(dāng)TiN以TiN和CuS的復(fù)合沉淀物的形式(CuS圍繞TiN沉淀物)分散于熱影響區(qū)，那些TiN沉淀物再溶解入基體被大大延遲了，即使TiN沉淀物加熱至1350℃的高溫也不例外。即，CuS，其優(yōu)先再溶解圍繞TiN，從而影響了TiN的溶解以及TiN的再溶解進(jìn)入賤金屬。因此，TiN可有效地抑制前奧氏體晶粒的生長。因此，實(shí)現(xiàn)了在熱影響區(qū)中韌性的提高。而且，CuS沉淀物的密度影響了熱影響區(qū)的強(qiáng)度(或硬度)。
因此，重要的是降低代表TiN沉淀物高溫穩(wěn)定性的溶解性產(chǎn)物，同時均勻地分散TiN和CuS細(xì)粒復(fù)合沉淀物。在觀察到TiN和CuS的復(fù)合沉淀物隨著Ti和N(Ti/N)以及Cu和S(Cu/S)的比例的尺寸、數(shù)量以及密度變化后，發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，晶粒粒度為0.01-0.1μm的TiN和CuS的復(fù)合沉淀物以密度為1.0×107/mm2或更高密度沉淀，其中條件為Ti/N比例為1.2-2.5和Cu/S比例為10-90。即，該沉淀物的均勻間隔為約0.5μm。
發(fā)明人還發(fā)現(xiàn)了一個有趣的現(xiàn)象。即，即使由鋼板材生產(chǎn)一種高氮鋼，其通過制備具有氮含量為0.005％或以下的低氮鋼(其產(chǎn)生板材表面裂縫可能性較低)，然后對低氮鋼在鋼板材加熱爐中進(jìn)行氮化處理，有可能獲得如上述的TiN沉淀物，TiN比例須調(diào)整為1.2-2.5?；谑聦?shí)可分析得到，在Ti含量為常數(shù)的條件下，當(dāng)由氮化處理增加氮含量，所有溶解的Ti原子可用來與氮原子結(jié)合，從而減少了代表TiN沉淀物高溫穩(wěn)定性的溶解性產(chǎn)物TiN。
根據(jù)本發(fā)明，除了調(diào)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)總含量一般須經(jīng)調(diào)整以使N沉淀為BN，AlN，以及VN，還應(yīng)考慮到由于高氮環(huán)境存在的溶解N，將產(chǎn)生加速熟化。根據(jù)本發(fā)明，如上述，不僅通過Ti/N和TiN溶解性產(chǎn)物的比例對TiN沉淀物密度進(jìn)行控制，而且還通過將TiN按TiN和CuS復(fù)合沉淀物的形式分散(其中，CuS適當(dāng)?shù)貒@TiN沉淀物)，使賤金屬和熱影響區(qū)間的韌性差值最小。該方法顯然不同于常規(guī)沉淀調(diào)整方法(日本未審定專利Hei.11-140582)，其中通過僅增加Ti含量來增加TiN沉淀物數(shù)量。[2]調(diào)整鋼材的鐵素體晶粒粒度(賤金屬)
經(jīng)過研究，發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，為了將前奧氏體調(diào)整為晶粒粒度為約80μm或更低，除了調(diào)整沉淀物之外，重要的是形成鐵素體和珠光體復(fù)合組織中細(xì)粒鐵素體晶粒?？赏ㄟ^將熱軋制處理中的奧氏體晶粒細(xì)化或控制熱軋制處理之后冷卻處理過程中鐵素體生長來使鐵素體晶粒細(xì)化。這樣，還可以發(fā)現(xiàn)，碳化物(VC和WC)適當(dāng)沉淀以有效地生成所需密度鐵素體晶粒是非常有效的。[3]熱影響區(qū)的顯微組織
發(fā)明人還發(fā)現(xiàn)，當(dāng)賤金屬加熱到1400℃的溫度時，不僅是前奧氏體晶粒的晶粒粒度，而且前奧氏體晶粒邊界沉淀的鐵素體的數(shù)量和形狀都對熱影響區(qū)大有影響。特別地，優(yōu)選是產(chǎn)生奧氏體晶粒中的多邊形鐵素體或針狀鐵素體轉(zhuǎn)變。對于該轉(zhuǎn)變，可利用本發(fā)明的AlN和BN沉淀物。
將結(jié)合所生產(chǎn)的鋼制品中各組分，以及鋼制品生產(chǎn)方法對本發(fā)明進(jìn)行描述。[焊接結(jié)構(gòu)鋼制品]
首先，描述本發(fā)明焊接結(jié)構(gòu)鋼制品的組成。
根據(jù)本發(fā)明，碳含量(C)限定為0.03-0.17wt.％(此后，簡稱為“％”)。
當(dāng)碳含量(C)低于0.03％，不可能得到結(jié)構(gòu)鋼的足夠強(qiáng)度。另一方面，當(dāng)C含量超過0.17％，在冷卻過程中產(chǎn)生弱韌性顯微組織如較早貝氏體、馬氏體以及退化珠光體的轉(zhuǎn)變發(fā)生了，從而使得結(jié)構(gòu)鋼制品具有較低的低溫沖擊韌性。而且，焊接處的硬度或強(qiáng)度增加了，從而使得韌性退化并產(chǎn)生焊接裂縫。硅含量(Si)限定為0.01-0.5％
若硅含量低于0.01％，在鋼材生產(chǎn)工藝中不可能獲得足夠的熔融鋼脫氧效果。這樣，該鋼制品的耐腐蝕性降低。另一方面，當(dāng)硅含量超過0.5％，脫氧效果非常明顯。而且，由于軋制工藝后的冷卻處理中可淬性(hardenability)增加，島狀馬氏體轉(zhuǎn)變加速了。因此，低溫沖擊韌性降低了。錳含量(Mn)限定為0.4-2.0％
Mn具有提高鋼材的脫氧效果、焊接性能、熱加工性以及強(qiáng)度的作用。該元素沉淀為圍繞Ti基氧化物的MnS，從而其促進(jìn)了針狀和多邊形鐵素體的生成以提高熱影響區(qū)的韌性。該Mn元素形成了基體中可取代固溶體，從而固溶體強(qiáng)化了所述基體以得到所需的強(qiáng)度和韌性。為了獲得此類效果，需要組合物中Mn含量為0.4％或更高。但是，當(dāng)Mn含量超過2.0％，固溶體強(qiáng)化效果沒有增加。相反，產(chǎn)生了Mn的離析，其使得結(jié)構(gòu)上不均勻而對熱影響區(qū)的韌性造成不利影響。而且鋼材凝固過程中離析機(jī)理產(chǎn)生的宏觀離析和微觀離析，促進(jìn)形成了軋制工藝中賤金屬的中心離析帶。這樣的中心離析帶將引發(fā)形成賤金屬中的中心低溫轉(zhuǎn)變組織。鈦含量(Ti)限定為0.005-0.2％
Ti為本發(fā)明中的基本元素，因?yàn)槠渑cN結(jié)合形成在高溫下穩(wěn)定的細(xì)粒TiN沉淀物。為了獲得這樣的細(xì)TiN晶粒沉淀效果，需要加入0.005％或更高的Ti。但是，當(dāng)Ti含量超過0.2％，可在熔融鋼材中形成粗TiN和Ti氧化物。這樣，無法抑制熱影響區(qū)中前奧氏體的生長。鋁含量(Al)限定為0.0005-0.1％
Al元素不僅作為脫氧劑，而且用來形成鋼材中的細(xì)AlN沉淀物。Al還與氧反應(yīng)形成Al氧化物，從而阻止Ti與氧反應(yīng)。從而，Al幫助Ti形成細(xì)TiN沉淀物。為了實(shí)現(xiàn)該效果，Al優(yōu)選以0.0005％或更高的含量加入。但是，當(dāng)Al含量超過0.1％時，在AlN沉淀后的溶解的殘余Al促使冷卻處理的熱影響區(qū)形成具有弱韌性的Widmanstatten鐵素體和島狀馬氏體。因此，在應(yīng)用高熱輸入焊接工藝時熱影響區(qū)的韌性降低了。氮含量(N)限定為0.008％-0.03％
N是形成TiN，AlN，BN，VN，NbN等的必須元素。當(dāng)進(jìn)行高熱輸入焊接方法時，N用來盡可能地抑制前奧氏體晶粒的生長，同時增加了TiN，AlN，BN，VN，NbN等沉淀物的含量。由于N顯著地影響TiN和AlN沉淀物的晶粒粒度、間距以及密度，沉淀物與氧化物形成復(fù)合沉淀物的頻度，以及這些沉淀物高溫穩(wěn)定性，N的底限確定為0.008％。但是當(dāng)N含量超過0.03％，此類效果增加不明顯。這樣，由于熱影響區(qū)中溶解氮含量增加而使韌性降低。而且，其他的N可以焊接工藝產(chǎn)生的稀釋物加入焊接金屬中，從而使得焊接金屬韌性降低。
同時，本發(fā)明所用的板材可為低氮鋼，其隨后可經(jīng)歷氮化處理(Nitrogen Zing treatment)形成高氮鋼。這樣，該板材具有0.0005％的N含量，板材表面產(chǎn)生裂縫的可能性降低。該板材然后經(jīng)歷包括氮化處理的再加熱工藝，從而制備具有0.008-0.03％N含量的高氮鋼。硼含量(B)限定為0.0003-0.01％
B元素可非常有效地在晶粒邊界形成具有優(yōu)異韌性的針狀鐵素體，同時在晶粒邊界形成多邊形鐵素體。B形成BN沉淀物，從而抑制了前奧氏體晶粒的生長。而且，B形成在晶粒邊界和晶粒內(nèi)的Fe硼碳化物，從而促進(jìn)轉(zhuǎn)變成為具有優(yōu)異韌性的針狀和多邊形鐵素體。當(dāng)B含量低于0.0003％時無法達(dá)到這種效果。另一方面，當(dāng)B含量超過0.01％，將發(fā)生可淬性增加，所以有可能硬化熱影響區(qū)，產(chǎn)生低溫裂縫。鎢含量(W)限定為0.001-0.2％
當(dāng)鎢經(jīng)歷熱軋制處理，它在賤金屬中均勻地沉淀為碳化鎢(W)，從而有效地抑制了鐵素體轉(zhuǎn)變后的鐵素體晶粒生長。鎢還用來抑制用于熱影響區(qū)加熱處理初始階段的前奧氏體生長。當(dāng)鎢含量低于0.001％，在熱軋制處理后冷卻處理過程中，用來抑制鐵素體晶粒生長的碳化鎢以不充分的密度下分散。另一方面，當(dāng)鎢含量超過0.2％，鎢的效果未見增加。銅含量(Cu)限定為0.1-1.5％
Cu是用來提高熱影響區(qū)強(qiáng)度的元素。當(dāng)Cu含量低于0.1％，無法形成足量的CuS沉淀物以提高強(qiáng)度，并且獲得固溶體強(qiáng)化效果。當(dāng)Cu含量超過1.5％，Cu的效果未見增加。相反，熱影響區(qū)的可淬性增加了，從而導(dǎo)致韌性降低。而且，其他Cu以焊接工藝產(chǎn)生的稀釋物加入焊接金屬中，從而使得焊接金屬韌性降低。磷含量(P)限定為0.030％或更低
因?yàn)镻為雜質(zhì)元素，其使得軋制工藝中中心離析并形成焊接工藝中的高溫裂縫，將P含量調(diào)整到盡可能的低是理想的。為了實(shí)現(xiàn)熱影響區(qū)韌性的提高和中心離析的減少，P含量為0.03％或更低是理想的。硫含量(S)限定為0.003-0.005％
S元素可提高熱影響區(qū)的強(qiáng)度。該元素與Cu反應(yīng)形成CuS，從而提高了強(qiáng)度(或硬度)。S還沉淀于TiN沉淀物中形成復(fù)合沉淀物，從而提高TiN沉淀物的高溫穩(wěn)定性。為了達(dá)到該效果，S優(yōu)選以0.003％或更高的量加入。但是，當(dāng)S含量超過0.05％，S的效果未見提高。在連續(xù)澆鑄工藝中，可在板材的表面下形成裂縫。在焊接工藝中，可形成低熔點(diǎn)化合物如FeS，其可能促使形成高溫焊接裂縫。因此，該S含量不超過0.05％。氧含量(O)限定為0.005％或更低
當(dāng)O含量超過0.005％，Ti將形成熔融鋼材中的Ti氧化物，從而其無法形成TiN沉淀物。因此，O含量不能超過0.005％。而且，夾雜物如粗Fe氧化物和Al氧化物將形成，并對賤金屬的韌性產(chǎn)生副作用。
根據(jù)本發(fā)明，Ti/N比例限定為1.2-2.5。
當(dāng)Ti/N比例限定為如上述的范圍，將有兩個優(yōu)點(diǎn)。
第一，有可能增加TiN沉淀物的密度同時均勻分散這些TiN沉淀物。即，當(dāng)在Ti含量為常數(shù)的條件下增加氮含量，所有溶解的Ti原子很容易在連續(xù)澆鑄工藝(在高氮鋼板材的情況下)或在氮化處理后冷卻處理(在低氮鋼板材的情況下)中與氮原子結(jié)合，從而形成TiN細(xì)沉淀物同時以較高密度分散。
第二，代表TiN沉淀物高溫穩(wěn)定性的溶解性產(chǎn)物TiN減少了，從而防止Ti再溶解。即，Ti在高氮環(huán)境下與N具有極強(qiáng)的結(jié)合性能，超過了溶解性能。因此，TiN沉淀物在高溫下穩(wěn)定。
因此，Ti/N比例調(diào)整為本發(fā)明的1.2-2.5。當(dāng)Ti/N比例低于1.2，溶解于賤金屬中的氮含量增加，從而降低了熱影響區(qū)的韌性。另一方面，當(dāng)Ti/N超過2.5，形成了TiN粗晶粒。這樣，難以獲得均勻分散的TiN。而且，其他未沉淀為TiN的殘余Ti以溶解狀態(tài)存在，從而對熱影響區(qū)的韌性產(chǎn)生不利影響。N/B比例限定為10-40
當(dāng)N/B比例低于10，促進(jìn)前奧氏體邊界處多邊形鐵素體轉(zhuǎn)變的BN在焊接工藝后的冷卻處理中不能足量沉淀。另一方面，當(dāng)N/B超過40，BN的作用未見提高。這樣，溶解氮的含量增加，從而降低了熱影響區(qū)的韌性。Al/N比例限定為2.5-7
當(dāng)Al/N比例低于2.5，引起針狀鐵素體轉(zhuǎn)變的AlN沉淀物以不充分的密度分散。而且，熱影響區(qū)中溶解氮含量增加，從而可能導(dǎo)致焊接裂縫形成。另一方面，當(dāng)Al/N超過7，通過調(diào)整Al/N比例獲得的效果未見提高。(Ti+2Al+4B)/N比例限定為6.5-14
當(dāng)(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夠，從而無法實(shí)現(xiàn)抑制熱影響區(qū)中前奧氏體生長，在晶粒邊界形成細(xì)多邊形鐵素體，溶解氧含量調(diào)整，晶粒內(nèi)針狀鐵素體和多邊形鐵素體形成以及組織分?jǐn)?shù)調(diào)整。另一方面，當(dāng)(Ti+2Al+4B)/N比例超過14，通過調(diào)整(Ti+2Al+4B)/N比例的效果未見提高。當(dāng)加入V，優(yōu)選(Ti+2Al+4B+V)/N比例為7-17。Cu/S比例限定為10-90
根據(jù)本發(fā)明，單獨(dú)的CuS沉淀物或TiN和CuS的復(fù)合沉淀物在TiN沉淀物和賤金屬間的邊界形成。因此，當(dāng)這些沉淀物加熱到高溫，它們優(yōu)先再次溶解于賤金屬中，從而相對于單獨(dú)分散的TiN沉淀物增加了再溶解溫度，或者延遲了再溶解時間。Cu/S比例可大于10以獲得CuS沉淀物和TiN及CuS復(fù)合沉淀物的適當(dāng)密度和晶粒粒度，以便調(diào)整熱影響區(qū)中奧氏體晶粒的生長，并且確保足量的CuS圍繞TiN沉淀物。但是，當(dāng)Cu/S比例超過90，圍繞TiN沉淀物的CuS沉淀物變粗，因此通過調(diào)整CuS比例的效果未見提高。而且，熱影響區(qū)可淬性提高，導(dǎo)致韌性降低同時使得焊接金屬中的高溫裂縫形成。
根據(jù)本發(fā)明，V可選擇性地加入上述鋼鐵組方中。
V元素與N結(jié)合形成VN，從而促進(jìn)了熱影響區(qū)中鐵素體形成。VN單獨(dú)沉淀，或在TiN沉淀物中沉淀，所以它促進(jìn)了鐵素體轉(zhuǎn)變。而且，V與C結(jié)合形成碳化物即VC。該VC用來抑制鐵素體轉(zhuǎn)變后的鐵素體晶粒生長。
因此，V提高了賤金屬韌性以及熱影響區(qū)的韌性。根據(jù)本發(fā)明，V含量優(yōu)選限定為0.01-0.2％。當(dāng)V含量低于0.01％，沉淀的VN量不足以促使熱影響區(qū)中鐵素體轉(zhuǎn)變。另一方面，當(dāng)V含量超過0.2％，賤金屬的韌性和熱影響區(qū)的韌性降低了。這樣，焊接可淬性增加了。出于這個原因，有可能形成形成不良的低溫焊接裂縫。
當(dāng)加入V，V/N比例優(yōu)選調(diào)整為0.3-9。
當(dāng)V/N比例低于0.3，將難以保證分散于TiN和CuS復(fù)合沉淀物邊界的VN沉淀物的適宜密度和晶粒粒度，以提高熱影響區(qū)的韌性。另一方面，當(dāng)V/N的比例超過9，分散于TiN和CuS復(fù)合沉淀物邊界的VN沉淀物變粗，從而降低了VN沉淀物密度。因此，可有效提高熱影響區(qū)的韌性的鐵素體分?jǐn)?shù)減少。
根據(jù)本發(fā)明，為了進(jìn)一步提高機(jī)械性能，具有上述組成的鋼材可加入一種或多種元素，其選自Ni，Nb，Mo，以及Cr。Ni含量優(yōu)選限定為0.1-3.0％
Ni元素通過固溶體強(qiáng)化，可有效提高賤金屬的強(qiáng)度和韌性。為了獲得這樣的效果，Ni含量優(yōu)選為0.1％或更高。但是，當(dāng)Ni含量超過3.0％，可淬性增加了，從而降低了熱影響區(qū)的韌性。而且，將有可能在熱影響區(qū)和賤金屬形成高溫裂縫。Nb含量優(yōu)選限定為0.01-0.10％
Nb元素可有效地確保賤金屬所需強(qiáng)度。為了達(dá)到這樣的效果，Nb加入量為0.01或更高。但是，當(dāng)Nb含量超過0.1％，粗粒NbC可單獨(dú)沉淀，對賤金屬的韌性產(chǎn)生不利影響。鉻含量(Cr)優(yōu)選限定為0.05-1.0％
Cr用來增加可淬性同時提高強(qiáng)度。當(dāng)Cr含量低于0.05％，無法獲得理想的強(qiáng)度。在另一方面，當(dāng)Cr含量超過1.0％，在賤金屬和熱影響區(qū)中韌性降低了。鉬含量(Mo)優(yōu)選限定為0.05-1.0％
Mo元素增加了可淬性同時提高了強(qiáng)度。為了確保需要的強(qiáng)度，需要加入0.05％或更高量的Mo。但是，Mo含量上限確定為0.1％，與Cr類似，以抑制熱影響區(qū)硬化及低溫焊接裂縫的形成。
根據(jù)本發(fā)明，加入Ca和REM中的一種或者二者以抑制加熱工藝中的前奧氏體的生長。
Ca和REM用來形成具有優(yōu)異高溫穩(wěn)定性的氧化物，從而抑制了加熱過程中賤金屬的前奧氏體晶粒的生長，同時提高了熱影響區(qū)的韌性。而且，Ca具有調(diào)整鋼材生產(chǎn)工藝中粗MnS形狀的作用。為了達(dá)到這些效果，Ca優(yōu)選以0.0005％或更高的量加入，而REM優(yōu)選加入0.005％或更高。但是，當(dāng)Ca含量超過0.005％，或REM含量超過0.05％，大尺寸的夾雜物和簇將形成，從而降低了鋼材的清潔度。對于REM，可使用Ce，La，Y，以及Hf中的一種或多種。
現(xiàn)在，本發(fā)明焊接結(jié)構(gòu)鋼制品的顯微組織描述如下。
優(yōu)選地，本發(fā)明的焊接結(jié)構(gòu)鋼制品的顯微組織為鐵素體和珠光體的復(fù)合組織。而且，優(yōu)選具有晶粒粒度為20μm或更低。當(dāng)鐵素體晶粒具有大于20μm的晶粒粒度。當(dāng)應(yīng)用高熱輸入焊接工藝時，提供的熱影響區(qū)中前奧氏體晶粒具有80μm或更高的晶粒粒度，從而降低了熱影響區(qū)的韌性。
當(dāng)鐵素體和珠光體的復(fù)合組織中鐵素體部分增加時，賤金屬的韌性和伸張度(elongation)相應(yīng)地增加。因此，鐵素體分?jǐn)?shù)確定為20％或更多，并且優(yōu)選為70％或更多。
理想的是，晶粒粒度為0.01-0.1μm的TiN和CuS的復(fù)合沉淀物以1.0×107/mm2的密度分散于本發(fā)明的焊接結(jié)構(gòu)鋼制品中。以下將進(jìn)行詳細(xì)描述。當(dāng)沉淀物具有低于0.01μm的晶粒粒度時，它們將容易地再次溶解于焊接工藝的賤金屬中，所以它們不能有效地抑制奧氏體晶粒的生長。另一方面，當(dāng)晶粒具有大于0.1μm的晶粒粒度，它們對奧氏體晶粒的阻止效果不充分(抑制晶粒的生長)，并且具有類似于粗粒非金屬夾雜物的特征，從而對機(jī)械性能產(chǎn)生不利影響。
當(dāng)細(xì)沉淀物的密度低于1.0×107/mm2，將難以使熱影響區(qū)的臨界奧氏體晶粒調(diào)整到80μm或更低，其時使用高熱輸入的焊接工藝。當(dāng)沉淀物均勻分散，有可能更有效地抑制引起沉淀物變粗的奧斯瓦德熟化現(xiàn)象。因此，將TiN沉淀物的間隔調(diào)整為0.5μm是理想的。[焊接結(jié)構(gòu)鋼制品的制備方法]
根據(jù)本發(fā)明，率先制備了具有上述組成的鋼板材。
本發(fā)明的鋼板材可通過常規(guī)工藝、澆鑄工藝制備，熔融鋼材通過常規(guī)精煉及脫氧處理。但是，本發(fā)明不限于此類方法。
根據(jù)本發(fā)明，熔融鋼材首先在轉(zhuǎn)爐中精煉，排入鐵水包，其可經(jīng)歷“外部爐精煉(refining outside furnace)”處理作為二次精煉處理。在厚產(chǎn)品如焊接結(jié)構(gòu)鋼制品的情況下，需要在“外部爐精煉”處理之后進(jìn)行脫氣處理(Ruhrstahi Hereaus(RH)工藝)。一般，在首次和二次精煉處理之間進(jìn)行脫氧作用。
在脫氧處理中，最好是在溶解氧量調(diào)整到不超過本發(fā)明適宜用量的條件下加入Ti。這是因?yàn)榇蠖鄶?shù)Ti溶解在熔融鋼材中而不形成任何氧化物。這樣，脫氧效果比Ti高的元素優(yōu)選在加入Ti之前加入。
將對此更詳盡描述。溶解氧量主要取決于氧化物生成行為。在脫氧劑具有較高的親氧性時，它們與熔融鋼材中氧結(jié)合的速率較高。因此，當(dāng)加入Ti之前采用脫氧效果優(yōu)于Ti的元素脫氧進(jìn)行作用時，將盡可能地阻止Ti形成氧化物。當(dāng)然，在加入脫氧效果優(yōu)于Ti(例如Al)的元素之前，鋼材中5種元素中的Mn，Si等被加入的條件下，進(jìn)行脫氧作用。在脫氧作用之后，進(jìn)行采用Al的二次脫氧作用。這樣，優(yōu)點(diǎn)在于有效減少加入的脫氧劑的數(shù)量。脫氧劑的各自脫氧效果如下
Cr＜Mn＜Si＜Ti＜Al＜REM＜Zr＜Ca＝Mg
由前述說明可知，根據(jù)本發(fā)明，通過在加入Ti之前加入脫氧效果優(yōu)于Ti的元素，將溶解氧的數(shù)量調(diào)整得盡可能的低。優(yōu)選地，溶解氧的數(shù)量調(diào)整至30ppm或更低。當(dāng)溶解氧的數(shù)量超過30ppm，Ti可與存在于熔融鋼材的氧結(jié)合，從而形成Ti氧化物。因此，溶解Ti的數(shù)量減少了。
優(yōu)選地，在調(diào)整了溶解氧數(shù)量之后，當(dāng)Ti含量為0.005％-0.2％的條件下于10分鐘內(nèi)加入Ti。這是因?yàn)榧尤隩i后生成Ti氧化物，溶解Ti的數(shù)量可隨著時間增加而減少。
根據(jù)本發(fā)明，可在真空脫氣處理之前或之后的任何時間加入Ti。
根據(jù)本發(fā)明，制備采用如上述制備熔融鋼材的鋼板材。當(dāng)所制備的熔融鋼材為低氮鋼(須氮化處理)，不論澆鑄速度如何(即，低澆鑄速度或高澆鑄速度)，可進(jìn)行連續(xù)澆鑄工藝。但是，當(dāng)熔融鋼材為高氮鋼，考慮到高氮鋼形成板材表面裂縫的可能性較大，為了提高產(chǎn)量，最好是以低澆鑄速度澆鑄熔融鋼材，同時保持二次冷卻區(qū)中的弱冷卻條件。
優(yōu)選地，連續(xù)澆鑄工藝的澆鑄速度為低于一般澆鑄速度(即約1.2m/min)的1.1m/min。更優(yōu)選地，澆鑄速度調(diào)整為約0.9-1.1m/min。在澆鑄速度低于0.9m/min時，雖然在減少板材表面裂縫上有優(yōu)勢，但產(chǎn)量降低了。另一方面，當(dāng)澆鑄速度高于1.1m/min，板材表面裂縫形成的可能性增加。即使在低氮鋼條件下，當(dāng)鋼材在0.9-1.2m/min的低速下進(jìn)行澆鑄有可能獲得較好的內(nèi)部質(zhì)量。
同時，最好是控制二次冷卻區(qū)的冷卻條件，因?yàn)槔鋮s條件影響了TiN沉淀物的細(xì)度(fineness)和均勻分散。
對于高氮熔融鋼材，在二次冷卻區(qū)中噴水量為0.3-0.35l/kg以進(jìn)行弱冷卻。當(dāng)噴水量低于0.3l/kg，TiN沉淀物變粗。因此，難以調(diào)整TiN沉淀物的晶粒粒度和密度來獲得本發(fā)明的理想效果。另一方面，當(dāng)噴水量高于0.35l/kg，TiN沉淀物的形成頻度太低，所以難以調(diào)整TiN沉淀物的晶粒粒度和密度來獲得本發(fā)明的理想效果。
此后，本發(fā)明上述所制備的鋼板材被加熱。
當(dāng)高氮鋼板材具有0.008-0.030％的氮含量，在1100-1250℃溫度下加熱60-180分鐘。當(dāng)板材加熱溫度低于1100℃，難以確保CuS沉淀物和TiN及CuS復(fù)合沉淀物的晶粒粒度和密度適宜，來獲得本發(fā)明的理想效果。另一方面，當(dāng)板材加熱溫度高于1250℃，TiN和CuS的復(fù)合沉淀物的晶粒粒度和密度不再變化。而且，在加熱過程中的奧氏體晶粒變大。因此，影響后續(xù)軋制工藝中進(jìn)行再結(jié)晶的奧氏體晶粒變的極為粗大，它們對細(xì)粒鐵素體影響減小，從而降低了最終鋼制品的機(jī)械性能。同時，當(dāng)板材加熱時間低于60分鐘，凝固離析減少。而且，給定的時間不足以使TiN和CuS復(fù)合沉淀物分散。當(dāng)加熱時間超過180分鐘，通過加熱處理的效果未見變化。這樣，生產(chǎn)成本增加了。而且，板材中奧氏體晶粒的生長對后續(xù)的軋制工藝產(chǎn)生不利影響。
對于含0.005％氮的低氮鋼板材，在本發(fā)明板材加熱爐中進(jìn)行氮化處理，從而獲得高氮鋼板材同時調(diào)整Ti和N間的比例。
根據(jù)本發(fā)明，低氮鋼板材在1000-1250℃溫度加熱60-180分鐘以進(jìn)行氮化處理，以調(diào)整板材氮含量優(yōu)選為0.008-0.03％。為了確保板材中適宜含量的TiN沉淀物，氮含量可為0.008％或更高。但是，當(dāng)?shù)砍^0.03％，氮可在板材中擴(kuò)散，從而導(dǎo)致板材表面的氮含量高于以TiN細(xì)粒沉淀物形式沉淀的氮含量。因此，該板材表面硬化，從而對后續(xù)軋制工藝產(chǎn)生不利影響。
當(dāng)板材的加熱溫度低于1000℃，氮無法充分?jǐn)U散，從而使得TiN沉淀物具有低密度。盡管通過增加加熱時間來增加TiN沉淀物的密度，這將增加生產(chǎn)成本。另一方面，當(dāng)加熱溫度高于1250℃，在加熱工藝的板材中奧氏體晶粒生長，對后續(xù)軋制工藝進(jìn)行的再結(jié)晶不利。當(dāng)板材加熱時間低于60分鐘，無法獲得理想的氮化效果。另一方面，當(dāng)板材加熱時間高于180分鐘，生產(chǎn)成本增加。而且，板材中奧氏體晶粒生長對后續(xù)軋制工藝不利。
優(yōu)選地，在板材中進(jìn)行氮化處理以調(diào)整Ti/N比例為1.2-2.5，N/B的比例為10-40，Al/N比例為2.5-7，(Ti+2Al+4B)/N比例為6.5-14，V/N比例為0.3-9，以及(Ti+2Al+4B+V)/N為7-17。
此后，加熱鋼板材優(yōu)選在奧氏體再結(jié)晶溫度且厚度縮減率為40％或更高的條件下熱軋制。奧氏體再結(jié)晶溫度取決于鋼材的組成，以及先前的厚度縮減率。根據(jù)本發(fā)明，考慮到一般厚度縮減率，奧氏體再結(jié)晶溫度為約850-1050℃。
當(dāng)熱軋制溫度低于850℃，因?yàn)闊彳堉茰囟仍诜墙Y(jié)晶溫度范圍內(nèi)，在軋制工藝中該組織變?yōu)榧?xì)長奧氏體。因此，難以確保后續(xù)冷卻處理中的細(xì)粒鐵素體。另一方面，當(dāng)熱軋制溫度高于1050℃，因再結(jié)晶形成的再結(jié)晶奧氏體晶粒生成，所以它們變粗。因此，難以確保在冷卻處理中的細(xì)粒鐵素體晶粒。而且，當(dāng)軋制工藝中累積或單一厚度縮減率低于40％，在奧氏體晶粒中將沒有足夠的位點(diǎn)形成鐵素體核心。因此，無法由奧氏體再結(jié)晶獲得有效細(xì)化鐵素體晶粒。而且，對焊接工藝的熱影響區(qū)的韌性產(chǎn)生有益影響的沉淀行為具有不利效果。
軋制鋼板材然后以1℃/min的速率冷卻到鐵素體轉(zhuǎn)變完成溫度±10℃的范圍內(nèi)。優(yōu)選地，軋制鋼板材以1℃/min的速率冷卻到鐵素體轉(zhuǎn)變完成溫度，然后在空氣中冷卻。
當(dāng)然，即使軋制鋼板材以1℃/min的速率冷卻到正常溫度，鐵素體細(xì)化也沒有問題。但是，這是不理想的，因?yàn)檫@不經(jīng)濟(jì)。盡管軋制鋼板材以1℃/min的速率冷卻到鐵素體轉(zhuǎn)變完成溫度±10℃溫度范圍內(nèi)，但有可能防止鐵素體晶粒的生長。當(dāng)冷卻速率低于1℃/min時，再結(jié)晶細(xì)粒鐵素體晶粒的生長發(fā)生了。這樣，難以確保鐵素體晶粒粒度為20μm或更低。
如上述可知，可以獲得具有鐵素體和珠光體復(fù)合組織作為顯微組織的鋼制品，同時具有通過控制脫氧作用和澆鑄條件的優(yōu)異熱影響區(qū)韌性，同時調(diào)整元素含量比例，特別是Ti/N比例。而且，可以有效地制備一種鋼制品，其中晶粒粒度為0.01-0.1μm的TiN和CuS的細(xì)粒復(fù)合沉淀物按1.0×107/mm2或更高的密度以及0.5μm或更低的間距沉淀。
同時，板材可采用連續(xù)澆鑄工藝或模制澆鑄工藝作為鋼材澆鑄工藝予以制備。當(dāng)采用高冷卻速度，易于細(xì)化分散的沉淀物。因此，采用連續(xù)澆鑄工藝是理想的。出于同樣的原因，板材具有較小的厚度是有益的。作為用于此板材的熱軋制工藝，熱載軋制工藝或直接軋制工藝可以使用。而且，各種技術(shù)如已知控制軋制工藝和控制冷卻工藝可以應(yīng)用。為了提高本發(fā)明制備熱軋制板材的機(jī)械性能，可采用熱處理。需要注意的是，盡管此類已知技術(shù)應(yīng)用于本發(fā)明，此類技術(shù)是在本發(fā)明的保護(hù)范圍之內(nèi)。[焊接結(jié)構(gòu)]
本發(fā)明還涉及采用上述焊接結(jié)構(gòu)鋼制品制備的焊接結(jié)構(gòu)。因此，采用具有上述本發(fā)明組成的焊接結(jié)構(gòu)鋼制品制備的焊接結(jié)構(gòu)包括在本發(fā)明內(nèi)，與晶粒粒度為約20μm或更低的鐵素體和珠光體復(fù)合組織相應(yīng)的顯微組織，或晶粒粒度為0.01-0.1μm的TiN和CuS的細(xì)粒復(fù)合沉淀物按1.0×107/mm2或更高的密度分散并且具有0.5μm或更低的間距。
當(dāng)高熱輸入焊接方法應(yīng)用于上述焊接結(jié)構(gòu)鋼制品，形成具有晶粒粒度為80μm或更低的前奧氏體。當(dāng)前奧氏體的晶粒粒度超過80μm，可淬性增加，從而導(dǎo)致低溫組織(馬氏體或較早貝氏體)更易形成。而且，盡管具有不同核心形成位點(diǎn)的鐵素體在奧氏體晶粒邊界形成，在晶粒生長時它們相互融合，從而對韌性有不利影響。
當(dāng)應(yīng)用該熱輸入焊接工藝時鋼制品經(jīng)過淬火，熱影響區(qū)的顯微組織包括具有晶粒粒度為20μm或更低且體積分?jǐn)?shù)為70％或更高的鐵素體。當(dāng)鐵素體晶粒粒度高于20μm，對熱影響區(qū)韌性不利的側(cè)板或同素異形鐵素體部分增加了。為了提高韌性，理想的是控制鐵素體的體積分?jǐn)?shù)為70％或更高。當(dāng)本發(fā)明的鐵素體具有多邊形鐵素體或針狀鐵素體的特性時，韌性可望得到提高。根據(jù)本發(fā)明，BN和AlN沉淀物對晶粒邊界和晶粒內(nèi)產(chǎn)生重要作用以提高韌性。
當(dāng)焊接結(jié)構(gòu)鋼制品(賤金屬)應(yīng)用高熱輸入焊接方法時，在熱影響區(qū)形成具有晶粒粒度為80μm或更低的前奧氏體。根據(jù)后續(xù)淬火工藝，熱影響區(qū)的顯微組織包括具有20μm或更低且體積分?jǐn)?shù)為70％或更高的鐵素體。
當(dāng)采用100kJ/cm或更低熱輸入的焊接方法應(yīng)用于本發(fā)明的焊接結(jié)構(gòu)鋼制品(表5中“Δt800-500＝60秒”)，在賤金屬和熱影響區(qū)間的韌性差值為±40J。而且，當(dāng)采用250kJ/cm或更低熱輸入的焊接方法應(yīng)用于本發(fā)明的焊接結(jié)構(gòu)鋼制品(表5中“Δt800-500＝180秒”)，在賤金屬和熱影響區(qū)間的韌性差值為±100J。此類結(jié)果可見于以下實(shí)施例。實(shí)施例
此后，本發(fā)明將結(jié)合各種實(shí)施例予以詳述。這些實(shí)施例僅用于說明，并且本發(fā)明不限于這些實(shí)施例。
實(shí)施例1
具有表1中不同鋼組成的每一種鋼制品在轉(zhuǎn)爐中熔化。所得的熔融鋼材經(jīng)歷連續(xù)澆鑄工藝，從而制備板材。該板材然后在表3的條件下熱軋制，從而制備熱軋制板材。表2記載了每一種鋼制品的合金元素含量比例。
表1
表2
表3TBR/ATRR*1)再結(jié)晶范圍中的厚度縮減率/累積厚度縮減率
試樣(test piece)從熱軋制產(chǎn)品取樣。取樣是在每一個熱軋制產(chǎn)品中心部位的厚度方向上進(jìn)行。特別地，用于張力實(shí)驗(yàn)的試樣在軋制方向上取樣，而用于擺錘沖擊實(shí)驗(yàn)的試樣則在與軋制方向相垂直的方向上取樣。
采用上述取樣得到的鋼試樣，在每一種鋼制品(賤金屬)中沉淀物的特性，以及鋼制品的機(jī)械性能得到測定。測定結(jié)果示于表4。而且，熱影響區(qū)的顯微組織和沖擊韌性也得到測定。這些測試進(jìn)行如下。
對張力試樣，采用KS Standard No.4(KS B 0801)試樣。張力實(shí)驗(yàn)是在5mm/min的橫向加熱速度下進(jìn)行。另一方面，制備沖擊試樣，基于KS Standard No.3(KS B 0809)。對于沖擊試樣，在賤金屬的情況下，沿軋制方向在側(cè)面(L-T)機(jī)加工出切口，同時在焊接材料中焊接線方向上機(jī)加工。為了查明熱影響區(qū)最大加熱溫度時的奧氏體晶粒的晶粒粒度，每一個試樣采用可重復(fù)性焊接模擬器以140℃/sec的加熱速率加熱到最大加熱溫度1200℃-1400℃，在保持一秒后然后以He氣淬火。在淬火后的試樣經(jīng)拋光及腐蝕后，根據(jù)KS Standard(KS D 0205)測定最大加熱溫度條件下所得試樣中的奧氏體晶粒粒度。
嚴(yán)重影響熱影響區(qū)韌性并在冷卻處理后獲得的顯微組織以及晶粒粒度，密度以及沉淀物和氧化物的間隔經(jīng)測定，其通過采用圖象分析儀和電子顯微鏡的點(diǎn)計量法(Point Counting Scheme)。在100mm2的實(shí)驗(yàn)區(qū)域內(nèi)進(jìn)行測定。評價在每一個試樣中熱影響區(qū)的沖擊韌性，其通過使試樣經(jīng)歷相應(yīng)于焊接熱輸入為約80kJ/cm，150kJ/cm，以及250kJ/cm的焊接條件，即，焊接循環(huán)包括在最大加熱溫度1400℃下加熱，分別冷卻60秒、120秒以及180秒，對試樣表面進(jìn)行拋光，機(jī)加工該試樣以用于沖擊實(shí)驗(yàn)，然后在-40℃下進(jìn)行擺錘沖擊實(shí)驗(yàn)。
表4PS本發(fā)明樣品
CS對比樣品
CS*常規(guī)鋼材
參見表4，可以看出，本發(fā)明中制備的每一種熱軋制產(chǎn)品中沉淀物(TiN和CuS的復(fù)合沉淀物)的密度為1.0×108/mm2或更高，而常規(guī)產(chǎn)品中沉淀物的密度為4.07×105/mm2或更低。即，本發(fā)明的產(chǎn)品形成具有非常小晶粒粒度的沉淀物，同時以大大提高的密度分散。
本發(fā)明產(chǎn)品具有賤金屬組織，其中，具有晶粒粒度為約4-8μm的細(xì)粒鐵素體占87％或更高的分?jǐn)?shù)。
表5
PS本發(fā)明樣品
CS對比樣品
CS*常規(guī)鋼材
參見表5，可以看出，在本發(fā)明中，最大加熱溫度1400℃下奧氏體晶粒粒度(如在熱影響區(qū)中)為52-65μm，而常規(guī)產(chǎn)品中的奧氏體晶粒非常粗，晶粒粒度為約180μm。因此，本發(fā)明的鋼制品具有抑制焊接工藝中熱影響區(qū)奧氏體晶粒生長的優(yōu)異效果。當(dāng)采用100kJ/cm熱輸入的焊接方法應(yīng)用時，本發(fā)明的鋼制品具有鐵素體分?jǐn)?shù)為約70％或更高。
在焊接熱輸入為250kJ/cm(從800℃冷卻到500℃耗費(fèi)的時間為180秒)的高熱輸入焊接條件下，本發(fā)明產(chǎn)品具有約280J或更高的優(yōu)異韌性值(如熱影響區(qū)在-40℃的韌性)，同時具有約-60℃的轉(zhuǎn)變溫度。即，本發(fā)明產(chǎn)品在高熱輸入焊接條件下具有優(yōu)異熱影響區(qū)沖擊韌性。
在相同的高熱輸入焊接條件下，常規(guī)鋼制品具有約200J韌性值(如在0℃時熱影響區(qū)的沖擊韌性)同時具有約-60℃的轉(zhuǎn)變溫度。實(shí)施例2-脫氧作用控制氮化處理
制備采用本發(fā)明鋼制品的樣品，鋼制品中除Ti之外的元素含量落在本發(fā)明的范圍之內(nèi)。每一種樣品都在轉(zhuǎn)爐中熔化。所得的熔融鋼材在表7的條件下經(jīng)歷精煉和脫氧處理后進(jìn)行澆鑄，從而形成鋼板材。采用該板材，具有厚度為25-40mm的厚鋼板材在表9的條件下制備。在表9中，記載了氮化處理后的合金元素含量比例。
表6
表7
表8
表9
試樣從熱軋制產(chǎn)品取樣。取樣是在每一個熱軋制產(chǎn)品中心部位的厚度方向上進(jìn)行。特別地，用于張力實(shí)驗(yàn)的試樣在軋制方向上取樣，而用于擺錘沖擊實(shí)驗(yàn)的試樣則在與軋制方向相垂直的方向上取樣。
采用上述取樣得到的鋼試樣，在每一種鋼制品(賤金屬)中沉淀物的特性，以及鋼制品的機(jī)械性能得到測定。測定結(jié)果示于表10。而且，熱影響區(qū)的顯微組織和沖擊韌性也得到測定。結(jié)果示于表11。這些測試如實(shí)施例1相同的方式進(jìn)行。
表10
參見表10，可以看出，本發(fā)明中制備的每一種熱軋制產(chǎn)品中沉淀物(TiN和CuS的復(fù)合沉淀物)的密度為1.0×108/mm2或更高，而常規(guī)產(chǎn)品中沉淀物的密度為4.07×105/mm2或更低。即，本發(fā)明的產(chǎn)品形成具有非常小晶粒粒度的沉淀物，同時以大大提高的密度分散。
表11
PS本發(fā)明樣品
CS對比樣品
CS*常規(guī)鋼材
參見表11，可以看出，在本發(fā)明中，最大加熱溫度1400℃下奧氏體晶粒粒度(如在熱影響區(qū)中)為52-65μm，而常規(guī)產(chǎn)品中的奧氏體晶粒非常粗，晶粒粒度為約180μm。因此，本發(fā)明的鋼制品具有抑制焊接工藝中熱影響區(qū)奧氏體晶粒生長的優(yōu)異效果。當(dāng)采用100kJ/cm熱輸入的焊接方法應(yīng)用時，本發(fā)明的鋼制品具有鐵素體分?jǐn)?shù)為約70％或更高。
在焊接熱輸入為250kJ/cm(從800℃冷卻到500℃耗費(fèi)的時間為180秒)的高熱輸入焊接條件下，本發(fā)明產(chǎn)品具有約280J或更高的優(yōu)異韌性(如熱影響區(qū)在-40℃的韌性)，同時具有約-60℃的轉(zhuǎn)變溫度。即，本發(fā)明產(chǎn)品在高熱輸入焊接條件下具有優(yōu)異熱影響區(qū)沖擊韌性。在相同的高熱輸入焊接條件下，常規(guī)鋼制品具有約200J韌性值(如在0℃時熱影響區(qū)的沖擊韌性)同時具有約-60℃的轉(zhuǎn)變溫度。
權(quán)利要求
1.一種焊接結(jié)構(gòu)鋼制品，其具有TiN和CuS的細(xì)粒復(fù)合沉淀物，該鋼制品包括，以重量百分?jǐn)?shù)計，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及不可避免的雜質(zhì)，同時滿足條件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為20μm或以下的鐵素體和珠光體的復(fù)合組織構(gòu)成的顯微組織。
2.權(quán)利要求1的焊接結(jié)構(gòu)鋼制品，其進(jìn)一步包括0.01-0.2％V，同時滿足條件0.3≤V/N≤9，和7≤(Ti+2Al+4B+V)/N≤17。
3.權(quán)利要求1的焊接結(jié)構(gòu)鋼制品，進(jìn)一步包括一種或多種元素，其選自Ni0.1-3.0％，Nb0.01-0.1％，Mo0.05-1.0％，以及Cr0.05-1.0％。
4.權(quán)利要求1的焊接結(jié)構(gòu)鋼制品，進(jìn)一步包括Ca0.0005-0.005％和REM0.005-0.05％中的一種或兩種。
5.權(quán)利要求1的焊接結(jié)構(gòu)鋼制品，其中，晶粒粒度為0.01-0.1μm的TiN和CuS的細(xì)粒復(fù)合沉淀物按1.0×107/mm2或更高的密度以及0.5μm或更低的間距條件下進(jìn)行分散。
6.權(quán)利要求1的焊接結(jié)構(gòu)鋼制品，其中，當(dāng)該鋼制品加熱到1400℃或更高的溫度，并然后60秒內(nèi)冷卻至800℃-500℃時，鋼制品和熱處理區(qū)之間的韌性差值在±40J的范圍內(nèi)；當(dāng)該鋼制品加熱到1400℃或更高的溫度，并然后120-180秒內(nèi)冷卻至800℃-500℃時，鋼制品和熱處理區(qū)之間的韌性差值在±100J的范圍內(nèi)。
7.一種焊接結(jié)構(gòu)鋼制品的制備方法，該鋼制品具有TiN和CuS的細(xì)粒復(fù)合沉淀物，其包括
制備一種鋼板材，其含有，以重量百分?jǐn)?shù)計，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及不可避免的雜質(zhì)，同時滿足條件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℃溫度下對鋼板材加熱60-180分鐘；
在厚度縮減率為40％或更高、奧氏體再結(jié)晶范圍內(nèi)對加熱后的鋼板材進(jìn)行熱軋制；并且
在1℃/min的速率，將所述熱軋制鋼板材冷卻至鐵素體轉(zhuǎn)變完成溫度±10℃的溫度范圍內(nèi)。
8.權(quán)利要求7的方法，其中，所述鋼板材還包括0.01-0.2％V，同時滿足條件0.3≤V/N≤9，和7≤(Ti+2Al+4B+V)/N≤17。
9.權(quán)利要求7的方法，其中板材進(jìn)一步包括一種或多種元素，其選自Ni0.1-3.0％，Nb0.01-0.1％，Mo0.05-1.0％，以及Cr0.05-1.0％。
10.權(quán)利要求1的方法，其中板材進(jìn)一步包括Ca0.0005-0.005％和REM0.005-0.05％中的一種或兩種。
11.權(quán)利要求7的方法，其中，鋼板材的制備是通過向熔融鋼材加入脫氧元素而實(shí)現(xiàn)，該脫氧元素具有比Ti更高的脫氧效果，從而所述熔融鋼材溶解氧含量經(jīng)調(diào)整為30ppm或更低，在10分鐘內(nèi)，加入含量為0.005-0.2％的Ti，并且澆鑄成為鋼板材。
12.權(quán)利要求11的方法，其中，脫氧作用按Mn，Si，Al的順序進(jìn)行。
13.權(quán)利要求11的方法，其中，該熔融鋼材以連續(xù)澆鑄工藝按0.9-1.1m/min的速度進(jìn)行澆鑄，同時在噴水量為0.3-0.35升/千克的二次冷卻區(qū)進(jìn)行弱冷卻。
14.一種焊接結(jié)構(gòu)鋼制品的制備方法，該鋼制品具有TiN和CuS的細(xì)粒復(fù)合沉淀物，其包括
制備一種鋼板材，其含有，以重量百分?jǐn)?shù)計，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及不可避免的雜質(zhì)，同時滿足條件10≤Cu/S≤90；
在1100℃-1250℃溫度下對鋼板材加熱60-180分鐘，同時對鋼板材氮化處理將鋼板材中的N含量調(diào)節(jié)至0.008-0.03％，并且滿足條件1.2≤Ti/N≤2.5，10≤N/B≤40，2.5≤Al/N≤7，和6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14。
在厚度縮減率為40％或更高、奧氏體再結(jié)晶范圍內(nèi)對加熱后的鋼板材進(jìn)行熱軋制；并且
在1℃/min的速率，將所述熱軋制鋼板材冷卻至鐵素體轉(zhuǎn)變完成溫度±10℃的溫度范圍內(nèi)。
15.權(quán)利要求14的方法，其中，所述板材還包括0.01-0.2％V，同時滿足條件0.3≤V/N≤9，和7≤(Ti+2Al+4B+V)/N≤17。
16.權(quán)利要求14的方法，其中板材進(jìn)一步包括一種或多種元素，其選自Ni0.1-3.0％，Nb0.01-0.1％，Mo0.05-1.0％，以及Cr0.05-1.0％。
17.權(quán)利要求14的方法，其中板材進(jìn)一步包括Ca0.0005-0.005％和REM0.005-0.05％中的一種或兩種。
18.權(quán)利要求14的方法，其中，鋼板材的制備是通過向熔融鋼材加入脫氧元素而實(shí)現(xiàn)，該脫氧元素具有比Ti更高的脫氧效果，從而所述熔融鋼材溶解氧含量經(jīng)調(diào)整為30ppm或更低，在10分鐘內(nèi)，加入含量為0.005-0.2％的Ti，并且澆鑄成為鋼板材。
19.權(quán)利要求18的方法，其中，脫氧作用按Mn，Si，Al的順序進(jìn)行。
20.一種具有優(yōu)異熱影響區(qū)韌性的焊接構(gòu)筑物，采用權(quán)利要求1-6中任一所述的焊接結(jié)構(gòu)鋼制品制備。
全文摘要
本發(fā)明公開了一種焊接結(jié)構(gòu)鋼制品，其具有TiN和CuS的細(xì)粒復(fù)合沉淀物，該鋼制品包括，以重量百分?jǐn)?shù)計，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及不可避免的雜質(zhì)，同時滿足條件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為20μm或以下的鐵素體和珠光體的復(fù)合組織構(gòu)成的顯微組織。
文檔編號C22C38/14GK1395624SQ0180379
公開日2003年2月5日 申請日期2001年11月16日 優(yōu)先權(quán)日2000年11月17日
發(fā)明者鄭弘喆, 崔海昌 申請人:Posco公司