專利名稱：大熱輸入焊接用鋼材的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種船舶(ship)、建筑、土木(civil engineering)等領(lǐng)域的各種鋼結(jié)構(gòu)物(various structures)中使用的鋼材，尤其涉及一種適合焊接熱輸入量超過(guò) 300KJ/cm 的大熱輸入焊接(high heat input welding)用鋼材。
背景技術(shù)：
船舶、建筑和土木等領(lǐng)域中使用的鋼結(jié)構(gòu)物，通常通過(guò)焊接接合，制成所希望形狀的結(jié)構(gòu)物。因此，從確保安全性的角度出發(fā)，要求這些構(gòu)造物所用的鋼材不僅要母材韌性 (parent-metal toughness)優(yōu)異，輝接部韋刃個(gè)生(weld-zone toughness)也要優(yōu)異。而且，近年來(lái)，上述船舶和鋼結(jié)構(gòu)物越來(lái)越大型化，所用的鋼材也不斷向高強(qiáng)度化、加厚化方向發(fā)展。隨著這些變化，焊接施工中也已采用埋弧焊(submerged arc welding)、電氣輝(electrogas welding)、電S輝(electroslag welding)等高效、大熱輸入的焊接方法(high-efficiency high heat input welding)。因此，在用大熱輸入焊接 (high heat input welding)進(jìn)行焊接施工(weld-fabrication)時(shí)，也要求是焊接部韌性優(yōu)異的鋼材。這里，對(duì)焊接部組織進(jìn)行說(shuō)明。圖1為焊接部截面的宏觀組織照片 (macrostructure)，其顯示的狀態(tài)是，焊接部的中央存在熔融的母材與由焊接材料 (welding consumables)生成的熔敷金屬(cbposit metal)兩者以熔融狀態(tài)基本均勻地混合、凝固而成的焊接金屬(weld metal)部分，其兩側(cè)存在因焊接時(shí)投入的熱而受到熱影響、 母材組織和特性出現(xiàn)改性的熱影響部(Heat Affected Zone ;HAZ)，再在其兩側(cè)存在母材。 上述焊接金屬和熱影響部的界面部(圖中虛線部)通常被稱為“接合部(bond)”。該接合部附近的熱影響部(HAZ)即使在熱影響部中，也尤其因被加熱到熔點(diǎn)(melting point)附近的高溫后再被急速冷卻，而使得其硬度多呈最高硬度。此外，已經(jīng)知道，對(duì)于上述焊接熱影響部(HAZ)而言，若焊接時(shí)的熱輸入量大，則晶粒會(huì)粗大，韌性顯著下降。針對(duì)這種伴隨大熱輸入焊接而產(chǎn)生的HAZ韌性下降，迄今也已研究了多種對(duì)策。例如將TiN微分散在鋼中來(lái)抑制奧氏體晶粒(austenite grain)粗大化和作為鐵素體相變形核點(diǎn)(ferrite nucleation site)來(lái)使用等技術(shù)已實(shí)用化。此外，通過(guò)分散Ti的氧化物而達(dá)到與上述相同效果的技術(shù)也在開發(fā)中(例如，可參見專利文獻(xiàn)1)。然而，應(yīng)用TiN的上述技術(shù)由于焊接熱影響部在大熱輸入焊接時(shí)被加熱到TiN的溶解溫度區(qū)(TiN dissolution temperature)，因而存在TiN分解、使得上述分散效果消失和因TiN分解產(chǎn)生的固溶Ti及固溶N會(huì)使鋼的微組織脆化、韌性顯著下降等問(wèn)題。此外， 應(yīng)用Ti氧化物的技術(shù)存在難以均一、微細(xì)地分散氧化物的問(wèn)題。作為針對(duì)此類問(wèn)題的技術(shù)，例如專利文獻(xiàn)2中公開了這樣一項(xiàng)技術(shù)為了提高超過(guò)400KJ/cm的大熱輸入焊接的焊接熱影響部的韌性，適當(dāng)調(diào)整為控制硫化物形態(tài) (sulfide shape control)而添加的Ca的量，使CaS結(jié)晶析出，將其有效用作鐵素體相變形核點(diǎn)。與氧化物相比，該CaS在低溫下結(jié)晶析出，因此可使其微細(xì)分散在鋼中，而且，由于在冷卻中以其為核，MnS, TiN, BN等鐵素體相變生成核會(huì)微細(xì)分散，從而可使焊接熱影響部的組織形成為微細(xì)的鐵素體珠光體組織(ferrite and pearlite structure)，實(shí)現(xiàn)高韌性化。此外，在應(yīng)用TiN的技術(shù)中，有人提出一種為防止固溶N伴隨TiN溶解而增多所導(dǎo)致的接合部附近的脆化，添加B來(lái)固定固溶N的技術(shù)。但是，B的添加雖然對(duì)防止接合部附近的脆化有效，但在遠(yuǎn)離接合部的位置，卻存在B反而成為脆化要因的缺點(diǎn)。因此，專利文獻(xiàn)3中公開了這樣一種技術(shù)使添加在鋼中的B的量為不對(duì)韌性產(chǎn)生不良影響的程度，在焊接金屬部中添加足以抑制從奧氏體晶界(austenite grain boundary)生成的側(cè)板條鐵素體(ferrite side plate)析出的量的B，并使固定由TiN分解而生成的固溶N(SolUted nitrogen)所需的最小量的B從焊接金屬部向焊接熱影響部擴(kuò)散，由此使大熱輸入焊接中的焊接金屬、焊接熱影響部及接合部的韌性全都提高。通過(guò)專利文獻(xiàn)2和專利文獻(xiàn)3的技術(shù)開發(fā)，大熱輸入焊接所伴有的韌性下降已在一定程度上得到抑制。然而，之后的研究發(fā)現(xiàn)，對(duì)于屈服應(yīng)力在460MPa以上、添加有較大量的C、合金元素的鋼，當(dāng)進(jìn)行焊接熱輸入量超過(guò)300KJ/cm的大熱輸入焊接時(shí)，在接合部附近的熱影響部會(huì)有數(shù)體積％的被稱作島狀馬氏體(martensite island,M-A constituent) (MA)的硬質(zhì)脆化組織(brittle structure)形成，其阻礙焊接部韌性的進(jìn)一步改善。因此， 要改善此類高強(qiáng)度鋼大熱輸入焊接部的韌性，除了將鐵素體相變形核點(diǎn)微細(xì)分散、減少固溶N、固溶B以外，還有必要抑制島狀馬氏體在上述接合部附近的熱影響部中生成。關(guān)于減少上述島狀馬氏體的技術(shù)，例如，專利文獻(xiàn)4中公開了這樣一項(xiàng)技術(shù)在降低C量的同時(shí)增加Mn量、降低相變開始溫度，由此降低C在未轉(zhuǎn)變奧氏體(untransformed austenite)中的分配，抑制島狀馬氏體的生成。此外，專利文獻(xiàn)5中披露，除了降低C、Si 含量外，P含量的降低對(duì)島狀馬氏體的降低也有效。此外，專利文獻(xiàn)6中公開了這樣一項(xiàng)技術(shù)通過(guò)積極地添加Cr、Mo、V等，則即使冷卻速度緩慢，也能使低溫轉(zhuǎn)變貝氏體(bainite transformed at lower temperature)生成，而且，在使非塊狀的、膜狀(film like)島狀馬氏體生成的同時(shí)，使作為極低C生成的島狀馬氏體微細(xì)化。此外，專利文獻(xiàn)7中公開了一項(xiàng)對(duì)焊接熱影響部的島狀馬氏體的分?jǐn)?shù)設(shè)定上限的技術(shù)。專利文獻(xiàn)1 特開昭57-051243號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2 特許3546308號(hào)公報(bào)(特開 2002-256379 號(hào)公報(bào))專利文獻(xiàn)3 特開2005-2476號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)4 特開2007-084912號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)5 特開2008-163446號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)6 特許3602471號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)7 特公平06-076615號(hào)公報(bào)(特開昭62_2141沈號(hào)公報(bào))

發(fā)明內(nèi)容
然而，專利文獻(xiàn)4中記載的技術(shù)雖能減少島狀馬氏體，但為了補(bǔ)償C降低所引發(fā)的強(qiáng)度降低，必須添加0. 03質(zhì)量％以上的Nb，但由此而生成島狀馬氏體則令人擔(dān)憂。進(jìn)而，該技術(shù)由于用Ti氧化物作為相變生成核，因此在微細(xì)分散方面存在難題。此外，專利文獻(xiàn)5 中記載的技術(shù)也能減少島狀馬氏體，且通過(guò)添加適量Ca可微細(xì)分散鐵素體相變形核點(diǎn)，但由于必須添加Ni，存在合金成本高的問(wèn)題。此外，專利文獻(xiàn)6中記載的技術(shù)是一項(xiàng)主要著眼于調(diào)節(jié)島狀馬氏體形狀而非減少馬氏體的技術(shù)，難以從根本上改善大熱輸入焊接部的韌性。再者，專利文獻(xiàn)7中記載的技術(shù)不以本發(fā)明針對(duì)的超過(guò)300KJ/cm的大熱輸入焊接為對(duì)象，而是以130KJ/cm以下的焊接為對(duì)象，因此，焊接熱影響部的冷卻速度慢，不能直接適用于以島狀馬氏體更易生成為條件的大熱輸入焊接。因此，本發(fā)明的目的在于通過(guò)抑制接合部附近的焊接熱影響部中島狀馬氏體相的生成，提供一種即使進(jìn)行焊接熱輸入量超過(guò)300KJ/cm的大熱輸入焊接、焊接部韌性依然優(yōu)異的、屈服應(yīng)力在460MPa以上的大熱輸入焊接用鋼材。發(fā)明者們?yōu)榱私档蛯?duì)屈服應(yīng)力在460MPa以上的高強(qiáng)度鋼材進(jìn)行焊接熱輸入量超過(guò)300KJ/cm的大熱輸入焊接時(shí)在接合部附近的熱影響部(HAZ)生成的島狀馬氏體的存在量，對(duì)合金元素和島狀馬氏體存在量之間的關(guān)系進(jìn)行了深入的研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在積極地添加具有盡量不使島狀馬氏體生成、提高強(qiáng)度的效果的Mn的同時(shí)，將雜質(zhì)元素P的含量降低到0. 012質(zhì)量％以下，能夠使大熱輸入焊接后的冷卻中生成的未轉(zhuǎn)變奧氏體易分解為滲碳體，從而降低島狀馬氏體的存在量，并由此完成了本發(fā)明。即，本發(fā)明者取得了這樣的發(fā)現(xiàn)， 若積極地添加上述Mn，代替增加以往所知道的具有提高強(qiáng)度效果的C和合金元素，則具有在盡量不使島狀馬氏體生成的條件下提高鋼材強(qiáng)度的效果。此外還獲得了以往所不知的新發(fā)現(xiàn)，即，通過(guò)將雜質(zhì)元素P的含量降到0. 012質(zhì)量％以下，在大熱輸入焊接后的冷卻中生成的未轉(zhuǎn)變奧氏體易分解為滲碳體。其結(jié)果，本發(fā)明者發(fā)現(xiàn)，即使使鋼材高強(qiáng)度化，也能減少島狀馬氏體的存在量，并由此完成了本發(fā)明。S卩，本發(fā)明涉及一種大熱輸入焊接用鋼材，其含有C :0. 03 0.08質(zhì)量％、Si 0. 01 0. 15 質(zhì)量％、Mn :1. 8 2. 6 質(zhì)量％、P :0. 012 質(zhì)量％ 以下、S :0. 0005 0. 0040 質(zhì)量 ％、Al :0. 005 0. 1 質(zhì)量 ％、Nb :0. 003 0. 03 質(zhì)量 ％、Ti :0. 003 0. 03 質(zhì)量 ％、N 0. 0025 0. 0070質(zhì)量％、B :0. 0003 0. 0025質(zhì)量％，且以使以下式(1)表示的碳當(dāng)量 (carbon equiva) Ceq在0. 33 0. 45的范圍內(nèi)的方式含有上述成分Ceq = C+Mn/6+ (Cr+Mo+V) /5+ (Cu+Ni) /15 ... (1)式中，元素符號(hào)表示各元素的含量(質(zhì)量％ )，剩余部分含有由!^e及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的成分組成，進(jìn)行焊接輸入熱量超過(guò) 300KJ/cm的大熱輸入焊接時(shí)的接合部附近的熱影響部組織中的島狀馬氏體在1體積％以下。本發(fā)明的大熱輸入焊接用鋼材的特征在于，除上述成分組成外，還含有V :0. 2質(zhì)
量％以下。此外，本發(fā)明的大熱輸入焊接用鋼材的特征在于，除上述成分組成外，還含有選自 Cu :1.0質(zhì)量％以下、Ni :1.0質(zhì)量％以下、Cr :0. 4質(zhì)量％以下及Mo :0. 4質(zhì)量％以下的1種或2種以上。此外，本發(fā)明的大熱輸入焊接用鋼材的特征在于，除上述成分組成外，還含有選自 Ca 0. 0005 0. 0050 質(zhì)量 ％、Mg :0. 0005 0. 0050 質(zhì)量 ％、Zr :0. 001 0. 02 質(zhì)量 ％ 及REM :0. 001 0. 02質(zhì)量％的1種或2種以上。根據(jù)本發(fā)明，可獲得即使進(jìn)行超過(guò)300KJ/cm的大熱輸入焊接，焊接熱影響部的韌性依然優(yōu)異的鋼材。因此，本發(fā)明的鋼材可良好地適用于通過(guò)埋弧焊、電氣焊、電渣焊等大熱輸入焊接而構(gòu)建的船舶和大型鋼結(jié)構(gòu)物。


圖1是用于說(shuō)明焊接接合部截面的宏觀組織(macro structure)的照片。圖2是顯示P含量和HAZ的MA分?jǐn)?shù)(體積％ )之間關(guān)系的圖。圖3是顯示HAZ的MA分?jǐn)?shù)(體積％ )和HAZ的vTrs (°C )之間關(guān)系的圖。
具體實(shí)施例方式首先對(duì)作為本發(fā)明鋼材的特征的接合部附近的熱影響部的組織進(jìn)行說(shuō)明。島狀馬氏體1體積％以下。圖3為顯示HAZ的MA分?jǐn)?shù)(體積％ )和HAZ的vTrs (°C )之間關(guān)系的圖?？梢灾溃笻AZ的MA分?jǐn)?shù)在1體積％以下時(shí)，vTrs在_55°C以下。本發(fā)明中所要求的HAZ的韌性水平以vTrs計(jì)在-55°C以下。如前所述，本發(fā)明為一種通過(guò)抑制焊接部的熱影響部(HAZ)，尤其是暴露于最高溫、奧氏體(austenite)發(fā)生粗大化的接合部附近的熱影響部中島狀馬氏體生成，以求提高大熱輸入焊接部韌性的技術(shù)。為了得到這種效果，必須將上述接合部附近的熱影響部中的島狀馬氏體的分?jǐn)?shù)控制在1體積％以下。此處，在本發(fā)明中，接合部附近的熱影響部是指距接合部500μπι以內(nèi)范圍的熱影響部。接合部附近的熱影響部中的島狀馬氏體可通過(guò)對(duì)接合部的截面進(jìn)行研磨、蝕刻(etching)、通過(guò)SEM(scanning electron microscope)進(jìn)行觀察來(lái)確認(rèn)。接合部附近的熱影響部的組織為除了含有上述島狀馬氏體外，還主要含有針狀鐵素體(acicularferrite)、貝氏體(bainite)、并含有鐵素體(ferrite)、珠光體 (perlite)等的組織。接著，對(duì)為將接合部附近的熱影響部中的島狀馬氏體的存在量降至上述范圍內(nèi)、 并達(dá)到高強(qiáng)度，本發(fā)明的鋼材所應(yīng)具有的成分組成進(jìn)行說(shuō)明。C 0. 03 0. 08質(zhì)量％C是提高鋼材強(qiáng)度的元素，為確保作為結(jié)構(gòu)用鋼(structural steel)所必需的強(qiáng)度，必須含有0. 03質(zhì)量以上。另一方面，由于C超過(guò)0. 08質(zhì)量％時(shí)容易有島狀馬氏體生成，因此將上限設(shè)定為0. 08質(zhì)量％。更優(yōu)選為0. 035 0. 068質(zhì)量％。Si :0. 01 0. 15 質(zhì)量％Si是作為熔鋼時(shí)的脫氧劑(deoxidizing agent)而添加的元素，必須添加0. 01質(zhì)量％以上。但是，超過(guò)0. 15質(zhì)量％時(shí)，除了母材的韌性降低外，進(jìn)行了大熱輸入焊接的熱影響部會(huì)有島狀馬氏體生成，容易導(dǎo)致韌性下降。因此，將Si設(shè)定在0.01 0. 15質(zhì)量％的范圍內(nèi)。更優(yōu)選為0.01 0. 10質(zhì)量％。Mn :1· 8 2. 6 質(zhì)量 ％Mn既有增強(qiáng)母材強(qiáng)度的效果，又有在大熱輸入焊接后的冷卻中易將在接合部附近的HAZ中生成的島狀未轉(zhuǎn)變奧氏體分解為滲碳體、使其無(wú)害化的作用和效果，是本發(fā)明中極為重要的元素。為了獲得上述效果，必須添加1.8質(zhì)量％以上。但是，當(dāng)添加超過(guò)2. 6質(zhì)量％時(shí)，反而會(huì)降低焊接部的韌性。因此，將Mn設(shè)定在1.8 2.6質(zhì)量％的范圍內(nèi)。優(yōu)選在1.9 2.3質(zhì)量％的范圍內(nèi)。更優(yōu)選為超過(guò)2.0% 2.3%。P :0.012 質(zhì)量％ 以下P是一種在大熱輸入焊接后的冷卻中使在接合部附近的HAZ中生成的島狀未轉(zhuǎn)變奧氏體難以分解為滲碳體、降低韌性的元素，尤其在超過(guò)0. 012質(zhì)量％的含量下，上述不良影響變得更顯著。圖2中顯示了僅改變P含量的鋼材(表1的No.3、17、18及19)的HAZ 的MA分?jǐn)?shù)。隨著P含量的降低，HAZ的MA分?jǐn)?shù)減少，P在0. 012質(zhì)量％以下時(shí)，MA分?jǐn)?shù)在 1體積％以下。因此，本發(fā)明中，為了抑制上述弊端，將P限定在0. 012質(zhì)量％以下。優(yōu)選在0. 010 質(zhì)量％以下。更優(yōu)選在0.006質(zhì)量％以下。S :0· 0005% 0. 0040 質(zhì)量％S是生成能形成鐵素體成核位點(diǎn)的MnS或CaS的必要元素，為了得到這種效果，必須含有0.0005質(zhì)量％以上。但是，超過(guò)0.0040質(zhì)量％時(shí)，母材的韌性反而降低。因此，將 S設(shè)定在0. 0005% 0. 0040質(zhì)量％范圍內(nèi)。更優(yōu)選為0. 0015% 0. 0030質(zhì)量％。Al :0· 005% 0. 1 質(zhì)量％Al是為了鋼的脫氧而添加的元素，必須含有0. 005質(zhì)量％以上。但是，當(dāng)添加超過(guò)0. 1質(zhì)量％時(shí)，不僅會(huì)使母材的韌性、也會(huì)使焊接金屬的韌性降低。因此，將Al設(shè)定在 0. 005 0. 1質(zhì)量％范圍內(nèi)。更優(yōu)選為0. 03 0. 06質(zhì)量％。Nb :0· 003 0. 03 質(zhì)量％Nb是對(duì)確保母材強(qiáng)度、韌性及焊接接合處強(qiáng)度有效的元素。但是，若添加量小于0. 003質(zhì)量％，則上述效果小，另一方面，添加超過(guò)0. 03質(zhì)量％時(shí)，焊接熱影響部會(huì)有島狀馬氏體生成，使韌性降低。因此，將Nb設(shè)定在0.003 0.03質(zhì)量％范圍內(nèi)。更優(yōu)選為 0. 005 0. 02 質(zhì)量 ％。Ti :0· 003 0. 03 質(zhì)量％Ti在凝固時(shí)會(huì)形成TiN而析出，抑制焊接熱影響部的奧氏體粒粗大化，并會(huì)形成鐵素體的相變形核點(diǎn)，有助于焊接部的高韌性化。為了得到這樣的效果，必須添加0.003質(zhì)量％以上。另一方面，添加超過(guò)0.03質(zhì)量％時(shí)，析出的TiN粗大化，不能達(dá)到上述效果。因此，將Ti設(shè)定在0. 003 0. 03質(zhì)量％范圍內(nèi)。更優(yōu)選為0. 005 0. 02質(zhì)量％。N :0· 0025 0. 0070 質(zhì)量％N是生成上述TiN所必需的元素，為了確保必要量的TiN，必須含有0. 0025質(zhì)量％ 以上。但是，添加超過(guò)0. 0070質(zhì)量％時(shí)，在TiN因焊接輸入熱而熔化的區(qū)域中固溶N量增加，反而使焊接部的韌性降低。因此，將N設(shè)定在0.0025 0.0070質(zhì)量％范圍內(nèi)。更優(yōu)選為 0. 0040 0. 0060 質(zhì)量 ％。B :0· 0003 0. 0025 質(zhì)量％B在焊接熱影響部生成BN、減少固溶N(S0lid solutionN)的同時(shí)，還起鐵素體相變形核點(diǎn)的作用，因此，是對(duì)焊接熱影響部的高韌性化有用的元素。為了得到這樣的效果， 必須添加0. 0003質(zhì)量％以上。但是，當(dāng)添加超過(guò)0. 0025質(zhì)量％時(shí)，淬硬性提高，反而導(dǎo)致韌性降低。因此，將B設(shè)定在0.0003 0.0025質(zhì)量％范圍內(nèi)。更優(yōu)選為0. 0005 0. 0020
質(zhì)量％。
碳當(dāng)量Cetl :0· 33 0. 45在本發(fā)明的鋼材中，除了上述成分含量滿足上述組成范圍之外，其含量還必須使以下式(1)表示的碳當(dāng)量Cetl在0. 33 0. 45范圍內(nèi)Ceq = C+Mn/6+ (Cr+Mo+V) /5+ (Cu+Ni) /15 ... (1)式中，元素符號(hào)表示各元素的含量(質(zhì)量％ )。碳當(dāng)量Cetl小于0. 33時(shí)，得不到必要的母材強(qiáng)度。另一方面，碳當(dāng)量Cetl大于0. 45 時(shí)，因大熱輸入焊接而在接合部附近的熱影響部生成的島狀馬氏體的量會(huì)超過(guò)1體積％， 熱影響部的韌性降低。因此，優(yōu)選Cetl在0.37 0.42范圍內(nèi)。更優(yōu)選Cetl在0. 39 0. 42 范圍內(nèi)。此外，在本發(fā)明的鋼材中，除上述必須成分之外，還可按下述范圍添加V。V :0. 2質(zhì)量％以下V作為VN析出，既有助于母材強(qiáng)度和韌性的提高，還起鐵素體生成核的作用，因此，可根據(jù)需要進(jìn)行添加。但是，由于過(guò)量添加反而導(dǎo)致韌性降低，因此優(yōu)選將上限設(shè)定為 0. 2質(zhì)量％。更優(yōu)選在0. 1質(zhì)量％以下。在本發(fā)明的鋼材中，除上述成分以外，為了提高強(qiáng)度等目的，可按下述范圍添加選自Cu、Ni、Cr及Mo的1種或2種以上。Cu :1.0質(zhì)量％以下，Ni :1.0質(zhì)量％以下，Cr 0. 4%
質(zhì)量％及臨0. 4質(zhì)量％以下。Cu、Ni、Cr及Mo為對(duì)母材高強(qiáng)度化有效的元素，但為了得到該效果，Cu,Ni的添加必須在0. 05質(zhì)量％以上，Cr、Mo的添加必須在0. 02%以上。但是，各元素過(guò)量添加時(shí)，會(huì)對(duì)韌性產(chǎn)生不良影響，因此，添加時(shí)，優(yōu)選Cu、Ni分別在1. 0質(zhì)量％以下，優(yōu)選Cr、Mo分別在 0. 4質(zhì)量％以下。更優(yōu)選Cu、Ni分別在0. 4質(zhì)量％以下。此外，在本發(fā)明的鋼材中，除上述成分外，可按下述范圍添加選自Ca、Mg、& 及REM 的至少1種或2種以上。Ca 0. 0005 0. 0050質(zhì)量％為了獲得通過(guò)固定S和分散氧化物、硫化物而產(chǎn)生的韌性改善效果，可以添加Ca。 為了獲得上述效果，至少必須添加0. 0005質(zhì)量％以上。但是，即使添加量超過(guò)0. 0050質(zhì)量％，也僅是上述效果達(dá)到飽和而已。因此，添加Ca時(shí)，優(yōu)選在0. 0005 0. 0050質(zhì)量％范圍內(nèi)。更優(yōu)選為0.0010 0.0030質(zhì)量％。Mg 0. 0005 0. 0050 質(zhì)量 ％，Zr :0. 001 0. 02 質(zhì)量 ％，REM :0. 001 0. 02 質(zhì)
量％Mg、a 及REM均為具有通過(guò)分散氧化物而改善韌性的效果的元素。為了使這種效果顯現(xiàn)出來(lái)，必須添加MgO. 0005質(zhì)量％以上、^ 及REM 0.001質(zhì)量％。另一方面，即使添加 Mg超過(guò)0. 0050質(zhì)量HrR REM超過(guò)0. 02質(zhì)量％，也僅是其效果達(dá)到飽和而已。因此，添加這些元素時(shí)，優(yōu)選上述范圍。更優(yōu)選為Mg 0. 0010 0. 0030質(zhì)量％，Zr :0. 005 0. 015 質(zhì)量％，REM :0. 005 0. 015 質(zhì)量％ .本發(fā)明的鋼材中除上述成分以外的其余部分為鐵及不可避免的雜質(zhì)。但是，只要是在不妨害本發(fā)明的作用和效果的范圍內(nèi)，不拒絕含有其他元素。例如，作為不可避免的雜質(zhì)，可容許0 :0. 005質(zhì)量％以下。更優(yōu)選在0.003質(zhì)量％以下。接著，對(duì)本發(fā)明的高張力鋼的組織進(jìn)行說(shuō)明。本發(fā)明的高張力鋼的組織是以微細(xì)貝氏體為主體的組織，其優(yōu)選面積率在60%以上，更優(yōu)選70%以上。微細(xì)貝氏體的面積率在60%以下、粗大的上貝氏體組織增加時(shí)，韌性降低。對(duì)面積率的上限無(wú)特殊限制。此外，本發(fā)明的高張力鋼的微細(xì)貝氏體組織是與多邊形鐵素體(polygonal ferrite)和粗大的上貝氏體組織(coarse upper bainite)不同的組織。本發(fā)明的鋼材可用以往公知的方法制造，制造條件上無(wú)特殊限制。例如，本發(fā)明的鋼材通過(guò)如下方法來(lái)制造。首先，將鐵水用轉(zhuǎn)爐精煉成鋼后，RH脫氣，經(jīng)連續(xù)鑄造或造塊-分塊工程制成鋼板坯。將其在1250°C以下的溫度下再加熱，通過(guò)熱軋?jiān)趶募訜釡囟鹊?50°C的溫度范圍內(nèi)軋壓至規(guī)定板厚后，用空氣冷卻或以1 40°C /s的冷卻速度進(jìn)行加速冷卻，在200 600°C停止冷卻后用空氣冷卻。也可采用在上述熱軋后， 從650°C以上的溫度范圍起直接淬火，在500士 150°C下退火的方法。還可通過(guò)在從850°C到 950°C的溫度范圍內(nèi)再加熱進(jìn)行淬火，在500士 150°C下進(jìn)行退火，1000°C以下的溫度下再加熱正火，在650°C以下的退火等工序進(jìn)行制造。此外，在通過(guò)連軋機(jī)進(jìn)行熱軋時(shí)也可在通常使用的制造條件下進(jìn)行制造。此外，本發(fā)明的鋼板的尺寸為板厚6mm以上的厚鋼板或熱軋鋼板。此外，對(duì)用于本發(fā)明鋼材的焊接方法無(wú)特殊限制，也可采用氬弧焊、埋弧焊、電渣焊、電氣焊、其他熱源的焊接方法。
實(shí)施例用150kg的高頻熔爐(high-frequency melting furnace)熔制具有表1所示成分組成的No. 1 25的鋼，鑄造成鋼塊后，熱軋(hot rolling)成厚70mm的鋼坯。將該鋼坯在 1150°C加熱2小時(shí)后，在板厚中心溫度在850°C以上的條件下熱軋成板厚30mm的厚鋼板，隨后，在板厚中心冷卻速度為8°C/sec的條件下加速冷卻(accelerated cooling)。該加速冷卻條件是在30mm的板厚中心模擬板厚60mm的厚鋼板的l/4t的冷卻速度。另外，表1中的No. 26及27是具有與〔專利文獻(xiàn)2〕特開2002-256379號(hào)公報(bào)(專利3546308號(hào)公報(bào))(其申請(qǐng)人與本發(fā)明的相同)的表2中的No. 39及43的鋼材分別基本相同的組成的鋼材。此外，對(duì)于表1中的No. 2和5組成的鋼，還就熱軋后在板厚中心的冷卻速度為25°C /sec的條件下加速冷卻、使母材強(qiáng)度提高了約150MPa的鋼材進(jìn)行了 HAZ韌性評(píng)價(jià)(分別為表2的No. 28及29)。接著，對(duì)上述30_的厚鋼板進(jìn)行500 "C X IOmin的退火處理(annealing treament)后，從上述厚鋼板上，以使試樣軸向與板寬方向一致的方式采取平行段 14ΦΧ85πιπι、標(biāo)距(gauge length) 70mm的圓棒拉伸試樣，測(cè)定母材強(qiáng)度(屈服應(yīng)力YSji 伸強(qiáng)度TS)。此外，從上述厚鋼板中以使試樣軸向與壓延方向一致的方式采取2mm V型槽口夏比試樣(V notch charpy specimen)，在-100 40°C的范圍內(nèi)進(jìn)行適宜的夏比沖擊試驗(yàn)(Charpy impact test)，求出延性斷裂率(ductile fracture ratio)為 50%時(shí)的斷裂轉(zhuǎn)變 度(fracture transition temperature) vTrs，i平價(jià)其韋刃f生。還有，為了評(píng)價(jià)焊接熱影響部的韌性，從上述厚鋼板上采取寬SOmmX長(zhǎng)SOmmX厚 15mm的試樣，加熱到1450°C進(jìn)行熱處理，然后在800 500°C冷卻270sec，隨后，采取2mm V 型槽口夏比試樣，按上述相同的方法進(jìn)行韌性評(píng)價(jià)。此處，上述熱處理?xiàng)l件相當(dāng)于進(jìn)行了熱輸入量400KJ/cm的電氣焊焊接的熱影響部的熱循環(huán)(heat cycle)。
此外，研磨上述熱處理后的厚鋼板的截面后，用2步蝕刻法(two-step etching method)現(xiàn)出島狀馬氏體后，用SEM在2000倍下拍攝5個(gè)視野的組織照片，對(duì)其進(jìn)行圖像解析(imaging analysis)，求出島狀馬氏體的平均面積分?jǐn)?shù)，將其作為接合部附近的熱影響部(HAZ)的MA體積分?jǐn)?shù)。表2中顯示了母材(厚鋼板)的拉伸特性和韌性及進(jìn)行了模仿焊接熱影響部的熱處理的試樣的島狀馬氏體分?jǐn)?shù)和韌性的測(cè)定結(jié)果。從表2可知，發(fā)明例No. 1 11、觀及四的鋼板，其島狀馬氏體的分?jǐn)?shù)均在1體積％以下，熱影響部的vTrs也均在_55°C以下，獲得了優(yōu)異的焊接部韌性。此外，作為參考，還測(cè)定了本發(fā)明例中熱影響部在-10°C及-40°C的吸收能量(分別記作vE_10、vE_40)。_10°C時(shí)熱影響部的吸收能量vE_10為257 297J，_40°C時(shí)熱影響部的吸收能量vE_4(1為217 M2J。這些吸收能量均高于專利文獻(xiàn)3、5及6中公開的接合部附近熱影響部的吸收能量，從而能確認(rèn)本發(fā)明例中獲得了優(yōu)異的焊接部韌性。與此相對(duì)，No. 12 邪、26及27 (No. 23除外)的比較例中的鋼板為由于C、Mn、P、 Crai等均偏離本發(fā)明范圍而導(dǎo)致島狀馬氏體的分?jǐn)?shù)超過(guò)1體積％、熱影響部的vTrs上升、韌性降低的例子。此外，No. 22的比較例中的鋼板為由于N含量過(guò)低而導(dǎo)致接合部附近的游 ^ B(free B)過(guò)剩、淬硬性(hardinability)增高、島狀馬氏體的分?jǐn)?shù)增加的例子。No. 23 的比較例中的鋼板則是由于N含量過(guò)高而導(dǎo)致島狀馬氏體的分?jǐn)?shù)雖小于1體積％但固溶N 增加、韌性降低的例子。No. 26及27是具有與〔專利文獻(xiàn)2〕特開2002-256379號(hào)公報(bào)(專利3546308號(hào)公報(bào))(其申請(qǐng)人與本發(fā)明的相同)的表2中的No. 39及43的鋼材分別基本相同的組成的鋼材，但由于壓延后的冷卻速度和壓下率等制造條件不同(壓延后的冷卻速度10°C /sec 和8°C /sec的差異)(壓下率從IOOmm到20mm的壓下和從70mm到30mm的壓下的差異)， 因此，所得母材的機(jī)械性能與〔專利文獻(xiàn)2〕中公開的母材的機(jī)械性能相比，雖然強(qiáng)度降低， 但韌性水平基本相同。然而，No. 26及27的HAZ的MA分?jǐn)?shù)均為1. 2體積％，超過(guò)了本發(fā)明所規(guī)定的1%。因此，vTrs均為-30°C，韌性水平低?！?30°C”這一結(jié)果與〔專利文獻(xiàn)2〕的表3中公開的HAZ的-46°C、_48°C相比分別出現(xiàn)了劣化。這是因?yàn)?，相?duì)于〔專利文獻(xiàn)2〕 中公開的最高加熱溫度條件為1400°C，本實(shí)施例的最高加熱溫度的條件高，為1450°C (即， 相當(dāng)于熱輸入量更大的焊接條件)。表2中的No. 28和四分別為將表1中的No. 2和5的組成的鋼制成板厚30mm的厚鋼板后、以25°C /sec的冷卻速度冷卻、使母材強(qiáng)度提高了約150MPa的試樣，對(duì)于母材強(qiáng)度提高了約150MPa的情況，也確認(rèn)了能夠獲得和本發(fā)明同樣優(yōu)良的HAZ韌性。產(chǎn)業(yè)上應(yīng)用的可能性通過(guò)本發(fā)明，可獲得即使進(jìn)行超過(guò)300KJ/cm的大熱輸入焊接、焊接熱影響部的韌性依然良好的鋼材。因此，本發(fā)明的鋼材大大有助于提高通過(guò)埋弧焊、電氣焊、電渣焊等大熱輸入焊接進(jìn)行構(gòu)建的造船和建筑領(lǐng)域等的大型鋼結(jié)構(gòu)物的品質(zhì)。[表1-1]
權(quán)利要求
1.大熱輸入焊接用鋼材，其含有C0. 03 0. 08質(zhì)量％、Si :0. 01 0. 15質(zhì)量％、Mn 1. 8 2. 6 質(zhì)量％、P :0. 012 質(zhì)量％ 以下、S :0. 0005 0. 0040 質(zhì)量％、A1 :0. 005 0. 1 質(zhì) fi%,Nb :0. 003 0. 03 質(zhì)量％、Ti :0. 003 0. 03 質(zhì)量％、N :0. 0025 0. 0070 質(zhì)量％、B 0.0003 0.0025質(zhì)量％，且以使下式(1)表示的碳當(dāng)量Ceq在0. 33 0. 45的范圍內(nèi)的方式含有上述成分，其余部分具有由狗及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的成分組成，進(jìn)行焊接熱輸入量超過(guò)300KJ/cm的大熱輸入焊接時(shí)的接合部附近的熱影響部組織中的島狀馬氏體在1體積％以下，Ceq = C+Mn/6+ (Cr+Mo+V) /5+ (Cu+Ni)/15 ... (1)式中，元素符號(hào)表示各元素的含量(質(zhì)量％)。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的大熱輸入焊接用鋼材，其特征在于，除上述成分組成外，還含有V:0.2質(zhì)量％以下。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的大熱輸入焊接用鋼材，其特征在于，除上述成分組成外， 還含有選自Cu :1.0質(zhì)量％以下、Ni :1.0質(zhì)量％以下、Cr :0. 4質(zhì)量％以下及Mo :0. 4質(zhì)量％ 以下的1種或2種以上。
4.根據(jù)權(quán)利要求1 3中任一項(xiàng)所述的大熱輸入焊接用鋼材，其特征在于，除上述成分組成外，還含有選自Ca 0. 0005 0. 0050質(zhì)量％、Mg :0. 0005 0. 0050質(zhì)量％、Zr 0. 001 0. 02質(zhì)量％及REM :0. 001 0. 02質(zhì)量％的1種或2種以上。
全文摘要
本發(fā)明提供一種在進(jìn)行焊接熱輸入量超過(guò)300KJ/cm的大熱輸入焊接時(shí)焊接部韌性依然良好、屈服應(yīng)力在460MPa以上的大熱輸入焊接用鋼材。具體地，是一種含有C0.03～0.08質(zhì)量％、Si0.01～0.15質(zhì)量％、Mn1.8～2.6質(zhì)量％、P0.012質(zhì)量％以下、S0.0005～0.0040質(zhì)量％、Al0.005～0.1質(zhì)量％、Nb0.003～0.03質(zhì)量％、Ti0.003～0.03質(zhì)量％、N0.0025～0.0070質(zhì)量％、B0.0003～0.0025質(zhì)量％，并使碳當(dāng)量Ceq在0.33～0.45范圍內(nèi)，進(jìn)行焊接熱輸入量超過(guò)300KJ/cm的大熱輸入焊接時(shí)接合部附近的熱影響部組織中的島狀馬氏體在1體積％以下的大熱輸入焊接用鋼材。
文檔編號(hào)C22C38/00GK102428198SQ20098015940
公開日2012年4月25日 申請(qǐng)日期2009年9月29日 優(yōu)先權(quán)日2009年5月22日
發(fā)明者橫田智之, 西村公宏, 鹿內(nèi)伸夫 申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社