CN100402688C - 高入热量焊接用钢材及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种在超过400kJ/cm的高入热量焊接的焊接热影响部分能够获得良好的韧性的钢材及其制造方法。具体为一种高入热量焊接用钢材，含有：C：0.03～0.15质量%、Si：0.05～0.25质量%、Mn：0.5～2.0质量%、P：0.03质量%以下，S：0.0005～0.0030质量%、Al：0.015～0.1质量%、Ti：0.004～0.03质量%、N：0.0020～0.0070质量%、Ca：0.0005～0.0030质量%，且Ca、O、S的各含量满足下列(1)式，剩余部分为Fe及不可避免的杂质。其中，0.3≤ACR≤0.8——-——-(1)，此处，ACR＝(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S，另外，Ca、O、S表示各成分的含量(质量%)。

Description

高入热量焊接用钢材及其制造方法
技术区域
本发明涉及造船、建筑、土木等各种结构物所使用的钢材，特别是涉及适用于焊接入热量超过400kJ/cm的高入热量焊接的钢材及其制造方法。
背景技术
造船、建筑、土木等领域中所使用的钢材，一般通过焊接接合来加工成所希望的形状的结构物。在这些结构物中，从安全性的观点来看，所用钢材的母材韧性是必备的，还要求焊接部分具有良好的韧性。另一方面，随着这些结构物及船舶越来越大型化，相应地也要求所使用的钢材提高强度、增加厚度，以便在焊接施工中适用于埋弧焊、电气焊及电渣焊等高效率的高入热量焊接。因此，在采用高入热量焊接进行焊接施工时，就必须使用焊接部分具有良好韧性的钢材。
可是，一般而言，如果焊接入热量加大的话，焊接热影响部分的组织就会粗大化，因此，焊接热影响部分的韧性就会降低，这是公知的。针对这种高入热量焊接所导致的韧性降低，到目前为止已经提出了很多对策。
例如，通过TiN的微细分散来抑制奥氏体粒子的粗大化以及利用形成铁素体相变核的作用的技术已经实用化。还有，使Ti的氧化物分散的技术(特开昭57-51243号公报)以及使BN的铁素体核生成能进行组合的技术(特开昭62-170459号公报)也正在进行开发。再有，通过添加Ca(特开昭60-204863号公报)及REM(特开昭62-260041号公报)来控制硫化物的形态、从而获得高韧性的技术也是公知的。
然而，在主要利用TiN的析出使焊接部分的组织微细化、从而改善韧性的特开昭62-170459号公报、特开昭60-204863号公报的现有技术中，存在这样的问题：在使TiN加热至发生溶解的温度区的焊接热影响部分中，TiN所具有的上述作用就会消失，固溶Ti及固溶N使组织脆化，导致韧性显著下降。因此就需要通过添加B，把固溶后的N作为BN来固定。不过，存在的问题是，虽然B的加添在TiN固溶的区域对于HAZ韧性提高是有效的，但是，在TiN没有固溶的区域(加热温度约1350℃以下)中，由于与N不连结的固溶B在焊接冷却时使淬火性显著提高，从而使焊接热影响部分的组织成为以硬的贝氏体为主的组织，导致韧性显著降低。因此，在特开昭62-170459号公报中，为了消除B的恶劣影响，又采用降低Al加添量的对策，不过，如果Al量不添加到0.010％以上的话，钢在熔炼时不能充分脱氧，钢中的夹杂物的数量就会增加，出现不能获得足够的韧性的问题。再有，在特开昭62-260041号公报中建议，通过加添REM，由REM的硫化物、氧化物使TIN的固溶后的区域成为微细组织，不过，在钢熔炼时使REM充分地进行微细分散是非常困难的，在焊接热影响部分的加热至高温的区域，难以确保足够的韧性。还有，在特开昭57-51243号公报的技术中，与通常的Al脱氧不同，由Ti进行脱氧，通过使Ti的氧化物或复合氧化物在钢中进行分散，达到对奥氏体粒子的成长进行抑制的效果。其结果，有可能在钢中使抑制奥氏体粒子成长的氧化物进行分散，但另一方面却存在难以使氧化物均匀微细地进行分散的问题，以及与TiN相比Ti氧化物粗大、从而使恰贝的吸收能量下降这样致命的问题。因而，在入热量超过400kJ/cm的高入热量焊接中，就难以充分地抑制奥氏体粒子的成长，也难以确保焊接热影响部分的高韧性。
还有，在特开昭60-204863号公报中记载的添加Ca的技术以及特开昭62-260041号公报中记载的添加REM的技术中，如果是300kJ/cm以下的入热量，可以确保高韧性，但是，对于超过400kJ/cm的高入热量焊接，这些技术就难以确保使焊接热影响部分的高韧性与母材具有同等水平。
因此，本发明的目的是提供一种解决现有技术中所存在的上述问题点、对于超过400kJ/cm的高入热量焊接也能够获得与母材具有同等水平的良好的焊接热影响部分韧性的钢材。
发明内容
通过对各种研究进行综合，本发明者们发现，为了提高以超过400kJ/cm的高入热量进行焊接的焊接热影响部分的韧性，适当含有必要的Ca对硫化物的形态控制是很重要的。即，为了提高高入热量焊接热影响部分的韧性，对处在高温区域的奥氏体的粗大化进行抑制，重要的是，使在此后的冷却过程中能够促进铁素体相变所需要的铁素体相变核微细地进行分散，而现有技术中对其中的任何一项都做得不彻底。
因此，本发明中在对钢板进行熔炼时的凝固阶段使CaS结晶析出。由于CaS与氧化物相比是在低温下结晶析出，因而能够微细地进行分散。此处，特别重要的是，如果通过对Ca、S的含量及钢中的溶解氧量进行控制来确保CaS的结晶析出後的固溶S量，就会发现在CaS的表面上有MnS析出。MnS除了自身具有铁素体核生成能以外，还具有在其周围形成Mn的稀薄带、促进铁素体相变的作用。还发现，通过在MnS上再析出TiN、AlN等铁素体生成核，就能够进一步促进铁素体相变。通过采取以上对策，即使在高入热量焊接时的高温下也能够使不溶解的铁素体相变生成核微细地进行分散，使焊接热影响部分的组织成为微细的铁素体贝氏体的组织，从而达到高韧性化。
本发明为高入热量焊接用钢材，其特征是：
含有：
C：0.03～0.15质量％、
Si：0.05～0.25质量％、
Mn：0.5～2.0质量％、
P：0.03质量％以下、
S：0.0005～0.0030质量％、
Al：0.015～0.1质量％、
Ti：0.004～0.03质量％、
N：0.0020～0.0070质量％、
Ca：0.0005～0.0030质量％，
且Ca、O、S的各含量满足下列(1)式，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，
0.3≤ACR≤0.8------(1)
此处，ACR＝(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S
另外，Ca、O、S表示各成分的含量(质量％)。
还有，本发明为高入热量焊接用钢材，其特征是：
钢组成还含有从：B：0.0004～0.0010质量％、V：0.2质量％以下、Nb：0.05质量％以下、Cu：1.0质量％以下、Ni：1.5质量％以下、Cr：0.7质量％以下、Mo：0.7质量％以下之中选取的1种或2种以上。
还有，本发明为高入热量焊接用钢材的制造方法，其特征是：
采用以下的工序来制造：经过连续铸造或铸锭-分锭工序把铁水制成钢坯，对该钢坯进行再加热、热轧，或是在上述热轧后，加速冷却，直接淬火回火，再加热淬火-回火，再加热正火-回火，其中，上述铁水的组成中含有
C：0.03～0.15质量％、
Si：0.05～0.25质量％、
Mn：0.5～2.0质量％、
P：0.03质量％以下、
S：0.0005～0.0030质量％、
Al：0.015～0.1质量％、
Ti：0.004～0.03质量％、
N：0.0020～0.0070质量％、
Ca：0.0005～0.0030质量％，
且Ca、O、S的各含量满足下列(1)式，剩余部分为Fe及不可避免的杂质；
0.3≤ACR≤0.8------(1)
此处，ACR＝(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S
还有，Ca、O、S表示各成分的含量(质量％)。
还有，本发明为高入热量焊接用钢材的制造方法，其特征是：
铁水的组成还含有从：B：0.0004～0.0010质量％、V：0.2质量％以下、Nb：0.05质量％以下、Cu：1.0质量％以下、Ni：1.5质量％以下、Cr：0.7质量％以下、Mo：0.7质量％以下之中选取的1种或2种以上。
具体实施方式
以下，对各成分的限制机理进行说明。
C：0.03～0.15质量％
对于C量，为了获得作为结构用钢所需的强度，把下限定为0.03质量％；为避免使焊接开裂性恶化，把上限定为0.15质量％。更优选的是0.05～0.10质量％。
Si：0.05～0.25质量％
对于Si，由于制钢的需要，必须在0.05质量％以上；但是超过0.25质量％的话，就会使母材的韧性恶化，此外，还会在高入热量焊接热影响部分生成岛状马氏体，使韧性恶化。更优选的是0.13～0.22质量％。
Mn：0.5～2.0质量％
对于Mn，为了确保母材的强度，0.5质量％以上是必要的；但如果含量超过2.0质量％的话，就会使焊接部分的韧性显著降低。更加优选的是0.8～1.6质量％。
P：0.03质量％以下
P如果超过0.03质量％的话，就会使焊接部分的韧性恶化。更加优选的是0.01质量％以下。
S：0.0005～0.0030质量％
对于S，为了生成必要的CaS和MnS，0.0005质量％以上是必要的；但如果超过0.0030质量％的话，就会使母材的韧性恶化。更优选的是0.0015～0.0025质量％。
Al：0.015～0.1质量％
对于Al，为了钢的脱氧，0.015质量％以上是必要的；但如果含量超过0.1质量％的话，就会使母材的韧性降低，同时使焊接金属的韧性恶化。更优选的是0.02～0.06质量％。
Ti：0.004～0.03质量％
Ti在凝固时成为TiN而析出，对焊接热影响部分的奥氏体的粗大化抑制以及成为铁素体相变核、高韧性化做出贡献。如果不到0.004质量％的话，其效果甚微；超过0.03质量％的话，就会由于TiN粒子的粗大化而不能获得所期待的效果。更优选的是0.008～0.02质量％。
N：0.0020～0.0070质量％
N是确保TiN的必要量所必需的元素，如果不到0.0020质量％的话，就不能获得足够的TiN量；超过0.0070质量％的话，在由于焊接热循环而使TiN溶化的区域的固溶N量就会增加，使韧性显著下降。更优选的是0.0030～0.0055质量％。
Ca：0.0005～0.0030质量％
Ca是通过固定S来达到韧性改善效果的元素。要达到这种效果，优选的是至少应含有0.0005质量％以上，不过，含量超过0.0030质量％的话，效果就会饱和。因此，在本发明中，限定在0.0005质量％至0.0030质量％的范围。更优选的是0.0010～0.0020质量％。
O：0.0045质量％以下
如果O超过0.0045质量％的话，夹杂物量就会增加，钢的纯净度就会恶化，从而使韧性下降。
0.3≤ACR≤0.8(此处，ACR＝(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S，另外，Ca、O、S表示各成分的含量(质量％))
必须使Ca及S的含量满足0.3≤ACR≤0.8的关系。图1表示在本发明钢的基本组成中添加不同的Ca、模仿2种入热条件的再现热循环试验结果。它表明，在800-500℃下、冷却时间153秒或者270秒的任意一种情况下，按照0.3≤ACR≤0.8，韧性具有极大的提高(以vTrs提高约30℃)。在0.3≤ACR≤0.8的范围，如图2的显微镜照片所示，成为在CaS上MnS析出后的复合硫化物的形态或者是又有TiN析出的形态。
如果ACR的值不到0.3的话，CaS就不会结晶析出，因而S就会以MnS单独的形态析出。该MnS就会在钢板制造时的轧制中被拉长，导致母材的韧性降低，同时，达不到作为本发明的主要着眼点的、在焊接热影响部分为使MnS熔融而微细分散的目的。另一方面，如果ACR的值超过0.8的话，S几乎都被Ca所固定，作为铁素体生成核而发挥作用的MnS就不会在CaS上析出，因而不能充分发挥作用。图3是表示ACR与析出的硫化物的关系的示意图。还有，在本发明钢的ACR的合理范围，CaS和MnS的复合硫化物及TiN同时析出的析出物，平均粒径的大小为0.1～5μm，以5×102～1×104个/mm2而存在，能够促进焊接热影响部分的珠光体相变，能够通过组织微细化而达成高韧化。
在本发明中，可以含有从具有提高母材强度的功能的B、V、Nb、Cu、Ni、Cr、Mo中选取的至少1种或2种以上。
B：0.0004～0.0010质量％
B具有在制造钢板时提高淬火性的效果，为获得这种效果，必须在0.0004质量％以上；但如果添加量超过0.0010质量％的话，淬火性增加，而焊接热影响部分的韧性则恶化。
V：0.2质量％以下
V的作用是提高母材的强度、韧性，不过，添加量在0.01质量％以上才能获得这种效果。而超过0.2质量％的话反而会导致韧性降低。
Nb：0.05质量％以下
Nb对于确保母材的强度、韧性以及接头的强度是有效的元素，不过，添加量在0.007质量％以上才能获得这种效果。而含量超过0.05质量％的话，焊接热影响部分的韧性就会恶化。
Ni：1.5质量％以下
Ni能够保持母材的高韧性并使强度提高，不过，添加量在0.10质量％以上才能获得这种效果。而超过1.5质量％的话，效果就会饱和，因而把该含量作为上限。
Cu：1.0质量％以下
Cu具有与Ni相同的作用，不过，添加量在0.10质量％以上才能获得这种效果。而超过1.0质量％的话，就会产生热脆性，使钢板表面性状恶化。
Cr：0.7质量％以下
Cr是对母材的高强度化有效的元素，不过，添加量在0.05质量％以上才能获得这种效果。而大量添加的话，就会对韧性带来不利影响，因而把上限定为0.7质量％。
Mo：0.7质量％以下
Mo是对母材的高强度化有效的元素，不过，添加量在0.05质量％以上才能获得这种效果。而大量添加的话，就会对韧性带来不利影响，因而把上限定为0.7质量％。
如上所述，在本发明中，特别是把Ca、S含量调整到所限定的范围，就能够提供在高入热量焊接中的焊接热影响部分具有良好韧性的钢材。
另外，本发明的钢材可以通过以下的方式来制造。首先在转炉中对铁水进行精炼，制成钢之后，进行RH脱气，经过连续铸造或铸锭-分锭工序而制成钢坯。再采用以下方法、通过以下工序来制造。该方法是：把它再加热到1250℃以下的温度，在加热温度至650℃的温度区，通过热轧，轧制至规定的板厚之后，进行空冷或以1～40℃/s的冷却速度进行加速冷却，在200℃～600℃停止冷却，此后进行气冷，或者，在上述热轧后，从650℃以上的温度区进行直接淬火，在500℃±150℃进行回火；该工序是：在850℃至950℃的温度区进行再加热淬火，在500℃±150℃进行回火，再加热正火至1000℃以下的温度，向650℃以下进行回火，等等。还有，在串列轧制机的热轧中也能采用通常所采用的制造条件来制造。还有，本发明的钢板的尺寸是板厚6mm以上的厚钢板或者是热轧钢板。
还有，对本发明的钢板所适用的焊接方法，没有特别限制，电弧焊、埋弧焊、电渣焊、电气焊以及其他热源焊接方法都可以适用。
实施例1
下面参照实施例对本发明进行说明。
在100kg的高频熔炉中，对表1及表2中所示的组成的钢进行熔炼，制成厚100mm的板坯。对该板坯在1150℃下进行1小时加热后，在930℃以上的温度区轧制全轧制量的50％，之后，在900℃至700℃的温度区制成厚20mm的钢板，以10℃/s的冷却速度进行加速冷却。
为了对焊接热循环后的特性进行测定，从这些钢板上裁取宽80mm×长80mm×厚15mm的试验片，加热至1400℃后附加800～500℃的冷却速度为1℃/s(相当于电气焊中的入热量450kJ/cm的焊接热影响部分)的焊接热循环，以2mm的V切口恰贝试验对焊接热影响部分的韧性进行评价。表3将得出的焊接热影响部分的韧性与母材的强度、韧性一同表示。另外，对于母材的强度，从轧制材料的轧制方向、在1/2t处裁取各2个JISZ2201试验片，依据JISZ2241进行试验，求出其平均值。对于韧性，在与轧制材料的轧制方向垂直的方向、从1/2t的位置裁取各3个JISZ2201的V切口试验片，依据JISZ2242对脆性-延展性断口转变温度(vTrs)进行测定。再者，母材和焊接热影响部分的韧性(断口转变温度)当vTrs为-40℃以下时判定为良好。
由表3表明，在发明例中全都能获得vTrs≤-40℃的良好的焊接热影响部分韧性。与此相反，在比较例中焊接热影响部分的韧性差，其中母材的韧性也有差的。在这些比较例中，(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S的值及Ca、Ti、C、Mn、Si、S、N、Cu、Cr、Mo、v、B等各成分含量都偏离了本发明范围。对于发明例的钢16和比较例23的钢，通过热轧，制成板厚60mmt的钢板，以电气焊450kJ/cm的入热制作焊接接头，对板厚1/4t处的有代表性的焊接热影响部分的微组织进行了观察。图4表示发明例的钢16，图5表示比较例23的钢的显微照片。在图5的比较钢23中，焊接热影响部分的粗粒化是显著的，相比之下，在图4的本发明钢16中，焊接热影响部分的微组织能够保持与母材同等的微细化。该结果表明，在本发明钢16中，高入热量焊接热影响部分的韧性具有与母材同等的水平。
表1
Figure C0281934600151
式(1)：(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S
Figure C0281934600161
表3
Figure C0281934600171
BM：母材韧性
HAZ：焊接热影响部分韧性
实施例2
对于本发明钢的钢2，通过热轧而制成板厚50mm的钢板，再做成入热700kJ/cm的电渣焊接头，对焊接热影响部分的韧性进行了评价。钢板的化学组成、焊接条件、母材及焊接热影响部分的机械特性如表4所示。在机械试验中，从焊接热影响部分的结合处裁取试验片，使切口位于距焊接金属1mm及3mm的位置，求出vTrs。在各个位置都能获得与表3的实施例的再现热循环中所获得的韧性大体上同等的、类似母材的良好特性。
表4
Figure C0281934600181
工业实用性
如上所述，根据本发明，即使进行超过400kJ/cm的高入热量焊接，也能够得到具有良好的焊接热影响部分韧性的钢材。因而，本发明对于提高采用埋弧焊、电气焊、电渣焊等高入热量焊接来施工的大型结构物的性能所做出的贡献很大。当然，在400kJ/cm以下的入热范围，也具有良好的焊接热影响部分韧性。

Claims (2)

1.一种高入热量焊接用钢材，其特征是：
含有：
C：0.03～0.15质量％、
Si：0.05～0.25质量％、
Mn：1.40～2.0质量％、
P：0.03质量％以下、
S：0.0005～0.0030质量％、
Al：0.015～0.1质量％、
Ti：0.004～0.03质量％、
N：0.0020～0.0070质量％、
Ca：0.0005～0.0030质量％，
O：0.0045质量％以下，
且Ca、O、S的各含量满足下列(1)式，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，
0.3≤ACR≤0.8        ------(1)
此处，ACR＝(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S
另外，Ca、O、S表示各成分的质量百分比含量；
并且钢组成进一步含有从：B：0.0004～0.0010质量％、V：0.2质量％以下、Nb：0.018质量％以下、Cu：1.0质量％以下、Ni：1.5质量％以下、Cr：0.7质量％以下、Mo：0.7质量％以下之中选取的1种或2种以上。
2.一种高入热量焊接用钢材的制造方法，其特征是：
采用以下的工序来制造：经过连续铸造或铸锭-分锭工序把铁水制成钢坯，对该钢坯进行再加热、热轧，或是在上述热轧后，加速冷却，直接淬火回火，再加热淬火-回火，再加热正火-回火，其中，上述铁水含有
C：0.03～0.15质量％、
Si：0.05～0.25质量％、
Mn：1.40～2.0质量％、
P：0.03质量％以下、
S：0.0005～0.0030质量％、
Al：0.015～0.1质量％、
Ti：0.004～0.03质量％、
N：0.0020～0.0070质量％、
Ca：0.0005～0.0030质量％，
O：0.0045质量％以下，
且Ca、O、S的各含量满足下列(1)式，剩余部分为Fe及不可避免的杂质；
0.3≤ACR≤0.8       ------(1)
此处，ACR＝(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S
另外，Ca、O、S表示各成分的质量百分比含量；
并且铁水的组成进一步含有从：B：0.0004～0.0010质量％、V：0.2质量％以下、Nb：0.01 8质量％以下、Cu：1.0质量％以下、Ni：1.5质量％以下、Cr：0.7质量％以下、Mo：0.7质量％以下之中选取的1种或2种以上。
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