CN100497706C

CN100497706C - 焊接热影响区的低温韧性优良的焊接结构用钢及其制造方法

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Publication number: CN100497706C
Application number: CNB2005800242527A
Authority: CN
Inventors: 福永和洋; 水谷泰; 千千岩力雄; 渡部义之
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2004-07-21
Filing date: 2005-07-21
Publication date: 2009-06-10
Anticipated expiration: 2025-07-21
Also published as: CN1989265A

Abstract

本发明提供一种不采用复杂的制造方法而能够以低成本制造、且焊接性以及HAZ低温韧性优良的面向海洋结构物的高强度厚钢板及其制造方法。具体地说，它涉及一种焊接热影响区的低温韧性优良的焊接结构用钢及其制造方法，其特征在于：钢液以质量%计，含有C：0.03～0.12%、Si：0.05～0.30%、Mn：1.2～3.0%、P：0.015%以下、S：0.001～0.015%、Cu+Ni：0.10%以下、Al：0.001～0.050%、Ti：0.005～0.030%、Nb：0.005～0.10%、N：0.0025～0.0060%，将该钢液采用连续铸造法铸造，并将此时二次冷却的从凝固点附近到800℃的冷却速度设定为0.06～0.6℃/s而获得铸坯，然后对铸坯进行热轧，并从800℃以上的温度开始冷却。

Description

焊接热影响区的低温韧性优良的焊接结构用钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及焊接性和HAZ的低温韧性均优良的面向海洋结构物的高强度厚钢板及其制造方法。另外，本发明也能够广泛适用于建筑、桥梁、造船、建筑机械这样的领域。

背景技术

以前，关于用作海洋结构物用钢的高强度钢，作为焊接性优良的钢的制造方法，为人所知的技术有：通过控制热轧后的冷却速度，可以降低作为焊接性指标的Pcm。另外，作为HAZ(热影响区：HeatAffected Zone)的韧性优良的钢的制造方法，例如正如特开平5-171341号公报所记载的那样，为人所知的技术有：通过在钢材中添加Ti，以Ti氧化物(以下称TiO)为核将促进晶粒内铁素体(IntragranularFerrite：IGF)的生成。此外，为人所知的技术还有：正如特公昭55-26164号公报以及特开2001-164333号公报等所记载的那样，通过使Ti氮化物(以下称TiN)在基体中分散，借助于钉扎效果抑制再加热时基体的晶粒长大，从而确保HAZ的韧性；以及正如特开平11-279684号公报所记载的那样，基体中分散的Ti-Mg氧化物不仅借助于钉扎效果使再加热时的晶粒长大受到抑制，而且借助于IGF的促进生成效果使铁素体实现微细化，从而确保HAZ的韧性。但是，制造上述HAZ韧性优良的钢的技术存在的问题是：要求非常复杂的工艺，而且成本较高。

另外，在使钢中均匀分散TiO或TiN且使HAZ组织微细化的技术中，也就最佳的TiO以及TiN颗粒的化学成分值和粒径进行了研究。例如在特开2001-164333号公报中记载着：对于Ti与N之比(Ti/N)为1.0～6.0的钢材，通过使焊接前的钢材中含有5×10⁵～1×10⁶个/mm²的粒径为0.01～0.10μm的TiN颗粒，便能够制造HAZ韧性优良的钢。

但是，在特开2001-164333号公报中记载着：为了采用该技术而使目标的颗粒分散，必须在铸坯冷却阶段的900～1300℃之间进行10分钟以上的时效处理。这种高温下的时效处理是非常困难的，而且从热效率和生产能力的角度考虑也不是优选的。

另一方面，根据特开平7-252586号公报，在钢中生成MnS的情况下，在HAZ组织中以MnS为核来促进IGF的生成，晶体粒径将有效地微细化，因而能够确保所要求的韧性。然而，虽然没有确切的理由，但实用钢中的Mn添加量实际上设定为上限值，因而所得到的MnS量在最大限度地发挥IGF的促进生成效果方面是并不充分的。

另外，在特开平3-264614号公报中，关于TiN和MnS生成的相互作用，TiN被设计成作为MnS的析出核而发挥作用，另外，为了有效利用这些析出物，还提出了如下的方案：即应当将凝固时的冷却速度在1000～600℃的范围内设定为5.0℃/min(约0.08℃/s)以下。但其理由没有定量叙述，因此，最佳冷却速度尚不清楚。

发明内容

本发明提供一种不采用复杂的制造方法而能够以低成本制造、且焊接性以及HAZ低温韧性优良的面向海洋结构物的高强度厚钢板及其制造方法。本发明的要点叙述如下：

(1)一种焊接热影响区(HAZ)的低温韧性优良的焊接结构用钢，其特征在于：该钢以质量％计，含有C：0.03～0.12％、Si：0.05～0.30％、Mn：1.2～3.0％、P：0.015％以下、S：0.001～0.015％、Cu+Ni：0.10％以下、Al：0.001～0.050％、Ti：0.005～0.030％、Nb：0.005～0.10％、N：0.0025～0.0060％，余量由铁以及不可避免的杂质组成，而且作为钢组织，具有80％以上的贝氏体组织。

(2)根据(1)所述的焊接热影响区(HAZ)的低温韧性优良的焊接结构用钢，其特征在于：该钢以质量％计，还含有Mo：0.2％以下、V：0.03％以下、Cr：0.5％以下、Ca：0.0035％以下、Mg：0.0050％以下之中的1种、2种或更多种。

(3)一种焊接热影响区(HAZ)的低温韧性优良的焊接结构用钢的制造方法，其特征在于：钢液以质量％计，含有C：0.03～0.12％、Si：0.05～0.30％、Mn：1.2～3.0％、P：0.015％以下、S：0.001～0.015％、Cu+Ni：0.10％以下、Al：0.001～0.050％、Ti：0.005～0.030％、Nb：0.005～0.10％、N：0.0025～0.0060％，余量由铁以及不可避免的杂质组成，将该钢液采用连续铸造法铸造，并将此时二次冷却的从凝固点附近到800℃的冷却速度设定为0.06～0.6℃/s而获得铸坯，然后对铸坯进行热轧。

(4)根据(3)所述的焊接热影响区(HAZ)的低温韧性优良的焊接结构用钢的制造方法，其特征在于：该钢以质量％计，还含有Mo：0.2％以下、V：0.03％以下、Cr：0.5％以下、Ca：0.0035％以下、Mg：0.0050％以下之中的1种、2种或更多种。

(5)根据(3)或(4)所述的焊接热影响区(HAZ)的低温韧性优良的焊接结构用钢的制造方法，其特征在于：上述的热轧条件是，将上述铸坯再加热至1200℃以下的温度，然后于非再结晶温度区以40％以上的累积压下率进行热轧，于850℃以上结束热轧后，从800℃以上的温度以5℃/s以上的冷却速度冷却到400℃以下。

(6)一种焊接热影响区(HAZ)的低温韧性优良的焊接结构用钢的制造方法，其特征在于：在(5)的制造方法中，将上述热轧得到的钢进行冷却，然后在400～650℃实施回火处理。

附图说明

图1示意表示了Mn以及TiN对韧性值的影响。

具体实施方式

本发明为解决上述的课题，通过大量添加合金成本较低的Mn，谋求确保低成本以及强度韧性，同时通过复合使用基于TiN的钉扎作用而产生的晶粒粗大化的抑制效果、或者基于MnS而产生的IGF的促进生成效果，谋求确保优良的HAZ韧性。

图1示意表示了Mn以及TiN对韧性值的影响，伴随着Mn的增加，韧性得以提高，特别在Mn添加量达到1.2％以上时，其效果变得明显。但是，Mn添加量超过2.5％时，其效果达到饱和，在超过3.0％时韧性反而劣化。另外，关于控制高Mn系钢在铸造时的冷却速度使TiN分散的钢，在整个Mn范围内均使韧性得以提高。

铸坯在(1)所示的化学成分的范围内，以质量％计含有C：0.08％、Si：0.15％、Mn：2.0％、P：0.008％、S：0.003％、Al：0.021％、Ti：0.01％、Nb：0.01％、N：0.005％，对于该铸坯，使用热力学计算预测了在平衡状态可能生成的TiN量，结果可知体积率(TiN的体积/钢的体积)为4.08×10^-4。设晶体粒径为R、析出物的粒径为r、析出物的体积率为f，使用式1的Nishizawa公式、以及先前计算得到的体积率(4.08×10^-4)，则可以得到如下的结果：只有析出物的粒径在0.4μm以下的情况下，由析出物的钉扎效果得到的晶体粒径是一般认为能够充分确保优良韧性的100μm以下。热稳定的TiN即使在焊接等的高温短时间加热中也不会分解，可以抑制晶体粒径的粗大化，因而能够充分维持得到HAZ韧性的效果。

\overset{&OverBar;}{R} = \frac{4}{3} \cdot \frac{\overset{&OverBar;}{r}}{f^{\frac{2}{3}}}

式(1)

根据式1，为了得到具有晶体粒径为100μm以下的组织的铸坯，必须使析出物的粒径在0.4μm以下。为此，有必要控制铸坯的冷却速度，使其为0.06℃/s以上，优选为0.08℃/s以上，进一步优选为0.1℃/s以上。由于板厚的原因，即使同一铸坯之间的冷却速度也产生很大的差异。特别是铸坯表面与铸坯中心部的温度差较大，经受温度的过程也各不相同。但可知冷却速度限于一定的范围。因此，通过控制铸坯的冷却速度，则使以前只由Ti/N比决定的TiN的控制成为可能。

另一方面，由MnS产生的IGF的促进生成效果在不能充分发挥由焊接时的TiN产生的晶粒长大的抑制效果的情况下是特别有效的。即TiN因加热而发生了溶解。根据在本发明钢中大量添加2.0％左右的Mn、以及MnS在较高的温度区生成这一事实，本发明钢在焊接温度下的MnS生成量比Mn添加量为以前量的钢有所增加，结果在焊接后的冷却中，IGF的生成频度增大。因此，HAZ组织可有效地微细化。

另外，对于具有高强度且高韧性的厚板的制造可以列举出各种各样的方法，但为了确保韧性，优选的是DQT法，即在热轧后直接进行淬火(DQ)，然后实施回火(T)处理。但是，T处理是在一度冷却后再加热、并在该温度下保持一定时间的工序，因而导致成本的上升。从降低成本的角度考虑，想尽可能避免T处理。但是，本发明钢不必实施T处理便能够确保优良的韧性，因而不增加成本便能够制造高性能的钢板。但是，在特别要求具有韧性的情况下，通过实施T处理，能够得到韧性更为优良的钢材。

下面就本发明的限定理由进行说明。首先，说明本发明钢材的组成的限定理由。以下组成中的“％”意味着质量％。

C是为确保强度所必须的元素，需要添加0.03％以上，但大量添加恐怕招致HAZ韧性的降低，因此其上限值设定为0.12％。

Si作为脱氧剂使用，在通过固溶强化而增加钢的强度方面是有效的元素，但当含量低于0.05％时，其效果较小，另一方面，当含量超过0.30％时，则HAZ韧性发生劣化。因此，Si限定为0.05～0.30％。此外，进一步优选的含量为0.05～0.25％。

Mn是为了增加钢的强度而对高强度化有效的元素。另外，Mn与S结合而生成MnS，MnS成为IGF的生成核而促进焊接热影响区的微细化，藉此可以抑制HAZ韧性的劣化。因此，为了维持所要求的强度，同时确保焊接热影响区的韧性，需要含量在1.2％以上。但一般认为Mn的添加量超过3.0％时，韧性反而发生劣化。因此，Mn限定为1.2～3.0％。此外，Mn量优选为1.5～2.5％。

P偏析于晶界而使钢的韧性劣化，因而优选的是尽可能将其降低，不过，可以容许直至0.015％，因此限定为0.015％以下。

S主要形成MnS而存在于钢中，具有使轧制冷却后的组织微细化的作用，含有0.015％以上将使板厚方向的韧性和延性降低。因此，S必须在0.015％以下。另外，为了将MnS作为IGF的生成核使用而得到微粒化效果，S必须添加0.001％以上。因此，S限定为0.001～0.015％。

Cu是以前用于确保强度的有效元素，但其导致热加工性的降低。为了避免这一问题，以前一直添加与Cu添加量大致相同的Ni。但是，Ni是成本非常昂贵的元素，因此，Ni的大量添加可能成为不能达到本发明钢的目标即低成本化的要因。于是在本发明钢中，基于由Mn确保强度的思想，并不有意添加Cu和Ni。但是，在使用废钢制造板坯的情况下，恐怕各自不可避免地混入0.05％左右，因此，将Cu+Ni限定为0.10％以下。

Al与Si一样是用于脱氧所必要的元素，在低于0.001％时不能充分地进行脱氧，在超过0.050％而过量添加时使HAZ韧性发生劣化。因此，Al限定为0.001～0.050％。

Ti为了与N结合而使钢中形成TiN，优选添加0.005％以上。但是，在Ti的添加量超过0.030％时，将使TiN粗大化，恐怕降低作为本发明目的的、由TiN产生的晶粒粗大化的抑制效果。因此，Ti限定为0.005％～0.030％。

Nb具有扩大奥氏体的非再结晶区、从而促进铁素体细晶化的效果，同时是生成Nb碳化物而确保强度的元素，因此需要含有0.005％以上。但是，当Nb的添加量超过0.10％时，则容易产生因Nb碳化物引起的HAZ脆化，因此Nb限定为0.005～0.10％。

N为了与Ti结合而在钢中形成TiN，需要添加0.0025％以上。但是，N即使作为固溶强化元素也具有非常大的效果，因此大量添加时，恐怕引起HAZ韧性的劣化。因此，为了不给HAZ韧性造成较大的影响而最大限度地获得TiN的效果，N的上限设定为0.0060％。

Mo、V、Cr都是对淬透性的提高有效的元素，为了使TiN产生的组织微细化效果达到最优，根据需要也可以选择含有1种、2种或更多种。其中V与TiN一起能够以VN的形式使组织微细化效果达到最优，而且具有使VN的析出强化得以促进的效果。再者，通过含有Mo、V、Cr，可以降低Ar₃点，因而铁素体晶粒的微细化效果可望进一步增大。另外，通过Ca的添加，能够控制MnS的形态，并进一步提高低温韧性，所以在严格要求HAZ特性的情况下，可选择添加Ca。再者，Mg具有抑制HAZ的奥氏体晶粒长大而使其细晶化的作用，其结果使HAZ韧性得以提高，因此在HAZ韧性特别严格的情况下，可以选择添加Mg。它们的添加量分别为Mo：0.2％以下、V：0.03％以下、Cr：0.5％以下、Ca：0.0035％以下、Mg：0.0050％以下。

另一方面，在添加超过0.2％的Mo以及超过0.5％的Cr的情况下，一般认为损害焊接性和韧性，而且也导致成本的上升，在添加超过0.03％的V的情况下，因为损害焊接性和韧性，所以将其作为上限。另外，在添加超过0.0035％的Ca的情况下，由于损害钢的清洁度，提高了氢脆(即氢诱导裂纹)敏感性，所以将0.0035％设定为上限。Mg的添加在超过0.005％时，奥氏体细晶化的效果余量也较小，而且在成本方面也并非上策，因此将0.005％设定为上限。

将钢组织设定为80％以上的贝氏体组织的原因在于：虽然是低合金钢，但为了确保HAZ韧性且获得充分的强度，必须以贝氏体组织为主体，其为80％以上时就能够实现上述目的。优选的贝氏体组织在85％以上，进一步优选的贝氏体组织在90％以上。

其次，就本发明钢材的制造条件进行说明。

关于铸造后钢坯的冷却，从凝固点附近冷却到800℃的冷却速度优选为0.06～0.6℃/s。根据Nishizawa公式，为了将由析出物的钉扎效果得到的晶体粒径维持在100μm以下，析出物的粒径必须为0.4

μm以下。为实现这一点，在铸造阶段需要0.06℃/s以上的铸坯冷却速度。存在的热稳定的TiN即使经受此后焊接等高温短时间的加热也不会分解，因此，在焊接等的加热时也有望产生钉扎效果，从而能够确保HAZ的韧性。但是，当钢坯的冷却速度过快时，微细析出物的量增多，恐怕引起钢坯的脆化。因此，关于铸造后铸坯的冷却速度，从凝固点附近到800℃的冷却速度限定为0.06～0.6℃/s。此外，优选为0.10～0.6℃/s。

关于加热温度，1200℃以下的温度是必要的。作为其理由，是因为加热到超过1200℃的高温侧，由此在凝固时控制冷却速度而生成的析出物存在再次溶解的可能性。另外，还因为以完成相变为目的，1200℃是充分的，一般认为此时将产生的晶粒粗大化也能够事先得以防止。据此，加热温度限定为1200℃以下。

本发明需要在非再结晶温度区以40％以上的累积压下率进行热轧。作为其理由，是因为非再结晶温度区的压下量的增加，有助于轧制过程中奥氏体晶粒的微细化，结果具有使铁素体晶粒微细化、且提高机械性能的效果。这样的效果当非再结晶区的累积压下率达40％以上时变得明显。因此，将非再结晶区的累积压下率限定为40％以上。

另外，铸坯在850℃以上使热轧完成后，必须以5℃/s以上的冷却速度从800℃以上的温度冷却到400℃以下。作为从800℃以上冷却的理由，是因为从低于800℃开始冷却时，从淬透性的角度考虑是不利的，从而有可能不能得到所要求的强度。另外，在冷却速度低于5℃/s时，不能期待获得具有均匀显微组织的钢，因此，其结果是加速冷却的效果减小。另外，一般冷却到400℃以下时，相变充分完成。再者，在本发明钢中，即使以5℃/s以上的冷却速度连续冷却到400℃以下，也能够确保充分的韧性，因此不特别实施T处理而能够作为钢材使用。基于上述的理由，作为本发明钢的制造条件，使钢坯在850℃以上完成热轧后，限定从800℃以上的温度以5℃/s以上的冷却速度冷却到400℃以下。

在要求特别高的韧性、从而在热轧后实施回火处理的情况下，必须在400～650℃的回火温度下进行。在进行回火处理的情况下，回火温度越高，晶粒长大的驱动力越大，在超过650℃时，晶粒长大变得明显。另外，一般认为低于400℃的回火处理不能充分获得其效果。基于这些理由，在热轧后进行回火处理的情况下，限定在400～650℃的回火处理条件下进行回火。

实施例

下面就本发明的实施例进行叙述。

将具有表1的化学成分的钢液以表2所示的二次冷却速度进行铸造而得到板坯，将得到的钢坯以表2所示的条件进行热轧而得到钢板，之后为评价该钢板的机械性能而进行了各种试验。拉伸试片从各钢板板厚的1/4t部位切取JIS4号试片，评价了YS(0.2％屈服强度)、TS、El。母材韧性从各钢板板厚的1/4t部位切取2mmV型缺口试片，在-40℃进行夏比(Charpy)冲击试验，用得到的冲击吸收能值进行了评价。关于HAZ韧性，以实施了相当于焊接线能量为10kJ/mm的再现热循环试验的钢材于-40℃的夏比冲击试验得到的冲击吸收能值加以评价。此外，表2所示的铸造时的冷却速度是从凝固的实际情况计算得出的二次冷却时的冷却速度。另外，表3所示的贝氏体分数通过在光学显微镜下观察采用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀的钢材的组织加以评价。为了简便起见，晶界铁素体以及MA以外的部分当作贝氏体组织。

表3归纳了各种钢的机械性能。钢1～22表示的是作为本发明的实例的钢板。从表1和表2明显地可以看出，这些钢板满足化学成分和制造条件的各个要件，而且如表3所示，可知母材的特性优良，即使以较大的线能量进行焊接也具有高韧性，-40℃的夏比冲击能值达150J以上。另外，还可知在规定范围内添加Mo、V、Cr、Ca、Mg时，即使实施回火处理，也能够获得良好的韧性。

另一方面，钢23～36表示的是脱离本发明的比较例。这些钢分别因为Mn量(钢23、28)、C量(钢32、33)、Nb量(钢24、35)、Ti量(钢25)、Si量(钢26)、Al量(钢34)、N量(钢27)、Mo和V量(钢29)、Cr量(钢27)、Ca和Mg量(钢31)、铸造时的冷却速度(钢25)、回火处理(钢30)、累积压下率(钢28、32)、再加热温度(钢31)、轧制后的冷却开始温度(钢36)、以及贝氏体分数(钢32、35)的条件而与本发明的钢不同，因此可以说HAZ韧性发生了劣化。

表2

表3

根据本发明，可以得到高水准的钢材，其中由焊接产生的HAZ的晶粒粗大化得到抑制，而且HAZ韧性极其稳定。

Claims

1.一种焊接热影响区的低温韧性优良的焊接结构用钢，其特征在于：该钢以质量％计，含有C：0.03～0.12％、Si：0.05～0.30％、Mn：1.5～3.0％、P：0.015％以下、S：0.002～0.015％、Cu+Ni：0.10％以下、Al：0.001～0.050％、Ti：0.005～0.030％、Nb：0.005～0.027％、N：0.0025～0.0060％，余量由铁以及不可避免的杂质组成，而且作为钢组织，具有80％以上的贝氏体组织。

2.根据权利要求1所述的焊接热影响区的低温韧性优良的焊接结构用钢，其特征在于：该钢以质量％计，还含有Mo：0.03％以下、V：0.03％以下、Cr：0.3％以下、Ca：0.0035％以下、Mg：0.0050％以下之中的1种、2种或更多种。

3.一种焊接热影响区的低温韧性优良的焊接结构用钢的制造方法，其特征在于：钢液以质量％计，含有C：0.03～0.12％、Si：0.05～0.30％、Mn：1.5～3.0％、P：0.015％以下、S：0.002～0.015％、Cu+Ni：0.10％以下、Al：0.001～0.050％、Ti：0.005～0.030％、Nb：0.005～0.027％、N：0.0025～0.0060％，余量由铁以及不可避免的杂质组成，将该钢液采用连续铸造法铸造，并将此时二次冷却的从凝固点附近到800℃的冷却速度设定为0.06～0.6℃/s而获得铸坯，然后对铸坯进行热轧。

4.根据权利要求3所述的焊接热影响区的低温韧性优良的焊接结构用钢的制造方法，其特征在于：该钢以质量％计，还含有Mo：0.03％以下、V：0.03％以下、Cr：0.3％以下、Ca：0.0035％以下、Mg：0.0050％以下之中的1种、2种或更多种。

5.根据权利要求3或4所述的焊接热影响区的低温韧性优良的焊接结构用钢的制造方法，其特征在于：所述的热轧条件是，将所述铸坯再加热至1200℃以下的温度，然后于非再结晶温度区以40％以上的累积压下率进行热轧，于850℃以上结束热轧后，从800℃以上的温度以5℃/s以上的冷却速度冷却到400℃以下。

6.根据权利要求5所述的焊接热影响区的低温韧性优良的焊接结构用钢的制造方法，其特征在于：将所述热轧得到的钢进行冷却，然后在400～650℃实施回火处理。