CN101292055A - 焊接热影响区的韧性优良的钢 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种焊接热影响区的韧性优良的钢，其特征在于：以质量％计含有C：0.02～0.06％、Si：0.05～0.30％、Mn：1.7～2.7％、P：0.015％以下、S：0.010％以下、Ti：0.005～0.015％、O：0.0010～0.0045、N：0.0020～0.0060％，余量由铁和不可避免的杂质构成，作为杂质的混入量被限制为Al：0.004％以下、Nb：0.003％以下、V：0.030％以下，而且用(A)式表示的CeH为0.04以下的范围。CeH＝C+1/4Si－1/24Mn+1/48Cu+1/32Ni+1/0.4Nb+1/2V(A)其中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Nb、V分别表示钢成分(质量％)。

Description

焊接热影响区的韧性优良的钢

技术领域

本发明涉及从小线能量焊接到中线能量焊接的焊接热影响区(HAZ)的韧性优良的钢及其制造方法。

背景技术

低合金钢的HAZ韧性受到(1)晶粒尺寸、(2)高碳马氏体(M＊)、上贝氏体(Bu)和侧板条铁素体(FSP)等硬化相的分散状态、(3)析出硬化状态、(4)晶界脆化的有无、(5)元素的微偏析等各种因素的控制。已知这些因素将对韧性产生很大的影响，为改善HAZ韧性，许多的技术已经实用化。

尽管说这样的韧性损害因素是由于添加元素而引起的，不过也未必就是不对的，通过降低合金元素的含量，可以提高韧性。但是，结构用钢总是要求高强度化，为此，合金元素的添加是必需的。也就是说，强度和韧性的要求从合金元素含量的角度考虑是恰恰相反的，从而要求开发不依赖于合金元素的韧性提高技术。

作为特别优良的技术，为人所知的有(特开平5-247531号公报)：在实质上不含Al的钢中，使用Ti氧化物来使微观组织微细化，除此以外，使Ti、O、N的平衡均衡化，以抑制TiC的析出，降低析出硬化，从而提高韧性。在此情况下，焊接热影响区的韧性取决于微观组织的影响和含有M＊的硬化层的影响之间的平衡，在现有技术中，试图通过由Ni等产生的基体材料的韧性提高来加以解决。但是，实现本技术不可缺少的Cu、Ni等高价合金元素的大量添加将导致制造成本的增加，成为制造CTOD特性优良的高强度钢的障碍。

涉及该发明的钢中实质上不含Al、Nb的技术也可以在本申请发明中加以灵活应用。但在该发明中，由于C含量较高，所以没有解决增加Mn含量时的韧性降低的问题。另外，令人担心的是：作为杂质的Nb、V将对韧性产生不良影响。

另外，在特开2003-147484号公报中，沿袭特开平5-247531号公报的思想，使用Ti氧化物，同时添加Nb并使Mn含量提高。由此，降低奥氏体-铁素体相变开始温度，以抑制硬化相的生成，同时获得适当的微观组织，从而满足-10℃的CTOD特性。但是，在该特开2003-147484号公报的发明中，在水平更加苛刻的-40℃以下，就不能充分满足焊接接缝所要求的CTOD特性。

发明内容

本发明提供一种在小～中线能量的多层焊接中、廉价地制造韧性优良的高强度钢的技术。在根据本发明所制造的钢中，焊接热影响区韧性当中特别是小～中线能量的多层焊接区的CTOD特性极其良好。本发明的要点如下：

(1)一种焊接热影响区的韧性优良的钢，其特征在于：以质量％计含有C：0.02～0.06％、Si：0.05～0.30％、Mn：1.7～2.7％、P：0.015％以下、S：0.010％以下、Ti：0.005～0.015％、O：0.0010～0.0045、N：0.0020～0.0060％，余量由铁和不可避免的杂质构成，作为杂质的混入量被限制为Al：0.004％以下、Nb：0.003％以下、V：0.030％以下，而且用(A)式表示的CeH为0.04以下的范围。

CeH＝C+1/4Si-1/24Mn+1/48Cu+1/32Ni

+1/0.4Nb+1/2V    (A)

其中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Nb、V分别表示钢成分(质量％)。

(2)一种焊接热影响区的韧性优良的钢，其特征在于：在(1)所述的钢中，CeH为0.01以下的范围。

(3)一种根据(1)或(2)所述的焊接热影响区的韧性优良的钢，其特征在于：以质量％计，进一步含有Cu：0.25％以下、Ni：0.50％以下之中的一种或两种。

(4)一种焊接热影响区的韧性优良的钢的制造方法，其特征在于：将满足(1)所述的钢成分和CeH的钢坯加热到1100℃以下的温度，然后进行加工热处理。

(5)一种焊接热影响区的韧性优良的钢的制造方法，其特征在于：将满足(3)的钢成分和CeH的钢坯加热到1100℃以下的温度，然后进行加工热处理。

附图说明

图1表示了800～500℃的冷却时间和M＊分数之间的关系。

图2表示了CeH和CTOD特性之间的关系。

具体实施方式

根据本发明者的研究，对于小～中线能量(板厚50mm时为1.5～6.0kJ/mm)焊接时的HAZ的CTOD特性(在温度为-40℃以下的CTOD特性)，极局部区域的韧性处于支配地位，这部分的微观组织的控制和脆化元素的降低是很重要的。换句话说，CTOD特性不是受到材料的平均特性、而是受到局部的脆化区域的支配，如果钢材中存在着即使是极少部分也会造成脆化的区域，则钢板的CTOD特性将会显着地受到损害。

具体地说，对CTOD特性产生最大影响的局部区域是M＊、侧板条铁素体(FSP)等硬化相。为抑制这样的硬化相的生成，以前必须将钢的淬硬性抑制在较低的水平，从而成为高强度化的阻碍因素。

本发明的特征在于发现了如下的规律，并具体表现在HAZ韧性较高的钢中。即：

1)对于小～中线能量焊接的HAZ，通常焊接后冷却时间大约为60sec以内。发现在这样的冷却条件下，如果C含量充分地低，则通过适当地控制其它的脆化元素，即使将Mn添加到2.7％左右，对韧性产生不良影响的M＊也不会生成。图1表示了在0.05％C-0.15％Si中、使Mn从1.7％变化到2.7％时的M＊分数。由图1可知：即使Mn量发生变化，如果800～500℃的冷却时间大约为60sec以内，则M＊分数也非常少。其结果是，可以提高以前一般认为由于使韧性劣化而不能大量添加的Mn的含量。

2)发现在基体无Al的钢中，可以使钢成分均衡化。

3)通过将钢中作为杂质存在的Al、Nb、V控制在一定界限以下，除去了预料不到的降低韧性的因素。

也就是说，通过采用基体无Al的钢，就可以切实地生成TiO，从而使韧性有效地得以提高。

通过组合这3个方面，便可以实现迄今为止不能实现的小～中线能量焊接HAZ在-20℃以下的苛刻温度条件下的良好的CTOD特性。

即使在M＊的生成极少的情况下，也必须控制作为脆化元素的C、Si、Cu、Ni、Nb以及V等。具体地说，必须将C+1/4Si-1/24Mn+1/48Cu+1/32Ni+1/0.4Nb+1/2V的值(CeH)控制在规定的范围。

图2是在20kg的真空熔解炉中熔炼钢成分为0.05％C-0.15％Si-1.7～2.7％Mn的钢，并将其制作成钢板，然后采用再现热循环装置赋予该钢板以实际焊接接缝的3次热过程而实施CTOD试验的结果。

Tδc0.1(670.9CeH-67.6)是在各试验温度下，3片钢板的CTOD试验值的最低值显示为0.1mm时的温度，很明显，当CeH降低时，Tδc0.1(CTOD特性)具有大致呈直线地变得良好的倾向。可知当CeH降低到0.01左右时，Tδc0.1达到-60℃。

也就是说，通过满足本发明钢的条件并控制CeH，可以得到所期望的CTOD特性。在本发明钢中，根据所要求的CTOD特性控制CeH值是本发明的特征之一。除控制CeH值以外，使其它合金元素的含量均衡化，是实现兼备高强度和优良的CTOD特性的钢所必要的。以下说明其限定范围和理由。

为了获得强度，C需要0.02％以上，但超过0.06％时，将使焊接HAZ的韧性劣化而不能获得良好的CTOD特性，所以上限设定为0.06％。

Si因为损害HAZ韧性，所以为获得良好的HAZ韧性，优选的含量以较少者为好。但是，在发明钢中由于不添加Al，所以为了脱氧而必须添加0.05％以上。但是，当含量超过0.30％时损害HAZ韧性，所以上限设定为0.30％。

Mn在使微观组织均衡化方面是效果大且廉价的元素，并且由于降低CeH，所以不会因其添加而损害小～中线能量的HAZ特性，故而为了实现高强度化，优选增加其含量。但超过2.7％会促进板坯的偏析，容易生成对韧性有害的Bu，所以含量以2.7％为上限。另外，不足1.7％时效果较少，所以下限设定为1.7％。此外，从韧性的角度考虑，更优选的是超过2.0％。

P、S从母材韧性、HAZ韧性的角度考虑，都是以较少者为好，但是，其降低也受到工业生产的制约，其上限分别为0.015％、0.010％，分别优选为0.008％、0.005％。

Al在本发明中并不是有意添加的，但作为杂质混入钢中是不可避免的。因为会形成Al氧化物而妨碍Ti氧化物的生成，所以优选的含量以较少者为好，但是，其降低受到工业生产的制约，其上限为0.004％。

Ti生成Ti氧化物，使微观组织微细化，由此大大有助于韧性的提高，但含量过多时，则生成TiC，从而导致HAZ韧性的劣化，所以合适的范围是0.005～0.015％。

O是在大量生成Ti氧化物时所需要的，不足0.0010％时效果较少，另一方面，超过0.0045％时会生成粗大的Ti氧化物，使韧性极端劣化，所以将含有范围设定为0.0010-0.0045％。

N是为了形成微细的Ti氮化物、从而改善母材韧性和HAZ韧性所必要的，但是，不足0.002％时效果较少，超过0.006％时会在钢坯制造时发生表面缺陷，所以上限设定为0.006％。

另外，Nb、V本质上是脆化元素，如(A)式中的较大的系数所表示的那样，由于它们的存在，将极大地提高CeH，从而使HAZ韧性明显降低，所以在本发明中有意不进行添加。在作为杂质混入钢中的情况下，为了确保韧性，Nb必须限制在0.003％以下。另外，V必须限制在0.030％以下，优选限制在0.020％以下。

Cu、Ni因其添加而引起的HAZ韧性的劣化较少，具有使母材的强度得以提高的效果，在特性的进一步提高方面是有效的，但是，因为使制造成本增加，所以添加时的含量的上限分别设定为Cu：0.25％、Ni：0.50％。

即使如上述那样限定钢的成分，但如果不通过适当的制造方法形成适当的组织，则作为目标的效果也不能发挥出来。为此，有关制造条件也是必要考虑的。

本发明钢在工业上优选采用连续铸造法进行制造。其原因在于：钢水的凝固冷却速度快，在板坯中可以大量生成微细的Ti氧化物和Ti氮化物。在板坯的轧制时，其再加热温度必须设定为1100℃以下。这是因为，如果再加热温度超过1100℃，则Ti氮化物就会粗大化，从而不能期待母材的韧性劣化和HAZ韧性的改善效果。

其次，在再加热后的制造方法中，加工热处理是必须的。其原因在于：即使能够获得优良的HAZ韧性，当母材的韧性发生劣化时，作为钢材也是不充分的。作为加工热处理的方法，可以列举出：1)控制轧制，2)控制轧制-加速冷却，3)轧制后直接淬火-退火等，优选的方法是控制轧制-加速冷却法和轧制后直接淬火-退火法。

此外，该钢在制造后，即使以脱氢等为目的，将其再加热到Ar3相变点以下的温度，也不会损害本发明的特征。

另外，上述的方法是本发明钢的制造方法的一个例子，本发明钢的制造方法并不局限于上述的方法。

实施例

用转炉-连续铸造-厚板工序制作各种钢成分的厚钢板，并实施了母材强度和焊接接缝的CTOD试验。焊接一般采用作为试验焊接所使用的埋弧焊(SAW)方法，在K坡口以4.5～5.0kJ/mm的焊接线能量来实施，以便使焊接熔合线(FL)变得垂直。CTOD试验是采用t(板厚)×2t的尺寸，缺口是将50％疲劳龟裂引入FL位置来实施的。表1表示了本发明的实施例和比较例。

本发明制作的钢板(本发明钢1～20)，其屈服强度(YS)为430N/mm²以上，-20℃、-40℃、-60℃下的CTOD值均为0.27mm以上，表现出良好的破坏韧性。

与此相对照，比较钢21～26的强度和CTOD值比本发明钢要差，作为在苛刻环境下使用的钢板，不具有必要的特性。比较钢21因为添加有Nb，以致钢板的Nb含量过多，CeH的数值也提高了，所以CTOD值为较低的值。比较钢22由于C含量过多，从而CeH值过大，所以CTOD值为较低的值。比较钢23、24的CeH较低，但Al含量过高，Ti氧化物的生成不充分，从而微观组织的微细化不充分。比较钢25的CeH与发明钢的程度相同，但由于C过低，O过多，所以母材强度低，CTOD值也是较低的值。比较钢26由于作为杂质而混入的Nb量过多，所以尽管CeH较低，但母材强度和CTOD值均为较低的值。

根据本发明制作的钢，表现出高强度、且在焊接时韧性劣化最严重的FL部的CTOD特性极为良好的优良的韧性。由此，可以制造海洋结构件、抗震性建筑物等在严酷的环境下所使用的高强度钢材。

Claims (5)

1、一种焊接热影响区的韧性优良的钢，其特征在于：以质量％计含有C：0.02～0.06％、Si：0.05～0.30％、Mn：1.7～2.7％、P：0.015％以下、S：0.010％以下、Ti：0.005～0.015％、O：0.0010～0.0045、N：0.0020～0.0060％，余量由铁和不可避免的杂质构成，作为杂质的混入量被限制为Al：0.004％以下、Nb：0.003％以下、V：0.030％以下，而且用(A)式表示的CeH为0.04以下的范围；

CeH＝C+1/4Si-1/24Mn+1/48Cu+1/32Ni

+1/0.4Nb+1/2V    (A)

其中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Nb、V分别表示以质量％计的钢成分。

2、根据权利要求1所述的焊接热影响区的韧性优良的钢，其特征在于：所述CeH为0.01以下的范围。

3、根据权利要求1或2所述的焊接热影响区的韧性优良的钢，其特征在于：以质量％计，进一步含有Cu：0.25％以下、Ni：0.50％以下之中的一种或两种。

4、一种焊接热影响区的韧性优良的钢的制造方法，其特征在于：将满足权利要求1所述的钢成分和CeH的钢坯加热到1100℃以下的温度，然后进行加工热处理。

5、一种焊接热影响区的韧性优良的钢的制造方法，其特征在于：将满足权利要求3所述的钢成分和CeH的钢坯加热到1100℃以下的温度，然后进行加工热处理。

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