CN102066598A - 焊接用钢材 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种焊接用钢材，其以质量％计含有C：0.3％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.3～2％、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Al：0.3～5％、O：0.003～0.01％、N：0.006％以下，剩余部分包括Fe及不可避免的杂质元素，而且在钢中分散有1×106个/mm2以上的0.005～0.05μm的含铝氧化物。

Description

焊接用钢材
技术领域
本发明涉及焊接热影响区(Heat Affected Zone：以下称为HAZ)的韧性优良的焊接用钢材。本发明的焊接用钢材在从小线能量焊接到超大线能量焊接的广泛的焊接条件下具有良好的HAZ的韧性，因此可用于建筑、桥梁、造船、管线钢管、建筑机械、海洋构件、罐等各种焊接钢构件。
本申请基于2008年7月15日提出的日本专利申请第2008-183745号并主张其优先权，这里引用其内容。
背景技术
在HAZ中，越接近熔化线，焊接时的加热温度就越高。因此，在加热到熔化线附近的1400℃以上的区域，奥氏体(以下记为γ)显著粗大化。因此，冷却后的HAZ组织粗大化，从而使韧性劣化。焊接线能量越大，该倾向就越显著。
作为解决这样的问题的方法，有专利文献1中公开的使微细的TiN分散的钢材、专利文献2中公开的使内包微细的包含Mg和Al的氧化物的TiN大量分散的钢板、专利文献3中公开的使微细的含铝氧化物分散的钢材、以及专利文献4中公开的添加使氧的活度降低的元素从而使含Mg氧化物大量分散的钢等。
可是，上述方法存在以下问题。
在专利文献1所述的钢材中，在钢中分散有1×103个/mm2以上的当量圆直径为0.05μm以下的TiN、以及1×103个/mm2以上且低于1×105个/mm2的当量圆直径为0.03～0.20μm的TiN。但是，在1400℃以上的高温下的滞留时间较长的大线能量焊接中，有助于抑制γ晶粒生长的微细的TiN在钢中熔解并消失。因此，γ晶粒粗大化，从而HAZ的韧性劣化。
在专利文献2所述的钢板中，存在10000个/mm2以上的内包有包含Mg和Al的氧化物的0.01μm以上且低于0.5μm的TiN。上述钢板在焊接线能量为20～100kJ/mm的大线能量焊接中，具有良好的HAZ的韧性。但是，在超过100kJ/mm的超大线能量焊接中，因不能抑制HAZ的γ晶粒生长而使HAZ的韧性降低。
在专利文献3所述的钢材中，在钢中分散有10000个/mm2以上的0.05～0.2μm的含铝氧化物。因此，在焊接线能量为20～100kJ/mm的大线能量焊接中，具有良好的HAZ的韧性。但是，在超过100kJ/mm的超大线能量焊接中，因不能抑制HAZ的γ晶粒生长而使HAZ的韧性降低。
在专利文献4所述的钢中，在钢中含有1.0×105～1.0×108个/mm2的0.01～2.0μm的氧化物-氮化物复合粒子。该氧化物-氮化物复合粒子由作为核的0.005～0.1μm的MgO或含Mg氧化物、和包含氧化物的氮化物或在氧化物周边析出的氮化物构成。上述钢在焊接线能量为90kJ/mm的大线能量焊接中，具有良好的HAZ的韧性。但是，在超过100kJ/mm的超大线能量焊接中，因不能抑制HAZ的γ晶粒生长而使HAZ的韧性降低。
专利文献1：日本特开2001-20031号公报
专利文献2：日本特开2000-80436号公报
专利文献3：日本特开2004-76085号公报
专利文献4：日本特开2001-335882号公报
发明内容
于是，本发明的目的在于：提供一种焊接用钢材，其通过比以往更微细且更均匀地使氧化物分散，抑制了γ晶粒生长，从而即使在超过100kJ/mm的超大线能量焊接中，HAZ的韧性也是优良的。
本发明的要旨如下。
(1)一种焊接用钢材，其中，以质量％计含有C：0.3％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.3～2％、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Al：0.3～5％、O：0.003～0.01％、N：0.006％以下，剩余部分包括Fe及不可避免的杂质元素；而且在钢中分散有1×106个/mm2以上的0.005～0.05μm的含铝氧化物。
(2)根据上述(1)所述的焊接用钢材，其中，以质量％计还可以含有Cu：0.3％～2％、Ni：0.3％～2％中的任一种以上。
如果采用本发明的焊接用钢材，即使在焊接线能量超过100kJ/mm的超大线能量焊接中，HAZ的韧性也不会劣化，因而能够进行高效率的大线能量焊接。
附图说明
图1是表示0.005～0.05μm的含铝氧化物个数对γ粒径的影响的图示。
具体实施方式
本发明人为了提高HAZ的韧性，对在钢中大量分散高温下热稳定的微细的氧化物的条件进行了潜心的研究。结果发现：如果通过提高钢水中的Al浓度，降低氧的活度来使提高了氧浓度的钢水凝固，则在钢中分散大量的微细的氧化铝。以下进行详细的说明。
通过在钢中添加脱氧元素进行脱氧而生成的氧化物，因元素在钢水中的扩散迅速而容易生长。因此，要维持低于0.1μm的微细的氧化物是困难的。再者，还容易发生氧化物间的凝集或合体，所以脱氧生成的氧化物容易粗大化。
于是，本发明人着眼于在钢水中几乎不会生成氧化物而在钢水凝固途中、或在凝固后于钢中生成氧化物的手段。也就是说，为了对因凝固产生的氧化物的生长进行抑制，研究了与氧化物的生成并行地使钢水凝固，从而使微细的氧化物分散在钢中的方法。
为了使大量微细的氧化物分散，需要提高钢水即将凝固前的脱氧元素和氧两者的浓度。可是为人所知的是：钢水中的氧浓度随着钢水中的脱氧元素的浓度的增加，在一度降低后上升(例如，一濑英尔：铁と鋼，77(1991)，p.197)。如果利用此现象，则可能提高脱氧元素和氧两者的浓度。
根据上述的研究结果，新近发现了以下的内容。如果使提高了脱氧元素和氧两者的浓度的钢水凝固，则因温度下降造成的脱氧生成物的溶度积的降低、和溶质元素在残钢水中的浓化而使氧化物结晶。但是，该结晶的氧化物如果产生生长或凝固、合体，则立即进入凝固的钢中。因此，能够使非常微细的氧化物分散在钢中。
具体地说，基于表1对钢中的Al浓度进行各种变更，调查了微细的含铝氧化物个数。结果表明：如果钢水中的Al浓度为0.3质量％以上，则凝固后的钢中的含铝氧化物个数显著增加。另外还判明：生成的含铝氧化物的当量圆直径为0.005～0.05μm，每单位面积的个数为106个/mm2以上。
接着，对限定本发明的钢的化学组成的理由进行说明。(以下，％表示质量％。)
C：0.3％以下
C作为钢中的提高母材强度的基本元素是不可或缺的。但是，在C超过0.3％的过剩添加时，钢材的韧性及焊接性降低。因此，将C量的上限规定为0.3％。下限不包含0。
Si：0.5％以下
Si是确保母材强度所必要的元素。但是，如果Si超过0.5％，则HAZ的韧性降低。因此，将Si量的上限规定为0.5％。下限不包含0。
Mn：0.3～2％
Mn是确保母材强度及韧性所必要的元素。因此，需要添加0.3％以上的Mn。另一方面，如果Mn量超过2％，则HAZ的韧性显著降低。因此将Mn量规定为2％以下。
P：0.03％以下
P是影响钢的韧性的元素。如果P超过0.03％，则钢材的韧性显著降低。因此将P量规定为0.03％以下。下限包含0％。
S：0.03％以下
S是影响钢的韧性的元素。如果S超过0.03％，则钢材的韧性显著降低。因此将S量规定为0.03％以下。下限包含0％。
Al：0.3～5％
Al在本发明中是最重要的元素。Al量在0.3％以上时，钢水中的氧浓度增加，因而能够使凝固后的钢中的微细的含铝氧化物的个数增加。另一方面，在超过5％而过剩地添加Al时，添加Al所形成的微细的含铝氧化物的增加效果达到饱和，因此，不仅不经济，而且还使韧性降低。因此，将Al量规定为0.3～5％。优选Al量为1.8～4.8％。
O：0.003～0.01％
钢中的O对于生成大量的微细氧化物是重要的元素。如上所述，O通过与Al结合、形成含铝氧化物而有助于γ晶粒的微细化。该效果在O为0.003％以上时出现。如果O超过0.01％，则在钢中生成粗大的氧化物，因而钢材的韧性降低。因此，将O量规定为0.003～0.01％。优选O量为0.005～0.009％。
N：0.006％以下
N如果超过0.006％，则在钢中生成粗大的AlN，从而使钢材的韧性劣化。因此，将N量规定为0.006％以下。下限包含0％。
含有以上元素的、剩余部分包括Fe及不可避免的杂质的钢为本发明的钢的基本组成。
另外，为了提高钢材的韧性，优选添加Cu、Ni中的任一种以上。
Cu：0.3～2％
钢中的Cu使钢材的韧性得以提高。其效果在Cu为0.3％以上时出现。即使Cu超过2％，其效果也达到饱和。因此，将Cu量规定为0.3～2％。
Ni：0.3～2％
钢中的Ni使钢材的韧性得以提高。其效果在Ni为0.3％以上时出现。即使Ni超过2％，其效果也达到饱和。因此，将Ni量规定为0.3～2％。
上述组成可通过在直到开始铸造的钢水阶段，采用通常的方法进行调整来实现。
例如，Al主要可通过在转炉出钢时、或在二次精炼工序中，将Al或含Al合金添加到钢水中来使其含在钢中。O通过将铁矿石等含氧物质添加到钢水中、或向钢水中吹入氧气、或向钢水表面喷吹氧气来使其含在钢中。
接着，对微细的含铝氧化物的生成量进行叙述。
图1示出了将表1所示的钢在1400℃下保持60秒时，0.005μm～0.05μm的含铝氧化物的个数对γ粒径的影响。在本发明中，低于0.005μm及超过0.05μm的含铝氧化物的个数极少。因此，可以认为这些氧化物无助于抑制γ晶粒生长。因此，对0.005μm～0.05μm的含铝氧化物计算了含铝氧化物的个数。
上述加热条件(在1400℃下保持60秒)相当于以大约100kJ/mm的焊接线能量、且采用电渣焊对板厚为80mm的钢材进行焊接时的熔化线附近的HAZ。
如图1所示，在含铝氧化物的个数低于1×106个/mm2的情况下，γ粒径增大超过60μm，因而HAZ组织不能充分微细化。此外，通过另外的调查确认：如果γ粒径超过60μm，则在超过100kJ/mm的超大线能量焊接中，不能得到良好的HAZ的韧性。
因此，为了得到即使在超过100kJ/mm的超大线能量焊接中HAZ的韧性也优良的焊接用钢材，需要将1×106个/mm2以上的0.005～0.05μm的含铝氧化物分散在钢中。优选为1.8×106个/mm2以上。
另外，本发明的钢可用以下的方法来制造。首先，在钢铁业的炼钢工序中调整化学成分，使其达到本发明范围内的规定值。接着，进行连续铸造，以制成铸坯。在将该铸坯再加热后，通过厚板轧制对钢材赋予形状和母材材质。对于通过连续铸造制成的铸坯的尺寸并不特别过问。根据需要，通过对钢材实施各种热处理来控制母材的材质。也可以不对铸坯进行再加热而进行热装轧制。
本发明中规定的氧化物的分散状态例如可按以下的方法进行测定。
作为0.005μm～0.05μm的含铝氧化物的分散状态，可采用透射电子显微镜(TEM)，以10000～50000倍的倍率，至少遍及1000μm2以上的面积而进行观察。通过该观察测定成为对象的尺寸的析出物的个数，换算成每单位面积的个数。在利用TEM的观察中，制作并使用从母材钢材的任意部位萃取的复型试样。
另外，含铝氧化物的鉴定可通过利用TEM附带的能量色散型X射线光谱法(EDS)的组成分析、和利用TEM的电子射线衍射图像的晶体结构解析来进行。
在如上述那样对要测定的所有析出物进行鉴定比较繁杂时，也可以简便地采用以下的步骤。
首先，用上述方法测定成为对象的尺寸的析出物的个数。接着，对这些析出物中的至少10个以上，通过用上述的方法进行鉴定，算出含铝氧化物的存在比例。关于含铝氧化物的存在比例，只要随意选择至少10个左右的析出物，就可确认具有代表性的值。
然后，将最初测定的析出物的个数乘以该存在比例。在钢中的碳化物成为上述TEM观察的障碍时，通过利用500℃以下的热处理使碳化物凝集及粗大化，便能够容易区别含铝氧化物和碳化物。
抑制γ晶粒生长的氧化物以铝和氧为主要成分。但是，有时含有从炉渣及耐火材料微量混入的Mg、Ca、Zr、Ti等。这些元素的抑制γ晶粒生长的效果与含铝氧化物同等。此外，含铝氧化物中的铝浓度和氧浓度通常都为40％以上。
实施例
首先，采用真空熔炼炉熔炼具有表1所示化学成分的钢锭。接着，在1200℃下将上述钢锭加热1小时，将厚度从120mm热轧到30mm。赋予在这些钢板的焊接时100kJ/mm的超大线能量的模拟热循环而制作试验片。同样，赋予在这些钢板的焊接时10kJ/mm的小线能量的模拟热循环而制作试验片。对这些试验片在-40℃下进行夏比冲击试验，求出吸收能vE(-40℃)。
另外，为了比较HAZ的韧性，求出赋予了相当于100kJ/mm的焊接线能量和相当于10kJ/mm的焊接线能量的模拟热循环的试验片的夏比冲击吸收能vE(40℃)之差ΔvE(-40℃)。
表1所示的No.1～No.3为本发明的实施例。0.005～0.05μm的含铝氧化物在钢中分散有1×106个/mm2以上。在这些钢中，ΔvE(-40℃)最大为9kJ/mm。因此，可知即使在焊接线能量为100kJ/mm的超大线能量焊接中，也能确保与焊接线能量为10kJ/mm的小线能量焊接同等程度的充分的HAZ的韧性。
No.4～No.8也为本发明的实施例。0.005～0.05μm的含铝氧化物在钢中分散有1×106个/mm2以上。在这些钢中，ΔvE(-40℃)最大为9kJ/mm。因此，可知即使在焊接线能量为100kJ/mm的超大线能量焊接中，也能确保与焊接线能量为10kJ/mm的小线能量焊接同等程度的充分的HAZ的韧性。
No.9～No.11为比较例。在这些钢材中，Al量比本发明的范围少，因此钢中的0.005～0.05μm的含铝氧化物的个数低于1×106个/mm2。另外，ΔvE(-40℃)为60kJ/mm以上。比本发明的实施例的钢大。也就是说，与焊接线能量为10kJ/mm的小线能量焊接相比，焊接线能量为100kJ/mm的超大线能量焊接使HAZ的韧性显著劣化。因此，在这些比较例中，HAZ的韧性为不能令人满意的结果。
No.12～No.13为比较例。在这些钢材中，0.005～0.05μm的含铝氧化物的个数满足本发明的范围。但是，与焊接线能量为10kJ/mm的小线能量焊接相比，焊接线能量为100kJ/mm的超大线能量焊接使HAZ的韧性显著劣化。超大线能量焊接后的HAZ的韧性显著劣化的原因，可以认为是由于导致韧性劣化的Al超过本发明的范围。因此，在这些比较例中，HAZ的韧性为不能令人满意的结果。
表1
Figure BDA0000038988110000091
1)焊接线能量为10kJ/mm时的vE(-40℃)与焊接线能量为100kJ/mm时的vE(-40℃)之差ΔvE(-40℃)为-40℃时的V型缺口夏比冲击吸收能差
根据本发明，能够提供焊接热影响区的韧性优良的焊接用钢材。

Claims (2)

1.一种焊接用钢材，其特征在于：以质量％计含有
C：0.3％以下、
Si：0.5％以下、
Mn：0.3～2％、
P：0.03％以下、
S：0.03％以下、
Al：0.3～5％、
O：0.003～0.01％、
N：0.006％以下，剩余部分包括Fe及不可避免的杂质元素；
而且在钢中分散有1×106个/mm2以上的0.005～0.05μm的含铝氧化物。
2.根据权利要求1所述的焊接用钢材，其特征在于，以质量％计还含有Cu：0.3％～2％、Ni：0.3％～2％中的任一种以上。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10132328B2 (en) 2015-08-26 2018-11-20 Lg Electronics Inc. Centrifugal fan
JP2020011261A (ja) * 2018-07-18 2020-01-23 日本製鉄株式会社 微細酸化物分散金属塊の製造装置及び製造方法

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3302391B2 (ja) * 1992-03-27 2002-07-15 新日本製鐵株式会社 Ｍｎ酸化物とＡｌ酸化物の微小粒子が分散した鋼
JP2661845B2 (ja) * 1992-09-24 1997-10-08 新日本製鐵株式会社 含オキサイド系耐火用形鋼の制御圧延による製造方法
JP3728130B2 (ja) 1998-02-24 2005-12-21 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板
JP2000234139A (ja) * 1999-02-09 2000-08-29 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその製造方法
JP2000319750A (ja) * 1999-05-10 2000-11-21 Kawasaki Steel Corp 溶接熱影響部靱性に優れた大入熱溶接用高張力鋼材
JP4144121B2 (ja) 1999-07-06 2008-09-03 Ｊｆｅスチール株式会社 母材および溶接熱影響部の靱性に優れた非調質高張力鋼材
DE60021919T2 (de) 2000-02-10 2006-06-08 Nippon Steel Corp. Stahl mit schweißwärmebeeinflusster Zone mit ausgezeichneter Zähigkeit
JP3502822B2 (ja) 2000-02-10 2004-03-02 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材およびその製造方法
JP3699657B2 (ja) * 2000-05-09 2005-09-28 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚鋼板
JP3520241B2 (ja) 2000-05-23 2004-04-19 新日本製鐵株式会社 Ｍｇを含有する超大入熱溶接用鋼
JP2002309338A (ja) 2001-04-11 2002-10-23 Nippon Steel Corp 超大入熱溶接用高張力鋼
JP3767487B2 (ja) 2002-02-01 2006-04-19 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接性に優れた熱延鋼板および冷延鋼板
JP2003247047A (ja) * 2002-02-25 2003-09-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 電縫鋼管およびその製造方法
JP3825728B2 (ja) 2002-08-15 2006-09-27 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材
JP4379620B2 (ja) 2005-07-25 2009-12-09 住友金属工業株式会社 溶接熱影響部の靱性に優れた溶接構造用鋼材およびその製造方法
CN1924062A (zh) * 2005-08-31 2007-03-07 住友金属工业株式会社 低温韧性优异的焊接金属
JP2008183745A (ja) 2007-01-29 2008-08-14 Oji Paper Co Ltd 感熱記録体

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10132328B2 (en) 2015-08-26 2018-11-20 Lg Electronics Inc. Centrifugal fan
JP2020011261A (ja) * 2018-07-18 2020-01-23 日本製鉄株式会社 微細酸化物分散金属塊の製造装置及び製造方法
JP7135525B2 (ja) 2018-07-18 2022-09-13 日本製鉄株式会社 微細酸化物分散金属塊の製造方法

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