CN102197154A - 焊接用钢材及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种焊接用钢材，其含有下述成分：[C]为0.010％～0.065％、[Si]为0.05％～0.20％、[Mn]为1.52％～2.70％、[Ni]为0.10％～1.50％、[Ti]为0.005％～0.015％、[O]为0.0010％～0.0045％、[N]为0.002％～0.006％、[Mg]为0.0003％～0.003％、[Ca]为0.0003％～0.003％，剩余部分包含铁及不可避免的杂质，PCTOD为0.065％以下，且钢成分硬度参数CeqH为0.235％以下。

Description

焊接用钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及从小热量输入到中热量输入的焊接中的焊接热影响部(HAZ)的CTOD特性优良的焊接用钢材及其制造方法。特别涉及在从小热量输入到中热量输入的焊接中韧性最劣化的FL部及IC部的CTOD特性非常优良的焊接用钢材及其制造方法。
本申请基于2009年5月22日在日本提出申请的特愿2009-124614号、2009年5月21日在日本提出申请的特愿2009-123428号及2009年8月21日在日本提出申请的特愿2009-192387号并主张其优先权，这里引用其内容。
背景技术
近年来，一直要求可在严酷环境下使用的钢材。例如，作为在北极圈等寒冷地区使用的适合于海洋结构物或耐震性建筑物等的钢结构物的高强度的钢材，要求断裂韧性的指标即CTOD(裂纹尖端张开位移，Crack Tip Opening Displacement)特性优良的钢材。特别是钢材的焊接部需要优良的CTOD特性。
焊接热影响部(HAZ)的CTOD特性根据FL部[熔合线：Fusion Line，即WM(焊接金属)和HAZ(焊接热影响部)的边界]及IC部[临界焊接热影响部：Intercritical HAZ，即HAZ和BM(母材)的边界]这两处的位置(缺口部)的试验结果来评价。但是，以前只评价了认为可得到最低的CTOD特性的FL部。
在-20℃左右的试验温度不太严酷的条件下，只要FL部的CTOD特性充分，则IC部的CTOD特性也充分，因此不需要对IC部的CTOD特性进行评价。
但是，在-60℃左右的严酷的试验条件下，钢材的IC部的CTOD值不充分的情况较多，需要提高IC部的CTOD特性。
例如，有公开了在从小热量输入到中热量输入的焊接后在严酷的试验温度(例如-60℃)下CTOD特性良好的焊接接头的技术(例如参照专利文献2)。但是，在这些技术中，没有公开IC部的CTOD特性。
此外，例如有公开了大热量输入焊接后的夏比吸收能良好的焊接接头的技术(例如参照专利文献3～6)。但是，在这些技术中，没有公开作为结构材料的重要指标即CTOD特性(脆性裂纹的发生特性)，或只对更高的温度条件(例如-10℃)进行了试验。
在上述技术中，例如，为了充分确保作为用于生成FL部的晶粒内相变铁素体(IGF：Intragranular Ferrite)的相变核的Ti的氧化物的生成量，在钢中含有较多的O。此外，例如，为了使焊接后的组织微细化，添加一定量以上的使奥氏体稳定化且使淬火性提高的元素。但是，在这些方法中，难以在确保作为焊接用结构材料所必需的特性(例如母材的强度或韧性、FL部的CTOD值)的同时，确保-60℃左右的严酷环境下的钢材的IC部的CTOD值。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2007-002271号公报
专利文献2：日本特开2008-169429号公报
专利文献3：日本特开2002-030380号公报
专利文献4：日本特开平5-171341号公报
专利文献5：日本特开2004-162150号公报
专利文献6：日本特开平11-279684号公报
发明内容
发明所要解决的问题
因而，本发明提供一种高强度钢材及其制造方法，该钢材在从小热量输入到中热量输入(例如以板厚为50mm计为1.5～6.0kJ/mm)的焊接(例如多层焊接)中，具有-60℃的FL部的CTOD特性和IC部的CTOD特性均充分的优良的CTOD(断裂韧性)特性。
用于解决问题的手段
本发明人等对由从小热量输入到中热量输入的焊接导致韧性最劣化的焊接部的FL部和IC部双方的CTOD特性进行提高的方法进行了锐意研究。
其结果是，本发明人等发现：为了提高FL部和IC部双方的CTOD特性，降低非金属夹杂物是最重要的，特别是降低O(钢中氧)是必须的。此外，本发明人等发现：通过降低O，晶粒内相变铁素体(IGF)减少，因此需要降低使FL部的CTOD特性劣化的合金元素。另外，本发明人等发现：为了提高IC部的CTOD特性，除了降低钢中氧以外，降低硬度也是有效的。本发明人等由上述发现完成了本发明。
本发明的要旨如下。
(1)本发明的一形态的焊接用钢材，以质量％计，含有：C含量[C]为0.010％～0.065％的C、Si含量[Si]为0.05％～0.20％的Si、Mn含量[Mn]为1.52％～2.70％的Mn、Ni含量[Ni]为0.10％～1.50％的Ni、Ti含量[Ti]为0.005％～0.015％的Ti、O含量[O]为0.0010％～0.0045％的O、N含量[N]为0.002％～0.006％的N、Mg含量[Mg]为0.0003％～0.003％的Mg、Ca含量[Ca]为0.0003％～0.003％的Ca，剩余部分包含铁及不可避免的杂质；将P含量[P]限制在0.008％以下、将S含量[S]限制在0.005％以下、将Al含量[Al]限制在0.004％以下、将Nb含量[Nb]限制在0.010％以下、将Cu含量[Cu]限制在0.50％以下、将V含量[V]限制在0.020％以下，在将钢成分参数PCTOD定义为下式(1)，且将钢成分硬度参数CeqH定义为下式(2)时，所述PCTOD为0.065％以下，且所述CeqH为0.235％以下，
PCTOD＝[C]+[V]/3+[Cu]/22+[Ni]/67    (1)
CeqH＝[C]+[Si]/4.16+[Mn]/14.9+[Cu]/12.9+[Ni]/105+1.12[Nb]+[V]/1.82    (2)。
(2)在上述(1)所述的焊接用钢材中，也可以进一步将Cu含量[Cu]限制在0.03～0.24％，将Ni含量[Ni]限制在0.10～0.49％。
(3)在上述(1)或(2)所述的焊接用钢材中，也可以进一步将Mg和Ca的合计含量限制在0.0030％以下。
(4)本发明的一形态的焊接用钢的制造方法，其通过将上述(1)或(2)所述的焊接用钢材进行连续铸造而制造，加热到950～1100℃的温度，进行加工热处理。
发明的效果
根据本发明，能够提供一种从小热量输入到中热量输入的焊接中的HAZ韧性优良的钢材。特别是，能够提供由从小热量输入到中热量输入的多层焊接等焊接而导致韧性最劣化的FL部及IC部的CTOD特性(低温韧性)优良的钢材。所以，能够为海洋结构物、耐震性建筑物等可在严酷环境下使用的结构物提供高强度且高韧性的钢材。
附图说明
图1是表示钢成分参数PCTOD和FL等效再现热循环试验中的CTOD特性(Tδc0.1(FL))的关系的图。
图2是表示ICHAZ等效再现热循环试验中的HAZ硬度和CTOD特性(Tδc0.1(ICHAZ))的关系的图。
图3是表示CeqH和ICHAZ等效再现热循环试验中的HAZ硬度的关系的图。
图4A是表示CTOD试验的FL缺口位置的概略图。
图4B是表示CTOD试验的IC缺口位置的概略图。
图5是表示钢成分硬度参数CeqH和IC部在-60℃下的CTOD(δc)值的关系的图。
具体实施方式
以下，对本发明进行详细说明。
根据本发明人等的研究，为了充分提高在从小热量输入到中热量输入(例如以板厚为50mm计为1.5～6.0kJ/mm)的焊接中在-60℃下的FL部及IC部的CTOD特性，降低氧化物系的非金属夹杂物是最重要的，O(钢中氧)的降低是必须的。
在以往的技术中，为了得到具有优良的FL部的CTOD特性的钢材，作为晶粒内相变铁素体(IGF：Intragranular Ferrite)的相变核，利用以Ti氧化物为代表的氧化物系的非金属夹杂物，且需要添加一定程度的O。根据本发明人等的研究，为了提高-60℃时的FL部及IC部的CTOD特性，需要降低氧化物系的非金属夹杂物。
为了通过降低O来减少IGF，需要降低使FL部的CTOD特性劣化的合金元素。图1中示出FL等效再现HAZ的CTOD特性(Tδc0.1(FL))和钢成分参数PCTOD的关系。这里，式(1)中示出的钢成分参数PCTOD是在实验室中试验多种熔化钢，通过解析FL等效再现HAZ的CTOD特性(Tδc0.1(FL))和钢成分而导出的经验式。
PCTOD＝[C]+[V]/3+[Cu]/22+[Ni]/67    (1)
这里，[C]、[V]、[Cu]、[Ni]分别是钢中的C、V、Cu、Ni的含量(质量％)。例如，在不含Cu时，Cu含量为0％。
关于图1所示的FL等效再现HAZ，根据通过多次实验得到的见识，-110℃以下的CTOD特性(Tδc0.1(FL))为作为结构物用钢材的目标水平(Tδc0.1(FL)≤-110℃)。在该目标水平下，在板厚为50～100mm的钢板的实际接头的FL缺口试验中，能够在-60℃下稳定地确保0.25mm以上的CTOD(δc)值。从图1得知，在FL等效再现HAZ中，为了使Tδc0.1(FL)在-110℃以下，需要将钢成分参数PCTOD控制在0.065％以下。再有，CTOD(δc)值越大，韧性(例如塑性变形带来的能量吸收)越高。
FL等效再现HAZ是以下所示的实施了FL等效再现热循环的试验片的与FL部的热量输入量对应的部分。在以下的条件下对断面为10mm×20mm的试验片实施了该FL等效再现热循环处理(三个循环)。
第一循环：最高加热温度为1400℃(在800～500℃之间冷却22秒)
第二循环：最高加热温度为760℃(在760～500℃之间冷却22秒)
第三循环：最高加热温度为500℃(在500～300℃之间冷却60秒)
如图4A中所示，焊接部2的FL缺口7的位置是HAZ4和WM3的边界的FL部5。在利用FL缺口的以下的CTOD试验中，测定了载荷和该FL部5的开口位移的关系。
通过BS5762法(英国标准)的CTOD试验对该试验片进行了评价，得到了图1的Tδc0.1(FL)。这里，Tδc0.1(FL)是在各试验温度下采用3条试验片得到的CTOD(δc)值的最低值超过0.1mm的温度(℃)。再有，如果考虑到CTOD试验中的板厚的影响，对于在板厚为50～100mm的钢板的实际接头的FL缺口部(FL部)，为了在-60℃下稳定地确保0.25mm以上的CTOD(δc)值，如上所述，需要使Tδc0.1(FL)在-110℃以下。
另外，本发明人等发现：要提高IC部的CTOD特性，除了降低钢中氧以外，降低硬度也是有效的。
图2中示出受到了后述的ICHAZ(临界焊接热影响部，IntercriticalHAZ)等效的再现热循环的试验片的CTOD特性和ICHAZ等效的再现HAZ的硬度的关系。此外，图3中示出钢成分硬度参数CeqH和ICHAZ等效的再现HAZ的硬度的关系。
这里，为了使图2所示的ICHAZ等效的再现HAZ(断面为10mm×20mm)的Tδc0.1(ICHAZ)在-110℃以下，需要使HAZ硬度(10kgf的载荷的维氏试验)在Hv176以下。因此，从图3得知：需要将钢成分硬度参数CeqH控制在0.235％以下。为了进一步降低硬度，钢成分硬度参数CeqH优选为0.225％以下。
再有，作为韧性的试验方法，应用了BS5762法(英国标准)的CTOD试验。此外，ICHAZ等效再现热循环处理(三个循环)如下。
第一循环：最高加热温度为950℃(在800～500℃之间冷却20秒)
第二循环：最高加热温度为770℃(在770～500℃之间冷却22秒)
第三循环：最高加热温度为450℃(在450～300℃之间冷却65秒)
如图4B中所示，焊接部2的IC缺口8的位置是母材1和HAZ4的边界的IC部(ICHAZ部)6。在利用IC缺口的CTOD试验中，测定了载荷和该IC部6的开口位移的关系。
这里，钢成分硬度参数CeqH是通过钢的特性(硬度)和成分的多元回归而得到的经验式。
定义为CeqH＝[C]+[Si]/4.16+[Mn]/14.9+[Cu]/12.9+[Ni]/105+1.12[Nb]+[V]/1.82(2)。再有，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Nb]、[V]是钢中的C、Si、Mn、Cu、Ni、Nb、V的含量(质量％)。例如，在不含Cu时，Cu含量为0％。
如上所述，即使限制PCTOD及CeqH，如果不适当调节钢中的各个合金元素的量，就不能制造兼备高强度和优良的CTOD特性的钢材。
以下，对钢成分的限定范围和钢成分的限定理由进行说明。这里，所述的％为质量％。
C：0.010～0.065％
为了得到足够的强度，需要含有0.010％以上的C。但是。在C含量[C]超过0.065％时，焊接HAZ的特性劣化，-60℃时的CTOD特性不足。因此，C含量[C]的上限为0.065％。所以，C含量[C]为0.015％～0.065％。
Si：0.05～0.20％
为了得到良好的HAZ韧性，Si含量[Si]越少越优选。但是，如后述由于限制了Al含量[Al]，因此脱氧上需要0.05％以上的Si含量[Si]。但是，在Si含量[Si]超过0.20％时，损害HAZ韧性，因此Si含量[Si]的上限为0.20％。所以Si含量[Si]为0.05％～0.20％。为了得到更好的HAZ韧性，Si含量[Si]优选为0.15％以下或0.13％以下。
Mn：1.52～2.70％
Mn是使显微组织适当化的效果大的廉价元素。此外，通过添加Mn，损害HAZ韧性的可能性减小。从这些方面出发，优选Mn的添加量大。但是，在Mn含量超过2.70％时，ICHAZ的硬度增加，韧性劣化。因此。Mn含量[Mn]的上限为2.70％。此外，在Mn含量[Mn]低于1.52％时，改善显微组织的效果减小，因此Mn含量[Mn]的下限为1.52％。所以，Mn含量[Mn]为1.52％～2.70％。为了进一步改善HAZ韧性，Mn含量[Mn]优选为1.55％以上或1.6％以上，更优选为1.7％以上。
Ni：0.10～1.50％
Ni是不太使HAZ韧性劣化、使母材的强度及韧性提高、不太使ICHAZ的硬度增加的元素。但是，Ni是高价的合金元素，如果在钢中过剩地含有，则有时产生表面缺陷。因此，Ni含量[Ni]的上限为1.50％。另一方面，为了充分享受上述Ni的添加效果，需要至少含有0.10％的Ni。所以，Ni含量[Ni]为0.10％～1.50％。为了在不太使ICHAZ的硬度增加的情况下进一步提高母材的强度及韧性，Ni含量[Ni]优选为0.20％以上，更优选为0.30％以上。另外，为了对钢材赋予耐候性，优选Ni含量[Ni]为0.40％以上，更优选为0.50％以上。此外，为了更可靠地防止表面缺陷，Ni含量[Ni]优选为1.20％以下，更优选为1.0％以下。在能够通过添加其它元素来充分确保母材的强度及韧性的情况下，为了进一步确保经济性，Ni含量[Ni]最优选为0.80％以下。再有，如后所述，在根据需要添加Cu的情况下，为了抑制铸坯的Cu裂纹，Ni含量[Ni]优选为Cu含量[Cu]的1/2以上。
此外，在确实确保了ICHAZ韧性的基础上，为了确保母材的强度及韧性，更优选对Mn含量[Mn]和Ni含量[Ni]的合计量进行调整。为了更可靠地确保ICHAZ韧性，在Mn为1.52～2.0％时，优选将Ni限制在0.5～1.50％。同样，在Mn为2.0～2.7％时，优选将Ni限制在0.10～0.50％。
P：0.008％以下(包含0％)
S：0.005％以下(包含0％)
P及S是使韧性降低、作为不可避免的杂质而含有的元素。因此，为了确保母材韧性及HAZ韧性，需要使P含量[P]及S含量[S]都降低。但是，因为有工业生产上的制约，P含量[P]的上限及S含量[S]的上限分别为0.008％及0.005％。为了得到更好的HAZ韧性，优选将P含量[P]限制在0.005％以下，优选将S含量[S]限制在0.003％以下。
Al：0.004％以下(不包含0％)
由于需要生成Ti氧化物，因此Al含量[Al]越少越优选。但是，因为有工业生产上的制约，Al含量[Al]的上限为0.004％。
Ti：0.005～0.015％
Ti生成Ti氧化物，使显微组织微细化。但是，如果Ti含量[Ti]过多，则Ti生成TiC，使HAZ韧性劣化。因此，Ti含量[Ti]在0.005％～0.015％是适合的范围。为了进一步改善HAZ韧性，Ti含量[Ti]优选为0.013％以下。
Nb：0.010％以下(包含0％)
Nb有时作为杂质而含有，使母材的强度及韧性提高，但使HAZ韧性降低。使HAZ韧性不显著降低的Nb含量[Nb]的范围为0.010％以下。因此，将Nb含量[Nb]限制在0.010％以下。为了进一步改善HAZ韧性，优选限制在0.002％以下(包含0％)。
O：0.0010～0.0045％
为了确保作为FL部的IGF生成核的Ti的氧化物的生成量，O含量[O]为0.0010％以上是必须的。可是，如果O含量[O]过多，则氧化物的尺寸及个数过大，因此IC部的CTOD特性劣化。因此，将O含量[O]限制在0.0015％～0.0045％的范围。为了得到更良好的HAZ韧性，O含量[O]优选为0.0030％以下，更优选为0.0028％以下。
N：0.002～0.006％
N对于生成Ti氮化物是必要的。但是，在N含量[N]低于0.002％时，生成Ti氮化物的效果小。此外，在N含量[N]超过0.006％时，在制造钢坯时发生表面缺陷，因此N含量[N]的上限为0.006％。所以，N含量[N]为0.002％～0.006％。为了得到更良好的HAZ韧性，N含量[N]优选为0.005％以下。
Mg：0.0003～0.003％
Mg是本发明的重要的合金元素，主要作为脱氧剂或硫化物生成元素而添加。如果以Mg含量[Mg]达到0.003％以下的方式进行添加，则不生成粗大的氧化物或硫化物，可得到优选的母材及HAZ韧性。此外，为了充分期待生成作为钉扎粒子所必需的氧化物，需要添加0.0003％以上。所以，将Mg含量[Mg]的范围规定为0.0003～0.003％。
Ca：0.0003～0.003％
Ca通过生成硫化物来抑制伸长MnS的生成，改善钢材的板厚度方向的特性，特别是耐层状撕裂性。另外，Ca具有与Mg同样的效果，因此是本发明的重要元素。为了充分得到上述效果，需要添加0.0003％以上。此外，如果将Ca含量[Ca]限制在0.003％以下，则可抑制Ca的粗大氧化物个数，可充分得到超微细的氧化物或硫化物的个数。
以上的Mg和Ca可同时添加，它们都是强力的脱氧元素。在将Mg和Ca的合计含量规定在0.0030％以下时，能够更有效地抑制粗大的夹杂物的生成，可得到有余量的充分的韧性。
Cu：0.50％以下(包含0％)
Cu是不太使HAZ韧性劣化、提高母材的强度及韧性、也不太使ICHAZ硬度增加的元素。只要通过C或Mn、Ni等元素可充分确保钢材的强度，也不一定必须添加Cu。也可以根据强度等的要求添加Cu。可是，Cu是比较高价的合金元素，与Ni相比上述效果小，过多地添加会导致铸坯产生Cu裂纹的危险性增高。因此，将Cu含量[Cu]限制在0.50％以下。根据需要，也可以限制在0.24％以下或0.10％以下。另外，在钢中添加Cu、或作为杂质含有Cu时，为了防止铸坯的Cu裂纹，优选使Cu含量[Cu]为Ni含量[Ni]的两倍以下。此外，由于Cu在铁素体(αFe)中的固溶度低，因此通过焊接的热过程εCu在焊接HAZ中析出，有使低温韧性降低的可能性。如果将Cu含量[Cu]规定为0.03％以下，则能够更可靠地担保制品的低温韧性。特别是在采用大热量的焊接方法时等，如果将Cu含量[Cu]规定为0.01％以下，则能够更可靠地确保低温韧性。
V：0.020％以下(包含0％)
V对于提高母材强度是有效的。因此，也可以根据需要添加V。可是，如果添加超过0.020％的V，则HAZ韧性大大降低。因此，将V含量[V]限制在0.020％以下。为了充分抑制HAZ韧性的降低，优选将V含量[V]限制在0.010％以下。如果通过C或Mn、Ni等元素可充分确保钢材的强度，也不一定必须添加V。即使在从强度上的理由出发有选择性地添加V时，也优选将V含量[V]尽量抑制在较少。所以，更优选V含量[V]为0.005％以下。
本发明的焊接用钢材含有或限制上述成分，剩余部分包含铁及不可避免的杂质。但是，对于本发明的钢板，除上述成分以外，以进一步改善钢板本身的耐腐蚀性及热加工性为目的，或者作为来自铁屑等副原料的不可避免的杂质，也可以含有其它合金元素。但是，为了充分发挥上述成分(Ni等)的上述效果(提高母材韧性等)，优选按以下所述限制其它各合金元素(Cr、Mo、B、Ca、Mg、Sb、Sn、As、REM)。这些各元素的含量包含0％。
Cr使HAZ韧性降低，因此Cr含量[Cr]优选为0.1％以下，更优选为0.05％以下，最优选为0.02％以下。
Mo使HAZ韧性降低，因此Mo含量[Mo]优选为0.05％以下，更优选为0.03％以下，最优选为0.01％以下。
B提高HAZ硬度，使HAZ韧性降低，因此B含量[B]优选为0.0005％以下，更优选为0.0003％以下，最优选为0.0002％以下。
Sb损害HAZ韧性，因此Sb含量[Sb]优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下，最优选为0.001％以下。
Sn损害HAZ韧性，因此Sn含量[Sn]优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下，最优选为0.001％以下。
As损害HAZ韧性，因此As含量[As]优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下，最优选为0.001％以下。
REM具有抑制Ti氧化物生成的效果，因此REM含量[REM]优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下，最优选为0.001％以下。
如上所述，本发明的焊接用钢材作为钢成分含有或限制上述成分，剩余部分包含铁及不可避免的杂质。但是，本发明的焊接用钢材由于可作为结构材料使用，因此钢材最小尺寸(例如板厚)优选为6mm以上。如果考虑到作为结构材料的用途，钢材最小尺寸(例如板厚)可以为100mm以下。
在本发明的焊接用钢材钢的制造方法中，使用如上所述限定了各元素的含量及各参数(PCTOD及CeqH)的钢。
在本发明的焊接用钢材的制造方法中，采用连续铸造法从上述钢(钢水)制造板坯(铸坯)。在连续铸造法中，钢水的冷却速度(凝固速度)快，可在板坯中大量生成微细的Ti氧化物和Ti氮化物。
在轧制板坯时，需要使板坯的再加热温度在950℃～1100℃。在超过1100℃的再加热温度下，Ti氮化物粗大化，母材的韧性劣化，难以改善HAZ韧性。
此外，在低于950℃的再加热温度下，轧制的负荷大，阻碍生产率。因此，再加热温度的下限为950℃。所以，需要在950℃～1100℃的温度下进行轧制。
接着，在再加热后进行加工热处理。在加工热处理中，在将轧制温度控制在与钢成分相应的狭窄范围后，根据需要实施水冷。通过该加工热处理，能够进行奥氏体晶粒的微细化及显微组织的微细化，并能够改善钢材的强度及韧性。优选通过轧制进行控制，使最终的钢材(例如厚钢板)的厚度(最小尺寸)达到6mm以上。
通过该加工热处理，能够制造不仅焊接时的HAZ韧性充分，而且母材的韧性也充分的钢材。
作为加工热处理的方法，例如，可列举出利用控制轧制的方法、将控制轧制和加速冷却组合的方法(控制轧制-加速冷却)、轧制后直接淬火回火的方法(轧制后立即淬火-回火)。该加工热处理的方法优选将控制轧制和加速冷却组合的方法。再有，在制造了该钢材后，即使以脱氢及强度最佳化等为目的再加热到Ar3相变点以下的温度，也不损害钢材的特性。
实施例
以下，基于实施例及比较例说明本发明。
经由转炉、连续铸造、厚板(轧制)的工序，制造各种钢成分的厚钢板，对这些厚钢板实施了母材强度的抗拉试验及焊接接头的CTOD试验。
作为CTOD试验中使用的焊接接头，利用作为通常焊接试验采用的埋弧焊接(SAW)法，以4.5～5.0kJ/mm的焊接热量输入制作。如图4A及图4B所示，对于该焊接接头的FL部5，以焊接熔合线(FL)9相对于厚钢板的端面大致垂直的方式，采用K焊缝坡口来形成。
在CTOD试验中，使用t(板厚)×2t的断面尺寸的试验片，在该试验片上形成了与50％疲劳裂纹相对应的缺口。缺口位置(FL缺口7及IC缺口8)如图4A及图4B所示，为FL部(WM3和HAZ4的边界)5或IC部(HAZ4和BM1的边界)6。在CTOD试验中，对FL缺口7及IC缺口8分别在-60℃下实施了5条试验片的试验(合计10次)。
表1及表2中示出钢的化学成分，表3及表4中示出厚钢板(母材)的制造条件、母材(BM)的特性和焊接接头的特性。
此外，表3及表4中的热处理法的符号表示如下。
CR：控制轧制(为了改善钢材的强度及韧性，在最佳温度区进行轧制)
ACC：控制轧制-加速冷却(控制轧制后将钢材进行水冷、放冷到400℃～600℃的温度区)
DQ：轧制后立即淬火-回火(轧制后立即将钢材水冷到200℃以下的温度，然后进行回火)
此外，在表3及表4中的焊接接头的CTOD试验结果中，δc(av)表示5条试验片的CTOD值的平均值，δc(min)表示5条试验片中的CTOD值的最低值。
在实施例1～7及15～29中，屈服强度(YS)为430N/mm2(MPa)以上，抗拉强度为502N/mm2(MPa)以上，母材强度充分。此外，关于-60℃时的CTOD值(δc)，FL缺口的CTOD值的最小值δc(min)为0.42mm以上，IC缺口的CTOD值的最小值δc(min)为0.60mm以上，断裂韧性优良。
与此相对应，在比较例中，虽具有与实施例同等的强度，但与实施例相比，CTOD值较差，不适合作为在严酷环境下使用的钢材。
在比较例8及30中，钢中的C含量高，钢成分参数PCTOD及钢成分硬度参数CeqH也高。因此，FL缺口的CTOD值和IC缺口的CTOD值双方都低。
在比较例9、12～14及30、31、34、35中，钢成分硬度参数CeqH高。因此，特别是IC缺口的CTOD值低。
在比较例10及32中，钢中的Al含量高。因此，特别是FL部的组织控制不充分，FL缺口的CTOD值低。
在比较例13及36中，钢中的Nb含量高。因此，特别是IC缺口的CTOD值低。
在比较例12及34中，钢中的Si含量高，钢成分硬度参数CeqH高。因此，特别是IC缺口的CTOD值低。
在比较例14及35中，钢中的V含量高，钢成分参数PCTOD及钢成分硬度参数CeqH都高。因此，FL缺口的CTOD值和IC缺口的CTOD值双方都低。
比较钢10因Al量高、比较钢11因没有添加Mg、Ca、比较钢12因Si量高、比较钢13因Mg+Ca量过剩且Nb也过剩因而CeqH也高、比较例14因Ca过剩且V量过剩因而PCTOD及CeqH高，所以CTOD值都为低值。
比较钢31因Mn量过剩且CeqH值高，所以IC缺口的CTOD值为低值。
比较钢32因Al量高，虽PCTOD及CeqH值适当，但FL附近的组织控制不充分，因而FL缺口的CTOD值低。
比较钢33因Mg+Ca过剩，且PCTOD及CeqH值也高，因此FL、IC缺口的CTOD值都为低值。
比较钢34因Si量过剩，没有添加Mg、Ca，CeqH也高，因此FL、IC缺口的CTOD值都为低值。
比较钢35因V量过剩，比较钢22因Nb量过剩，所以CeqH增高，特别是IC缺口的CTOD值为低值。
在上述比较例8～14及30～38中，关于-60℃时的CTOD值(δc)，FL缺口的CTOD值的最小值δc(min)低于0.43mm，IC缺口的CTOD值的最小值δc(min)低于0.60mm，断裂韧性不充分。
图5中示出将表1～表4中的钢成分硬度参数CeqH和IC部的-60℃时的CTOD(δc)值的关系汇总的结果。如图5所示，在钢中的各成分及钢成分参数PCTOD满足上述条件的情况下，通过将钢成分硬度参数CeqH抑制在0.235％以下，制造了IC缺口的CTOD值的最小值δc(min)在0.25mm以上的钢材。再有，即使钢成分硬度参数CeqH在0.235％以下，在钢中的各成分及钢成分参数PCTOD没有满足上述条件的情况下，也不能制造CTOD值的最小值δc(min)在0.25mm以上的钢材(例如比较例8及37)。
[表1]
[表2]
Figure BDA0000058141500000161
[表3]
Figure BDA0000058141500000171
[表4]
Figure BDA0000058141500000181
As roll：轧制温度无限制的普通轧制，轧制后的冷却为放冷。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供从小热量输入到中热量输入的焊接中的焊接热影响区的CTOD特性优良的焊接用钢材及其制造方法。

Claims (4)

1.一种焊接用钢材，其特征在于，
以质量％计，含有：
C含量[C]为0.010％～0.065％的C、
Si含量[Si]为0.05％～0.20％的Si、
Mn含量[Mn]为1.52％～2.70％的Mn、
Ni含量[Ni]为0.10％～1.50％的Ni、
Ti含量[Ti]为0.005％～0.015％的Ti、
O含量[O]为0.0010％～0.0045％的O、
N含量[N]为0.002％～0.006％的N、
Mg含量[Mg]为0.0003％～0.003％的Mg、
Ca含量[Ca]为0.0003％～0.003％的Ca，
剩余部分包含铁及不可避免的杂质；
将P含量[P]限制在0.008％以下、
将S含量[S]限制在0.005％以下、
将Al含量[Al]限制在0.004％以下、
将Nb含量[Nb]限制在0.010％以下、
将Cu含量[Cu]限制在0.50％以下、
将V含量[V]限制在0.020％以下；
在将钢成分参数PCTOD定义为下式(1)，且将钢成分硬度参数CeqH定义为下式(2)时，所述PCTOD为0.065％以下，且所述CeqH为0.235％以下，
PCTOD＝[C]+[V]/3+[Cu]/22+[Ni]/67    (1)
CeqH＝[C]+[Si]/4.16+[Mn]/14.9+[Cu]/12.9+[Ni]/105+1.12[Nb]+[V]/1.82    (2)。
2.根据权利要求1所述的焊接用钢材，其特征在于，进一步将Cu含量[Cu]限制在0.03％以下。
3.根据权利要求1或2所述的焊接用钢材，其特征在于，进一步将Mg和Ca的合计含量限制在0.0030％以下。
4.一种焊接用钢的制造方法，其特征在于，通过连续铸造制造权利要求1或2所述的成分的板坯，并将所述板坯加热到950～1100℃的温度，然后进行加工热处理。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103998636A (zh) * 2012-12-13 2014-08-20 新日铁住金株式会社 焊接用钢材
CN108103398A (zh) * 2017-12-07 2018-06-01 新疆八钢铁股份有限公司 一种460Mpa级高强度高耐候钢板及其生产方法
JP2020509206A (ja) * 2016-12-23 2020-03-26 ポスコＰｏｓｃｏ 低温衝撃靭性及びｃｔｏｄ特性に優れた厚鋼板及びその製造方法

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8668784B2 (en) * 2009-05-19 2014-03-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel for welded structure and producing method thereof
US9403242B2 (en) 2011-03-24 2016-08-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel for welding
KR101618482B1 (ko) * 2011-11-25 2016-05-04 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 용접용 강재
JP5811044B2 (ja) * 2012-06-13 2015-11-11 新日鐵住金株式会社 溶接性、溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板およびその製造方法
CN109072383B (zh) * 2016-04-21 2021-02-09 日本制铁株式会社 厚钢板
CN112647020A (zh) * 2020-12-11 2021-04-13 贵州电网有限责任公司 一种耐候钢铁塔及其制备方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101292055A (zh) * 2006-12-20 2008-10-22 新日本制铁株式会社 焊接热影响区的韧性优良的钢

Family Cites Families (32)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2653594B2 (ja) 1991-12-18 1997-09-17 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼板の製造方法
JPH07278653A (ja) 1994-04-14 1995-10-24 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部の低温靱性が優れた鋼の製造法
RU2136775C1 (ru) 1995-01-26 1999-09-10 Ниппон Стил Корпорейшн Высокопрочная свариваемая сталь и ее варианты
JPH093597A (ja) * 1995-06-21 1997-01-07 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部靱性の優れた低温用鋼材およびその製造方法
JPH093590A (ja) 1995-06-21 1997-01-07 Nippon Steel Corp 酸化物分散強化フェライト系耐熱鋼板及びその製造方法
JP3256118B2 (ja) 1995-12-06 2002-02-12 新日本製鐵株式会社 超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼
JP3378433B2 (ja) * 1996-04-12 2003-02-17 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板の製造方法
JP3408385B2 (ja) 1996-04-17 2003-05-19 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部靭性の優れた鋼
RU2135622C1 (ru) 1996-12-16 1999-08-27 Ниппон Стил Корпорейшн Сталь, имеющая высокую ударную вязкость в зоне термического воздействия при сварке
JP4041201B2 (ja) 1997-02-28 2008-01-30 新日本製鐵株式会社 超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼
CA2231985C (en) 1997-03-26 2004-05-25 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Welded high-strength steel structures and methods of manufacturing the same
TW366411B (en) 1997-06-20 1999-08-11 Exxon Production Research Co Improved process for liquefaction of natural gas
EP1017862B1 (en) 1997-07-28 2006-11-29 Exxonmobil Upstream Research Company Method for producing ultra-high strength, weldable steels with superior toughness
BR9811059A (pt) 1997-07-28 2000-09-19 Exxonmobil Upstream Res Co Aço de baixa liga
JP3749616B2 (ja) 1998-03-26 2006-03-01 新日本製鐵株式会社 超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼
RU2198771C2 (ru) 1998-05-14 2003-02-20 ЭксонМобил Апстрим Ресерч Компани Сверхвысокопрочные криогенные сварные соединения
JP3898842B2 (ja) 1998-09-25 2007-03-28 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部の低温靭性に優れた鋼板
JP4355866B2 (ja) 1999-06-08 2009-11-04 住友金属工業株式会社 溶接熱影響部特性に優れた鋼材およびその製造方法
JP3802810B2 (ja) * 1999-10-12 2006-07-26 新日本製鐵株式会社 Ｈａｚ靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼とその製造方法
EP1221493B1 (en) 2000-05-09 2005-01-12 Nippon Steel Corporation THICK STEEL PLATE BEING EXCELLENT IN CTOD CHARACTERISTIC IN WELDING HEAT AFFECTED ZONE AND HAVING YIELD STRENGTH OF 460 Mpa OR MORE
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
JP3820079B2 (ja) * 2000-05-16 2006-09-13 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高強度鋼板
JP2002030380A (ja) 2000-07-12 2002-01-31 Nippon Steel Corp 溶接継手靭性の優れた高張力鋼とその製造方法
JP3968011B2 (ja) 2002-05-27 2007-08-29 新日本製鐵株式会社 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法
JP3817216B2 (ja) 2002-11-15 2006-09-06 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材および鋼溶接部材
JP4299754B2 (ja) * 2004-02-13 2009-07-22 新日本製鐵株式会社 大入熱溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚手高強度Ｎｉ含有鋼材
JP4660250B2 (ja) * 2004-04-07 2011-03-30 新日本製鐵株式会社 大入熱溶接による溶接熱影響部の低温靭性に優れた厚手高強度鋼板
JP4303703B2 (ja) 2005-06-21 2009-07-29 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部の破壊靭性に優れた鋼及びその製造方法
JP5076658B2 (ja) 2006-12-06 2012-11-21 Ｊｆｅスチール株式会社 大入熱溶接用鋼材
JP4751341B2 (ja) 2007-01-11 2011-08-17 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部のｃｔｏｄが優れた鋼およびその製造方法
EP2218800B1 (en) 2007-12-07 2012-05-16 Nippon Steel Corporation Steel with weld heat-affected zone having excellent ctod properties and process for producing the steel
US8668784B2 (en) 2009-05-19 2014-03-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel for welded structure and producing method thereof

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101292055A (zh) * 2006-12-20 2008-10-22 新日本制铁株式会社 焊接热影响区的韧性优良的钢

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103998636A (zh) * 2012-12-13 2014-08-20 新日铁住金株式会社 焊接用钢材
CN103998636B (zh) * 2012-12-13 2015-07-22 新日铁住金株式会社 焊接用钢材
JP2020509206A (ja) * 2016-12-23 2020-03-26 ポスコＰｏｓｃｏ 低温衝撃靭性及びｃｔｏｄ特性に優れた厚鋼板及びその製造方法
CN108103398A (zh) * 2017-12-07 2018-06-01 新疆八钢铁股份有限公司 一种460Mpa级高强度高耐候钢板及其生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
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