CN104145038B - 大线能量焊接用钢材 - Google Patents

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Abstract

本发明提供适合焊接线能量超过300kJ/cm的大线能量焊接并且适合于造船、建筑、土木等的各种结构物的钢材。具体而言，一种钢材，其具有如下的化学成分：以质量％计，C：0.03～0.08％、Si：0.01～0.15％、Mn：1.8～2.6％、P：0.008％以下、S：0.0005～0.0040％、Al：0.005％以下、Nb：0.003～0.03％、Ti：0.005～0.030％、N：0.0050～0.0080％、B：0.0003～0.0025％、根据需要的V、Cu、Ni、Cr、Mo、Ca、Mg、Zr、REM中的1种或2种以上，Ceq(IIW)为0.33～0.45，且余量为Fe和不可避免的杂质，在实施焊接线能量超过300kJ/cm的大线能量焊接后的熔合线附近的热影响部组织中，原奥氏体粒径为200μm以下，岛状马氏体面积百分率为1.0％以下。

Description

大线能量焊接用钢材
技术领域
本发明涉及造船(ship)、建筑、土木(civil engineering)等的各种钢结构物(various steel structures)中使用的钢材(structural steel plate)，特别涉及适合焊接线能量超过300kJ/cm的大线能量焊接(high heat input welding)的钢材。
背景技术
造船、建筑和土木等领域中使用的钢材通常通过焊接接合而精加工为期望形状的结构物。对于这些钢结构物而言，从确保安全性的观点考虑，当然要求所使用的钢材的母材韧性(base plate toughness)优良，而且要求焊接部的韧性(weld toughness)也优良。
另一方面，这些钢结构物、船舶越来越大型化，伴随着所使用的钢材的高强度化、厚壁化，在焊接施工中应用埋弧焊(submerged arc welding)、气电焊(electrogas arcwelding)和电渣焊(electroslag welding)等高效的大线能量焊接(high-efficiencyhigh heat input welding)。因此，在利用大线能量焊接进行焊接施工时，需要焊接部的韧性(weld toughness)优良的钢材。
然而，通常已知，如果焊接线能量增大，则焊接热影响部(热影响部(HeatAffected Zone)，有时也称为HAZ)的组织(microstructure)粗大化，因此，焊接热影响部的韧性(有时也称为HAZ韧性)下降。对于这种因大线能量焊接而导致的韧性下降，到目前为止已经提出了多种对策。例如，通过TiN的微细分散来抑制奥氏体晶粒(austenite grain)的粗大化、利用作为铁素体相变核(ferrite nucleation site)的作用的技术已经被实际使用。另外，还开发了使Ti的氧化物分散的技术(专利文献1)。
然而，在利用TiN作为核心的技术中，存在如下问题：在加热至TiN溶解的温度范围(TiN dissolution temperature)的焊接热影响部中，Ti所具有的上述抑制奥氏体晶粒粗大化的效果消失，并且铁基组织因固溶Ti(solute Ti)和固溶N(solute N)而脆化，韧性显著下降。
另外，在利用Ti氧化物的技术中，存在难以使氧化物均匀微细地分散的问题。
在利用TiN作为核心的技术中，作为将在熔合线附近(adjacent to fusion line)导致脆化的、伴随TiN溶解(dissolution of TiN)而产生的固溶N用添加到焊接材料和钢板中的B来固定的技术，已知专利文献2。
在专利文献2中，以不会对韧性产生不良影响的程度在钢板中添加B，由焊接材料(焊丝(wire)、焊剂(flux))在焊接金属部中添加足以抑制从奥氏体晶界(austenite grainboundary)生成的侧板条铁素体(ferrite side plate)的析出的B，通过使B从焊接金属部(weld metal)扩散而向焊接热影响部供给用于固定由于TiN的溶解生成的固溶N所需的最低限度的B量，由此使大线能量焊接部的焊接金属、焊接热影响部及熔合线(fusion line)均成为高韧性。
另一方面，在屈服强度(yield strength)为460N/mm2以上、添加较多的C量、合金添加量的钢成分中，在实施焊接线能量超过300kJ/cm的大线能量焊接时，在熔合线组织中形成数体积％的被称作岛状马氏体(Martensite-Austenite constituent)(有时也称为MA)的硬质脆化组织(brittle microstructure)，产生其阻碍韧性进一步提高的问题。
因此，特别是为了改善高强度级别的大线能量HAZ韧性，需要进一步抑制奥氏体晶粒的粗大化并且减少岛状马氏体。作为减少大线能量HAZ的岛状马氏体量的技术，公开了专利文献3、专利文献4、专利文献5。
在专利文献3中，在减少C量的同时，增加Mn量、降低相变开始温度(transformation start temperature)，由此，能够减少C向未相变奥氏体(untransformedaustenite)的分配，抑制岛状马氏体的生成。
另一方面，在专利文献4中，除了C量、Si量的降低以外，P量的降低对于减少大线能量焊接HAZ部的岛状马氏体量也是重要的。在专利文献5中，通过积极地添加Cr、Mo、V等，即使冷却速度变慢，也可以控制为能够生成低温相变贝氏体(bainite transformed atlower temperature)，设法形成膜状而非块状的岛状马氏体组织，同时使C量极低而使生成的岛状马氏体组织变得微细。
另外，在专利文献6中，对通过焊接线能量为130kJ/cm以下的焊接而得到的焊接热影响部的岛状马氏体百分率的上限进行了规定。
另外，作为从HAZ组织的结晶粒径的微细化的观点出发来进行大线能量HAZ韧性的改善而不通过岛状马氏体的控制的技术，在专利文献7中公开了如下技术：在利用TiO的钢中，通过微量添加B而控制自晶界产生的相变，并且通过增大Mn添加量而增大铁素体相变驱动力，使TiO-MnS复合析出物作为晶粒内相变核的效果增大，使得晶粒微细化而提高HAZ韧性。
另一方面，如上所述，基于Ti氧化物的稳定的分散生成在实际操作中难以进行的观点，在专利文献8中公开了如下技术：将Al设定得较高而进行Al脱氧，主动地地抑制TiO的生成，最大限度地有效利用TiN的钉扎效应(pinning effect)作为替代方法，从而实现HAZ晶粒的微细化。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭57-51243号公报
专利文献2：日本专利3722044号公报
专利文献3：日本特开2007-84912号公报
专利文献4：日本特开2008-163446号公报
专利文献5：日本专利3602471号公报
专利文献6：日本专利2135056号公报
专利文献7：日本特开2007-277681号公报
专利文献8：日本特开2011-6772号公报
发明内容
发明所要解决的问题
专利文献2的技术是通过B从焊接金属部的扩散来固定因TiN的溶解而在熔合线附近对韧性产生不良影响的固溶N的划时代的技术，但是无法避免由TiN的固溶产生的抑制奥氏体晶粒的粗大化的效果的下降。另外，在利用Ti氧化物的技术中，难以使Ti氧化物均匀微细地分散的问题尚未得到解决。
另一方面，在涉及岛状马氏体的减少的现有文献中，在专利文献3中，C含量减少，为了强度补偿，需要使Nb为0.03质量％以上，但可能会因此而生成岛状马氏体。
在专利文献4中，能够减少岛状马氏体，并且通过适当添加Ca而能够使相变生成核微细分散，但是必须添加Ni，存在合金成本高的问题。
另外，在专利文献5中，与减少岛状马氏体的百分率(MA volume fraction)相比，以控制其形态为主要目的，彻底地改善大线能量HAZ韧性是困难的。在专利文献6中，以焊接线能量为130kJ/cm以下的焊接作为对象，无法为岛状马氏体更容易生成的超过300kJ/cm的大线能量焊接的韧性改善提供参考。在专利文献7的技术中，担心会由于作为奥氏体形成元素的Mn量增大而产生岛状马氏体的不良影响。另外，在专利文献8的技术中，仅使用TiN的晶粒微细化仍然有限，难以实现本发明中要实现的低温韧性。
本发明为了在尽可能地不花费合金成本的情况下通过抑制奥氏体晶粒的粗大化并减少岛状马氏体来提高大线能量HAZ的韧性而完成，其目的在于提供在焊接线能量超过300kJ/cm的大线能量焊接中具有优良的HAZ韧性的大线能量焊接用钢材。
用于解决问题的方法
本发明人为了在对屈服强度为460N/mm2以上的高强度钢实施焊接线能量超过300kJ/cm的大线能量焊接时提高熔合线附近的HAZ韧性而进行了深入研究。结果发现，1.为了抑制奥氏体晶粒的粗大化，并用Ti氧化物与TiN的钉扎是有效的；2.为了减少岛状马氏体，在积极地添加Mn作为尽量不使岛状马氏体生成而有效提高强度的元素的同时，使作为杂质元素的P量减少至0.008质量％以下是有效的，能够基本抑制岛状马氏体的生成。
关于Ti氧化物与TiN的钉扎的并用，发现：通过对在炼钢阶段的初期脱氧工序中，将作为强脱氧元素的Al的添加量抑制为必要的最低限度而确保钢水中的溶解氧，然后添加Ti，使Ti氧化物结晶后快速地转移至铸造工序这一系列处理工序进行优化，能够确保均匀分散在钢坯中且不易粗大化的Ti氧化物。
另一方面，关于岛状马氏体量的减少，发现：通过Mn的增加、P的减少，在大线能量焊接后的冷却中生成的C浓度高的未相变奥氏体容易分解为渗碳体，能够减少热影响部组织中的岛状马氏体量。
本发明是在上述所得见解的基础上进一步进行研究而完成的，即，本发明为：
1.一种大线能量焊接用钢材，其具有如下的化学成分：C：0.03～0.08质量％、Si：0.01～0.15质量％、Mn：1.8～2.6质量％、P：0.008质量％以下、S：0.0005～0.0040质量％、Al：0.005质量％以下、Nb：0.003～0.03质量％、Ti：0.005～0.030质量％、N：0.0050～0.0080质量％、B：0.0003～0.0025质量％，Ceq(IIW)为0.33～0.45，且余量为Fe和不可避免的杂质，
在实施焊接线能量超过300kJ/cm的大线能量焊接后的熔合线附近的热影响部组织中，原奥氏体粒径(prior austenite grain diameter)为200μm以下，岛状马氏体面积百分率为1.0％以下，
其中，Ceq(IIW)＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15，各元素符号表示各元素的含量(质量％)。
2.如1所述的大线能量焊接用钢材，其中，在化学成分中，进一步含有V：0.2质量％以下。
3.如1或2所述的大线能量焊接用钢材，其中，在化学成分中，进一步含有选自Cu：1.0质量％以下、Ni：1.0质量％以下、Cr：0.4质量％以下和Mo：0.4质量％以下中的一种或两种以上。
4.如1～3中任一项所述的大线能量焊接用钢材，其中，在化学成分中，进一步含有选自Ca：0.0005～0.0050质量％、Mg：0.0005～0.0050质量％、Zr：0.001～0.02质量％、REM：0.001～0.02质量％中的一种或两种以上。
发明效果
根据本发明，可以得到即使进行超过300kJ/cm的大线能量焊接也具有优良的焊接热影响部韧性的钢材，因此，大大有助于提高经埋弧焊、气电焊、电渣焊等大线能量焊接施工的大型结构物的品质。
附图说明
图1示出原奥氏体粒径、岛状马氏体的面积百分率和模拟焊接热影响部的韧性。
具体实施方式
本发明中规定了成分组成和通过超过300kJ/cm的大线能量焊接形成的焊接热影响部的组织。
[成分组成]
C：0.03～0.08质量％
对于C而言，为了得到作为结构用钢所需的强度，将下限设定为0.03质量％，为了抑制岛状马氏体的生成量，将上限设定为0.08质量％。进一步优选为0.035～0.068质量％。
Si：0.01～0.15质量％
Si在炼钢工序中作为脱氧材料(deoxidizing agent)，需要为0.01质量％以上，但如果超过0.15质量％，则除了使母材的韧性变差以外，还会在大线能量焊接热影响部中生成岛状马氏体而使韧性变差，因此设定为0.01～0.15质量％。进一步优选为0.01～0.10质量％。
Mn：1.8～2.6质量％
Mn在本发明中是重要的元素，为了确保母材的强度而不依赖于其他合金元素，需要含有1.8质量％以上。与添加Ni等其他合金元素时相比，具有如下效果：容易使在大线能量焊接后的冷却中生成的C浓度高的未相变奥氏体分解为渗碳体，抑制岛状马氏体的生成而确保热影响部的韧性。如果超过2.6质量％，则会使焊接部的韧性变差，因此设定为1.8～2.6质量％。优选设定为1.8～2.2质量％。进一步优选为大于2.0％且2.2质量％以下。
P：0.008质量％以下
P在本发明中也是重要的元素，如果超过0.008质量％，则在大线能量焊接后的冷却中生成的C浓度高的未相变奥氏体难以分解为渗碳体，其形成MA而使韧性变差，因此设定为0.008质量％以下。优选设定为0.006质量％以下。
S：0.0005～0.0040质量％
对于S而言，为了生成对于促进晶粒内相变而提高韧性有效的MnS或CaS，需要为0.0005质量％以上，如果超过0.0040质量％，则会使母材的韧性变差，因此设定为0.0005～0.0040质量％。进一步优选为0.0015～0.0030质量％。
Al：0.005质量％以下
如果Al含量高，则不会生成Ti氧化物，大线能量焊接熔合线附近的奥氏体晶粒粗大化，韧性下降。因此，在本发明中，为了生成Ti氧化物，要尽可能地不含有Al，但可以含有至0.005质量％。优选为0.004质量％以下。
Nb：0.003～0.03质量％
Nb是对于确保母材的强度、韧性和接头强度有效的元素，但小于0.003％时，该效果小。如果含量超过0.03质量％，则会由于在焊接热影响部形成岛状马氏体而使韧性变差，因此设定为0.003～0.03质量％。进一步优选为0.005～0.02质量％。
Ti：0.005～0.030质量％
Ti在凝固时形成作为二次脱氧产物的Ti氧化物并分散，其剩余部分进一步形成TiN并析出，有助于抑制焊接热影响部中的奥氏体的粗大化，或形成铁素体相变核而有助于高韧性化。对于有助于钉扎的Ti氧化物，已知其尺寸越小，则效果越大，在本发明中，以确保1.0μm以下的Ti氧化物作为目标。因此，如果Ti的添加量未达到0.005质量％，则无法确保充分有助于钉扎的Ti氧化物的量，另一方面，当Ti过剩时，不能完全以氧化物形式结晶的Ti以TiN的形式析出，如果超过0.030质量％，则该TiN粒子粗大化，无法得到抑制奥氏体粗大化的效果，因此设定为0.005～0.030质量％。进一步优选为0.005～0.02质量％。
N：0.0050～0.0080质量％
N是为了确保TiN的必要量所需的元素，小于0.0050质量％时，无法得到充分的TiN量，如果超过0.0080质量％，则会由于在TiN溶解的区域中固溶N量增加而使焊接热影响部的韧性下降，并且使焊接金属的韧性也下降，因此设定为0.0050～0.0080质量％。优选为0.0052％～0.0080质量％，更优选为0.0055％～0.0080质量％。
需要说明的是，为了充分地有效利用Ti氧化物以及TiN的钉扎效应并且抑制在固溶N剩余时的韧性下降，更优选将Ti量和N量分别控制为上述范围并且将Ti/N之比控制为1.3～2.5的范围。
B：0.0003～0.0025质量％
B是在焊接热影响部中生成BN而减少固溶N并且作为铁素体相变核发挥作用的元素。为了得到这种效果，需要为0.0003质量％以上，但如果添加量超过0.0025质量％，则淬透性过剩，韧性变差，因此设定为0.0003～0.0025质量％。进一步优选为0.0005～0.0020质量％。
Ceq(IIW)：0.33～0.45
如果Ceq(IIW)(＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15，各元素符号表示各元素的含量(质量％))小于0.33，则无法得到所需的母材强度。另一方面，如果Ceq大于0.45，则由于大线能量焊接而在熔合线附近的热影响部中生成的岛状马氏体的面积百分率超过1.0％，热影响部的韧性变差，因此限制为0.33～0.45，优选设定为0.37～0.42。进一步优选Ceq为0.39～0.42的范围。
在本发明中，可以进一步含有具有作为铁素体生成核的功能的V和/或选自具有提高强度等功能的Cu、Ni、Cr、Mo中的至少1种或2种以上。
V：0.2质量％以下
V有助于提高母材的强度和韧性，并且以VN的形式作为铁素体生成核发挥作用。为了得到这种效果，优选含有0.03质量％以上，但如果超过0.2质量％，则反而会导致韧性下降，因此，在含有时，优选设定为0.2质量％以下。进一步优选为0.1质量％以下。
Cu：1.0质量％以下
Cu是对母材的高强度化有效的元素。为了得到该效果，优选含有0.2质量％以上，但如果过量含有，则会对韧性产生不良影响，因此，在含有时，优选将上限设定为1.0质量％。进一步优选为0.4质量％以下。
Ni：1.0质量％以下
Ni是对母材的高强度化有效的元素。为了得到该效果，优选含有0.2质量％以上，但如果过量含有，则会对韧性产生不良影响，因此，在含有时，优选将上限设定为1.0质量％。进一步优选为0.4质量％以下。
Cr：0.4质量％以下
Cr是对母材的高强度化有效的元素。为了得到该效果，优选含有0.1质量％以上，但如果过量含有，则会对韧性产生不良影响，因此，在含有时，优选将上限设定为0.4质量％。
Mo：0.4质量％以下
Mo是对母材的高强度化有效的元素。为了得到该效果，优选含有0.1质量％以上，但如果过量含有，则会对韧性产生不良影响，因此，在含有时，优选将上限设定为0.4质量％。
在本发明中，可以进一步含有选自Ca、Mg、Zr、REM中的至少1种或2种以上。
Ca：0.0005～0.0050质量％
Ca是具有通过S的固定、氧硫化物的分散而改善韧性的效果的元素。为了发挥这种效果，优选至少含有0.0005质量％以上，但即使含量超过0.0050质量％，效果也会饱和，因此，在含有时，优选设定为0.0005～0.0050质量％。进一步优选为0.0010～0.0030质量％。
Mg：0.0005～0.0050质量％
Mg是具有通过氧化物的分散而改善韧性的效果的元素。为了发挥这种效果，优选至少含有0.0005质量％以上，但即使含量超过0.0050质量％，效果也会饱和，因此，在含有时，优选设定为0.0005～0.0050质量％。进一步优选为0.0010～0.0030质量％。
Zr：0.001～0.02质量％
Zr是具有通过氧化物的分散而改善韧性的效果的元素。为了发挥这种效果，优选至少含有0.001质量％以上，但即使含量超过0.02质量％，效果也会饱和，因此，在含有时，优选设定为0.001～0.02质量％。进一步优选为0.005～0.0015质量％。
REM：0.001～0.02质量％
REM是具有通过氧化物的分散而改善韧性的效果的元素。为了发挥这种效果，优选至少含有0.001质量％以上，但即使含量超过0.02质量％，效果也会饱和，因此，在含有时，优选设定为0.001～0.02质量％。进一步优选为0.005～0.0015质量％。
在本发明中，为了形成Ti氧化物，优选含有0.0010％以上的O。另一方面，如果含有0.0040％以上，则会生成粗大的TiO，可能会使韧性下降，因此优选为0.0040％以下。
[焊接热影响部的组织]
作为焊接热影响部的组织，将熔合线附近的组织规定为“原奥氏体粒径为200μm以下，岛状马氏体的面积百分率为1.0％以下”。
图1是表示实施例的表2记载的HAZ的MA百分率(体积％)与HAZ的vTrs(℃)的关系的图。可知，通过使原奥氏体粒径为200μm以下并且使HAZ的MA百分率为1体积％以下，vTrs达到-55℃以下。需要说明的是，本发明中要求的HAZ的韧性水平是以vTrs计为-55℃以下。
如前所述，本发明是通过抑制焊接热影响部(HAZ)中暴露于最高温、奥氏体(austenite)粗大化的熔合线附近的奥氏体晶粒的生长以及岛状马氏体的生成，从而实现大线能量焊接部的韧性的提高的技术。为了得到该效果，需要将上述熔合线附近的热影响部中的原奥氏体粒径抑制为200μm以下并且将岛状马氏体的面积百分率抑制为1.0％以下。
此处，熔合线附近的热影响部是指距离熔合线500μm以内的范围的热影响部。熔合线附近的热影响部的原奥氏体粒径可以通过对焊接部的截面进行研磨、腐蚀并利用光学显微镜进行观察来确认。
熔合线附近的热影响部的岛状马氏体可以同样通过对焊接部的截面进行研磨、腐蚀(etching)并利用SEM(scanning electron microscope)进行观察来确认。需要说明的是，熔合线附近的热影响部的组织是除了上述岛状马氏体以外、以针状铁素体(acicularferrite)、贝氏体为主且包含铁素体(ferrite)、珠光体(perlite)等的组织。
本发明的钢材例如以下述方式制造。首先，将铁水(hot metal)利用转炉(converter)进行精炼而制成钢后，进行RH脱气(RH degasifying)，经过连铸(continuouscast)或铸锭(ingot casting)-开坯(blooming)工序，制成钢片。将得到的钢片再加热，进行热轧。根据所期望的强度、韧性，在热轧后放冷，或者在前述热轧后，实施加速冷却(accelerated cooling)、直接淬火(direct quenching)-回火(tempering)、再加热淬火(reheating and quenching)-回火、再加热正火(reheating and normalizing)-回火等中的任意一种热处理。以下，基于实施例对本发明的作用效果进行具体说明。
实施例
在150kg的高频熔炼炉(high-frequency melting furnace)中，对表1-1和表1-2所示组成的钢进行熔炼后，通过热轧制成厚度为70mm的钢坯(slab)，在1150℃下加热2小时后，再进行热轧，在板厚中心温度为850℃的条件下精加工至30mm，然后，以8℃/秒的冷却速度进行加速冷却。冷却速度是在30mm的板厚中心处模拟(simulate)60mm的板厚的1/4位置的冷却速度而得到的冷却速度。
将轧制后的30mm板在500℃下进行10分钟回火后，裁取平行部14φ×85mm、标点间距(gauge length)为70mm的圆棒拉伸试验片和2mm的V型缺口夏比试验片，评价母材的强度(屈服应力YS、拉伸强度TS)和韧性。需要说明的是，对于2mm的V型缺口夏比试验片，在-100～40℃的范围内适当进行夏比冲击试验(Charpy impact test)，求出塑性断口率(ductilefracture ratio)为50％的断口转变临界温度(fracture transition temperature)vTrs，评价韧性。
此外，为了由这些钢板测定焊接热循环后的特性，裁取宽80mm×长80mm×厚15mm的试验片，进行在加热至1450℃后用270秒在800℃～500℃冷却(相当于气电焊中线能量为400kJ/cm的焊接热影响部)的模拟焊接热循环(Simulated Weld Thermal Cycle)，并通过2mm的V型缺口夏比试验(V notch charpy impact specimen)对模拟焊接热影响部(Simulated HAZ)的韧性进行评价。
关于模拟焊接热影响部中的原奥氏体粒径，在通过硝酸乙醇溶液腐蚀(naitaletching)而露出显微组织后，描绘5张光学显微镜的100倍照片，然后分别进行图像分析(imaging analysis)，算出其圆当量直径的平均值。关于模拟焊接热影响部中的岛状马氏体的面积百分率，通过两阶段腐蚀法(two-step etching method)露出岛状马氏体后，描绘(trace)5张SEM的2000倍的照片，然后分别进行图像分析，算出其平均值。
将原奥氏体粒径、岛状马氏体的面积百分率和模拟焊接热影响部的韧性与母材的机械性质一同示于表2和图1中。由表2和图1可知，发明例中，原奥氏体粒径均为200μm以下，岛状马氏体面积百分率均为1.0％以下，可以得到良好的模拟焊接热影响部韧性。
与此相对，比较例中，原奥氏体粒径超过200μm，或者岛状马氏体的面积百分率超过1.0％，因此模拟焊接热影响部的韧性差。这些比较例中，C、Si、Mn、P、Al、Nb、Ti、B、N、Ceq(IIW)、作为可选元素之一的Cr等的值偏离本发明范围。
另外，在本发明例中，还对热影响部在-10℃和-40℃下的吸收能(分别记为vE-10、vE-40)进行了测定以供参考。在-10℃下的热影响部的吸收能vE-10为257～297J，在-40℃下的热影响部的吸收能vE-40为217～242J。这些吸收能均高于专利文献2、3、4、5和7的实施例中公开的发明钢的熔合线附近的热影响部的吸收能，可以确认在本发明例中得到了优良的焊接部韧性。
表2
注：下划线表示在本发明范围之外。
注：MA：岛状马氏体。

Claims (5)

1.一种大线能量焊接用钢材，其具有如下的化学成分：C：0.03～0.08质量％、Si：0.01～0.15质量％、Mn：1.8～2.6质量％、P：0.008质量％以下、S：0.0005～0.0040质量％、Al：0.004质量％以下、Nb：0.003～0.03质量％、Ti：0.005～0.030质量％、N：0.0050～0.0080质量％、B：0.0003～0.0025质量％，Ceq(IIW)为0.33～0.45，Ti/N的质量比为1.3～2.5，且余量为Fe和不可避免的杂质，
在实施焊接线能量超过300kJ/cm的大线能量焊接后的熔合线附近的热影响部组织中，原奥氏体粒径为200μm以下，岛状马氏体面积百分率为1.0％以下，
其中，Ceq(IIW)＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15，各元素符号表示各元素的质量％含量。
2.如权利要求1所述的大线能量焊接用钢材，其中，在化学成分中，进一步含有V：0.2质量％以下。
3.如权利要求1或2所述的大线能量焊接用钢材，其中，在化学成分中，进一步含有选自Cu：1.0质量％以下、Ni：1.0质量％以下、Cr：0.4质量％以下和Mo：0.4质量％以下中的一种或两种以上。
4.如权利要求1或2所述的大线能量焊接用钢材，其中，在化学成分中，进一步含有选自Ca：0.0005～0.0050质量％、Mg：0.0005～0.0050质量％、Zr：0.001～0.02质量％、REM：0.001～0.02质量％中的一种或两种以上。
5.如权利要求3所述的大线能量焊接用钢材，其中，在化学成分中，进一步含有选自Ca：0.0005～0.0050质量％、Mg：0.0005～0.0050质量％、Zr：0.001～0.02质量％、REM：0.001～0.02质量％中的一种或两种以上。
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Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111055042A (zh) * 2019-11-30 2020-04-24 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 一种疲劳性能优异的大热输入焊接接头
CN112921150A (zh) * 2021-01-29 2021-06-08 五矿营口中板有限责任公司 一种不含铝的适合于大线能焊接的低合金钢板的制造方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03162522A (ja) * 1989-11-22 1991-07-12 Nippon Steel Corp 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた高張力厚鋼板の製造法
CN101045976A (zh) * 2006-03-27 2007-10-03 宝山钢铁股份有限公司 可超大线能量焊接低温用厚钢板及其制造方法
JP4523893B2 (ja) * 2005-08-22 2010-08-11 新日本製鐵株式会社 母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼およびその製造方法
WO2010134220A1 (ja) * 2009-05-22 2010-11-25 Ｊｆｅスチール株式会社 大入熱溶接用鋼材
WO2010143726A1 (ja) * 2009-06-11 2010-12-16 新日本製鐵株式会社 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び、大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板
JP4673784B2 (ja) * 2006-04-11 2011-04-20 新日本製鐵株式会社 優れた溶接熱影響部靭性を有する高強度鋼板およびその製造方法
WO2011096510A1 (ja) * 2010-02-04 2011-08-11 新日本製鐵株式会社 高強度溶接鋼管及びその製造方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5751243A (en) 1980-09-12 1982-03-26 Nippon Steel Corp Steel products for welding
JP3602471B2 (ja) 2000-05-24 2004-12-15 株式会社神戸製鋼所 溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
JP3722044B2 (ja) 2001-10-31 2005-11-30 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接継手
JP4828284B2 (ja) 2005-08-22 2011-11-30 新日本製鐵株式会社 溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼およびその製造方法
JP5098235B2 (ja) * 2006-07-04 2012-12-12 新日鐵住金株式会社 低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管及びラインパイプ用高強度鋼板並びにそれらの製造方法
WO2008069289A1 (ja) * 2006-11-30 2008-06-12 Nippon Steel Corporation 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
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
JP5135056B2 (ja) 2008-05-15 2013-01-30 株式会社日本触媒 水硬性材料用収縮低減剤および水硬性材料用収縮低減剤組成物
JP2011241461A (ja) * 2010-05-20 2011-12-01 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
JP5796636B2 (ja) * 2011-12-14 2015-10-21 Ｊｆｅスチール株式会社 大入熱溶接用鋼材

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03162522A (ja) * 1989-11-22 1991-07-12 Nippon Steel Corp 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた高張力厚鋼板の製造法
JP4523893B2 (ja) * 2005-08-22 2010-08-11 新日本製鐵株式会社 母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼およびその製造方法
CN101045976A (zh) * 2006-03-27 2007-10-03 宝山钢铁股份有限公司 可超大线能量焊接低温用厚钢板及其制造方法
JP4673784B2 (ja) * 2006-04-11 2011-04-20 新日本製鐵株式会社 優れた溶接熱影響部靭性を有する高強度鋼板およびその製造方法
WO2010134220A1 (ja) * 2009-05-22 2010-11-25 Ｊｆｅスチール株式会社 大入熱溶接用鋼材
WO2010143726A1 (ja) * 2009-06-11 2010-12-16 新日本製鐵株式会社 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び、大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板
WO2011096510A1 (ja) * 2010-02-04 2011-08-11 新日本製鐵株式会社 高強度溶接鋼管及びその製造方法

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