CN106987764A

CN106987764A - 焊接结构用铸钢件及其制造方法

Info

Publication number: CN106987764A
Application number: CN201610906543.9A
Authority: CN
Inventors: 谷和也; 高冈宏行; 筱崎智也
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2015-11-05
Filing date: 2016-10-18
Publication date: 2017-07-28
Also published as: KR101885436B1; CN110066962A; JP6169667B2; KR20170053128A; JP2017088924A

Abstract

本发明提供焊接结构用铸钢件及其制造方法，所述铸钢件具有如下组成：以质量％计含有C：0.10％以上且0.17％以下、Si：0.01％以上且0.40％以下、Mn：0.7％以上且1.4％以下、Ni：1.00％以上且2.00％以下、Cr：0.20％以上且0.50％以下、Mo：0.10％以上且0.30％以下、V：0.05％以上且0.20％以下，余量为Fe及不可避免的杂质，并且下述式(1)所示的焊接裂纹敏感性组成Pcm为0.3以下，所述铸钢件具有主要组织为铁素体及贝氏体的金属组织，所述铸钢件的位错密度为1.35×10¹³m^‑2以上。据此，能够使拉伸强度为550MPa以上且使焊接性优异。Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B (1)式(1)中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V及B，分别在含有的情况下表示以质量％计的含量，分别在不含的情况下表示0。

Description

焊接结构用铸钢件及其制造方法

技术领域

本发明涉及焊接结构用铸钢件及其制造方法。

背景技术

作为拉伸强度为550MPa以上的焊接结构用铸钢件，JIS－G5102(2015)中规定有SCW550等。为了使铸钢件满足这样的强度，通常需要增加合金量。但是，若增加合金量，则焊接性降低。作为其改善方案，已知需要在焊接施工前进行将焊接部加热到规定温度以上的预热、以及在焊接后进行加热焊接部以去除应力的退火(以下，有时简称为后热)。

作为例如挂舵臂(rudder horn)、轴颈轴承(neck bearing)等船舶用船体构件等使用的大型铸钢件，大多在室外实施焊接施工，从而难以管理预热及后热的条件并实施该预热及后热。因此，尤其大型的焊接结构用铸钢件，被期待提高其焊接性并简化预热及后热。

日本专利公开公报特开2001－181783号以将焊接结构用铸钢件的强度下降抑制在最小范围内且提高该铸钢件的焊接性为目的，公开了用于焊接性指标的由下述式(1)表示的焊接裂纹敏感性组成Pcm。该日本专利公开公报具体公开了：通过将焊接裂纹敏感性组成Pcm设为0.3以下，从而获得良好的焊接性。

Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B(1)

通常，在强度和焊接性之间存在着彼此对立的权衡(trade-off)关系。在该关系之下，大型焊接结构用铸钢件被要求进一步提高强度及焊接性。具体而言，被要求实现即使冬季在室外不进行预热和/或后热也能够焊接的拉伸强度为550MPa以上的焊接结构用铸钢件。

发明内容

本发明的目的在于提供一种能够实现550MPa以上的拉伸强度以及焊接性优异的焊接结构用铸钢件及该焊接结构用铸钢件的制造方法。

本发明一个方面涉及焊接结构用铸钢件。所述焊接结构用铸钢件具有如下组成：含有C：0.10质量％以上且0.17质量％以下、Si：0.01质量％以上且0.40质量％以下、Mn：0.7质量％以上且1.4质量％以下、Ni：1.00质量％以上且2.00质量％以下、Cr：0.20质量％以上且0.50质量％以下、Mo：0.10质量％以上且0.30质量％以下、V：0.05质量％以上且0.20质量％以下，余量为Fe及不可避免的杂质，并且下述式(1)所示的焊接裂纹敏感性组成Pcm为0.3以下，所述铸钢件具有主要组织为铁素体及贝氏体的金属组织，所述铸钢件的位错密度为1.35×10¹³m^-2以上，

Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B (1)

式(1)中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V及B，分别在含有的情况下表示以质量％计的含量，分别在不含的情况下表示0。

本发明另一个方面涉及焊接结构用铸钢件的制造方法。所述制造方法包括：铸造工序，对具有所述组成的钢进行铸造，获得铸造件；和调质工序，对所述铸造件进行调质；其中，所述调质工序包括：加热工序，将所述铸造件加热到奥氏体化温度以上；冷却工序，对在所述加热工序加热的铸造件进行冷却，从而获得冷却后的铸造件的主要组织成为铁素体及贝氏体的金属组织；和回火工序，所述冷却工序后，将所述铸造件在低于奥氏体化温度的温度进行回火，获得铸钢件；其中，所述冷却工序中，以使所述铸钢件的位错密度达到1.35×10¹³m^-2以上的速度进行冷却。

本发明的目的、特征、所涉及的方面以及优点，通过以下的详细说明能够变得更加清楚。

具体实施方式

首先，对本发明的一个方面涉及的焊接结构用铸钢件进行详细说明。

[焊接结构用铸钢件]

本发明的焊接结构用铸钢件具有如下组成：含有C(碳)：0.10质量％以上且0.17质量％以下、Si(硅)：0.01质量％以上且0.40质量％以下、Mn(锰)：0.7质量％以上且1.4质量％以下、Ni(镍)：1.00质量％以上且2.00质量％以下、Cr(铬)：0.20质量％以上且0.50质量％以下、Mo(钼)：0.10质量％以上且0.30质量％以下、V(钒)：0.05质量％以上且0.20质量％以下，余量为Fe(铁)及不可避免的杂质。

该焊接结构用铸钢件的下述式(1)所示的焊接裂纹敏感性组成Pcm的下限值因上述组成而必然为0.17，优选为0.20，更优选为0.22。另一方面，上述焊接裂纹敏感性组成Pcm的上限值为0.3，优选为0.27，更优选为0.26。在上述焊接裂纹敏感性组成Pcm小于上述下限值时，有强度变得不充分之虞。相反地，在上述焊接裂纹敏感性组成Pcm大于上述上限值时，有在常温下进行焊接时产生焊接裂纹之虞。

Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B(1)

式(1)中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V及B，分别在含有的情况下表示以质量％计的该元素的含量，分别在不含的情况下表示0。

该焊接结构用铸钢件的金属组织以铁素体及贝氏体为主要组织。需要说明的是，“以铁素体及贝氏体为主要组织”是指：该焊接结构用铸钢件的剖面中的铁素体组织及贝氏体组织的合计面积率为50％以上，优选为70％以上，更优选为90％以上。

该焊接结构用铸钢件的位错密度的下限值为1.35×10¹³m^-2，优选为1.80×10¹³m^-2，更优选为2.00×10¹³m^-2。另一方面，对上述位错密度的上限值没有特别限定，实际上认为是1.00×10¹⁵m^-2。位错密度小于上述下限值时，有强度变得不充分之虞。

以下对该焊接结构用铸钢件所含有的元素进行说明。

＜C(碳)＞

C是用于确保该焊接结构用铸钢件的强度所必需的元素。C含量的下限值为0.10质量％，优选为0.11质量％，更优选为0.12质量％。另一方面，C含量的上限值为0.17质量％，优选为0.15质量％，更优选为0.14质量％。C含量小于上述下限值时，有该焊接结构用铸钢件的强度变得不充分之虞。相反地，C含量大于上述上限值时，有该焊接结构用铸钢件因耐HIC性降低而焊接性变得不充分之虞。其理由在于，该焊接结构用铸钢件中生成岛状马氏体，该岛状马氏体成为HIC(氢致裂纹：Hydrogen Induced Cracking)的起点。此外，C的含量大于上述上限值时，有因该焊接结构用铸钢件的耐SSCC(硫化物应力腐蚀开裂：SulfiedStress Corrosion Cracking)性降低而焊接性变得不充分之虞。其理由在于，该焊接结构用铸钢件在进行焊接时，在HAZ(热影响区：Heat Affected Zone)中接近焊接部的部位产生马氏体的硬度上升。

＜Si(硅)＞

Si是在该焊接结构用铸钢件的制造过程中进行脱氧时所必需的元素。Si含量的下限值为0.01质量％，优选为0.10质量％，更优选为0.20质量％。另一方面，Si含量的上限值为0.40质量％，优选为0.36质量％，更优选为0.34质量％。Si含量小于上述下限值时，有制造该焊接结构用铸钢件时脱氧变得不充分之虞。相反地，Si含量大于上述上限值时，有容易产生逆V偏析等铸造缺陷、从而产生韧性的偏差之虞。此外，有因生成成为HIC的起点的岛状马氏体而耐HIC性降低之虞。

＜Mn(锰)＞

Mn是为了确保该焊接结构用铸钢件的强度所必需的元素。Mn含量的下限值为0.7质量％，优选为0.9质量％，更优选为1.0质量％。另一方面，Mn含量的上限值为1.4质量％，优选为1.3质量％，更优选为1.2质量％。Mn含量小于上述下限值时，有该焊接结构用铸钢件的强度变得不充分之虞。相反地，Mn含量大于上述上限值时，有与不可避免的杂质S一起形成MnS、从而耐HIC性降低据此焊接性变得不充分之虞。

＜Ni(镍)＞

Ni是有助于提高该焊接结构用铸钢件的强度的元素。Ni含量的下限值为1.00质量％，优选为1.10质量％，更优选为1.20质量％。另一方面，Ni含量的上限值为2.00质量％，优选为1.95质量％，更优选为1.90质量％。Ni含量小于上述下限值时，有该焊接结构用铸钢件的强度降低之虞。相反地，Ni含量大于上述上限值时，有该焊接结构用铸钢件在焊接时硬质马氏体在HAZ中接近焊接部的部位增加、从而耐SSCC性降低之虞。此外，有该焊接结构用铸钢件变得不必要地昂贵之虞。

＜Cr(铬)＞

Cr是有助于提高该焊接结构用铸钢件的强度的元素。Cr含量的下限值为0.20质量％，优选为0.23质量％，更优选为0.25质量％。另一方面，Cr含量的上限值为0.50质量％，优选为0.35质量％，更优选为0.30质量％。Cr含量小于上述下限值时，有该焊接结构用铸钢件的强度降低之虞。相反地，Cr含量大于上述上限值时，有耐SSCC性降低、从而焊接性变得不充分之虞。其理由在于，该焊接结构用铸钢件在焊接时硬质马氏体在HAZ中接近焊接部的部位增加。

＜Mo(钼)＞

Mo为有助于提高该焊接结构用铸钢件的强度、提高回火软化阻抗的元素。Mo含量的下限值为0.10质量％，优选为0.12质量％，更优选为0.13质量％。另一方面，Mo含量的上限值为0.30质量％，优选为0.25质量％，更优选为0.20质量％。Mo含量小于上述下限值时，有该焊接结构用铸钢件的强度变得不充分之虞、以及变得难以在维持强度的条件下进行回火之虞。相反地，Mo含量大于上述上限值时，有耐SSCC性降低、从而焊接性变得不充分之虞。其理由在于，该焊接结构用铸钢件在焊接时硬质马氏体在HAZ中接近焊接部的部位增加。

＜V(钒)＞

V为有助于提高该焊接结构用铸钢件的强度、提高回火软化阻抗的元素。V含量的下限值为0.05质量％，优选为0.07质量％，更优选为0.08质量％。另一方面，V含量的上限值为0.20质量％，优选为0.17质量％，更优选为0.15质量％。V含量小于上述下限值时，有该焊接结构用铸钢件的强度变得不充分之虞、以及变得难以在维持强度的条件下进行回火之虞。相反地，V含量大于上述上限值时，有耐SSCC性降低、从而焊接性变得不充分之虞。其理由在于，该焊接结构用铸钢件在焊接时硬质马氏体在HAZ中接近焊接部的部位增加。

＜余量＞

该焊接结构用铸钢件，除了含有上述各元素之外，还含有Fe(铁)及不可避免的杂质作为余量。作为该不可避免的杂质，可以列举例如P(磷)、S(硫)等。对该焊接结构用铸钢件中的不可避免的杂质的合计含量没有特别限定，以不损害各特性为限。该焊接结构用铸钢件中的不可避免的杂质的合计含量的具体上限值优选为0.1质量％，更优选为0.05质量％，进一步优选为0.02质量％。通过将不可避免的杂质的合计含量设为上述上限值以下，从而能够抑制该焊接结构用铸钢件的强度及焊接性的降低。

＜P(磷)＞

P是在该焊接结构用铸钢件中不可避免地含有的元素，又是使该焊接结构用铸钢件的耐HIC性及耐SSCC性降低的元素。P含量的下限值优选为0.001质量％，更优选为0.002质量％。另一方面，P含量的上限值优选为0.012质量％，更优选为0.010质量％，进一步优选为0.008质量％。P含量小于上述下限值时，有无法获得与该焊接结构用铸钢件的制造成本上涨相匹配的耐HIC性及耐SSCC性提高效果之虞。相反地，P含量大于上述上限值时，有该焊接结构用铸钢件的耐HIC性及耐SSCC性降低之虞。

＜S(硫)＞

S是在该焊接结构用铸钢件中不可避免地含有的元素，又是与Mn一起形成MnS而使该焊接结构用铸钢件的耐HIC性降低的元素。S含量的下限值优选为0.0001质量％，更优选为0.0003质量％。另一方面，S含量的上限值优选为0.010质量％，更优选为0.008质量％，进一步优选为0.006质量％。S含量小于上述下限值时，有无法获得与该焊接结构用铸钢件的制造成本上涨相匹配的耐HIC性提高效果之虞。相反地，S含量大于上述上限值时，有该焊接结构用铸钢件的耐HIC性降低之虞。

＜Cu(铜)＞

Cu是在一般情况下为了提高强度而添加到铸钢中的场合较多的金属元素。但是，由于Cu是使焊接裂纹敏感性组成Pcm变大的金属元素，因此该焊接结构用铸钢件优选不含有Cu。但是，当与其它铸钢在同一工厂中制造该焊接结构用铸钢件时，有Cu微量混入之虞。即，该焊接结构用铸钢件仅允许并非有意添加、而是以不可避免的杂质形式含有Cu。该焊接结构用铸钢件中的Cu含量的上限值优选为0.02质量％，更优选为0.01质量％。Cu含量大于上述上限值时，有焊接裂纹敏感性组成Pcm变大据此焊接性变得不充分之虞。

＜B(硼)＞

B是在一般情况下为了提高强度而可以添加到铸钢中的元素。但是，由于B是使焊接裂纹敏感性组成Pcm变大的元素，因此，该焊接结构用铸钢件仅允许并非有意添加、而是以不可避免的杂质形式含有B。B含量的上限值优选为0.003质量％，更优选为0.002质量％。B含量大于上述上限值时，有焊接裂纹敏感性组成Pcm变大据此焊接性变得不充分之虞。

以下对本发明的另一个方面涉及的焊接结构用铸钢件的制造方法进行详细说明。

[焊接结构用铸钢件的制造方法]

本发明的焊接结构用铸钢件的制造方法包括：对具有上述组成的钢进行铸造而获得铸造件的工序；和对在上述铸造工序获得的铸造件进行调质的工序。该焊接结构用铸钢件的制造方法优选包括：在上述铸造工序后且在上述调质工序前，将铸造件加热到奥氏体化温度以上而进行退火的退火工序。

＜铸造工序＞

铸造工序中，铸造具有如下组成且由Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B表示的焊接裂纹敏感性组成Pcm为0.3以下的钢(本说明书中也称为焊接结构用铸钢)，获得铸造件，所述组成含有C：0.10质量％以上且0.17质量％以下、Si：0.01质量％以上且0.40质量％以下、Mn：0.7质量％以上且1.4质量％以下、Ni：1.00质量％以上且2.00质量％以下、Cr：0.20质量％以上且0.50质量％以下、Mo：0.10质量％以上且0.30质量％以下、V：0.05质量％以上且0.20质量％以下，并且余量为Fe及不可避免的杂质。

＜退火工序＞

退火工序中，通过将在铸造工序获得的铸造件再次加热到奥氏体化(Y化)温度以上，从而使组织均质化。该退火温度的下限值优选为900℃，更优选为910℃。另一方面，退火温度的上限值优选为1000℃，更优选为980℃。退火温度低于上述下限值时，铸造件的均质化变得不充分，有该焊接结构用铸钢件的质量不均匀之虞。相反地，退火温度高于上述上限值时，有铸钢件变形之虞。

上述退火温度的保持时间的下限值优选为1小时，更优选为3小时。另一方面，退火温度的保持时间的上限值优选为15小时，更优选为10小时。退火温度的保持时间短于上述下限值时，有焊接结构用铸钢的均质化变得不充分之虞。相反地，退火温度的保持时间长于上述上限值时，有该焊接结构用铸钢件的制造成本不必要地上涨之虞。

＜调质工序＞

调质工序包括：将在上述铸造工序获得的铸造件加热到奥氏体化温度以上的加热工序；将在该加热工序加热的铸造件进行冷却，从而获得冷却后的铸造件的主要组织成为铁素体及贝氏体的金属组织的冷却工序；以及将经历了上述冷却工序的铸造件在低于奥氏体化温度的温度下进行回火而获得铸钢件的回火工序。

(加热工序)

加热工序将在铸造工序获得的铸造件(经历了退火工序时，退火后的铸造件)加热到奥氏体化温度以上，使组织奥氏体化。该加热工序中的加热温度的下限值虽然也取决于焊接结构用铸钢的组成，但优选为860℃，更优选为880℃。另一方面，加热工序中的加热温度的上限值优选为1000℃，更优选为980℃。加热工序中的加热温度低于上述下限值时，有因晶粒无法长大而晶界面积变大据此贝氏体的生成变得不充分之虞。此外，有无法使位错密度变得足够大之虞。相反地，加热工序中的加热温度高于上述上限值时，有韧性变得不充分之虞。

在上述加热温度下的保持时间的下限值优选为1小时，更优选为2小时。另一方面，在上述加热温度下的保持时间的上限值优选为10小时，更优选为7小时。在上述加热温度下的保持时间短于上述下限值时，有焊接结构用铸钢的均质化变得不充分之虞。相反地，在上述加热温度下的保持时间长于上述上限值时，有该焊接结构用铸钢件的制造成本不必要地上涨之虞。

(冷却工序)

冷却工序中，以使经历后述回火工序后的铸钢件的位错密度成为1.35×10¹³m^-2以上、优选成为1.80×10¹³m^-2以上、更优选成为2.00×10¹³m^-2以上的速度将上述铸造件冷却。作为具体的冷却方法，可以列举例如强制空冷、水冷、油冷等。

冷却工序中，铸造件表面的冷却速度的下限值优选为2℃/分钟，更优选为5℃/分钟，进一步优选为8℃/分钟。另一方面，冷却工序中，铸造件表面的冷却速度的上限值优选为250℃/分钟。冷却工序中的冷却速度小于上述下限值时，有无法使位错密度变得足够大、从而强度变得不充分之虞。相反地，冷却工序中的冷却速度大于上述上限值时，有该焊接结构用铸钢件变得不均质之虞。

冷却工序中的上述冷却速度下的到达温度的下限值优选为250℃，更优选为280℃。另一方面，冷却工序中的到达温度的上限值优选为450℃，更优选为400℃。冷却工序中的到达温度低于上述下限值时，有无法充分形成贝氏体组织之虞。相反地，冷却工序中的到达温度高于上述上限值时，也有无法充分形成贝氏体组织之虞。

冷却工序中，通过在以上述冷却速度冷却到上述到达温度后保持上述到达温度，从而能够增大贝氏体组织的比率。需要说明的是，没必要严格地在上述到达温度下进行保持，可以在以上述冷却速度冷却到上述到达温度后，缓慢冷却到常温。

(回火工序)

回火工序中，将冷却后的铸造件在低于奥氏体化温度的温度进行回火。由此能够提高该焊接结构用铸钢件的韧性。

回火温度的下限值优选为400℃，更优选为500℃。另一方面，回火温度的上限值优选为650℃，更优选为630℃。回火温度低于上述下限值时，有无法充分提高韧性之虞。相反地，回火温度高于上述上限值时，有位错密度因回火而降低据此强度变得不充分之虞。

回火时间(在上述回火温度下的保持时间)的下限值优选为2小时，更优选为3小时。另一方面，回火时间的上限值优选为15小时，更优选为10小时。回火时间短于上述下限值时，有无法充分提高韧性之虞。相反地，回火时间长于上述上限值时，有强度变得不充分之虞，或者有制造成本不必要地上涨之虞。

[其它实施方式]

上述实施方式对本发明的构成没有限定。因此，上述实施方式应解释为：可以基于本说明书的记载及技术常识进行上述实施方式各个构成要素的省略、替换或追加，这些方式全部属于本发明的范围。

例如，该焊接结构用铸钢件可以含有除P、S及Cu以外的不可避免的杂质，例如可含有O(氧)、H(氢)等作为不可避免的杂质。

如以上所详细记载那样，本发明一个方面涉及的焊接结构用铸钢件，具有如下组成：含有C：0.10质量％以上且0.17质量％以下、Si：0.01质量％以上且0.40质量％以下、Mn：0.7质量％以上且1.4质量％以下、Ni：1.00质量％以上且2.00质量％以下、Cr：0.20质量％以上且0.50质量％以下、Mo：0.10质量％以上且0.30质量％以下、V：0.05质量％以上且0.20质量％以下，余量为Fe及不可避免的杂质，并且上述式(1)所示的焊接裂纹敏感性组成Pcm为0.3以下，所述铸钢件具有主要组织为铁素体及贝氏体的金属组织，所述铸钢件的位错密度为1.35×10¹³m^-2以上。

上述式(1)中的C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V及B，分别在含有的情况下表示以质量％计的含量，分别在不含的情况下表示0。

在本发明的焊接结构用铸钢件中，C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo及V的含量分别在上述范围内，焊接裂纹敏感性组成Pcm为0.3以下，并且位错密度为1.35×10¹³m^-2以上。因此，本发明的焊接结构用铸钢件，即使在温度比常温更低的0℃下也能够不进行预热及后热而进行焊接且具有比较优异的焊接性，并且具有550MPa以上的拉伸强度。需要说明的是，本发明的焊接结构用铸钢件中的“位错密度”是指使用X射线衍射装置根据Williamson－Hall法测定的值。

此外，本发明另一个方面涉及的焊接结构用铸钢件的制造方法，包括：对具有上述组成的钢进行铸造而获得铸造件的铸造工序；和对上述铸造件进行调质的调质工序；其中，上述调质工序包括：将上述铸造件加热到奥氏体化温度以上的加热工序；对在上述加热工序加热的铸造件进行冷却，从而获得冷却后的铸造件的主要组织成为铁素体及贝氏体的金属组织的冷却工序；以及上述冷却工序后，在低于奥氏体化温度的温度下对上述铸造件进行回火而获得铸钢件的回火工序；其中，上述冷却工序中，以使上述铸钢件的位错密度达到1.35×10¹³m^-2以上的速度进行冷却。

本发明的焊接结构用铸钢件的制造方法使用C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo及V的含量分别在上述范围内、且焊接裂纹敏感性组成Pcm为0.3以下的铸造件。因此，能够使获得的焊接结构用铸钢件的位错密度变大，并且能够将焊接性提高到如下程度：即使在温度比常温更低的0℃下，也能够不进行预热及后热而进行焊接。并且，本发明的焊接结构用铸钢件的制造方法由于包括使铸钢件的位错密度达到1.35×10¹³m^-2以上的冷却工序，因此能够提高该铸钢件的强度。

如上所述，本发明的焊接结构用铸钢件及通过焊接结构用铸钢件的制造方法获得的焊接结构用铸钢件能够实现550MPa以上的拉伸强度这样优异的焊接性。

实施例

以下基于实施例对本发明进行详细说明，但本发明并非基于该实施例的记载而被限定地解释。

(实施例1～4及比较例1～5)

作为焊接结构用铸钢件的实施例1～4及比较例1～5，对含有C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo及V(比较例5还添加了Cu)且余量为铁及不可避免的杂质的焊接结构用铸钢进行铸造、退火及调质，从而获得了焊接结构用铸钢件的试制品。

表1示出了实施例1～4及比较例1～5中的各构成元素含量的测定值、以及作为不可避免的杂质的P含量和S含量的测定值。此外，表1还一并示出了由各构成元素的含量算出的焊接裂纹敏感性组成Pcm的值。需要说明的是，上述构成元素及P的含量使用株式会社岛津制作所制的发光分析装置“PDA－1017”来进行了测定，C及S的含量使用株式会社堀场制作所制的碳与硫分析装置“EMIA－920V”来进行了测定。

表1

以下，对焊接结构用铸钢件的实施例1～4及比较例1～5的试制内容进行更具体的说明。

首先，对具有上述组成的焊接结构用铸钢进行了铸造。然后，将该铸造件切断，制作了25mm×25mm×180mm的长方体状的试件(用于后述拉伸试验及冲击试验)及220mm×170mm×60mm的长方体状的试件(用于后述焊接裂纹试验)。

然后，将上述2种试件加热到920℃并保持5小时，从而进行了奥氏体化，然后在炉内缓慢冷却到300℃，通过空冷从300℃冷却到室温，由此进行了退火。将该退火后的试件加热到890℃并保持3小时，从而充分进行了奥氏体化。然后，以2℃/分钟或10℃/分钟的冷却速度冷却到300℃后，通过空冷从300℃冷却到室温，从而使主要组织成为铁素体及贝氏体。进一步将该试件加热到590℃、620℃或640℃并保持6小时，然后空冷到室温。由此进行回火，获得了焊接结构用铸钢件的实施例1～4及比较例1～5。需要说明的是，各例中采用的冷却速度及回火温度一并示于表1。此外，各温度为试件的表面温度。

(位错密度)

将焊接结构用铸钢件的实施例1～4及比较例1～5切断为一条边长为15mm的正方体，然后使用株式会社Rigaku制的X射线衍射装置“RINT－1500”根据Williamson－Hall法测定了位错密度。

(拉伸试验)

基于JIS－Z2241(2015)，使用14A号试验片在室温下测定了焊接结构用铸钢件的实施例1～4及比较例1～5的拉伸强度。将550MPa以上的拉伸强度作为合格，将小于550MPa的拉伸强度作为不合格。

(夏比冲击试验)

作为焊接结构用铸钢件的实施例1～4及比较例1～5的韧性指标，基于JIS－Z2242(2005)对夏比冲击试验中的吸收能量进行多次测定，算出了其平均值及标准偏差。

(焊接裂纹试验)

对于焊接结构用铸钢件的实施例1～4及比较例1～5的焊接性，基于JIS－Z3158(1993)进行了y型焊接裂纹试验。需要说明的是，作为焊接，在试验片温度为0℃下，进行了输入热量为16kJ/cm的CO₂半自动焊接。另外需要说明的是，根据如下条件评价了焊接性：将y型焊接裂纹试验中的裂纹率为0％者作为“A”，将超过0％且1％以下者作为“B”，将超过1％者作为“C”，并将“A”及“B”设为合格而将“C”设为不合格。

表2示出了上述位错密度测定、拉伸试验、夏比冲击试验及焊接裂纹试验的结果。需要说明的是，表中的“－”表示未实施测定。

表2

如此确认到：具有本发明规定的组成、式(1)的值、金属组织及位错密度的焊接结构用铸钢件具有550MPa以上的充分的拉伸强度，并且呈示了良好的焊接性。

其中，C含量为本发明上限值(1.7质量％)的实施例4虽然处于合格范围，但焊接性评价稍低。

另一方面，确认到：位错密度小于1.35×10¹³m^-2的比较例1、2、3及5呈示了拉伸强度不充分。

此外，确认到：Si含量大于0.40质量％的比较例4呈示了吸收能量的标准偏差大、即韧性的偏差大。

此外，确认到：焊接裂纹敏感性组成Pcm大于0.3的比较例5呈示了不良好的焊接性，另外确认到：虽然焊接裂纹敏感性组成Pcm小于0.3但具有与其接近的数值0.29及0.28的实施例4及比较例4呈示了稍低的焊接性。

产业上的可利用性

本发明的焊接结构用铸钢件及焊接结构用铸钢件的制造方法适合用于大型的焊接结构用铸钢件。

Claims

1.一种焊接结构用铸钢件，其特征在于，具有如下组成：

含有C：0.10质量％以上且0.17质量％以下、

Si：0.01质量％以上且0.40质量％以下、

Mn：0.7质量％以上且1.4质量％以下、

Ni：1.00质量％以上且2.00质量％以下、

Cr：0.20质量％以上且0.50质量％以下、

Mo：0.10质量％以上且0.30质量％以下、

V：0.05质量％以上且0.20质量％以下，

余量为Fe及不可避免的杂质，

并且下述式(1)所示的焊接裂纹敏感性组成Pcm为0.3以下，

所述铸钢件具有主要组织为铁素体及贝氏体的金属组织，

所述铸钢件的位错密度为1.35×10¹³m^-2以上，

Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B (1)

2.一种焊接结构用铸钢件的制造方法，其特征是制造权利要求1所述的焊接结构用铸钢件的方法，包括：

铸造工序，对具有权利要求1所述的组成的钢进行铸造，获得铸造件；和

调质工序，对所述铸造件进行调质；其中，

所述调质工序包括：

加热工序，将所述铸造件加热到奥氏体化温度以上；

冷却工序，对在所述加热工序加热的铸造件进行冷却，从而获得冷却后的铸造件的主要组织成为铁素体及贝氏体的金属组织；和

回火工序，所述冷却工序后，将所述铸造件在低于奥氏体化温度的温度进行回火，获得铸钢件；其中，

所述冷却工序中，以使所述铸钢件的位错密度达到1.35×10¹³m^-2以上的速度进行冷却。