CN109689912A

CN109689912A - 大线能量焊接用钢材

Info

Publication number: CN109689912A
Application number: CN201780055229.7A
Authority: CN
Inventors: 中岛孝一; 村上善明; 长谷和邦
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2016-10-27
Filing date: 2017-08-22
Publication date: 2019-04-26
Also published as: KR20190037303A; JPWO2018079026A1; JP6451871B2; WO2018079026A1; EP3533891A4; EP3533891A1; US20190352749A1

Abstract

本发明的目的在于提供一种实施了低温贮藏罐等所使用的线能量超过80kJ/cm的大线能量焊接时、焊接热影响区在‑55℃下的低温韧性及接头强度优异的大线能量焊接用钢材。所述大线能量焊接用钢材以质量％计含有：C：0.04～0.09％、Si：0.15～0.25％、Mn：1.40～2.00％、P：0.015％以下、S：0.0005～0.0040％、Cu：0.05～0.7％、Ni：0.4～1.3％、Al：0.030～0.080％、Ti：0.005～0.023％、B：0.0003～0.0020％、Ca：0.0005～0.0030％、N：0.0030～0.0060％、O：0.0040％以下，所述大线能量焊接用钢材还含有：Nb：0.005％以下及Mo：0.01％以下，且满足下式(1)而含有Mn、Cu、Ni，余量由Fe及不可避免的杂质构成。1.85≤Mn+0.4×(Cu+Ni)≤2.10···(1)其中，上式中的Mn、Cu、Ni表示各成分的含量(质量％)，在不含有的情况下为0。

Description

大线能量焊接用钢材

技术领域

本发明涉及适于在低温贮藏罐、造船、建筑等的各种焊接结构物中使用的钢材的、实施了线能量超过80kJ/cm的大线能量焊接时的焊接热影响区的低温韧性及接头强度优异的大线能量焊接用钢材。

背景技术

在低温贮藏罐、造船、建筑等领域中使用的钢材通常通过焊接接合而加工成希望形状的结构物。在这些结构物中，从安全性的观点出发，不仅要求使用的钢材的母材韧性优异，而且要求焊接部的韧性优异。例如，对于贮藏液化氨、液化丙烷气体的罐而言，由于在气体的液化温度以下的-55℃左右的低温下使用，因此要求在这样的低温下具有良好的韧性。在焊接时，通常以低线能量、多焊道焊接来进行施工，但从提高施工效率的观点出发，强烈要求应用气体保护焊等大线能量、单焊道焊接。但是，已知通常焊接线能量增大时，焊接热影响区(HAZ)的组织粗大化，因此焊接热影响区的韧性降低。

作为改善低温贮藏罐用钢的低温韧性的方法，例如，专利文献1中公开了一种焊接性和低温韧性优异的低屈服比高张力钢，其使用含有Nb的特定成分的钢，且限定了岛状马氏体(MA)的分率、尺寸等存在状态。

另外，专利文献2中公开了一种焊接接头部的低温韧性优异的钢板，其中，在具有由铁素体和除铁素体以外的其它组织构成的微观组织的钢板中，相对于钢板整体中的碳浓度，上述其它组织中的平均碳浓度为4倍以下。

但是，这些现有技术并不是预想到焊接时的线能量超过80kJ/cm的大线能量焊接的技术，大线能量焊接时焊接热影响区的低温韧性不足。

作为改善大线能量焊接时的焊接热影响区的韧性的方法，例如，利用TiN的微细分散所带来的奥氏体晶粒的粗大化抑制、作为铁素体相变核的作用的技术已经实用化。另外，专利文献3中公开了使Ti的氧化物分散的技术。

然而，在积极利用TiN的现有技术中存在如下问题：在加热至TiN熔化的温度范围的焊接热影响区中，Ti所具有的上述作用消失，而且母材组织因固溶Ti及固溶N而变脆，韧性明显降低。另外，在如专利文献3那样利用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。

对于这一点，例如，专利文献4中公开了如下内容：为了提高大线能量焊接时的焊接热影响区的韧性，适当地含有硫化物的形态控制所需要的Ca，有效利用CaS。其公开了如下技术：通过利用与氧化物相比在低温下进行结晶的CaS，可以使CaS微细地分散，使在冷却中以核的形式析出CaS的MnS、TiN、BN等铁素体相变生成核微细地分散，由此使焊接热影响区的组织成为微细的铁素体珠光体的组织，实现高韧性化。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利4361765号

专利文献2：日本专利4637516号

专利文献3：日本特开昭57-51243号公报

专利文献4：日本专利3546308号

发明内容

发明所要解决的问题

然而，即使是专利文献4的技术，对于较多地添加了合金元素的钢成分而言，在实施了焊接线能量超过80kJ/cm的大线能量的焊接时，在熔合线部组织中生成粗大的贝氏体、形成被称为岛状马氏体(MA)的硬质的脆化组织，有时无法在-55℃这样的低温下获得足够的韧性。另外，在热影响区中稍微远离熔合线部的位置生成因焊接线能量而软化的区域，存在无法获得足够的接头强度的问题。

本发明是鉴于上述实际情况而完成的，其目的在于提供一种实施了低温贮藏罐等所使用的线能量超过80kJ/cm的大线能量焊接时、焊接热影响区在-55℃下的低温韧性及接头强度优异的大线能量焊接用钢材。

用于解决问题的方法

本发明人等为了解决上述课题而进行了深入研究，得到了以下见解。

1.在实施了大线能量焊接时，为了使焊接热影响区在-55℃这样的低温下获得优异的韧性，重要的是：抑制高温范围的奥氏体晶粒的粗大化，并且抑制随后的冷却过程中的粗大的贝氏体的生成，生成晶内铁素体；以及降低岛状马氏体(MA)量；而且不损害低温韧性地抑制热影响区的软化，提高接头强度。

2.作为具体的成分设计准则，有效的是：为了抑制奥氏体晶粒的粗大化而确保希望的Ti、N量；为了抑制粗大贝氏体的生成，并且降低MA的生成，将Nb、Mo限制为无添加或作为不可避免的杂质而混入；为了生成晶内铁素体，并且确保接头强度，适当地控制Al、N、B、Ca、S、O、Mn、Cu、Ni的量。

本发明是以上述见解为基础，进一步进行研究而完成的。即，本发明的主旨如下所述。

[1]一种大线能量焊接用钢材，其以质量％计含有：

C：0.04～0.09％、Si：0.15～0.25％、Mn：1.40～2.00％、P：0.015％以下、S：0.0005～0.0040％、Cu：0.05～0.7％、Ni：0.4～1.3％、Al：0.030～0.080％、Ti：0.005～0.023％、B：0.0003～0.0020％、Ca：0.0005～0.0030％、N：0.0030～0.0060％、O：0.0040％以下，

所述大线能量焊接用钢材还含有：Nb：0.005％以下及Mo：0.01％以下，且满足下式(1)而含有Mn、Cu、Ni，余量由Fe及不可避免的杂质构成，

1.85≤Mn+0.4×(Cu+Ni)≤2.10···(1)

其中，上式中的Mn、Cu、Ni表示各成分的含量(质量％)，在不含有的情况下为0。

[2]根据[1]所述的大线能量焊接用钢材，其还满足下式(2)，

0＜{(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25}/S≤0.8···(2)

其中，上式中的Ca、O、S表示各成分的含量(质量％)。

[3]根据[1]或[2]所述的大线能量焊接用钢材，其以质量％计还含有选自以下元素中的1种以上：

Cr：0.5％以下、V：0.1％以下、W：0.1％以下。

[4]根据[1]～[3]中任一项所述的大线能量焊接用钢材，其以质量％计还含有选自以下元素中的1种以上：

Mg：0.0005～0.0050％、Zr：0.001～0.020％、REM：0.001～0.020％。

[5]根据[1]～[4]中任一项所述的大线能量焊接用钢材，其中，

在实施了焊接线能量为80～300kJ/cm的大线能量焊接时的熔合线附近的热影响区组织中，原γ晶粒内的平均结晶粒径为10μm以下。

发明的效果

根据本发明，可以廉价地得到即使实施80～300kJ/cm的大线能量焊接，焊接热影响区的强度、低温韧性及接头强度也优异的钢材。因此，本发明的钢材适合用于通过气体保护焊、埋弧焊、电渣焊等大线能量焊接来施工的低温贮藏罐、船舶、大型钢结构物。

具体实施方式

以下，对用于实施本发明的方式进行说明。首先，对于本发明中限定化学成分的意义进行说明。需要说明的是，在本发明中，与化学成分有关的％表示全部是指质量％。

C：0.04～0.09％

为了获得需要的强度，必须含有0.04％以上的C(碳)。然而，在含有超过0.09％时，焊接热影响区的韧性降低，因此，将上限设为0.09％。更优选下限为0.045％以上，上限优选为低于0.08％。

Si：0.15～0.25％

Si(硅)是钢中不可避免地含有的元素，为了钢的高强度化，含有0.15％以上。另一方面，在含有超过0.25％时，在大线能量焊接热影响区大量地生成岛状马氏体，使韧性变差。因此，将其上限设为0.25％。钢中的Si量优选为0.22％以下，进一步优选为0.20％以下。

Mn：1.40～2.00％

为了确保母材的强度，需要1.40％以上的Mn(锰)，在超过2.00％时，使焊接部的韧性变差。因此，Mn的范围设为1.40～2.00％。从焊接部的韧性的观点出发，上限优选为1.60％。

P：0.015％以下

P(磷)是不可避免地混入的杂质，由于在超过0.015％时，使母材及焊接部的韧性降低，因此将上限设为0.015％。需要说明的是，为了获得良好的韧性，优选0.010％以下，进一步优选为0.007％以下。

S：0.0005～0.0040％

对于S(硫)而言，为了生成需要的CaS或MnS，需要为0.0005％以上，在超过0.0040％时，会使母材的韧性变差。因此，S的含量设为0.0005～0.0040％的范围。下限优选为0.0010％以上，上限优选为0.0035％。

Cu：0.05～0.7％

Cu(铜)可以抑制母材及焊接热影响区的韧性的降低，并且使强度增加。通过含有0.05％以上，可发挥该效果。但是，在超过0.7％时，产生热脆性，有时使钢板的表面性状变差。因此，Cu的含量设为0.05～0.7％。下限优选为0.1％以上，上限优选为0.5％。

Ni：0.4～1.3％

Ni(镍)与Cu同样地可以抑制母材及焊接热影响区的韧性降低，并且使强度增加。通过含有0.4％以上，可以发挥该效果。但是，即使超过1.3％，有时效果也会饱和。因此，Ni的含量的上限设为1.3％以下。

Al：0.030～0.080％

Al(铝)是本发明中重要的元素之一。不仅在钢的脱氧方面至少需要0.010％以上，而且通过在焊接热影响区形成AlN而降低固溶N，有助于提高韧性。另外，焊接热影响区中生成的AlN在原γ晶界内以铁素体的成核位点的方式发挥作用，有助于结晶粒径微细化，可以使韧性提高。为了获得这样的效果，Al需要为0.030％以上。但是，在含有超过0.080％时，会使母材的韧性降低，同时使焊接热影响区的韧性变差。因此，Al的含量设为0.030～0.080％的范围。下限优选为0.035％以上，上限优选为0.070％，下限进一步优选为0.040％以上，上限进一步优选为0.065％。

Ti：0.005～0.023％

Ti(钛)在凝固时形成TiN而析出，有助于抑制焊接热影响区中的奥氏体的粗大化、成为铁素体相变核而有助于高韧性化。在低于0.005％时，其效果小，在超过0.023％时，因TiN粒子的粗大化而无法获得期待的效果。因此，Ti的含量设为0.005～0.023％的范围。下限优选为0.008％以上，上限优选为0.020％。

B：0.0003～0.0020％

B(硼)是在焊接热影响区生成BN而降低固溶N、并且作为铁素体相变核而发挥作用的元素。为了起到这样的效果，需要含有0.0003％以上。另一方面，在添加超过0.0020％时，淬火性过度增加，韧性变差。因此，B的含量设为0.0003～0.0020％的范围。

Ca：0.0005～0.0030％

Ca(钙)是通过形成CaS来化学固定S而具有改善韧性效果的元素。为了发挥这样的效果，需要至少含有0.0005％以上。另一方面，即使含有超过0.0030％，效果也饱和。因此，Ca的含量限定为0.0005％～0.0030％的范围。下限优选为0.0010％以上，上限优选为0.0025％。

N：0.0030～0.0060％

对于N(氮)而言，需要确保与用于形成TiN的Ti相当的量。在低于0.0030％时，无法得到足够的TiN量，无法获得有助于抑制焊接热影响区中的奥氏体的粗大化、形成铁素体相变核而有助于高韧性化等效果。另一方面，在超过0.0060％时，TiN因焊接线能量而熔化的区域中的固溶N量增加，韧性显著降低。因此，N的含量设为0.0030～0.0060％的范围。下限优选为0.0035％以上，上限优选为0.0055％。

O：0.0040％以下

O(氧)是不可避免地含有的。但是，由于O在凝固时以氧化物的形式析出，因此，在含有超过0.0040％时，母材及焊接热影响区的韧性降低。因此，O的含量设为0.0040％以下，优选为0.0035％以下。

Nb：0.005％以下、Mo：0.01％以下

在本发明中，从需要严格限制其含量的观点考虑，Nb(铌)、Mo(钼)是重要的元素。通过含有Nb、Mo，焊接热影响区的原γ晶粒内的组织成为粗大的贝氏体，韧性明显降低。因此，除了Nb、Mo作为不可避免的杂质而混入的情况以外，设为无添加。需要说明的是，在本发明中，Nb、Mo作为不可避免的杂质的混入量设为Nb：0.005％以下、Mo：0.01％以下。Nb、Mo混入量分别为0.005％以下、0.01％以下时，对焊接热影响区的韧性降低的影响小。

在本发明中，可以分别在下述范围内选择性地含有选自以质量％计为Cr、V、W中的1种以上。

Cr：0.5％以下

Cr(铬)是对母材及焊接接头的高强度化有效的元素，通过含有0.05％以上，可发挥该效果。但是，在过量地添加时，有时对韧性造成不良影响。因此，在添加Cr的情况下，优选将上限设为0.5％。

V：0.1％以下

V(钒)作为母材的强度及韧性的提高和作为VN的铁素体生成核起作用。该效果通过含有0.02％以上而得以发挥。但是，其超过0.1％时，有时反而招致韧性的降低。因此，添加V的情况下，优选设为0.1％以下。

W：0.1％以下

W(钨)是对母材的高强度化有效的元素，通过含有0.02％以上，可以发挥该效果。但是，在过量地添加时，有时对韧性造成不良影响。因此，在添加W的情况下，优选设为0.1％。

在本发明中，可以以质量％计在下述范围内进一步含有选自Mg、Zr、REM中的1种以上。

Mg：0.0005～0.0050％

Mg(镁)是具有由氧化物的分散所带来的韧性改善效果的元素。为了发挥这样的效果，优选至少含有0.0005％以上。但是，即使含有超过0.0050％，有时效果也饱和。因此，在添加Mg的情况下，优选设为0.0005～0.0050％。

Zr：0.001～0.020％

Zr(锆)是具有由氧化物的分散所带来的韧性改善效果的元素。为了发挥这样的效果，优选至少含有0.001％以上。但是，即使含有超过0.020％，有时效果也饱和。因此，在添加Zr的情况下，优选设为0.001～0.020％。

REM：0.001～0.020％

REM(稀土元素)是具有由氧化物的分散所带来的韧性改善效果的元素。为了发挥这样的效果，优选至少含有0.001％以上。但是，即使含有超过0.020％，有时效果也饱和。因此，在添加REM的情况下，优选设为0.001～0.020％。

上述成分以外的余量由Fe及不可避免的杂质构成。

另外，在本发明中，需要满足下述的式(1)。

1.85≤Mn+0.4×(Cu+Ni)≤2.10···(1)

其中，上述式中的Mn、Cu、Ni表示各成分的含量(质量％)，在不含有的情况下为0。

在本发明中，通过将Mn+0.4×(Cu+Ni)设为1.85以上且2.10以下，可兼顾希望的母材强度及焊接接头强度(特别是试验片的标距长、难以具有接头强度的JIS1A号试验片的焊接接头强度)与焊接热影响区的韧性。在低于1.85时，无法获得希望的强度，在超过2.10时，焊接热影响区的韧性变差。

在本发明中，优选满足下述的式(2)。

0＜{(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25}/S≤0.8···(2)

其中，上述式中的Ca、O、S表示各成分的含量(质量％)。

本发明中，通过以满足0＜{(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25}/S≤0.8的关系的方式含有Ca、O及S，可成为在CaS上析出有MnS的复合硫化物的形态。在{(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25}/S的值超过0.8时，S基本上被Ca所固定，作为铁素体生成核发挥作用的MnS不会在CaS上析出，因此，无法确保焊接热影响区的韧性。另外，在{(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25}/S的值超过0时，可成为在CaS上析出有MnS的复合硫化物的形态，表现出铁素体相变促进效果。因此，设为0＜{(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25}/S≤0.8。在{(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25}/S≤0的情况下，不析出CaS，因此S以单独MnS的形态析出，无法实现焊接热影响区中的微细分散。

在本发明中，关于热影响区的组织，优选满足以下所述。

在本发明中，通过将实施了焊接线能量为80～300kJ/cm的大线能量焊接时的熔合线附近的热影响区组织的、原γ晶粒内的平均结晶粒径设为10μm以下，可提高对于破坏扩展的抵抗力，在热影响区中实现优异的韧性。将焊接线能量为80～300kJ/cm的大线能量焊接作为对象是由于在这样的大线能量焊接的情况下，微观组织粗大化，韧性容易变差。这里，熔合线附近的热影响区组织是指，从焊接金属与母材钢板的边界至进入作为母材的钢板侧约0.5mm的位置之间的区域。对于原γ晶粒内的平均结晶粒径而言，通过将Nb及Mo设为无添加或作为不可避免的杂质混入，将Ti、N、Al、B、Ca、S、O的添加量控制为限定范围内，从而可以设为10μm以下，可以在热影响区获得优异的韧性。

需要说明的是，原γ晶粒内的平均结晶粒径可以使用EBSD(电子背散射衍射法)进行测定。在本发明中，在通过EBSD测定而得到的结晶取向图中，将被结晶取向差为15度以上的边界所包围的区域的等效圆直径的平均值定义为平均结晶粒径。

需要说明的是，本发明的钢材例如如下所述进行制造。首先，将用转炉对铁水进行精炼，制成钢，然后进行RH脱气，经过连续铸造或铸锭-开坯工序而制成钢片。对其进行再加热，在热轧后进行自然冷却、或者在上述热轧后进行加速冷却，经过直接淬火-回火、再加热淬火-回火、再加热正火-回火等工序而制造。关于制造条件，只要能够获得希望的强度即可，因此没有特别限定。需要说明的是，优选的轧制条件为再加热温度：1050～1250℃、精轧温度：700～900℃、轧制后的平均冷却速度：1～50℃/秒、冷却停止温度：400～600℃。

实施例

接着，基于实施例对本发明进行说明。

用150kg的高频熔化炉熔炼表1所示的组成的钢，制成厚度200mm的钢坯。将该钢坯在1150℃加热1小时后，进行精轧温度以板厚中心温度计为770℃的热轧，加工成板厚40mm，然后，以10℃/秒的平均冷却速度(板厚中心部)加速冷却至500～550℃，然后进行自然冷却。

在得到的厚钢板的1/4t(t：板厚)的位置沿C方向(与轧制方向垂直的方向)采集平行部14mmφ×85mm、标距70mm的圆棒拉伸试验片，沿1/4t的位置的L方向(轧制方向)采集2mm的V切口夏比试验片，评价了母材的强度(屈服强度YS及拉伸强度TS)和试验温度-55℃下的吸收能量(3个试验片的平均值、记载为“vE-55℃”)。目标特性为YS≥345MPa、TS≥485MPa、吸收能量vE-55℃≥80J。

另外，为了评价焊接接头热影响区的特性，通过大线能量焊接(约200kJ/cm)的气体保护焊(EGW)制作了接头，然后，利用与焊道成直角地采集的全厚度JIS1号试验片及全厚度JIS1A号试验片评价了接头强度。另外，对于HAZ韧性而言，使用对于距板厚方向上表面和背面1mm的位置在熔合线部具有切口的夏比试验片，通过试验温度-55℃下的吸收能量(6个试验片的平均值，记载为“vE-55℃”)进行了评价。目标特性为接头TS≥485MPa、焊接接头HAZ韧性的吸收能量vE-55℃≥80J。对于焊接热影响区的原γ晶粒内的平均结晶粒径而言，使用EBSD(电子背散射衍射法)以400μm×400μm的视场进行测定，在仅提取了原γ晶粒内部的结晶取向图上描绘结晶取向差为15度以上的边界，将由该边界所包围的区域的等效圆直径的平均值作为平均结晶粒径。

在表2中，将原γ晶粒内的平均结晶粒径和HAZ韧性与母材的机械特性一起示出。

表2

根据表2可知，在作为本发明例的No.1～9中，焊接接头的拉伸强度均为485MPa以上的高强度，且焊接热影响区的吸收能量vE-55℃均为80J以上，焊接热影响区韧性也优异。特别是对于试验片的标距长、难以获得接头强度的JIS1A号试验片而言，本发明例也均可获得足够的接头强度。

另一方面，对于化学成分、Mn+0.4×(Cu+Ni)的值中的一者以上脱离本发明范围的比较例No.10～23而言，上述中任一种以上的特性差。

Claims

1.一种大线能量焊接用钢材，其以质量％计含有：

C：0.04～0.09％、

Si：0.15～0.25％、

Mn：1.40～2.00％、

P：0.015％以下、

S：0.0005～0.0040％、

Cu：0.05～0.7％、

Ni：0.4～1.3％、

Al：0.030～0.080％、

Ti：0.005～0.023％、

B：0.0003～0.0020％、

Ca：0.0005～0.0030％、

N：0.0030～0.0060％、

O：0.0040％以下，

1.85≤Mn+0.4×(Cu+Ni)≤2.10···(1)

2.根据权利要求1所述的大线能量焊接用钢材，其还满足下式(2)，

0＜{(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25}/S≤0.8···(2)

其中，上式中的Ca、O、S表示各成分的含量(质量％)。

3.根据权利要求1或2所述的大线能量焊接用钢材，其以质量％计还含有选自以下元素中的1种以上：

Cr：0.5％以下、

V：0.1％以下、

W：0.1％以下。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的大线能量焊接用钢材，其以质量％计还含有选自以下元素中的1种以上：

Mg：0.0005～0.0050％、

Zr：0.001～0.020％、

REM：0.001～0.020％。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的大线能量焊接用钢材，其中，