CN1113391A - 焊接部位的疲劳强度和焊接性优良的高强度钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及(按重量％)含有C：0.03～0.20％、 Si：0.6～2.0％、Mn：0.6～2.0％、Al：0.01～0.08％、B： 0.0020％以下及N：0.002～0.008％以下，根据需要还 可含有Cu、Mo、Ni、Cr、Nb、V、Ti、Ca及REM中至 少一种、其余为Fe和不可避免的杂质组成的高强度 钢；以及将上述成分的扁钢坯进行普通热轧或继续进 行受控轧制制得高强度钢的方法，在焊接状态可抑制 该钢的焊接热影响部位中产生疲劳裂纹，并能阻止或 抑制生成的裂纹扩展。

Description

焊接部位的疲劳强度和焊接性 优良的高强度钢及其制造方法
本发明涉及造船、海洋建筑物、桥梁等中使用的、焊接部位的疲劳强度和焊接性优良的高强度钢及其制造方法。
随着建筑物的大型化，降低结构部件的重量成为近年的重要课题，为实现这一目的，建筑物中使用的钢正在高强度化。然而，由于船舶、海洋建筑物、桥梁等使用期间重复接受载荷，因而对这种建筑物还必须考虑防止疲劳破坏。疲劳破坏最容易产生的部位是焊接部位，因此希望能提高焊接部位的疲劳强度。
迄今，对焊接部位的疲劳强度支配要素和疲劳强度的改善，进行了庞大的研究，焊接部位疲劳强度的改善几乎都是通过砂轮机的打磨、或将焊接焊道的最终层进行加热·再熔融、通过将焊接的终端部位形状整形等焊接终端部形状的改善来降低应力集中程度、通过喷丸处理来使焊接终端部产生的压缩应力等力学因素得以改善(特开昭59-110490号公报，特开平1-301823号公报等)。此外，通过焊接后的热处理能使残余应力降低的效果也是以前就众所周知的。
另一方面，还提出了不采用上述那些特殊施工和焊接后热处理，而是通过钢材的成分来改善熔接部位的疲劳强度的方法。在特开昭62-10239号公报中公开了一种C：0.3％以下、Si：0.7～1.1％，Mn：2.0％以下、P：0.16％以下，及sol Al：0.02～0.1％构成的点焊(スポツト)焊接性的耐疲劳特性优良的高强度薄钢板，它是以增大Si量，将C和P的添加量特定起来，故而即使是高C、高Mn水平，也不会使点焊焊接部位疲劳特性恶化作为目的。
特开平3-264645号公报中公开了一种C：0.01～0.2％、Mn：0.6～2.5％、Si：0.02～1.5％、及B：0.0005～0.1％等组成的、延伸凸缘(伸びフランジ)性等优良的高强度薄钢板，它是以通过利用Si来有利地形成纯净的多边形铁素体，利用B来强化钢，并且提高淬透性，来获得良好的延伸凸缘性、疲劳特性，电阻焊接性作为目的。
特公平3-56301号公报中公开了一种C：0.006％以下、Mn：0.5％以下、Al：0.05％以下，以及除去氮化物、硫化物的固溶状态的Ti和/或Nd中的1种或2种总计为0.001～0.100％等组成的、点焊焊接性良好的超低碳钢板，它是以通过添加B等，在钢中成分和钢板中的未再结晶组织的比例上下工夫，来谋求有利地改善点焊焊接部位的焊缝疲劳强度作为目的。
其中，特开昭59-110490号公报及特开平1-301823号公报，必须在焊接后施以特殊的处理，直接以焊接状态是不能改善疲劳强度的。焊接后热处理的方法，由于增加工序，使焊接施工麻烦，因而也是不利的。而且，其效果也有限。
特开昭62-10239号公报或特开平3-264645号公报中公开的薄钢板，其用途主要是汽车用车轮和圆盘的母材，与作为本发明对象的造船、海洋建筑物中所用的钢板，其用途、板厚、使用方法完全不同，因此这些知识不能直接适用于厚钢板。此外，即使从钢的成分来看，特开昭62-10239号公报中公开的薄钢板，特别是通过将C和P量的关系规定在当C：不足0.22时P：0.16％以下，C：0.22～0.3％时C+0.6P≤0.31的范围内，来提高点焊焊接部位的疲劳强度，关于电弧焊接法的焊接部位铁素体组织的固溶强化，没有公开任何有关内容。
也就是，点焊焊接是电阻焊接法的一种，主要用于板厚为0.5～3.5mm左右而且加工成形后的薄钢板例如汽车部件用薄钢板的焊接，用电极将该薄钢板的焊接部位加压夹住，短时间内通大电流进行焊接。
因此，这种点焊焊接，与板厚6mm以上的造船、海洋建筑物、桥梁等材料的高强度厚钢板焊接中使用的电弧焊接法，不仅电极形状、焊接材料的有无、焊接条件等焊接方法不同，其焊接部位的形状，焊接残余应力等也不同，因而两者的疲劳强度支配要素不同，并不因为用点焊焊接能提高疲劳强度，就可以将点焊焊接中的经验直接适用于电弧焊接中。
另一方面，特开平3-264645号公报公开的薄钢板，为了提高钢的强度和淬透性，得到所希望的组织而添加B，但关于与焊接性的关系却没有触及。而且也没有叙述有关除母材以外焊接部位的疲劳强度提高。
特公平3-56301号公报中公开的钢板，涉及超低碳钢板的点焊焊接部位，是想控制点焊焊接部位的硬度分布，而添加B是使组织细微化和控制晶粒生长，其添加量的上限值被规定为能抑制材质的劣化，关于焊接性却完全没有涉及讨论。
本发明的目的在于改善结构部件的焊接部位，特别是用电弧法焊接的焊接部位的疲劳强度。
本发明的第二个目的在于，通过控制在焊接状态下受到焊接热影响的部位(以下称HAZ)的组织，来改善结构部件的焊接部位、特别是上述HAZ部位组织的疲劳强度。
本发明的第三个目的在于，提供一种焊接后不会马上产生焊接裂纹的、具有良好焊接性的高强度厚钢板。
本发明的第四个目的在于，提供可达到上述目的的高强度厚钢板的制造方法。
本发明为了达到上述目的，提供如下所述的高强度厚钢板。
在此，对本发明的基本思想作如下说明。
(1)本发明者们从微观上详细地观察了焊缝的疲劳试验片的裂纹产生·扩展的状态。其结果发现，疲劳裂纹多半产生在反复载荷应力集中的焊接金属和HAZ的边界处，在HAZ中扩展，进而扩展至母材直至试验片断裂。
由以上观察可认为，产生·扩展的这种疲劳裂纹的HAZ组织，与疲劳强度有密切的关系。认为疲劳是因位错的反复运动而产生，为了提高焊接部位的疲劳强度，必须强化HAZ组织，使疲劳裂纹难以产生和扩展，抑制位错的运动。
一般，组织的强化法中，有固溶强化、析出强化、位错强化等强化法。由于焊接部位急速地加热·冷却，析出物也溶解，因而不能用析出强化法来使焊接状态的HAZ组织强化。此外，即使用加工位错来强化母材，但由于焊接而使位错密度降低，因而位错强化也不是适宜的强化方法。因此，用于强化HAZ组织的有效手段是固溶强化。
在固溶强化中有效的元素，按其效果的顺序，有C、N、P、Si、Cu、Mo。作为浸入型元素的C和N其固溶强化效果大，但对固溶强化以外的淬透性、焊接性、韧性等诸特性的影响大，因而仅仅单纯地增加其添加量，并不能达到固溶强化HAZ组织的目的。此外，P的固溶强化效果也大，但使晶界脆化，因而必须使其含量少。与此不同，置换型的Si、Cu、Mo，相对于添加量的固溶强化的比例，比C、N、P小，但可较多地添加，因而对固溶强化是有效的。而且，Si可减少叠层缺陷能量，减少交叉滑动，因而可抑制反复塑性变形时变形的局部化，同时还能提高塑性变形的可逆性，故具有抑制裂纹产生的作用。
因此，在疲劳强度提高方面，认为添加Si是有效的。
基于以上的讨论，对于用Si固溶强化的各种高强度钢，制成图1中示出形状的T字角焊接接头，进行疲劳试验，结果获得了本发明中所述的知识。
(2)制成T字角焊接接头时，对大量添加B的高强度钢，观察HAZ处的低温裂纹。在高强度钢的焊接部位不产生低温裂纹，当然，在承受反复载荷的情况下，预计容易以该裂纹为起点产生疲劳破坏。在此示出下式中表示低温裂纹感受性的碳当量Pcm。
Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/
       10+5B…(1)从该式可清楚地看出，B与其它元素相比，其低温裂纹感受性最高(系数越大裂纹感受性越高)。
然而，B具有抑制成为疲劳裂纹发生源的晶界铁素体的作用，因而考虑低温裂纹感受性的情况下，必须是其抑制效果达到饱和的0.0020％以下。此外，通过元素组合来提高Pcm的情况下，最好是控制在不足0.0005％，也就是实质上几乎不影响低温裂纹感受性的添加量。
因此，通过抑制B来确保焊接性是提高焊接部位疲强度的前提。
为了确保没有低温裂纹的良好焊接性，如上所述，还必须考虑B以外的元素，控制碳当量Pcm。例如，焊接本申请实施例中示出的板厚为15mm的钢板的情况下，由于将Pcm值规定在0.26以下，因而可在室温下进行良好的焊接。Pcm值大于上述值时，则必需有控制侵入的氢量、钢板的余热等附加工序。
(3)进而，本发明者们从微观上细致地观察了焊缝的疲劳试验片裂纹产生·扩展状态，结果发现了HAZ组织与疲劳强度之间的关系。HAZ组织，根据钢的淬透性分为铁素体组织、贝氏体组织、马氏体组织，通常市售的高强度钢的HAZ组织多数情况下为贝氏体组织。此处，贝氏体组织，规定为上部贝氏体组织和下部贝氏体组织两者，并将通过显微镜组织观察贝氏体组织占整个组织的比例定为贝氏体组织分率。
HAZ组织的淬透性低且铁素体组织分率高于20％而贝氏体组织分率低于80％的情况下，疲劳裂纹容易产生于晶界铁素体、铁素体·侧板(サイド-プレ-ト)这种软质的铁素体组织中，因而不能提高疲劳强度。另一方面淬透性高且马氏体组织分率高于20％而贝氏体组织低于80％的情况下，疲劳裂纹产生于硬质的马氏体组织界面的晶界处，因而仍不能提高疲劳强度。
基于这种认识，确认提高疲劳强度的组织是贝氏体组织，该组织分率在80％以上时，其疲劳强度提高效果表现显著。
于是，为了使HAZ组织成为贝氏体主体的组织，作为能提高组织的淬透性的元素，适量添加Ni、Cr、V也是有效的。
本发明是提供一种根据上述(1)和(2)的效果，来提高疲劳强度和焊接性的高强度钢板；进一步组合(3)的效果，则可提供能达到更高疲劳强度的高强度钢板。
为了使HAZ中的铁素体组织更加固溶强化、并且提高淬透性，进一步添加Cu、Mo是有益的；而且，为了在抑制轧制时未再结晶温度域的铁素体再结晶的同时还能提高淬透性而添加Nb，为了抑制奥氏体晶粒粗大化而添加Ti，这些措施对本发明来说都是有效的。
为了固定成为疲劳裂纹发生源的硫化物，并提高延展性，添加REM也是有效的。
也就是，本发明是(按重量％)，C：0.03～0.20％、Si：0.6～2.0％、Mn：0.6～2.0％、Al：0.01～0.08％、N：0.002～0.008％、B：0.0020％以下，其余为Fe和不可避免的杂质组成的高强度钢；进而，根据需要，是还可含有Cu：0.1～1.5％、Mo：0.05～0.5％、Ni：0.1～3.0％、Cr：0.1～1.0％、V：0.01～0.10％、Nb：0.005～0.06％、Ti：0.005～0.05％、Ca：0.0005～0.0050％、REM：0.0005～0.0050％范围中至少一种元素的高强度钢；而且还是HAZ的贝氏体组织分率为80％以上的焊接部位的疲劳强度和焊接性都优良的高强度钢。
以下简单说明附图。
图1A是表示T字角焊缝的疲劳试验片的平面图。
图1B是图1A中示出的疲劳试验片的侧面图。
以下说明用于实施本发明的最佳方案
首先叙述作为本发明中母材钢的成分限定理由。
C是提高母材强度的元素，为了提高母材强度希望大量添加。但C的添加量超过0.20％，会使母材及焊接部位的韧性降低，使焊接性恶化。因而，将C的上限规定为0.20％。如果C量过低则难以确保母材强度，而且焊接部位的淬透性降低、导致对疲劳强度有害的晶界初析铁素体生成。于是，C量不足0.03％时，得不到希望提高疲劳强度的组织，因而将C的下限值定为0.03％。
Si是可使淬透性不至于过高的固溶强化元素，是使组织固溶强化的元素，能抑制位错的运动，能抑制疲劳裂纹产生。还已知Si能减少叠层缺陷能量，减少交叉滑动。因此，在钢板上反复负荷塑性变形时，位错的滑动线交叉局部化，从而提高塑性变形的可逆性，因而具有抑制裂纹产生的作用。因此，Si是提高疲劳强度的必需元素。
Si不足0.6％时，固溶强化及减少叠层能的效果小，因而观察不到疲劳强度提高。因此，其下限定为0.6％。反之，Si量如果超过2.0％，则产生红锈鳞片，表面状态恶化，不仅增加疲劳裂纹产生源，韧性也恶化。因此，将其上限定为2.0％。
Mn是一种可以在不过分降低韧性的条件下提高母材强度的元素。当Mn不足0.6％时，不能获得足够的母材强度，故将其下限值定为0.6％。另外，当Mn超过2.0％时，不仅会使焊接部位的韧性降低，而且会使焊接性和延展性恶化，故将其上限值定为2.0％。
Al是一种不可缺少的脱氧元素，当其添加量不达到0.01％以上时，不能期待获得脱氧作用。另一方面，当其添加量超过0.08％时，生成大量的Al的氧化物和氮化物，故使焊接部位的韧性恶化。因此将其上限值定为0.08％。
N，在添加Ti的情况下，与Ti结合从而抑制HAZ的奥氏体晶粒生长。N不足0.002％时，不能期待其效果，因而将N的下限值定为0.002％。反之，如果大量添加，则固溶N量增加，使HAZ韧性降低，因而将其上限值定为0.008％。
B，在具有提高HAZ组织淬透性的效果的同时，还具有抑制成为疲劳裂纹产生源的晶界铁素体的作用，另一方面却使焊接裂纹感受性增大而恶化以致降低焊接性，是一种由于它的添加而产生根裂，终端裂纹等焊接裂纹的元素。上述效果在0.0020％时即达饱和，因而将B的添加量上限定为0.0020％。此外，B以外的合金元素添加量多，Pcm高的情况下，作为对低温裂纹感受性实质上几乎没影响的添加量，将其上限定为0.0005％以下。
P和S是越低越好的杂质元素。P，考虑母材与焊接部位的韧性，S同样考虑母材与焊接部位的韧性，同时还考虑板厚方向的延展性，希望将它们各自的上限值定为0.020％
Cu及Mo，可提高母材及HAZ的淬透性，但这些元素不如说与Si同样通过固溶强化，对铁素体基质的强化是有效的。然而，不像Si那样能使叠层缺陷能量减少。如果各自的添加量不超过0.1％，0.05％，则其效果不显著，因而将它们定为下限值。如果添加量超过1.5％、0.5％，则淬透性过高，并生成马氏体，反而使疲劳强度降低，因而将它定为上限。
Ni、Cr、及V，是能同时提高母材及HAZ的淬透性的元素，作为能获得效果的各元素的添加量，分别将其下限定为0.1％、0.1％、0.01％。过量添加，容易生成下部贝氏体和马氏体组织，焊接部位的疲劳强度降低，因而将各自的上限值定为3.0％、1.0％、0.10％。
Nb，是具有提高母材强度的效果并对淬透性也有效果的元素，而且，在钢板制造时适用于受控轧制·受控冷却的情况下，由于使未再结晶温度域上升，从而抑制轧制中的再结晶，因而可以在广泛的温度域中受控轧制，因此希望添加量在0.005％以上。然而，一旦大量含有Nb，则会使HAZ韧性降低，因此，将Nb的上限值定为0.06％。
Ti，与N结合成为TiN，由于HAZ的组织的细晶粒化而提高HAZ韧性。因此，0.005％以上的添加是必需的，但添加量超过0.05％时，见不到更好的效果，因而将其下限值定为0.005％，上限值定为0.05％。
Ca，固定成为疲劳裂纹发生源的硫化物，具有提高延展性的效果。而且，还能抑制以硫化物为起点的疲劳破坏的产生。添加量在0.0005％以下则不能期待其效果，而超过0.0050％时则使韧性降低。因此，将其下限值定为0.0005％，上限值定为0.0050％。
REM，固定成为疲劳裂纹发生源的硫化物，提高延展性，具有与Ca同样的效果。还能抑制以硫化物为起点的疲劳破坏产生。REM，认为只要是稀土元素，任何一种元素都会有同样的效果，但其中，作为它们的代表，可特别列举出La、Ce及Y。为了发挥REM的添加效果，其添加总量必须在0.0005％以上，但添加量为0.0050以上则其效果达到饱和，也不经济。因此将其下限值定为0.0005％，上限值定为0.0050％。
以下，说明本发明的高强度钢的制造方法。
本发明是以抗拉强度为490MPa以上的高强度钢作为主要对象，由于采用了下述制造方法，则可以获得各种强度的厚钢板。
任何一种制造方法中，在进行热轧之前，都必须首先将钢块100％的奥氏体化。为了奥氏体化，加热至Ac3以上就行，但如果加热超过1250℃，则奥氏体晶粒粗大化，轧制后的结晶粒径变大，以致强度、韧性等母材特性都劣化，因而加热温度规定为Ac3以上，1250℃以下。为了获得良好的母材特性，必须使奥氏体晶粒径变小，由于通过加热钢块，会使奥氏体晶粒径变大，因此在能使奥氏体晶粒径变小的再结晶温度域内进行热轧(普通轧制：约900～1250℃的温度下10～95％的压下率的轧制)。
用上述普通轧制的制造方法，则可获得价格低廉而稳定的高强度钢。在这种情况下，在再结晶温度域内结束热轧，并自然冷却。但是，板厚较厚的情况下，和添加元素少的情况下，往往强度不够。
用受控轧制(未再结晶温度区域中的轧制、高强度钢的情况下，约750～900℃)的制造方法，则可获得具有高强度和韧性的的高强度钢。该情况下，在奥氏体晶粒内引入因轧制而形成的变形带，使铁素体生成核增加，然后再自然冷却是有效的。为了引入变形带，必须有在未再结晶温度域中累积压下率为40％以上的热轧。但累积压下率一旦超过90％，则母材韧性反而降低，因此将累积压下率定为40～90％。
将受控轧制和加速冷却组合起来的方法，可获得比仅用受控轧制的方法具有更高强度的高强度钢。该情况下，以将铁素体中的C浓度保持较高的状态，加速冷却直至变态终了温度是有效的。为了保持铁素体中C的浓度，必须按1℃/秒以上进行冷却，但如果超过60℃/秒，则强度提高已到头，并且会使韧性降低，因而将冷却速度规定为1～60℃/秒。此外，变态终了温度为600℃以下，但通常将室温以上的液体作为冷却介质，因而将冷却停止温度定为600℃～室温。
如果用受控轧制、加速冷却及回火处理的制造方法，可获得比将受控轧制和加速冷却组合起来的方法具有更高强度和韧性的高强度钢。在该情况下，通过位错的消灭和因合体而使晶格缺陷密度减少，来恢复加工组织是有效的。回火温度低于300℃时，不能获得这些效果，而Ac1点以上的温度则不能恢复而开始变态，因而将回火温度和时间规定为300℃～Ac1点，10～120分钟。
实施例
以下叙述本发明的实施例。
为了调查各元素添加量的影响，在实验室中将本发明钢16种钢，比较钢8种钢，共计24种钢，进行熔化，然后铸造成90×200×380mm的50kg扁钢坯。表1中示出供试钢的化学成分及碳当量。碳当量根据上述公式计算。
表2中示出各种钢的制造条件(加热温度，再结晶域累积压下率、未再结晶域累积压下率、精加工温度、冷却开始温度、冷却速度、冷却停止温度，及回火温度)。
此外，再结晶域累积压下率是用(h0-h1)/h0定义的压下率，未再结晶域累积压下率是用(h1-h2)/h1定义的压下率。而h0是扁钢坯的厚度(mm)，h1是再结晶温度域中的轧制后板厚或未再结晶温度域中的轧制前板厚(mm)，h2是未再结晶温度域中的轧制后板厚(mm)。
将各扁钢坯加热至Ac3点以上，1250℃以下，保持60分钟后，在再结晶温度域热轧后，自然冷却，或者，不自然冷却就继续在未再结晶温度域经过累积压下率为40％～90％的热轧后，自然冷却，或者，不自然冷却，以1～60℃/秒的冷却速度，在600℃～室温下停止冷却，并自然冷却，或者进一步加热至300℃～Ac1点进行回火，由此制得精加工板厚15mm。
测定这些热轧板的机械性能，将其结果，即屈服应力、抗拉强度、断裂延伸率，夏氏(摆锤)冲击值也一并列入表2中。
使用这种钢板，制作图1示出的T型角焊缝疲劳试验片1。图中，2是平板，3是肋板，由两板构成角部4，焊接该角部。5是焊接金属。试验片1的形状是a＝50mm，b＝200mm，c＝15mm，d＝30mm，e＝15mm。
焊接方法是涂药电弧焊，焊接线能量为18KJ/cm。对该试验片1，以应力比R(最小应力/最大应力)＝0.1，进行3点弯曲疲劳试验，结果示于表3中。该表中示出，反复次数为1×105次，2×106次时的应力范围值。此外，表4中示出各种钢的HAZ组织中贝氏体组织分率和由斜Y形裂纹试验(JIS Z3158)获得的裂纹停止温度。
                                           表1
  C     Si    Mn    P      S      Cu   Ni    Cr    Mo    Nb    V    Ti   Al    N     B    Ca    REM   Pcm
本发明钢  12345678910111213141516  0.15  0.68  1.57  0.005  0.004  ---   ---   ---   ---   ---  ---  ---  0.03 0.002  ---    ---    ---0.13  1.31  1.48  0.003  0.004  ---   ---   ---   ---   ---  ---  ---  0.05 0.006  ---    ---    ---0.12  1.89  1.24  0.004  0.005  ---   ---   ---   ---   ---  ---  ---  0.04 0.003  ---    ---    ---0.07  0.85  1.23  0.003  0.005  1.3   ---   ---   ---   ---  ---  ---  0.04 0.006  ---    ---    ---0.10  0.91  1.01  0.005  0.003  ---   1.5   ---   ---   ---  ---  ---  0.03 0.003  ---    ---    ---0.09  0.73  1.24  0.003  0.005  ---   ---   0.8   ---   ---  ---  ---  0.04 0.004  ---    ---    ---0.08  1.42  0.94  0.004  0.006  ---   ---   ---   0.4   ---  ---  ---  0.03 0.002  ---    ---    ---0.18  0.62  1.04  0.003  0.003  ---   ---   ---   ---   0.05 ---  ---  0.03 0.005  ---    ---    ---0.04  1.94  1.54  0.005  0.004  ---   ---   ---   ---   ---  0.09 ---  0.05 0.002  ---    ---    ---0.06  0.73  1.96  0.004  0.004  ---   ---   ---   ---   ---  ---  0.04 0.03 0.004  ---    ---    ---0.09  1.28  1.12  0.007  0.002  ---   ---   ---   ---   ---  ---  ---  0.02 0.006 0.0010  ---    ---0.10  1.41  1.01  0.002  0.008  ---   ---   ---   ---   ---  ---  ---  0.06 0.003  ---   0.0043  ---0.10  0.86  1.23  0.006  0.007  ---   ---   ---   ---   ---  ---  ---  0.07 0.007  ---    ---   0.00480.12  0.83  0.86  0.005  0.005  ---   0.5   0.4   ---   ---  0.04 ---  0.04 0.007  ---    ---    ---0.10  0.74  0.82  0.003  0.005  0.7   ---   ---   0.2   ---  ---  ---  0.05 0.004  ---    ---    ---0.08  0.87  0.99  0.003  0.004  0.2   0.2   0.2   0.07  0.01 0.02 0.01 0.04 0.004 0.0001 0.0006 0.0007   0.2510.2580.2550.2350.2160.2260.2010.2530.1910.1820.1940.1980.1900.2230.2140.189
比较钢   12345678  0.16  0.21  1.22  0.004  0.004  ---   ---   ---   ---   ---  ---  ---  0.04 0.006  ---    ---    ---0.08  1.33  0.80  0.006  0.004  2.0   ---   ---   ---   ---  ---  ---  0.04 0.004  ---    ---    ---0.06  0.05  0.70  0.006  0.004  ---   3.5   ---   ---   ---  ---  ---  0.04 0.003  ---    ---    ---0.09  0.81  1.05  0.004  0.003  ---   ---   1.4   ---   ---  ---  ---  0.03 0.002  ---    ---    ---0.09  0.12  0.95  0.005  0.006  ---   ---   ---   0.8   ---  ---  ---  0.04 0.004  ---    ---    ---0.14  0.51  1.08  0.006  0.004  ---   ---   ---   ---   0.08 ---  ---  0.04 0.003  ---    ---    ---0.06  1.15  1.67  0.005  0.004  ---   ---   ---   ---   ---  0.15 ---  0.03 0.004  ---    ---    ---0.12  1.08  1.18  0.005  0.005  ---   ---   0.6   0.3   ---  ---  ---  0.04 0.005 0.0032  ---    ---   0.2280.2640.1980.2400.2150.2240.1970.280
                                                    表2
   钢种                                        制造条件                机械性质
 加热温度(℃)   再结晶域累积压下率(％)   未再结晶域系积压下率(％) 精加工温度(℃) 冷却开始温度(℃)   冷却速度(℃/sec) 冷却停止温度(℃)   回火温度(℃) 屈服应力(MPa) 抗拉强度(MPa) 断裂延伸率(℃) 夏氏转变温度(℃)
本发明钢  12345678910111213141516  950110011001200123012001160120012401150120011901210115011001100     83837267725872506772725072725083     00405040604067504040674040670   9541001858826857849851800810823810841866837851843   ---808841817829783785----807824829   自然冷却″″401020403510自然冷却″″″201530     ---50500580100150450----55070500     ---550--600450------500-   432448496490516504473496517441439471445521479487   508535583573588594569584605519533535524592563573  31.231.729.129.228.227.329.628.324.231.928.228.131.725.528.530.6     -92-73-47-96-98-92-61-95-45-97-73-85-71-86-84-83
比较钢  12345678  9601230120011501130120012001220     8372677250675883     04050406750600   8918418448508G88278161050   --826839841805797-   自然冷却″4030203050自然冷却     --12055050044050-     --550---500-   421487470545505533469421   498582553605587592562505  33.627.923.723.424.127.729.329.1     -98-61-93-86-94-85-65-78
                        表3
      钢种         疲劳试验结果(MPa)
    1×105次疲劳强度     2×106次疲劳强度
本发明钢     12345678910111213141516     354368371395396388388375372381385383387396388394     224231238266265258258247249251257252259265251268
比较钢     12345678     271321291303286308323327     167194178189173184191199
                     表4
    钢种 贝氏体组织分率(％) 裂纹停止温度(℃)
钢比较钢     12345678910111213141516     76695483869196898265967273979687     25252525252525252525252525252525
本发明     12345678     281573463448675     2550252525252575
本发明钢1、2、3，是Si的添加量为3种水平的实施例。与普通轧制的本发明钢1、2相比较，进行过未再结晶域累积压下率为40％的受控轧制的本发明钢3，其屈服应力、抗拉强度都较高。而且，随着Si的增加，疲劳强度上升，但夏氏转变温度也上升，由此可得知，存在供实用最适宜的Si添加量。
添加Cu、Mo、Ni、Cr、Nb、V、Ti、B、Ca、REM中至少一种元素的本发明钢4-16，除了Si的效果外，还由于有Cu、Mo的固溶强化、Ni、Cr、V的淬透性提高效果、Nb的再结晶抑制、Ti、N的结晶粒粗大化抑制，B的晶界铁素体抑制效果，Ca、REM的硫化物抑制效果而引起的协同效果，使得它的疲劳强度，比本发明钢1～3更大。此处，采用了普通轧制，受控轧制，受控轧制+加速冷却，受控轧制+加速冷却+回火热处理的各种制造方法，但与普通轧制相比较，由于进行组合了受控轧制的轧制，即使是相同的碳当量，也可获得具有高强度的高强度钢。而且知晓，焊缝的疲劳强度与母材的屈服应力、抗拉强度无关，为了提高疲劳强度，本发明中提到的以Si固溶强化为首的上述效果是必不可少的。
另一方面，比较钢1是Si添加量少于本发明钢成分范围的实施例。只有当Si添加量在本发明钢成分范围内时，疲劳强度才得以提高。
过份添加Cu、Mo、Ni、Cr、Nb、V、B的比较钢2-8，其Si的添加量在适宜范围内，因而其疲劳强度值比比较钢1高，但从表4的贝氏体组织分率可清楚地看出，比较钢2～8其淬透性过高，从而形成马氏体组织，使贝氏体组织分率降低，因而与本发明钢相比较，其疲劳强度降低。
此外，如果过度添加B，则斜Y形裂纹试验的裂纹停止温度也高，焊接性极端恶化。另一方面，本发明钢中任何一种的裂纹停止温度都很低，因而焊接性良好。
本发明钢涉及造船、海洋建筑物、桥梁等中使用的高强度钢，在确保钢板的焊接性方面，通过添加特定元素来控制热影响部位的组织，因而可提高其疲劳强度，而且由于使用本发明钢，故可提高焊接建筑物耐疲劳破坏的可靠性。

Claims (11)

1.焊接部位的疲劳强度和焊接性优良的高强度钢，其特征在于，它是(按重量％)由C：0.03～0.20％、Si：0.6～2.0％、Mn：0.6～2.0％、Al：0.01～0.08％、N：0.002～0.008％、B：0.0020％以下，其余为Fe及不可避免的杂质组成。
2.根据权利要求1所述的高强度钢，它(按重量％)含有选自Cu：0.1～1.5％及Mo：0.05～0.5％中的至少一种。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢，它(按重量％)含有选自Ni：0.1～3.0％、Cr：0.1～1.0％、V：0.01～0.10％及Nb：0.005～0.06％中的至少一种。
4.根据权利要求1，2或3所述的高强度钢，它(按重量％)含有选自Ti：0.005～0.05％、Ca：0.0005～0.0050％及REM：0.0005～0.0050％中的至少一种。
5.根据权利要求1所述的高强度钢，它(按重量％)含B：0.0005％以下。
6.焊接部位的疲劳强度和焊接性优良的高强度钢，其特征在于，它是(按重量％)由C：0.03～0.20％、Si：0.6～2.0％、Mn：0.6～2.0％、Al：0.01～0.08％、N：0.002～0.008％、B：0.0020％以下，其余为Fe和不可避免的杂质组成，而且含有选自Ni：0.1～3.0％、Cr：0.1～1.0％、V：0.01～0.10％、Cu：0.1～1.5％、Mo：0.05～0.5％、及Nb：0.0.05～0.06％中的至少一种，并且焊接部位的热影响部位组织具有80％以上的贝氏体组织分率。
7.焊接部位的疲劳强度和焊接性优良的高强度钢的制造方法，其特征在于，将(按重量％)由C：0.03～0.20％、Si：0.6～2.0％、Mn：0.6～2.0％、Al：0.01～0.08％、N：0.002～0.008％、B：0.0020％以下，其余为Fe和不可避免的杂质组成的扁钢坯，加热至Ac3点以上，1250℃以下，在再结晶温度域进行热轧后，自然冷却。
8.根据权利要求7所述的高强度钢的制造方法，其中，在再结晶温度域进行热轧后，继续在未再结晶温度域进行累积压下率为40～90％的热轧，然后自然冷却。
9.根据权利要求7所述的高强度钢的制造方法，其中，在再结晶温度域进行热轧后，继续在未再结晶温度域进行累积压下率为40～90％的热轧，然后以1～60℃/秒的冷却速度，于600℃～室温时冷却停止，并自然冷却。
10.根据权利要求7所述的高强度钢的制造方法，其中，在再结晶温度域进行热轧后，继续在未再结晶温度域进行累积压下率为40～90％的热轧，热轧结束后以1～60℃/秒的冷却速度，于600℃～室温的温度范围冷却，并自然冷却后，进一步加热至300℃～Ac3点进行回火热处理。
11.根据权利要求7-10所述的高强度钢的制造方法，其中，它(按重量％)含有选自Cu：0.1～1.5％、Mo：0.05～0.5％、Ni：0.1～3.0％、Cr：0.1～1.0％、V：0.01～0.10％、Nb：0.005～0.06％、Ti：0.005～0.05％、Ca：0.0005～0.0050％及REM：0.0005～0.0050％中的至少一种。
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