CN1181786A - 具有优异疲劳强度的焊接接头 - Google Patents

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Abstract

通过限定焊接接头HAZ内铁素体显微组织的面积比为20到100%并限定剩余部分为贝氏体、马氏体、珠光体和残余奥氏体显微组织的一种;或者限定焊接接头用钢板的碳当量不大于0.275,可限制HAZ内疲劳裂纹的扩展速度并提高刚焊接接头的疲劳强度。

Description

具有优异疲劳强度的焊接接头
本发明涉及具有优异疲劳强度的焊接接头，它主要用于焊接结构例如轮船、海洋构造物、桥梁、建筑机械等。更准确地，本发明涉及具有优异疲劳强度的焊接接头，它是通过提高能够延迟焊接接头的焊接热影响区(此后缩写为“HAZ”)内疲劳裂纹扩展速度的铁素体显微组织面积比达到的。
由于建筑物尺寸越来越大，减小结构部件的重量已成为近年来的一个重要课题。为达到这个目的，这种结构所用的钢强度越来越高。然而，由于使用过程中载荷反复施加在轮船、海洋构造物、桥梁、建筑机械等内的焊接接头上，故必须采取对策以防止这种结构中的疲劳破坏。这种疲劳破坏最可能发生在焊接接头部分。因而要求提高焊接接头的疲劳强度。
至今对于决定焊接接头疲劳强度的因素和提高疲劳强度已经做了大量研究。然而提议大多包括通过焊后附加处理而进行改善，例如，用磨床研磨、通过加热和重熔成形焊道最终层的端部、喷丸加工以在焊接端部产生压应力(日本未审专利公开号No.59-110490和No.1-301823)，等等。通过焊后热处理而减小残余应力也是众所周知的技术。
也已提出一种不用特殊处理或上述的焊后热处理而是借助于钢材的成分来改善即使是在刚焊接状态下焊接部分的疲劳强度的方法。
为了使添加的Si有助于形成干净的多边形铁素体，为了通过添加B而强化钢，以及为了改善淬硬性从而得到优异的延伸凸缘性能(elongation flange property)、疲劳特性和电阻焊接性，日本未审专利公开No.3-264645揭示了一种具有优异延伸凸缘性能等的高强度钢板，它含有0.01到0.2％的C，0.6到2.5％的Mn，0.02到1.5％的Si和0.005到0.1％的B。
日本专利公告No.3-56301揭示了一种具有优异点焊接性的超低碳钢，它含有不大于0.006％的C，不大于0.5％的Mn，不大于0.05％的Al和总共0.001到0.100％的Ti和/或Nb的至少一种，但须不计算氮化物和硫化物以便通过精心设计钢的成分，尤其通过添加B，和钢中非再结晶组织的比例而有利地改善点焊部分的接头疲劳强度。
日本未审专利公开No.6-207245揭示了一种具有优异疲劳特性的多层钢板，它借助于添加Ni到钢材表面层以在焊缝端部产生残余压应力从而延长产生疲劳裂纹之前的时间，其中Ni的添加量在与钢板两表面间隔至少0.2mm并且不大于25％的厚度的区域内至少为3％。
日本未审专利公开No.6-228707揭示了一种具有优异焊接接头疲劳特性的结构钢及其焊接方法，它含有0.001到0.01％的C，0.005到0.05％的Si和0.5到2％的Cu，并且，Ceq不大于0.2，该参考发明通过利用Cu的细沉淀并同时降低Ceq以防止塑性形变集中而使焊缝端部附近的硬度分布均匀；并且通过降低Ceq而消除HAZ硬化，从而减小作为平均应力的焊缝端部残余应力。
在这些现有技术文献中，日本未审专利公开No.59-110490和日本来审专利公开No.1-301823要求焊后特殊处理并且不能改善刚焊接状态下的疲劳强度。由于工艺步骤数目的增加和焊接操作的复杂化，故，利用焊后热处理的方法也不是优选的。另外，其效果有限。
日本未审专利公开No.3-264645所述的薄钢板涉及主要用于汽车车轮和圆盘的母材钢板。由于该钢板与本发明目的所在的用于轮船建造、海洋构造物等的钢板在应用、厚度和所用方法方面完全不同，故该文献中所述的意见不能原样用于原钢板。另外，由于该文献并未描述焊接接头，故没有研究对焊接接头疲劳强度的影响，进而，不清楚在HAZ中是否生成据报道在母材金属内含有的多边形铁素体显微组织。
日本专利公告No.3-56301中所述的钢板涉及超低碳钢板的点焊部分并试图控制点焊部分的硬度分布。点焊是一种电阻焊方法，它通过电焊条在压力下夹钳钢板的焊接部分并使很大的电流在很短时间内流过焊接部分。相反，作为本发明目的的焊接接头的焊接方法主要是用来焊接具有大厚度的钢板的焊接方法。因而，这些焊接方法不但在焊接残余应力方面彼此不同，而且在焊接条件例如电焊条形状、焊接材料的存在等方面也彼此各异。由于决定疲劳强度的因素在薄板的点焊与原钢板的焊接之间彼此不同，故点焊的意见不能原样用于原钢板的焊接方法。
日本未审专利公开No.6-207245中所述的钢板，由于也是结构钢，故有同样的应用。然而，由于该文献限于含Ni多层钢，故不能提高普通单层钢的疲劳强度。从该文献不能明显看出是否能改善焊接接头的疲劳强度。
日本未审专利公开No.6-228707中所述的发明没有描述焊接接头的HAZ组织，也不清楚显微组织与疲劳强度之间的关系。因而，该参考发明不同于本发明。另外，C添加量与Si添加量很小，分别不大于0.01％和不大于0.05％。由于该参考发明主要要求添加Cu，故它不同于本发明。
本发明的一个目的是提供一种在刚焊接状态下具有优异疲劳强度的焊接接头，这是通过提高焊接接头HAZ内能够延迟疲劳裂纹扩展速度的铁素体显微组织面积比来达到的，而不是使用通过实施附加焊接处理以降低焊后应力集中来提高疲劳强度的措施。
为达到上述目的本发明的原理可概述如下：
(1)焊接接头疲劳强度的提高是通过增大焊接接头HAZ内能够延迟疲劳裂纹扩展速度的铁素体显微组织的面积比来达到的。
(2)焊接接头疲劳强度的提高是通过限定钢板的化学组成及其碳当量从而增加焊接接头HAZ内铁素体显微组织的面积比来达到的。
(3)焊接接头疲劳强度的提高是通过添加适量的Ti和N而具有精细HAZ显微组织从而增加焊接接头HAZ内铁素体显微组织的面积比来达到的。
本发明通过第(1)条款的实施提高焊接接头的疲劳强度，通过进一步结合上述条款(2)或(3)可得到更高的疲劳强度。
换句话说，本发明的要点在于下述几点：
①一种具有优异疲劳强度的焊接接头，其特征在于焊接接头热影响区(HAZ)内铁素体显微组织的面积比为从20％到100％。剩余部分包括贝氏体、马氏体、珠光体和残余奥氏体显微组织中的至少一种。
②根据第①项的具有优异疲劳强度的焊接接头，它是通过使用含有下述元素(以重量百分比表示)的钢板制造的：
C  0.015到0.15％
Si 0.06到2.0％
Mn 0.2到1.5％
P  不大于0.05％
S  不大于0.05％
Al 0.001到0.08％
N  0.002到0.015％且，
剩余部分为Fe和不可避免的杂质
及，所具有的碳当量(Ceq)不大于0.275： Cep = C + Mn 6 ( Cu + Ni ) / 15 + ( Cr + Mo + V ) / 5 + Nb / 3 .
③根据第2项的具有优异疲劳强度的焊接接头，它是通过使用进一步含有下述元素(以重量百分比表示)的钢板制造的：
Ti：0.003到0.05％。
④根据第3项的具有优异疲劳强度的焊接接头，它是通过使用Ti/N值为2.0到3.4的钢板制造的。
⑤根据②到④任一项的具有优异疲劳强度的焊接接头，它是通过使用进一步含有至少一种下述元素(以重量百分比表示)的钢板制成的：
Cu 0.1到2.0％
Ni 0.1到2.0％
Cr 0.05到1.0％
Mo 0.02到1.0％
V  0.005到0.1％和
Nb 0.005到0.08％
⑥根据②到⑤任一项的具有优异疲劳强度的焊接接头，它是通过使用进一步含有下列元素(以重量百分比表示)的钢板制成的
Ca：0.0005到0.010％
REM：0.0050到0.050％
图1(A)是HAZ贝氏体钢中裂纹张开位移和载荷变化之间的关系图
图1(B)是HAZ铁素体钢中裂纹张开位移和载荷变化之间的关系图
图2是焊接接头HAZ内铁素体显微组织面积比与2000000次时T型角焊接头的疲劳强度之间的关系图。
下列条款(1)和(2)详细论述了本发明的技术原理和限定原因
(1)首先论述限定焊接接头HAZ内显微组织的原因
本发明的发明人已研究了HAZ对提高焊接接头疲劳强度的重要性。
一般地，在大多数情况下，焊接结构的疲劳发生在有结构应力集中的焊接接头部分。在无焊接缺陷和钢板内划痕的正常焊接部分中，疲劳裂纹多数情况下从作为具有低应力集中的母材金属和焊缝金属之间边界的HAZ产生，扩展进HAZ内，然后扩展到母材金属，最后导致结构功能失效的破坏。
因而，本发明人研究了HAZ内疲劳裂纹的发生-扩展寿命与总破坏寿命的比例。使用了三种类型的接头即广泛用于结构的T型角焊接头，十字角焊接头和端面周边焊接接头。若在与母材金属与焊缝金属之间的边界向着母材金属方向间隔5到10mm(取决于接头的类型)的位置上，焊接一个应变仪并测量反复载荷下的应变值，则应变值从试验开始时的应变值下降5％时的重复次数基本对应于穿过HAZ并到达母材金属的疲劳裂纹尖端的重复次数。因而，该重复次数定义为HAZ内的疲劳裂纹的发生-扩展寿命。焊接接头疲劳试验的结果表明，HAZ内疲劳裂纹的发生-扩展寿命与最终导致破坏的总寿命之间的比例，对于T型角焊接头约为70％，对于十字角焊接头约为80％，对于端面周边焊接接头约为40％。
上述试验阐明疲劳裂纹发生寿命与总疲劳寿命之比占据了总疲劳寿命的相当比例。另一方面，一旦裂纹开始扩展就极难限制它。因而，为了提高焊接接头的疲劳强度，认为有效的措施是或者使HAZ内难于发生疲劳裂纹或者即使疲劳裂纹发生尽可能延迟疲劳裂纹的扩展。
接着，本发明的发明人研究了与疲劳强度相关的HAZ的显微组织，观察到下述重要现象。
一般地，用于轮船、海洋构造物、桥梁和建筑机械的钢板的HAZ组织，在抗拉强度为400到580MPa数量级时主要包括贝氏体显微组织，在抗拉强度超过580MPa时主要包括包括马氏体组织。取决于钢板成分及其热处理，某些情况下除这些显微组织外还包括珠光体显微组织和残余奥氏体显微组织。HAZ显微组织受母材金属组织的影响不大，而是主要取决于钢板的化学组成和焊接时的冷却速率。因而，即使在焊接普通用400MPa级别的显微组织(例如0.14％C-0.2％Si-0.9％Mn)的情况下，作为淬硬性指数的碳当量在不大于50KJ/cm的普通焊接条件下的值也高，故HAZ很难含有铁素体显微组织作为主组织。
本发明的发明人认为，为了研究焊接接头的疲劳强度有必要研究各种显微组织的HAZ内疲劳裂纹的扩展速度。为了在没有动态因素例如应力集中系数、残余应力等等的影响的相同动态条件下研究显微组织的影响，本发明人利用小的模拟HAZ试件进行了裂纹扩展试验。焊接用模拟热循环的最高加热温度设定在1400℃，从800到500℃的冷却时间设定在1到161秒。通过化学成分和冷却速度的差异重现铁素体显微组织，贝氏体显微组织和马氏体显微组织，每一试件都是3点弯曲裂纹扩展试件，大小为20×10×100mm，并有一个6mm长的尖切口，应力比为0.1。用钳形仪(Clip gauge)测量裂纹张开位移，用柔量法(Compliancemethod)计算裂纹长度。
从裂纹扩展试验的结果发现，HAZ是铁素体组织时的疲劳裂纹扩展寿命是HAZ为贝氏体显微组织和马氏体显微组织时疲劳裂纹扩展寿命的至少2倍。在研究应力膨胀系数范围和裂纹扩展速度时；若裂纹长度已经很长和应力膨胀系数高，则观察不到因显微组织不同造成的差异，但若裂纹长度仍小且应力膨胀系数范围低，则因显微组织造成的差异就明显。当HAZ内铁素体显微组织面积比高时；裂纹扩展速度显著下降。
另外，图1(A)和图1(B)是HAZ内铁素体显微组织面积比为2％的HAZ贝氏体钢内和88％HAZ铁素体钢内裂纹张开位移和载荷变化的仔细观察结果。铁素体显微组织的比例变高时，观察到显著的裂纹张开。本文所用的术语“裂纹闭合”是指裂纹尖端在最大载荷下超过屈服点发生塑性形变并在最小载荷之前闭合的现象。与其它显微组织相比，铁素体显微组织的位错强化比例小，并且该组织极其柔软，很易发生塑性形变。因而，据认为很易发生裂纹张开。当发生这种裂纹张开时，若裂纹尖端是闭合的，则不发生疲劳裂纹扩展，且对疲劳裂纹扩展有效的应力范围降低。结果，认为当HAZ包含铁素体显微组织时HAZ内的扩展寿命变长。
基于上述技术原理，本发明通过增大能够延迟焊接接头HAZ内疲劳裂纹扩展速度的铁素体显微组织的面积比而提高焊接接头的疲劳强度。
然而在贝氏体显微组织的晶界出现的面积比小于20％的晶界铁素体，虽然也包括在铁素体显微组织类内，但即使它延迟裂纹扩展也不能提高疲劳强度，因为疲劳裂纹易从晶界铁素体发生。当HAZ铁素体显微组织的面积比小于20％时，即使出现疲劳裂纹闭合，预计也不能提高疲劳强度，因为这种闭合极小。
因而，为了提高焊接接头的疲劳强度，必须确保HAZ内铁素体显微组织的面积比至少20％。当HAZ内铁素体显微组织的面积比为至少20％时，即使在包含贝氏体，马氏体，珠光体和残余奥氏体显微组织时也不发生任何问题。为了进一步稳定地提高疲劳强度，HAZ内铁素体显微组织面积比优选地至少60％，其上限值为100％。
这里，显微组织的面积比定义为通过下述方法得到的值：切割每种焊接接头，其方式应使含有焊缝金属、HAZ和母材金属；利用光学显微镜观察抛光表面；利用数点法计算每种显微组织在从离焊缝金属约50m的位置向HAZ延伸到HAZ与母材金属之间的边界线的区域内的比例。
(2)下面论述限定焊接接头的钢板所用的化学成分和碳当量的原因。
第一，说明限定为钢板基本化学组成的每种元素。
碳(C)是一种能提高母材金属强度的元素。为了提高母材金属的强度，优选地添加大含量的C。然而当C的添加量超过0.15％时，由于淬硬性变得太高而造成在HAZ内得不到铁素体显微组织并且焊接部分的焊接性和韧性下降。因而C的上限设定为0.15％。当C含量小于0.015％时就不易确保母材金属作为结构钢的强度。故C的下限设定为0.015％。
硅(Si)是制钢时为脱氧所必须的元素。当添加量适宜时，Si通过固溶增强母材。如果Si含量小于0.06％，则制钢时的脱氧效率下降。故Si的下限设定为0.06％。Si也是一种铁素体形成元素，且不含在碳当量的公式中。当添加量为至少0.6％时Si具有在相同碳当量下增加HAZ内铁素体显微组织面积比的效果。另一方面，当添加量超过2.0％时Si只增加淬硬性而韧性下降，故上限设定为2.0％。
锰(Mn)是一种增加母材金属强度而不大大降低韧性的元素。如果Mn含量小于0.2％，则得不到足够的母材金属强度并且可能出现S脆性。故下限设定为0.2％。另一方面如果Mn含量超过1.5％，则淬硬性变得太高而造成在HAZ而得不到铁素体显微组织，焊接部分的韧性下降且焊接性以及延展性恶化，故上限设定为1.5％。
P(磷)含量优选地尽可能低。当添加量超过0.05％时，P在母材金属的晶界发生偏析造成晶界脆性。故上限设定为0.05％。
S(硫)含量优选地尽可能低。当添加量超过0.05％时，A型夹杂物变得明显，母材金属和焊接部分的韧性恶化，钢板在厚度方向上的延展性降低。故上限设定为0.05％。
铝(Al)用作一种脱氧元素。因为一般所含的Al量至少为0.001％，故当其它元素用作脱氧元素时，其下限设定为0.001％。当添加量超过0.08％时，生成大量Al的氧化物和氮化物，焊接部分的韧性恶化，故上限设定为0.08％。
氮(N)作为钢中的杂质，含量至少在0.002％，故N的下限设定在0.002％。相反当含量超过0.015％时，N发生在铁素体中的固溶，降低了韧性。故其上限设定为0.015％。进一步的N导致下面所述的与Ti的相互反应。
钛(Ti)促进了HAZ显微组织内铁素体显微组织的形成。Ti的氮化物由于晶粒变细而限制了HAZ组织的粗化，降低了淬硬性。当添加Ti和N的比例即Ti/N值小于2.0时，N变得过量，发生在铁素体内的固溶降低了韧性。当Ti/N值超过3.4时，Ti的氮化物的形成达到饱和，韧性由于Ti的碳化物而下降。故Ti/N比优选地在2.0到3.4范围内。当Al的添加量低时，Ti和N的作用是脱氧元素，所形成的Ti的氧化物可作为HAZ内晶间铁素体的形成核，提高了铁素体显微组织的面积比。能提供形成铁素体显微组织的显著效果的Ti的低限设定为0.003％。当添加量超过0.05％时，Ti生成大量的沉淀，降低了韧性。故上限设定为0.05％。
Ti的氧化物和Ti的氮化物可包括Ti2O3、TiN、TiO、(Ti，Al)xOy、Tix(O，N)y，等，但为了促进HAZ内铁素体显微组织的形成，最好是晶粒尺寸为0.1-3.0μm，晶粒数为5×104-5×106晶粒/mm2的细分散Ti2O3或通过在Ti/N比为2.0到3.4下把Ti2O3添加进母材而不是HAZ的细分散TiN。
铜(Cu)虽然不形成碳化物，但有提高母材金属强度的效果，并通过固溶强化提高了疲劳强度。然而除非其含量至少为0.1％才能得到这种效果，若添加量超过2.0％，Cu将导致扁坯的固化裂纹。故Cu的下限和上限分别设定为0.1％和2.0％。
镍(Ni)不但提高母材金属强度，而且大大改善韧性。能提供这些效果的添加量低限设定为0.1％。由于即使大量加入Ni时效果也到达饱和故其上限为2.0％。
铬(Cr)提高母材金属强度和韧性，并通过形成其碳化物和氮化物而增强HAZ显微组织。它也提高疲劳强度。为达到这些效果，必须添加至少0.05％的Cr。相反，即使Cr的添加量超过1.0％，效果也达到饱和，焊接性恶化，故下限和上限分别设定为0.05％和1.0％。
钼(Mo)不但提高母材金属强度，而且提高韧性。并且由于它形成碳化物和氮化物，故显示出与Cr类似的功能。能提供这些效果的下限添加量设定为0.02％，效果达到饱和时的上限添加量设定在1.0％。
钒(V)形成碳化物，能提供提高母材金属强度和细化晶粒的效果。如果V含量低于0.005％，则这些效果不明显。故下限设定为0.005％。相反如果V的添加量超过0.10％，则HAZ的淬硬性变得太高造成铁素体显微组织的面积比下降。故上限值设定在0.10％。
铌(Nb)是具有提高母材金属强度效果的元素。当制造钢板使用TMCP工艺时，Nb限制轧制过程中的再结晶，故必须添加至少0.005％的Nb。然而若Nb含量太高，则焊接部分的韧性下降。故Nb的上限设定为0.08％。
钙(Ca)具有固定作为疲劳裂纹生成源的硫化物和提高延展性的效果，如果添加量不大于0.0005％，预计就不含有这些效果。如果添加量超过0.010％，则韧性下降。故下限和上限分别设定为0.0005％和0.010％。
稀土金属(REM)与Ca有同样的功能，即固定作为疲劳裂纹生成源的硫化物和提高延展性。HAZ内，REM(O，S)作为晶间转变的形成核，促进了铁素体显微组织的形成。优选地，晶粒尺寸为0.1到3.0μm、晶粒数为10到100晶粒/mm2的REM(O，S)被细分散。认为任何元素，只要它们是稀土金属(REM)，都显示类似的效果，典型的例子是La和Ce。为了达到添加REM的效果，必须添加至少0.0050％的总量。如果它们的添加量超过0.050％，则效果达到饱和，不经济。故下限和上限分别设定为0.0050％和0.050％。
下面论述限定用于焊接接头的钢板的碳当量的原因。
焊接时的冷却速度相同时，可以用IIW(国际焊接协会)提出的碳当量公式来描述HAZ内显微组织与钢板组成之间的关系。碳当量(Ceq)公式和考虑增加淬硬性的Nb的效果由下式给出：
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5+Nb/3。
若碳当量象在传统钢板内那样超过0.275，则HAZ显微组织是贝氏体显微组织或马氏体显微组织，从而难于得到铁素体显微组织。故为了增大HAZ内铁素体显微组织的面积比，首先碳当量必须设定为不大于0.275。
为了通过增大HAZ内铁素体显微组织面积比而得到更高的疲劳强度，碳当量优选地不大于0.25。另一方面，若碳当量小于0.10。则得不到充分的母材金属强度，最好碳当量至少为0.10。
基于上述技术原理，本发明通过增大焊接接头HAZ内铁素体显微组织的面积比改善焊接接头的疲劳强度。这里，用于焊接接头的钢板优选地是上面规定的钢板，但当疲劳损坏成为问题的部分根据焊接接头形状或应力加载条件事先很明显时，上面规定的钢板可只适用于暴露疲劳损伤的一侧。
本发明对于那些由于焊接残余压应力可能发生裂纹张开/闭合行为的类型的焊接接头尤其有效，如T型角焊接头的情况，但也能提高发生裂纹张开的焊接接头的疲劳强度，例如十字角焊接接头，端面周边焊接接头、对焊接头等。
另一方面，本发明对气体保护电弧焊尤其有效，例如使用惰性气体的电弧焊(MIG)、使用混合气体的电弧焊(MAG)、钨极电弧焊(TIG)等，但本发明也能提高即使是下列焊接的疲劳强度：包剂焊条电弧焊或保护金属极电弧焊(SMAW)、埋弧焊(SAW)，进而如果出现裂纹张开，对于使用从普通焊接输入热量所用的小到中等的热输入1到5kJ/mm到高达约20kJ/mm的高热输入的焊接接头，也能提高疲劳强度。
实施例1
在下文叙述本发明的实施例。
进行疲劳试验以便研究焊接接头HAZ内铁素体显微组织的面积比与疲劳强度之间的关系。用50kg真空熔炼炉熔化了总共19种钢。由于估计到碳当量低，母材金属强度不足，故通过可控轧制和可控冷却对扁钢锭进行热轧。换句话说，每个钢锭在1100℃加热60分钟后被粗轧成钢板，其厚度为精轧板厚度的3倍，等温度下降到不再结晶温度后，每个钢锭被精热轧成厚度为6到30mm的钢板。一旦热轧结束，就把钢板可控冷却到500℃，并进一步用空气冷却到室温。然后收集每个试件，测量母材金属的屈服应力、抗拉强度和总延伸率。
表1是制造的每种钢板的化学成分、碳当量和机械性能。
用每种钢板制造三种类型的焊接接头即T型角焊接头、十字角焊接头和端面周边焊接接头。使用与母材金属相同的钢板作为焊接用肋板，且每个焊接进行一个焊道。焊接方法是使用CO2气体的MAG焊接，药皮焊条、实心焊条和管状焊条都可用作焊接材料。然而本实施例对这50kg钢使用了管状焊条。焊接后，切下一个试件以观察焊接部分的显微组织，用数点法测定HAZ铁素体显微组织及其面积比。
在室温下于大气中进行疲劳试验，对于T型角焊接头的情况三点弯曲的应力比为0.1，对于十字角焊接头和端面周边焊接头的情况应力比为零。
表1
  分类    钢                                                                                                 化学组成    (wt％)    碳当量Ceq*1  Ti/N 力学性能*2
    C    Si    Mn      P     S     Al     N   Cu   Ni   Cr    Mo     V     Nb    Ti    Ca     REM  YP  TS    EL
  本发明的钢     A   0.14   1.15   0.84    0.022   0.008    0.032   0.004   -    -   -    -     -     -    -    -     -     0.28   -  344  485   27.4
    B   0.02   1.91   0.90    0.021   0.008    0.035   0.002   -    -   -    -     -     -    -    -     -     0.17   -  291  428   34.6
    C   0.06   1.10   0.84    0.034   0.004    0.004   0.004   -    -   -    -     -     -    -    -     -     0.20   -  313  447   28.9
    D   0.02   1.25   1.44    0.005   0.031    0.076   0.012   -    -   -    -     -     -    -    -     -     0.26   -  333  478   28.1
    E   0.03   1.33   0.66    0.024   0.011    0.045   0.005  1.95    -   -    -     -     -    -    -     -     0.27   -  358  532   26.4
    F   0.02   1.53   0.72    0.021   0.011    0.031   0.004   -   1.80   -    -     -     -    -    -     -     0.26   -  364  529   26.8
    G   0.02   1.15   0.36    0.019   0.018    0.025   0.005   -     -  0.95    -     -     -    -    -     -     0.27   -  358  512   27.4
    H   0.03   1.31   0.30    0.017   0.022    0.028   0.006   -     -   -   0.95     -     -    -    -     -     0.27   -  356  508   27.4
    I   0.04   1.51   0.96    0.015   0.022    0.036   0.003   -     -   -    -   0.090     -    -    -     -     0.22   -  332  474   28.8
    J   0.03   1.41   0.78    0.022   0.017    0.045   0.004  0.11   0.12  0.06   0.03   0.006     -    -    -     -     0.19   -  354  508   27.7
    K   0.02   0.10   0.78    0.011   0.007    0.056   0.004    -     -   -    -    -   0.079    -    -     -     0.15   -  305  407   36.1
    L   C.09   0.57   0.78    0.011   0.007    0.001   0.010    -     -   -    -    -     -   0.032    -     -     0.22  3.20  334  446   31.4
    M   0.03   0.49   1.02    0.008   0.011    0.056   0.007    -     -   -    -    -     -   0.015   0.0087     -     0.20  2.14  311  434   30.6
    M2   0.03   0.49   1.02    0.008   0.011    0.001   0.002    -     -   -    -    -     -   0.015   0.0087     -     0.20  0.75  311  434   30.6
    N   0.10   0.58   0.90    0.015   0.006    0.037   0.005    -     -   -    -    -     -    -    -    0.0460     0.25   -  355  491   27.1
    O   0.06   0.41   0.78    0.012   0.007    0.045   0.004    -     -   -    -    -   0.006   0.004   0.0007    0.0059     0.23  1.00  348  479   28.9
 比较例钢     P   0.14   0.21   0.96    0.012   0.011    0.048   0.005    -     -   -    -    -    -    -    -     -     0.30   -  373  510   21.2
    Q   0.18   0.25   1.02    0.022   0.009    0.035   0.004    -     -   -    -    -    -    -    -     -     0.33   -  382  512   23.3
    R   0.16   0.15   1.20    0.023   0.012    0.024   0.003  0.12   0.14  0.07   0.04   0.011    -    -    -     -     0.40   -  403  579   18.4
    S   0.05   0.62   1.12    0.019   0.010    0.031   0.004  0.20   0.11  0.13   0.25   0.006   0.007   0.010   0.0010    0.0092     0.34  2.50  411  556   20.9
*1：Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5+Nb/3*2：YP：屈服应力(Mpa)  TS：抗拉强度(MPa)，EL：总延伸率 (Z)
表2是所用钢板的符号、厚度、HAZ内铁素体显微组织的面积比、贝氏体/马氏体/珠光体/残余奥氏体显微组织的总面积比、焊接接头的形状和疲劳强度。
图2是HAZ内铁素体显微组织面积比与2000000次时T型角焊接头疲劳强度之间的关系。
接头No.1是本发明的一个实施例，其HAZ内铁素体显微组织的面积比为至少20％。接头Nos2到4是本发明的实施例，其HAZ内铁素体显微组织面积比为至少20％且其碳当量不大于0.275。当碳当量降低时铁素体显微组织面积比增大，焊接接头的疲劳强度也升高。接头Nos17和18是比较例，其铁素体显微组织面积比比本发明规定的低，碳当量比本发明规定的高，这些焊接接头的疲劳强度比本发明实施例1到4的值低。
接头Nos5到16是本发明的实施例，除基本成分外，对它们添加了Cu、Ni、Cr、Mo、V、Nb、Ti、Ca和REM的至少一种，这些实施例每个都有高的疲劳强度。在接头Nos5到11中母材金属强度得到提高。在接头Nos12到14中由于TiN或TiO的细化，HAZ内铁素体显微组织的面积比得到增大。
另一方面，接头Nos19和20是比较例，它们中加入了这些元素，但其HAZ内铁素体显微组织面积比低，且它们的碳当量高于本发明的规定，这些焊接接头的疲劳强度未能提高。
另一方面，在接头Nos21到23中进行了十字角焊，在接头Nos24到26中进行了端面周边焊。当HAZ内铁素体显微组织面积比高时能提高这些焊接接头的疲劳强度。
相应地，在满足本发明条件的焊接接头(在表2中表示为“本发明实施例”)中，铁素体显微组织面积比为至少20％，所有这些焊接接头都在刚焊接状态具有优异的疲劳强度。
表2
  接头NO.  钢板符号   板厚T(mm)       HAZ组织面积比(％)   接头类型  疲劳强度*4(MPa)       备注
铁素体组织 其它组织*3
1 A 15 23 77 T-型 211 本发明实施例＂＂＂＂＂＂＂＂＂＂＂＂＂＂
    2     B    15     91      9       ″     248
    3     C    15     85     15       ″     243
    4     D    15     73     27       ″     231
    5     E    15     61     39       ″     238
    6     F    15     75     25       ″     232
    7     G    15     65     35       ″     225
    8     H    15     62     38       ″     227
    9     I    15     81     19       ″     240
   10     J    15     87     13       ″     242
   11     K    15     91      9       ″     241
   12     L    15     49     51       ″     222
   13     M    15     60     40       ″     230
   14     M2    15     70     30       ″     236
   15     N    15     38     62       ″     221
   16     O    15     25     75       ″     216
   17     P    15      6     94       ″     188     比较例
   18     Q    15      7     93       ″     191
   19     R    15      5     95       ″     192
   20     S    15     16     84       ″     193
   21     A    6     65     35     十字     216 本发明实施例
   22     B    6     93      7       ″     218
   23     P    6      6     94       ″     174     比较例
24 A 30 61 39 端面周边焊 103 本发明实施例＂
   25     B    30     87     13       ″     105
   26     P    30      4     96       ″     85   比较例
*3：面积比为贝氏体/马氏体/珠光体/残余奥氏体显微组织之和
*4：断裂反复次数达2000000次时的疲劳强度。
如上面详细所述，本发明增大了铁素体显微组织的面积比，这种组织能够延迟与轮船、海洋构造物、桥梁、建筑机械等所用焊接接头的HAZ有关的疲劳裂纹的扩展速度；或者为了达到这个目的，本发明限定了钢板的化学成分及其碳当量，从而能提高焊接接头的疲劳强度。故使用本发明的焊接接头时可显著提高焊接结构的疲劳破坏的可靠性。具有这些效果的本发明焊接接头的技术重要性是极其显著的。

Claims (6)

1.一种具有优异疲劳强度的焊接接头，其特征在于焊接接头的热影响区内铁素体显微组织面积比为从20到100％，剩余部分包括贝氏体、马氏体、珠光体、残余奥氏体显微组织中的至少一种。
2.根据权利要求1的具有优异疲劳强度的焊接接头，它是通过使用含有下述元素的钢板制造的，以重量百分比表示：
C：0.015到0.15％
Si：0.06到2.0％
Mn：0.2到1.5％
P：不大于0.05％
S：不大于0.05％
Al：0.001到0.08％
N：0.002到0.015％，且
剩余部分为Fe和不可避免的杂质
及，所具有的碳当量(Ceq)不大于0.275，
Ceq＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5+Nb/3。
3.根据权利要求2的具有优异疲劳强度的焊接接头，它是通过使用还含有下述元素的钢板制造的，以重量百分比表示：
Ti：0.003到0.05％。
4.根据权利要求3的具有优异疲劳强度的焊接接头，它是通过Ti/N值为2.0到3.4的钢板制造的。
5.根据权利要求2到4的任一项权利要求的具有优异疲劳强度的焊接接头，它是通过使用还含有至少一种下述元素的钢板制造的，以重量百分比表示：
Cu：0.1到2.0％
Ni：0.1到2.0％
Cr：0.05到1.0％
Mo：0.02到1.0％
V：0.005到0.10％且
Nb：0.005到0.08％。
6.根据权利要求2到5的任一项权利要求的具有优异疲劳强度的焊接接头，它是通过使用还含有下述元素的钢板制造的，以重量百分比表示：
Ca：0.0005到0.010％和
REM：0.0050到0.050％。
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