CN1232673C - 具有优异的低温韧性、用于连接高强度低合金钢的焊缝金属 - Google Patents

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Abstract

提供了适于连接高强度、低合金钢的焊缝金属。所述焊缝金属的显微组织中针状铁素体(16’)分散在硬组元(11’)如板条马氏体中，其屈服强度至少约690MPa(100ksi)，由夏氏V形缺口能量与温度关系曲线测得的DBTT低于约-50℃(-58)。所述焊缝金属含有约0.04-0.08重量%碳；约1.0-2.0重量%锰；约0.2-0.7重量%硅；约0.30-0.80重量%钼；约2.3-3.5重量%镍；约0.0175-0.0400重量%氧；以及至少一种下述添加元素：(I)最多约0.04重量%锆，和(ii)最多约0.02重量%钛。

Description

具有优异的低温韧性、用于连接 高强度低合金钢的焊缝金属
发明领域
本发明涉及具有优异的低温韧性、用于连接高强度低合金钢的焊缝金属。本发明也涉及制备这种焊缝金属的熔化焊丝和焊接方法。由本发明的熔化焊丝(welding consumable wire)和焊接方法制备的焊缝金属的显微组织能够提供优异的强度、韧性和氢致开裂抗力。本发明的熔化焊丝和焊接方法特别适于采用气体保护熔化极电弧焊方法将高强度钢管线用管机械化现场环焊成管线。
发明背景
在下面的说明中定义了许多术语。为了方便起见，直接在权利要求书的前面给出了一个术语表。
对于例如石油和天然气、化学、造船和发电等利用钢结构的工业而言，显然，理想的是选择使用高强度低合金(HSLA)钢。此处使用的“高强度低合金(HSLA)钢”包括含铁以及合金元素添加总量低于约10重量％并具有至少约550MPa(80ksi)的屈服强度的钢。利用HSLA钢能够降低结构的成本，因为与采用低强度钢建造的相同结构相比，利用HSLA钢建造的结构重量较轻。而且，利用HSLA钢能够建造采用低强度钢所不能建造的结构，因为如果采用低强度钢建造，则必须使钢材非常厚才能提供足够的结构强度，从而导致重量高得无法接受。
然而，在一些前述结构中利用HSLA钢可能存在某些缺点。与低强度钢相比，许多市售的HSLA钢的用途，特别是在断裂临界场合受到限制，原因是它们的焊接件的韧性有限(因此，缺陷容许程度有限)(参见术语表中断裂临界的定义)。可以根据通过夏氏V型缺口试验测得的特定温度下夏氏V型缺口吸收能的大小确定的韧-脆转变温度(DBTT)，或者由通过如裂纹尖端张开位移(CTOD)试验或J积分试验测得的特定温度下的断裂韧性的大小来分析钢焊接件的韧性，所有这些韧性测试方法均为本领域的专业人员所熟知(参见术语表中DBTT的定义)。
另一个与HSLA钢的使用有关的潜在缺点是它们的焊接件对氢致开裂的敏感性。随着焊缝金属强度提高，其合金含量一般均会增加，这会产生更大的淬透性并且趋于转变成马氏体。与低强度焊接件相比，高强度焊缝金属中马氏体含量的增加，再加之在高强度焊接件中的残余应力较高一般会导致更高的氢致开裂敏感性。为了降低HSLA钢焊接件氢致开裂的可能性，通常需要在焊接之前对这种钢进行预热，这样会增大制造成本。
除了市售的HSLA钢之外，目前正在开发新的HSLA钢，它们具有优异的强度，例如，屈服强度至少约690MPa(100ksi)，优选至少约760MPa(110ksi)，更优选至少约828MPa(120ksi)，甚至更优选至少约896MPa(130ksi)，并且最优选至少约为931-966MPa(135-140ksi)。例如，参见国际申请号WO99/05336，WO99/05334，WO99/05328，WO99/05335和WO98/38345。这些新的HSLA钢尤其适于制造用于建造管线的高强度管线用管。对于管线应用场合，由于管线用管在断裂临界状态下工作，因此，优选用于连接各段管材的环焊能提供较高的韧性。另外，在某些环境，例如在北极区，可能需要在低至约-40℃(-40°F)或者甚至低至约-60℃(-76°F)的环境温度下达到所要求的环焊韧性。因此，为了在低的环境温度下利用市售的HSLA钢或者目前正在开发的新型HSLA钢，需要能够在如此低的温度下使焊缝金属和焊接件具有充分的强度、氢致开裂抗力以及，最重要地，韧性的熔化焊丝和焊接方法。
一般而言，目前有两类焊丝以及焊缝金属可用于连接屈服强度约690-931MPa(100-135ksi)的HSLA钢。第一类焊缝金属通常用与其显微组织有关的缩写“LCBF”表示，其代表低碳贝氏组织铁素体。这种焊缝金属在美国专利5,523,540中进行了介绍。第二类焊缝金属是马氏体型，其也在美国专利5,523,540中进行了介绍。
LCBF焊缝金属的发明是对用于焊接舰船外壳材料的马氏体型焊缝金属的改善。一个目的是LCBF显微组织能够在广泛的焊接热输入范围产生。在美国专利5,523,540中给出了在热输入为约1.2-5kJ/mm(30-127kJ/英寸)的条件下进行的焊接实例。应该注意，在美国专利5,523,540中，必须提供较快的冷却速度以确保马氏体型焊缝金属完全转变成马氏体。然而，对LCBF焊缝金属采用广泛的冷却速度，其显微组织均能完全转变成贝氏体，而马氏体则避免形成。LCBF焊缝金属的另一个目的是不需要通过预热将氢驱除就能避免发生氢致开裂。这样能够节约制造成本。为了满足焊接舰船外壳材料的这些目的，重点应放在LCBF焊缝金属的化学组成，特别是其碳含量上。美国专利5,523,540中介绍的LCBF焊缝金属的最高碳含量被限制为0.05wt.％，主要是为了避免形成马氏体。一般认为，LCBF的显微组织在广泛的热输入范围内更稳定，其比马氏体更抗氢致开裂。
与要求避免进行预热的舰船外壳焊接相反，在甚至对名义上的低合金钢如API 5L X-65进行的管线环焊中一般均使用预热。由于每个环焊件均处于断裂临界状态，而且，管线修复所涉及的费用很高，因此，理想的是避免管线环焊件发生氢致开裂。管线环焊中采用预热经常被看作是为了避免在达不到最佳清洁程度的恶劣条件下可能发生的氢致开裂或使之降至最低的必需条件。采用机械化装备建造管线能够以每天100-400个焊缝的速度进行(这取决于所使用的装备以及建造是在陆地还是在海上进行)。由于氢致开裂可能在焊后的一天或两天之后出现，因此，铺设管路期间出现这种开裂可能需要进行昂贵的补救工作。因而，在管线工业，焊接预热被看作是避免氢致开裂以及相关的现场修理的比较便宜的保险措施。这对于在焊接之后焊缝基本很快无法接近的海上管线更是如此，而且，实施适当的预热比“挑拣”出故建造好的海上管线并实施修复更省钱。
至于结构完整性，气体管线中的每个环焊缝都属于断裂临界型。当焊件缺陷穿透整个管线壁或者在其中扩展时，会引起泄漏。在这种情况下，管线无法完成其既定功能。然而，对于舰船外壳，其结构冗余程度更大。极少焊缝是如其断裂则船只将无法完成其既定功能的断裂临界点。
关于热输入需要量，舰船外壳焊接在广泛的热输入范围进行，而现场管线环焊焊接步骤则受到自然条件的限制。现场管线环焊接要求对较薄材料(壁厚典型为约8-25mm(0.3-1英寸)进行全位置焊接。许多舰船外壳焊缝在处于平面位置的厚部件(高达约50mm(2英寸))上形成，这种情况下可以使用较高的热量输入。全位置的现场管线环焊要求将热输入限制在较低水平。
虽然美国专利5,523,540中述及的LCBF焊缝金属可能适于连接舰船外壳用HSLA钢，但是，LCBF焊缝金属对于环焊屈服强度要求值至少约690MPa(100ksi)的管线不是最理想。管线环焊时的热输入和预热要求与舰船外壳焊接时的要求明显不同。需要特别是当焊接热输入较低并且采用适当预热时，能够产生具有超过至少约690MPa(100ksi)的屈服强度和优异低温韧性的焊缝金属的焊接技术。这种焊接技术将特别适于管线的机械化环焊。
因此，本发明的一个目的是提供用于连接HSLA钢的焊缝金属，该焊缝金属具有与LCBF型和马氏体型焊缝金属明显不同的显微组织特征，而且，特别是在用于管线的机械化环焊时，能够提供低温韧性、高强度和氢致开裂抗力的良好组合。本发明的又一个目的是提供用于制备这种焊缝金属的熔化焊丝和特定的焊接方法。其它的目的则可由本发明的下述说明中明显看出。
发明概述
与本发明的上述目的一致，所提供的是适于连接HSLA钢的焊缝金属。根据本发明的焊缝金属含有：铁；约0.04-0.08重量％碳；指定量的锰、硅、钼、镍和氧；以及至少一种选自于锆和钛的添加元素。根据本发明的焊缝金属的显微组织包含约5-45体积％的针状铁素体以及至少约50体积％的板条马氏体(包括自回火和回火板条马氏体)、退化的上贝氏体、下贝氏体、粒状贝氏体或者它们的混合物。显微组织的余下部分可能包括铁素体、上贝氏体、珠光体或者它们的混合物。另外，还提供了用于制备本发明的焊缝金属的熔化焊丝和特定的焊接方法。
根据本发明制备的焊缝金属尤其非常适合用于现场环焊HSLA钢管线用管，特别是当使用机械化的气体保护熔化极电弧焊(GMAW)方法时更是如此。这些焊缝金属的显微组织能提供高强度、良好的氢致开裂抗力以及适于许多低至约-40℃(-40°F)或者甚至低至约-60℃(-76°F)寒冷气候场合的优异低温韧性。本发明的另一个优点是：当使用这些在低于约150℃(302°F)，更优选低于约100℃(212°F)的温度下预热的焊缝金属时，能够避免氢致开裂。这些焊缝金属非常适于进行采用适度预热的较低热输入的焊接，例如使用气体保护熔化极电弧焊(GMAW)方法的机械化现场HSLA钢管线的环焊。
由夏氏冲击能与温度关系曲线测定的根据本发明焊缝金属的DBTT低于约-50℃(-58°F)，优选低于约-60℃(-76°F)，更优选低于约-70℃(-94°F)。这些焊缝金属的夏氏转变曲线的上搁置能(uppershelf energy)至少约100焦耳(J)(75英尺-磅)，优选大于约135J(100英尺-磅)，更优选大于约170J(125英尺-磅)。采用CTOD试验测定的这些焊缝金属的断裂韧性至少0.10mm，优选至少0.15mm，更优选至少0.20mm，甚至更优选至少0.25mm，并且最优选至少0.30mm，其中，试验温度为0℃(32°F)，优选约-10℃(14°F)，更优选约-20℃(-4°F)，甚至更优选约-30℃(-22°F)，并且最优选约-40℃(-40°F)。另外，就断裂韧性而言，这些焊缝金属的JIC值至少约125N/mm(0.7ksi-英寸)，优选至少约175N/mm(1.0ksi-英寸)，更优选至少约225N/mm(1.3ksi-英寸)，其中，试验温度为约-10℃(14°F)，优选约-20℃(-4°F)，更优选约-30℃(-22°F)，并且最优选约-40℃(-40°F)。(参见术语表中JIC值的定义)。
附图描述
参照下面的详细描述以及附图，将会更好地了解本发明的优点，所述附图中：
图1A示意说明的是根据本发明的焊缝金属显微组织的关键特征，该显微组织存在体积分数相对较大的纵横比较小的针状铁素体；
图1B示意说明的是根据本发明的焊缝金属显微组织的关键特征，该显微组织存在体积分数较小的具有较大纵横比的针状铁素体；
图2(现有技术)是一种CRC型、窄缝隙焊接坡口(bevel)的图示说明；
图3是根据本发明制备的焊缝冷却曲线的图示说明；
图4是根据本发明制备的多道焊缝的光学宏观照片；
图5A是板条马氏体的示意图；
图5B是下贝氏体的示意图；
图5C是退化的上贝氏体的示意图；
图5D是粒状贝氏体的示意图；
图5E是针状铁素体的示意图；
图6A是展示根据本发明的焊缝金属显微组织的扫描电镜(SEM)照片；
图6B是另一张展示根据本发明的焊缝金属显微组织的扫描电镜(SEM)照片；
图7是透射电子显微镜(TEM)图像，其展示的是在根据本发明的焊缝金属中的氧化物夹杂及其有关的针状铁素体晶粒；
图8是图7中夹杂物的能量散射波谱(EDS)谱图；
图9A是透射电子显微镜(TEM)图像，其展示的是在根据本发明的焊缝金属中的板条马氏体；
图9B是透射电子显微镜(TEM)图像，其展示的是在根据本发明的焊缝金属中的退化的上贝氏体；
图9C是透射电子显微镜(TEM)图像，其展示的是在根据本发明的焊缝金属中的粒状贝氏体；
图9D是透射电子显微镜(TEM)图像，其展示的是在根据本发明的焊缝金属中的下贝氏体；
图10是透射电子显微镜(TEM)图像，其展示的是在根据本发明的焊缝金属中的自回火板条马氏体；
图11是根据本发明制备的焊缝金属显微组织的连续冷却转变(CCT)曲线的示意图；
图12是展示根据本发明的焊缝金属中的夹杂物的透射电子显微镜(TEM)的低倍图像；
图13是展示根据本发明的焊缝金属中的夹杂物的透射电子显微镜(TEM)的高倍图像；
图14A是图12中示出的夹杂物的能量散射波谱(EDS)谱图；
图14B是图13中示出的夹杂物内颗粒团簇的能量散射波谱(EDS)谱图；
图15是夏氏V型缺口试样断裂表面的扫描电镜(SEM)断口组织照片，其中的缺口试样取自根据本发明的焊缝金属；
图16是CTOD试样断裂表面的扫描电镜(SEM)断口组织照片，其中的CTOD试样取自根据本发明的焊缝金属；
虽然将结合优选实施方案对本发明进行描述，但应该了解本发明不受此限制。相反，本发明有意包括可能处于由附后权利要求确定的本公开的精神和范围内的所有变化、修正以及等同方案。
发明详述
提供了一种焊缝金属，该焊缝金属含有：铁，约0.04-0.08重量％碳，约1.0-2.0重量％锰，约0.2-0.7重量％硅，约0.30-0.80重量％钼，约2.3-3.5重量％镍，约0.0175-0.0400重量％氧，以及至少一种下述添加元素：最多约0.04重量％锆和最多约0.02重量％钛。根据本发明的焊缝金属也可以含有低于约0.01重量％磷，低于约0.01重量％硫，最多约0.03重量％铝和低于约0.020重量％氮。另外，该焊缝金属可以含有至少一种下述元素：最多约0.60重量％铬，最多约0.60重量％铜，最多约0.040重量％钒和最多约0.0012重量％硼。只要给定所要求焊缝金属的化学组成和待焊接钢的化学组成，本领域的专业人员便可以采用公知的方法确定熔化焊丝的必要组成。该焊缝金属的显微组织包含约5-45体积％的针状铁素体以及至少约50体积％的板条马氏体、退化的上贝氏体、下贝氏体、粒状贝氏体或者它们的混合物。在本发明的一个实施方案中，该焊缝金属的显微组织包含约10-45体积％的针状铁素体。板条马氏体组元包括自回火板条马氏体和回火板条马氏体。
本发明的焊缝金属的主要优点是由于焊缝金属显微组织中硬组元如板条马氏体和较软相-针状铁素体的存在、形貌和数量，使其同时具有高强度和优异的低温韧性。针状铁素体是一种为本领域专业人员所公知的铁素体，其一般与屈服强度低于约690MPa(100ksi)的钢焊缝金属有关，并且已知其具有良好的韧性。本发明的焊缝金属韧性较优的主要原因在于其碳含量较低，晶粒尺寸小，针状铁素体的细小分布以及细小氧化物夹杂颗粒在焊缝金属显微组织中的细小分布。
制备本发明的焊缝金属的优选焊接方法是气体保护熔化极电弧焊(GMAW)，甚至更优选是脉冲GMAW焊。
显微组织概述
根据本发明的焊缝金属显微组织的几个关键要素决定了强度与韧性的出色结合。这些关键要素由焊缝金属的化学组成和此处述及的焊接技术产生。显微组织的关键组元是硬组元、较软相和氧化物夹杂。一个重要方面在于硬组元几何散布在软相之间的方式。另外，软相的形状(纵横比)和小尺寸的氧化物夹杂也很关键。
图1A和图1B示意性示出了在焊缝金属的原始奥氏体晶粒范围内成长的根据本发明焊缝金属的显微组织。现在参照图1A和图1B，针状铁素体包含根据本发明的焊缝金属显微组织中的软相16′，16″。针状铁素体16′，16″通过细分原始奥氏体晶粒(参见术语表)，从而有效减小晶粒尺寸来提高韧性。相对于根据本发明的焊缝金属显微组织中的硬组元11′，11″，针状铁素体16′，16″还提供变形能力(韧性)。在焊缝金属显微组织中存在的针状铁素体16′，16″的量为约5-45体积％。硬组元11′，11″是显微组织中的主要组元，它提供高强度。此处使用的“主要/为主”意味着体积分数至少约50％。板条马氏体，包括自回火板条马氏体和回火板条马氏体，是优选的硬组元11′，11″中的主要组元。当显微组织中的针状铁素体的体积分数给定时，由板条马氏体构成的硬组元将提供最高的强度。对于强度较低的显微组织，硬组元11′，11″可以包含几种组元(未在图1A和图1B中分别示出)的混合物，该混合物主要包括退化的上贝氏体和板条马氏体。硬组元11′，11″也可以包含下贝氏体和粒状贝氏体。在硬组元11′，11″中也可以存在少量残余奥氏体(典型地，低于1体积％)。然而，除了残余奥氏体之外，在本发明的所有实例中，包含硬组元11′，11″的各个组元的强度均高于针状铁素体16′，16″。
根据本发明的焊缝金属显微组织的一些关键特征与低碳贝氏体铁素体(LCBF)型和马氏体型焊缝金属不同。然而，其基本差别在于整个显微组织上。根据本发明的焊缝金属的显微组织是大量的低碳板条马氏体(或硬组元)与呈特定几何排列的针状铁素体的组合。这与显微组织特意均匀一致即：或者为完全贝氏体或者为完全马氏体的LCBF型或马氏体型焊缝金属不同。
本发明的显微组织中的氧化物夹杂14′，14″优选细小分布，即：夹杂物14′，14″的平均尺寸最小化降至低于1μm，更优选低于约0.5μm，这会导致在根据本发明的焊缝金属显微组织中存在大量的细小夹杂物14′，14″。这一点通过使氧化物核心中优选含有约50重量％的Zr，Ti或其混合物来实现。优选产生充分多的细小夹杂物14′，14″(只此而已)以提供使针状铁素体16′，16″充分形核，对晶界进行钉轧和使焊池脱氧的作用。与这些目标一致，限制Zr，Ti和Al的添加量以保持焊缝金属夹杂含量较低且平均尺寸较小，从而最大程度地提高韧性。例如，将Zr含量限制为0.04重量％，Ti含量限制为0.020重量％，Al含量限制为0.02重量％。
化学组成
根据本发明的焊缝金属含有下述元素中的一些或全部，所述元素的大致范围以重量％示出。
表1
(表I)合金元素 (表I)优选含量(重量％)  (表I)更优选含量(重量％)
碳(C) 0.04-0.08  0.055-0.07
锰(Mn) 1.0-2.0  1.80
硅(Si) 0.2-0.7  0.5
硫(S) 低于0.01  低于0.004
磷(P) 低于0.01  低于0.008
铬(Cr) 最多0.60  0.20
镍(Ni) 2.3-3.5  2.7
钼(Mo) 0.30-0.80  0.60
铜(Cu) 最多0.60  0.20
铝(Al) 最多0.03  最多0.008
钛(Ti) 最多0.02  0.01
锆(Zr) 最多0.04  0.01
钒(V) 最多0.040  0
硼(B) 最多0.0012  0
氧(O) 0.0175-0.0400  0.0200-0.0260
氮(N) 低于0.020  低于0.007
铁(Fe) 余量 余量
根据本发明的焊缝金属含有约0.04-0.08重量％碳，更优选含有高于约0.05wt％到约0.075重量％碳，甚至更优选含有高于约0.055wt％到约0.07重量％碳。与LCBF型或马氏体型焊缝金属相比，该中间碳含量促进根据本发明的焊缝金属形成混合显微组织。Zr，Ti和O有助于在显微组织中产生所要求数量、尺寸和化学组成的氧化物夹杂。Zr作为根据本发明的焊缝金属的主要氧化物形成元素添加，原因是其与氧的亲和力高，并且能够形成小夹杂物。Ti也可以作为氧化物形成元素添加，但是，其产生细小夹杂物的能力不及Zr。焊接期间，由于氧化驱动力大，Zr在高温下优先氧化，产生许多细小的氧化物夹杂核心。将Zr含量限制为0.04重量％以控制夹杂物长大以及产生所要求的夹杂物含量。钛作为合金添加元素，其提供的氧化潜力超过仅仅用Zr合金化的焊缝金属。已知Ti的氧化物在钢焊缝金属中有利于针状铁素体的形核。本发明人确信：Zr在根据本发明的焊缝金属中也有利于针状铁素体的形核。在根据本发明的焊缝金属中，存在的氧化物夹杂足够少，从而能够获得高韧性，但是，所存在的细小氧化物夹杂又足够多，从而能够有助于形成优选体积分数的针状铁素体(例如，约5-45体积％)并且获得理想的晶界钉扎效果。
添加充分多的锰、硅、铬、钼和铜是为了提供所要求的固溶强化和淬透性，这是形成以硬组元为主的显微组织所必需的。但是，应限制所有这些元素的含量，以使本发明的焊缝金属获得所要求的韧性。
除了促进总体淬透性之外，Si在熔融焊池中具有脱氧作用，并且，它还提供理想的提高焊池流动性的表面张力特性。流动性的提高有助于熔池对焊缝斜角侧壁平稳“润湿”。这就最大程度地降低了焊边角处的应力集中并且有助于防止焊接缺陷出现。因为Si是强脱氧剂，故其是一种存在于多种氧化物夹杂中的元素。为了通过产生较小的氧化物夹杂来最大限度地提高韧性，需限制Si含量，以防止夹杂物长大驱动力过高。本发明中添加Si的一个关键方面与多道加热期间焊缝金属的回火抗力有关。每个连续的焊道趋于使在前一个道次中存在的板条马氏体回火，导致形成粗大的碳化物并使马氏体变软。添加Si有助于防止该现象发生。借助这一原理，Si的添加可使焊缝金属具有超过只是进行固溶强化时的强度并且使淬透性提高。
Ni的添加主要是为了提高韧性，但应限制其添加量，以控制成本和避免凝固后的晶粒粗大。添加Ni有助于使环焊的HSLA管线用管具有必需的韧性，从而制备出适于在低至约-40℃(-40°F)或者甚至低至约-60℃(-76°F)的寒冷气候工作的管线。
当要求高强度时，可以添加V来提高回火抗力，并且，可以添加B作为淬透性促进剂和强化剂。
焊接方法
根据本发明的焊缝金属的化学组成非常适于热输入较低的焊接。更具体地，设计该化学组成在采用约0.3-2.5kJ/mm(7.6-63kJ/英寸)热输入焊接时能获得所要求的强度和韧性组合。更优选所述热输入范围的上限为约1.5kJ/mm(38kJ/英寸)。1.5kJ/mm(38kJ/英寸)的热输入极限是可用于现场建造高强度、大直径管线的机械化环焊技术的典型值。这种管线的直径典型地大于约40.6cm(16英寸)。壁厚范围从约8-10mm(0.3-0.4英寸)的下限到约30mm(1.2英寸)的上限。更典型地，20-25mm(0.8-1英寸)代表高强度管线厚度范围的上限。
机械化现场环焊对固定的管线用管进行，因此，能够实施全位置焊接。经常使用窄间隙焊缝斜角以获得最大生产率。普通的窄间隙焊缝斜角是图2中所示的CRC型，图中，角21约5°，角23约45°，角25约37.5°，距离22约0.330cm(0.130英寸)，距离24约0.127cm(0.050英寸)，距离26约0.127cm(0.050英寸)。为了形成足够小的焊池，以使在竖直部分和高架部分应用期间熔融金属不会脱落，较低的热输入是必要的。有利于低热输入的另一方面是电弧和焊池必须足够小，以便能够在焊缝斜角内部进行某些处理。因此，对于机械化现场环焊，存在几个设置热输入的自然上限并且也有利于使用小直径如0.9mm(0.035英寸)和1.2mm(0.045英寸)的熔化焊丝的因素。由于管线用管环焊普遍使用低热输入，未熔缺陷是应该关注的一个问题。正如本领域的专业人员所公知的那样，可以使用脉冲电源来减少未熔缺陷。脉冲GMAW(PGMAW)是本发明优选的焊接技术。
本发明优选的焊接技术使焊缝金属冷却条件处于特定范围。使用本发明优选技术制备的焊缝的焊缝金属冷却曲线的实例如图3所示。特别是，图3示出了通过将热电偶插入机械化PGMAW焊缝的焊池内测得的冷却曲线，所述焊缝形成在厚度16mm(.63英寸)，直径91cm(36英寸)的HSLA钢管线用管上，采用的是CRC型斜角，预热温度为100℃(212°F)。图3中，轴32代表时间(秒)，轴34代表温度(℃)，曲线36是热输入为约0.62kJ/mm(15.8kJ/英寸)时形成的焊缝的冷却曲线，曲线38是热输入为约0.95kJ/mm(24.1kJ/英寸)时形成的焊缝的冷却曲线。上述曲线对应于在800-500℃(1472-932°F)之间的冷却时间为约3-7秒，上述两温度之间的冷却速度为约43-100℃/秒(77-180°F/秒)。处于优选焊接技术范围内的热输入、管线用管的形状或焊缝构造方面的差异可能会产生比前述冷却速度稍快或稍慢些的冷却速度。
用于优选焊接技术的保护气体组成中含有大于约50体积％的氩(Ar)，更优选大于75体积％Ar，还添加有二氧化碳(CO2)，和/或氧，和/或氦。一种优选气体组成是含有约80-90体积％Ar和约10-20体积％CO2的Ar与CO2的混合物。一种甚至更优选的气体组成包含添加量最多约25体积％的氦(He)。添加氦能产生一种流动性更好的焊池，对侧壁的润湿性更好，而且，管线环焊期间焊道的“凸起”程度更小。凸起指的是凸起焊道的表面轮廓，这在环焊高架部分时特别明显。当气体中含He时，应采用至少约5体积％的CO2含量，而气体混合物的余下部分则是氩。较高的Ar和He含量均处于本发明的范围内。
该保护气体组成提供了一种有利于形成所要求的氧化物夹杂分布的氧化潜能。特别是，氧化物夹杂的数目和尺寸受该保护气体限制。这充分表明：根据本发明的焊缝金属中的氧含量范围可以为约0.0175-0.400重量％，这主要取决于保护气体中的CO2或O2含量。氧含量为约0.0200-0.0260重量％时能够获得更优选的韧性，而且，这要求保护气体中CO2含量低于约15体积％CO2，优选约5-10体积％CO2，或者当使用氧时，氧含量低于约5体积％。在本发明的一些实施方案中，焊缝金属的氧含量为约0.0220-0.0260重量％。然而，对于要求较低但仍处于本发明范围内的场合，可以使用比获得更优选的韧性所要求的保护气体更便宜的气体(即：Ar和He的含量较低，而CO2或氧的含量较高)。
显微组织组元的识别
图4示出了根据本发明制备的多道焊缝的光学宏观照片。当每个焊道凝固时，许多晶粒沿着熔合线外延形核并且向焊道内部呈柱状形态长大。当焊缝冷却时，每个柱状晶粒内的显微组织均由奥氏体转变成其它相与组元的混合物。最终的焊缝金属的显微组织包含一种较软相和一种或多种硬组元。该软相是一种韧性提高相，而硬组元则提供高强度。在最后的焊缝金属中也存在氧化物夹杂。所述软相是一种针状铁素体，其优选含量为约5-45体积％。所述硬组元是显微组织中的主要组元。优选板条马氏体，包括自回火板条马氏体和回火板条马氏体，是主要硬组元，但是也可以存在其它组元，如退化的上贝氏体、下贝氏体和粒状贝氏体。
图5A是板条马氏体的示意图，其中示出了自回火渗碳体51。根据本发明的焊缝金属中板条马氏体的平均板条宽度优选低于约0.3μm。图5B是下贝氏体的示意图，其中示出了渗碳体52和贝氏组织铁素体53。根据本发明的焊缝金属中下贝氏体的平均板条宽度优选约0.4μm。图5C是退化的上贝氏体的示意图，其中示出了贝氏组织铁素体54和马氏体-奥氏体55。组元55也可以是马氏体或奥氏体。根据本发明的焊缝金属中退化的上贝氏体的平均板条宽度优选约0.6μm。图5D是粒状贝氏体的示意图，其中示出了马氏体-奥氏体组元56和贝氏组织铁素体57。根据本发明的焊缝金属中粒状贝氏体中的贝氏组织铁素体平均宽度优选低于约2μm。图5E是针状铁素体晶粒58的示意图。根据本发明的焊缝金属中针状铁素体晶粒的平均宽度优选约0.7-1.5μm。
图1A和图1B中示意性示出了在根据本发明的焊缝金属中焊缝金属奥氏体晶粒内形成的显微组织。图6A和图6B中示出了该显微组织的扫描电镜(SEM)的典型图像。图6A中的刻度63代表5μm的距离，该图表明在以板条马氏体64为主的显微组织中存在针状铁素体62。图6B中的刻度67代表5μm的距离，该图表明在以板条马氏体/退化的上贝氏体66为主的显微组织中存在针状铁素体68。如图6B所示的显微组织中板条马氏体/退化的上贝氏体66的体积百分数明显高于如图6A所示的显微组织中板条马氏体64的体积百分数。因此，具有如图6B所示的显微组织的根据本发明的焊缝金属的强度将高于具有如图6A所示的显微组织的根据本发明的焊缝金属。在焊接冷却循环期间，当针状铁素体在含Zr或Ti或者二者均有的小氧化物夹杂上形核时，奥氏体首先发生分解。图7是展示存在板条马氏体76和氧化物夹杂72以及与其相关的针状铁素体晶粒74的透射电子显微镜(TEM)图像。图8是图7所示氧化物夹杂72的能量散射波谱(EDS)的谱图。图8示出了氧峰82、钛(Ti)峰83、铁(Fe)峰84、锰峰85、镍峰86、硅峰89和锆(Zr)峰87。Ti峰83和Zr峰87的存在很清晰。针状铁素体(其为片形)的纵横比足够高，结果，针状铁素体片将奥氏体晶粒细分成更小的亚单元。(参见术语表中纵横比的定义)
当温度低于针状铁素体形核温度时，残留在针状铁素体晶粒之间的奥氏体转变成根据本发明的焊缝金属显微组织中的硬组元。图9A-9D中示出了该硬组元的几个TEM显微照片。图9A，图9B，图9C中的刻度92′，92″，92，92″″均代表500nm。图9A示出了板条马氏体。图9B示出了含有马氏体91和贝氏组织铁素体93的退化的上贝氏体。图9C示出了含有贝氏组织铁素体94和马氏体-奥氏体95的粒状贝氏体。图9D示出了含有碳化物(渗碳体)96的下贝氏体。板条马氏体通常是主要的硬组元。由于根据本发明的焊缝金属的化学组成，板条马氏体的开始转变温度为约380-430℃(716-806°F)。这一较高的马氏体开始温度(Ms转变温度)使得在焊接冷却循环期间会发生一些自回火。图10证实了自回火的存在，这是刻度102代表150nm的TEM显微照片，其示出了在自回火的板条马氏体中存在碳化物(渗碳体)103。
优选针状铁素体的转变温度足够高，以便有大量的碳富集在残余奥氏体中，而且，这种富集能够产生强度更高的硬相。促使显微组织具有双相特征能够同时提高强度和韧性。在本发明人进行的试验工作期间，由各个针状铁素体晶粒的纵横比和平均厚度推测出根据本发明制备的不同焊缝金属的相对转变温度。纵横比较低和晶粒较厚表示转变温度较高。
在根据本发明的焊缝金属的优选显微组织中，应避免形成纵横比极高，例如大于约20∶1的针状铁素体形态，这样的铁素体晶粒贯穿整个原始奥氏体晶粒。与针状铁素体片不能贯穿整个原始奥氏体晶粒的低纵横比形态相比，这种针状形态能产生高强度，但却使韧性下降。随着合金含量的增加和/或冷却速度的提高，以及转变温度的降低，针状铁素体的纵横比更高。一旦Pcm(参见术语表)超过约0.295，针状铁素体的针状特征更加明显，而其在显微组织中的量降至约10体积％或更少。一旦Pcm超过约0.305，针状铁素体的体积分数降至约5体积％或更少。当针状铁素体的量如此低时，显微组织已失去其双相(软相加硬组元)本性，而且韧性下降。对于根据本发明的焊缝金属的低强度显微组织而言，优选产生更多体积分数的低纵横比(比如约5∶1)的针状铁素体，以便有效地细分原始奥氏体晶粒并提供优异的低温韧性(参见图1A)。在这种情况下，较高体积分数的针状铁素体产生的强度处于本发明范围的较低端。
图11示意性示出了根据本发明制备的焊缝金属显微组织的连续冷却转变(CCT)图。图11中，轴111代表时间，轴113代表温度，而115代表Ms转变温度，117代表Ar1相变温度，119代表Ar3相变温度(参见术语表中Ms转变温度，Ar1相变温度和Ar3相变温度的定义)。图11也示出了冷却曲线130和132，马氏体区112，粒状贝氏体区114，下贝氏体区116，退化的上贝氏体区118，针状铁素体区120，铁素体区122和珠光体区124。由于在凝固和随后的转变期间出现了成分富集，因此，难于绘制出一个能代表焊缝金属所有区域的CCT图。换句话说，焊缝金属各点的化学组成均不同，并且CCT图也不同。图11的目的是给出一个总体示意。
根据本发明的焊缝金属的这种软相加硬组元的组合设计能够提供优异的强度与韧性的组合。这种组织可以被看作是分散在马氏体中的针状铁素体(AFIM)。这里，“马氏体”被用来代表典型地是硬组元混合物的组织。板条马氏体通常是硬组元中的主要组分，但是，其中也可以存在非马氏体组分。由于包含除贝氏体之外的产物，AFIM显微组织与LCBF型焊缝金属明显不同，而且，由于其含有针状铁素体，该显微组织也与传统的马氏体焊缝金属不同。
氧化物夹杂
针状铁素体的形成不仅取决于焊缝金属的化学组成和冷却速度(这继而又取决于一些焊接参数，包括热输入、预热和基材金属厚度等)，还取决于焊缝金属中氧化物夹杂的类型、尺寸和数量密度。采用夹杂物促进确定形态的针状铁素体形成是根据本发明的焊缝金属显微组织的密不可分的部分。在焊缝金属中使用锆(和较少量钛)来促进氧化物夹杂的细小分散以及针状铁素体在这些夹杂形核。实验期间，本发明人对焊缝金属中夹杂物的尺寸和数量密度进行了量化。为了分析夹杂物含量，采用最少12张放大倍数为6300的TEM明场显微照片(画面)检测每个焊缝。氧化物夹杂的平均尺寸和数量密度分别为约250-650nm和约1.5×1010-10.5×1010/m2。在一些实施方案中，氧化物夹杂的平均尺寸约250-550nm。
本发明人观察发现：直径大于约1μm的氧化物夹杂不能有效促进针状铁素体的形成。结果，必须通过设计焊缝金属的化学组成和用于制备根据本发明的焊缝金属的焊接步骤来最大程度地减少这种粗大氧化物夹杂的形成。添加Zr和较少量的Ti(它们的添加量在本发明中给定)是控制夹杂物尺寸的关键。为此目的，也应该控制其它强脱氧剂如Al和Si的量。另外，通过选择保护气体从而控制焊缝金属中的氧量低于约0.0400重量％和焊接热输入来限制氧化物夹杂长大。优选氧化物夹杂的平均直径约250-500nm。
根据本发明的焊缝金属中优选夹杂的化学组成是主要作为Zr的氧化物，其次作为Ti的氧化物形核的氧化物。焊缝金属的氧含量为约0.0200-0.0400重量％时，本发明人已确定：与未添加Zr和/或Ti时相比，通过熔化焊丝添加在焊缝金属中的Zr(以及较少量的Ti)可导致焊缝金属中的氧化物夹杂的数量密度增大，尺寸减小。高分辨TEM/STEM分析确定了含Zr的氧化物夹杂的独特结构。STEM是扫描透射电子显微镜的简称。图12中的刻度141代表900nm，该图是氧化物夹杂的低倍图像。图13中的刻度143代表300nm，该图是另一种夹杂的高倍图像。图14A是图12所示夹杂的EDS谱图，其上示出了氧峰144′，铝峰146′，硅峰148′，钛峰150′和锰峰152′。图14B是图13所示夹杂内颗粒簇团的EDS谱图，其上示出了氧峰144″，铝峰146″，硅峰148″，锆峰149，钛峰150″和锰峰152″。
当通过熔化焊丝将Zr添加至焊缝金属中时，大部分焊缝金属氧化物夹杂具有由小的氧化物颗粒团簇构成的核心，所述氧化物颗粒优选含有大于约50重量％Zr。每个单独颗粒的直径优选小于约100nm。通常，这种富Zr核心被一外层(外壳)包覆，该外层主要含有Mn，Al，Si的氧化物或者它们的混合物。存在于凝固后的焊缝金属中的最终氧化物夹杂的平均直径(核心加外层)为约250-500nm。本发明人确信：Zr通过导致许多作为非均匀形核部位的小夹杂物形成来促进针状铁素体的产生。根据本发明的优选焊缝金属包含在氧化物夹杂处形核的针状铁素体，所述氧化物夹杂含有一个由一个或多个氧化物颗粒构成的核心。在一个实施方案中，核心中Zr和Ti的组合含量高于约50重量％。在另一个实施方案中，核心中的Zr含量高于约50重量％。
总之，本发明人已发现：Zr能有效地在焊缝金属中产生极小单个颗粒。这些颗粒能大量且均匀形核，而且能控制焊缝金属中氧化物夹杂的最终尺寸和分散程度。已发现Zr比Ti能更有效地产生小的焊缝金属夹杂物。工业出版物报道Ti是强烈的针状铁素体的形核促进剂。本发明中已发现Zr具有同样有利的作用。因此，在根据本发明的优选化学组成中，能够同时添加Zr和Ti。
产生优异的焊缝金属韧性
设计形成AFIM显微组织，以便同时获得低的韧-脆转变温度(DBTT)和高的上搁板(upper shelf)韧性，上述韧性指标或者采用夏氏V形缺口试验或者采用断裂力学试验如CTOD或J积分试验测定。正如为本领域的专业人员所公知的那样，DBTT表示的是解理抗力，而上搁板韧性与韧性断裂抗力(即：通过微空洞合并的扩展的断裂)有关。AFIM显微组织优异的韧性和脆性断裂抗力可以归因于焊缝金属显微组织的几个工程方面的因素。
碳含量：根据本发明焊缝金属的较低碳含量促进具有固有良好延性和韧性的硬组元(通常是板条马氏体)的形成。碳含量是控制马氏体开始转变温度、自回火、正方结构程度和位错密度的重要要素。这些要素是韧性提高的主要原因。较低的碳含量也限制了板条内渗碳体颗粒的数量和尺寸，该渗碳体颗粒在堆焊原状的自回火期间或者在实施后面的焊接道次所进行的再加热时在板条马氏体中形成。
对于贝氏体而言，较低的碳含量限制板条之间和板条内的碳化物(渗碳体或Fe3C)的数量和尺寸。形成较小的碳化物颗粒可提高解理断裂抗力。另外，较低的碳含量基本能防止“传统上贝氏体”形成，这种贝氏体由于在板条边界处存在其特有的连续碳化物膜而变脆。传统上贝氏体的韧性很差，这一点已为本专业的技术人员所共知。本发明的较低碳含量的焊缝金属产生一种被称作退化的上贝氏体(DUB)的上贝氏体，其中，在板条之间的膜是马氏体或马氏体-奥氏体，而不是碳化物。与出现在碳含量较高的焊缝金属中的传统上贝氏体相比，在根据本发明的一些焊缝金属中存在的DUB能够提供优异得多的延性和韧性。
晶粒尺寸：正如为本领域的专业人员所公知的那样，小的晶粒尺寸对延性和脆性断裂抗力均有利。在AFIM显微组织中，小的晶粒尺寸主要采用以下措施获得：(1)选择焊接步骤，并且，因此选择冷却速度。(2)选择焊缝金属的化学组成，以及(3)选择保护气体的组成。低的焊接热输入促使加热和冷却更快进行。这就限制了高温下的停留时间并最大限度地减小了晶粒长大所需的驱动力。快速冷却也促进相变温度降低和显微组织变细。优选通过设计化学组成(即：淬透性)和夹杂含量(即：针状铁素体形核位置)来避免形成下述产物及其衍生物，所述产物包括：魏氏组织铁素体或块状铁素体，晶内多角形(块状)铁素体，具有排列好的第二相的粗大铁素体，以及珠光体。优选显微组织的有效晶粒尺寸明显比刚刚列出的相变产物小。小氧化物夹杂的细小分布具有在高温下钉扎焊缝金属的晶粒晶界的作用。在刚好处于移动凝固界面(前沿)后面的部位，这一点非常重要。在所述高温下，焊缝金属的柱状晶粒试图长大，而夹杂物对其施加一种“拖曳”作用，从而减缓晶界的移动，这已为冶金领域的专业人员所共知。针状铁素体：AFIM显微组织的韧性由于针状铁素体的存在而得到提高，原因是这种细晶粒的铁素体具有固有的高韧性。另外，针状铁素体的形态能够将每个奥氏体晶粒分成更小的亚单元，这与晶粒尺寸减小类似。
碳化物分布：由于碳化物颗粒能够开裂并诱发解理，因此，可以通过设计焊缝的化学组成和焊接步骤来产生优选的显微组织，该组织限制所述碳化物的数量与尺寸，而且，特别是能够避免形成连续的板条间的碳化物膜。存在于优选显微组织中的大多数渗碳体在硬组元中作为第二相颗粒存在。这些第二相颗粒在碳的扩散稍受限制的温度下形成，并且，因此，各个颗粒的尺寸很小。图10示出了在自回火期间已在马氏体板条内析出的渗碳体颗粒103。
氧化物夹杂：根据本发明，产生充分多的小氧化物夹杂的目的是：(1)使临界体积百分数的针状铁素体形核，和(2)产生上述的晶界钉扎效应。为此目的产生的夹杂应充分小，这样就不会成为有效的解理起始部位。通过形成细小分布的小氧化物夹杂，如前所述的夹杂物对焊缝金属显微组织的有利作用最大，而其对延性和脆性断裂抗力的任何不利作用均最小。
甚至当温度低至-80℃(-112°F)时，AFIM显微组织也能够在夏氏V形缺口试验中发生韧性断裂。这一点在图15中得到证实，该图是取自根据本发明制备的焊缝金属的夏氏V形缺口试样断口表面的SEM断口照片(其中的刻度160代表10μm)。图15的试样取自壁厚16mm的管线用管的焊缝，试验温度为-80℃(-112°F)。图15的图像取自距缺口尖端0.5mm处。图16中示出了另一幅在-80℃(-112°F)下试验的断裂韧性试样(用于测量CTOD或JIC)缺口尖端区附近的图像(其中的刻度170代表10μm)。试样外形尺寸为B×2B，其取自壁厚16mm的管线用管的焊缝，其中，B是试样的厚度，2B是试样的宽度，这一点已为本领域的专业人员所熟知。至于韧性断裂，夹杂物尺寸小并且呈细小分散可使基体发生大量变形才将微空洞连接起来，这就产生了良好的韧性断裂抗力。
强度与韧性的关系
正如为钢冶金学领域的专业人员所公知的那样，铁素体结构钢的强度与韧性典型地呈反比关系。依据特定钢，此关系可能对于上搁板韧性成立，或者可能对于韧脆转变温度(DBTT)成立，或者可能对于这两种韧性参量均成立。对于本发明的焊缝金属而言，强度-韧性之间的反比关系一般对于上搁板韧性成立，但其对于DBTT不一定成立。根据本发明制备的低强度焊缝金属趋于产生最高的上搁板韧性。高强度的焊缝金属趋于产生处于下限的上搁板韧性。至于DBTT，能够获得高强度(例如，约900-931MPa(130-135ksi))，而同时又能产生低至-80℃(-112°F)的DBTT的以板条马氏体为主的显微组织。这证明：尤其是在发生某种自回火或者与多道焊接有关的回火之后，低碳板条马氏体具有一种令人满意的性能。另外，体积分数小、纵横比高的针状铁素体能促使原始奥氏体晶粒有效细化。
摘要之后示出的表II提供了关于根据本发明的强度、韧性、化学组成、显微组织以及焊接条件之间关系的一些指导性原则。一般地，合金含量低(Pcm低)的焊缝金属的化学组成趋于形成较少的硬组元和较多的针状铁素体，而且，这会产生较低的强度，但其上搁板韧性较高。另一方面，合金含量较高(pcm高)的焊缝金属的化学组成趋于形成较多的硬组元和较少的针状铁素体，这会产生较高的强度，但其上搁板韧性典型地处于韧性范围的下限。关于焊接条件，热输入较高趋于产生较慢的冷却速度，这有利于获得较多的针状铁素体、较低的强度和较高的上搁板韧性。同样，热输入较低趋于产生较快的冷却速度、较少的针状铁素体(被更多的硬组元替代)、较高的强度，但处于韧性范围下限的上搁板韧性。
预热和氢致开裂的控制
氢致开裂是一个通常与高强度钢焊接有关的问题。根据本发明制备的焊缝金属能够获得高达约931MPa(135ksi)的屈服强度。通过限制碳含量以及通过在显微组织中含有较少量的针状铁素体，所述焊缝金属获得了良好的氢致开裂抗力。与碳含量高于约0.08重量％的传统马氏体焊缝金属相比，碳含量较低的硬组元(通常是板条马氏体)在与针状铁素体混合时能提供出色的开裂抗力。而且，含Zr的氧化物夹杂在焊缝金属中具有强大的俘获氢的作用，从而限制了可引起开裂的氢量。由本发明产生的焊缝金属的开裂抗力在某些情况下稍逊于LCBF焊缝金属，但是对于焊接高强度钢这一特定场合，存在其它有利的折衷方案。根据本发明制备的焊缝金属的强度潜力高于LCBF焊缝金属，原因在于其碳含量较高、显微组织中存在板条马氏体、以及焊接热输入较低。因此，本发明的焊缝金属非常适于焊接屈服强度高于约100ksi(690MPa)的钢。
采用约50℃(122°F)的预热，以及采用在每100g的堆焊的焊缝金属中产生低于约5ml的可扩散氢的焊接步骤，使用甚至最硬的根据本发明制备的焊缝金属，也能够制备出无开裂焊缝。然而，对于本发明的最可靠应用而言，焊接时的预热温度约100℃(212°F)，但不高于约150℃(302°F)。
虽然本发明非常适于HSLA钢管线用管的连接，但是，它并非仅限于此；相反，本发明适于屈服强度为约690-931MPa(100-135ksi)的任何HSLA钢的连接，尤其适于要求出色的低温韧性的场合。另外，虽然已通过一个或多个优选实施方案对本发明进行了描述，但是，应该理解的是：只要不偏离下面的权利要求书中阐明的本发明的范围，可以进行其它修正。
术语表
AFIM：分散在马氏体中的针状铁素体；
Ar1转变温度：冷却期间，奥氏体转变成铁素体或者铁素体加渗碳体完成时的温度；
Ar3转变温度：冷却期间，奥氏体开始转变成铁素体时的温度；
纵横比：长度与厚度的平均比值；
CTOD：裂纹尖端张开位移；
DBTT(韧脆转变温度)：描述结构钢中的两个断裂区：温度低于DBTT时，失效趋于以低能量的解理(脆性)断裂发生，而温度高于DBTT时，失效趋于以高能量的韧性断裂发生。
断裂临界：意味着如果断裂发生，则出现断裂的结构不再适于其特定应用场合，即：加压流体的容器一般是一种断裂临界应用场合；
GMAW：气体保护熔化极电弧焊；
HSLA：高强度、低合金；
高强度、低合金(HSLA)钢：含铁和合金添加元素总量低于约10重量％并且屈服强度至少约550MPa(80ksi)的钢；
J：焦耳；
JIC值：在慢速加载的J积分试验中测得的材料的断裂韧性；JIC是接近开始稳定开裂时的J积分；JIC可以由开始稳定开裂之前已出现大量塑性变形的材料来测定；
LCBF：低碳贝氏组织铁素体；
平均：算术平均，即：用各个数值之和除于各个数值的个数获得的一批数值的平均值；
Ms转变温度：冷却期间，奥氏体开始转变成马氏体时的温度；
Pcm：用于表示焊接性的著名工业术语；而且，Pcm＝(重量％C+重量％Si/30+(重量％Mn+重量％Cu+重量％Cr)/20+重量％Ni/60+重量％Mo/15+重量％V/10+5(重量％B))；
PGMAW：脉冲气体保护熔化极电弧焊；
ppm：百万分之几；
主要/为主：体积分数至少约50％；
原始奥氏体晶粒：金属冷却至奥氏体相变成其它组元的温度之前金属中的奥氏体晶粒；
焊缝金属：沉积的并且被在实施焊接过程期间熔化的基材金属部分或者在焊接操作期间被熔化的焊接件部分稀释的熔化焊丝(和焊剂，如使用)；这部分材料是基材金属与焊接消耗物的混合物；
焊接件：已焊接的接头，包括：(i)焊缝金属，(ii)热影响区(HAZ)，和(iii)HAZ“附近”的基材金属。被认为处于HAZ“附近”，并因此成为焊接件一部分的这部分基材金属依据为本领域的专业人员所共知的因素变化，这些因素例如有，不受此所限：焊接件宽度、焊接的部件尺寸、制造该部件所要求的焊接件数目，以及焊接件之间的距离。
Figure C0181371500291
                  表II

Claims (21)

1.一种焊缝金属，其含有铁和以重量百分数表示的下述合金元素：0.04-0.08重量％碳；1.0-2.0重量％锰；0.2-0.7重量％硅；0.30-0.80重量％钼；2.3-3.5重量％镍；0.0175-0.0400重量％氧；以及至少一种下述添加元素：(i)最多0.04重量％锆，和(ii)最多0.02重量％钛；其中，所述焊缝金属的显微组织包含5-45体积％的针状铁素体和至少50体积％的板条马氏体、退化的上贝氏体、下贝氏体、粒状贝氏体或者它们的混合物。
2.根据权利要求1的焊缝金属，其屈服强度至少690MPa，由夏氏V形缺口能量与温度关系曲线测得的DBTT低于-50℃。
3.根据权利要求1的焊缝金属，其进一步含有以重量百分数表示的下述合金元素：低于0.01重量％磷；低于0.01重量％硫；最多0.03重量％铝；以及低于0.020重量％氮。
4.根据权利要求3的焊缝金属，其进一步含有至少一种下述添加元素：(i)最多0.60重量％铬，(ii)最多0.60重量％铜，(iii)最多0.040重量％钒，和(iv)最多0.0012重量％硼。
5.根据权利要求1的焊缝金属，其含有铁和以重量百分数表示的下述合金元素：0.055-0.07重量％碳；1.80重量％锰；0.5重量％硅；0.60重量％钼；2.7重量％镍；0.0200-0.0260重量％氧；以及至少一种下述添加元素：(i)0.01重量％锆，和(ii)0.01重量％钛；其中，所述焊缝金属的显微组织包含5-45体积％的针状铁素体和至少50体积％的板条马氏体、退化的上贝氏体、下贝氏体、粒状贝氏体或者它们的混合物。
6.根据权利要求5的焊缝金属，其进一步含有以重量百分数表示的下述合金元素：低于0.008重量％磷；低于0.004重量％硫；最多0.008重量％铝；以及低于0.007重量％氮。
7.根据权利要求6的焊缝金属，其进一步含有至少一种下述添加元素：(i)0.20重量％铬，和(ii)0.20重量％铜。
8.根据权利要求1的焊缝金属，其屈服强度至少690MPa，由夏氏V形缺口能量与温度关系曲线测得的DBTT低于-50℃。
9.根据权利要求5的焊缝金属，其屈服强度至少828MPa，由夏氏V形缺口能量与温度关系曲线测得的DBTT低于-70℃。
10.根据权利要求1的焊缝金属，其中，在形成所述焊缝金属期间，所述针状铁素体晶粒将原始奥氏体晶粒细分。
11.根据权利要求1的焊缝金属，其中，所述针状铁素体自氧化物夹杂处形核，该氧化物夹杂包含由一个或多个氧化物颗粒构成的核心，所述核心中Zr和Ti的组合含量高于50重量％。
12.根据权利要求1的焊缝金属，其中，所述针状铁素体自氧化物夹杂处形核，该氧化物夹杂包含由一个或多个氧化物颗粒构成的核心，所述核心中的Zr含量高于50重量％。
13.根据权利要求11的焊缝金属，其中，所述氧化物颗粒的平均直径小于100nm。
14.根据权利要求1的焊缝金属，其中，所述焊缝金属采用气体保护熔化极电弧焊方法制备。
15.根据权利要求14的焊缝金属，其中，制备所述焊缝金属所用的热输入为0.3-2.5kJ/mm。
16.根据权利要求14的焊缝金属，其中，制备所述焊缝金属所用的保护气体含有二氧化碳、氧、氦或者它们的混合物以及高于50体积％氩。
17.根据权利要求14的焊缝金属，其中，所述焊缝金属采用脉冲气体保护熔化极电弧焊方法制备。
18.焊接高强度、低合金钢以形成权利要求1的焊缝金属的方法，所述焊缝金属的屈服强度至少690MPa，由夏氏V形缺口能量与温度关系曲线测得的DBTT低于-50℃，所述方法包括如下步骤：
(a)采用气体保护熔化极电弧焊方法；以及
(b)采用一种熔化焊丝，该焊丝所产生的焊缝金属显微组织包含5-45体积％的针状铁素体和至少50体积％的板条马氏体、退化的上贝氏体、下贝氏体、粒状贝氏体或者它们的混合物。
19.根据权利要求18的方法，其中，所述焊缝金属含有铁和以重量百分数表示的下述合金元素：0.04-0.08重量％碳；1.0-2.0重量％锰；0.2-0.7重量％硅；0.30-0.80重量％钼；2.3-3.5重量％镍；0.0175-0.0400重量％氧；以及至少一种下述添加元素：(i)最多0.04重量％锆，和(ii)最多0.02重量％钛。
20.根据权利要求19的方法，其中，所述焊缝金属进一步含有以重量百分数表示的下述合金元素：低于0.01重量％磷；低于0.01重量％硫；最多0.03重量％铝；以及低于0.020重量％氮。
21.根据权利要求19的方法，其中，所述焊缝金属进一步含有至少一种下述添加元素：(i)0-0.60重量％铬，(ii)0-0.50重量％铜，(iii)0-0.040重量％钒，和(iv)0-0.0012重量％硼。
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