NO343351B1

NO343351B1 - Stål med utmerket seighet i sveisevarmepåvirket sveisesone og fremgangsmåte for fremstilling derav

Info

Publication number: NO343351B1
Application number: NO20074370A
Authority: NO
Inventors: Ryuji Uemori; Yoshiyuki Watanabe; Kazuhiro Fukunaga; Yoshihide Nagai; Rikio Chijiiwa
Original assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-12-20
Filing date: 2007-08-28
Publication date: 2019-02-04
Also published as: NO20074370L

Description

Det tekniske området

Den foreliggende oppfinnelse vedrører stål med utmerket seighet i den sveisevarmepåvirkede sone HAZ ("heat affected zone") i sveising med liten varmetilførsel til sveising med midlere varmetilførsel og en fremgangsmåte for fremstiling av slikt stål.

Bakgrunnsteknikk

Varmepåvirket sone HAZ seighet i et lavlegert stål styres av forskjellige faktorer som f.eks. (1) størrelsen av krystallkornene, (2) dispergeringstilstanden av harde faser som f.eks. høykarbonmartensitt (M*), øvre bainitt (Bu), og ferritt sideplate (FSP), (3) tilstanden av utfellingsherding, (4) nærvær av mulig intergranulær sprøhet, og (5) mikrosegregasjonen av elementene. Disse faktorer er kjent å ha en stor innvirkning på seigheten. Mange teknologier er blitt kommersialisert for å forbedre HAZ seigheten.

Det er sikkert å si at slike seighetsinhiberende faktorer bevirkes av tilsetningselementer. Reduksjon av legeringselementinnholdet øker seigheten. Høyere styrke ettersøkes imidlertid alltid i konstruksjonsstål. På grunn av dette er tilsetningen av legeringselementer nødvendig. Det vil si at kravene til styrke og seighet er motstridende fra synspunktet av legeringselementinnholdet.

Seighetsøkende teknologi som ikke avhenger av legeringselementer er ettersøkt.

Som spesiell utmerket teknologi er det kjent å anvende stål som ikke i særlig grad inkluderer noe Al slik at mikrostrukturen gjøres finere og i tillegg riktig balanserer Ti, O og N for å undertrykke utfellingen av TiC og redusere utfellingsherding og derved forbedre seigheten (JP-A-5-247531). I dette tilfellet bestemmes seigheten av den sveisevarmepåvirkede sone ved balansen av effektene av mikrostrukturen og effektene av det herdede lag som inkluderer M*. I den tidligere teknikk ble dette løst ved å forbedre seigheten av basismaterialmatriksen ved hjelp av Ni og lignende. Tilsetning av store mengder av Cu, Ni og andre dyre legeringselementer nødvendige for gjennomføring av denne teknologi inviterte imidlertid inn en økning i produksjonsomkostningene. Dette ble en hindring i produksjonen av høystyrke stål med utmerket "CTOD" egenskap.

Punktet om at stålet ifølge tidligere oppfinnelse ikke i vesentlig grad inkluderer noe Al og Nb anvendes også i den foreliggende oppfinnelse. I tidligere oppfinnelse er C-innholdet høyt slik at problemet med fallet i seigheten ved økning av Mn-innholdet forblir uløst. Videre var det en bekymring over forurensningene Nb og V som har en skadelig effekt på seigheten.

Videre følger JP-A 2003-147484 tankebanen i JP-A-5-247531 og mens det gjøres bruk av Ti-oksider, tilsettes Nb og Mn-innholdet heves. Dette bevirker at austenitt-ferritt omdannelsesstarttemperaturen faller for derved å undertrykke dannelsen av de harde faser og samtidig oppnå en egnet mikrostruktur for derved å tilfredsstille -10 ºC CTOD egenskapen. Oppfinnelsen ifølge denne JP-A-2003-147484 tilfredsstilte ikke i tilstrekkelig grad den nødvendige CTOD egenskap av sveiseskjøter ved det mye mer kritiske nivå på -40 ºC eller derunder.

JP 2001355039 A beskriver et stålrør med ultrahøy styrke, som har utmerket lavtemperaturseighet i sveisemetallet, men som inneholder relativt høye mengder av niob og molybden. JP 2000080437 A og JP 2006124759 A vedrører stål med utmerket seighet i den sveisevarmepåvirkede sone HAZ. EP 0867520 A2 beskriver en sveiset høystyrke stålstruktur som har en TS-verdi som ikke er lavere enn 900 MPa og utmerket motstandsdyktighet ved lave temperaturer, samt en fremgangsmåte for å produsere stålstrukturen.

Beskrivelse av oppfinnelsen

Den foreliggende oppfinnelse tilveiebringer teknologi som på billig måte frembringer høystyrkestål med utmerket seighet i flerlagssveising med liten til midlere varmetilførsel. Stålet produsert ved hjelp av den foreliggende oppfinnelse er ekstremt godt med hensyn til CDOD egenskap av flerlags sveisesoner med liten til midlere varmetilførsel blant nivåene av sveisevarme affektert soneseighet.

Kjernen av den foreliggende oppfinnelse er som følger.

(1) Et stål med utmerket seighet i en sveisevarmepåvirket sone karakterisert ved at det i masseprosent inneholder C: 0,02 til 0,06 %, Si: 0,05 til 0,30 %, Mn: 1,7 til 2,7 %, P: 0,015 % eller mindre, S: 0,010 % eller mindre, Ti: 0,005 til 0,015 %, O: 0,0010 til 0,0045 %, N: 0,0020 til 0,0060 % og eventuelt én eller to av Cu: 0,25 % eller mindre og Ni: 0,50 % eller mindre, og omfattende en balanse av jern og uunngåelige forurensninger, med en mengde innblanding av forurensninger begrenset til Al: 0,004 % eller mindre, Nb: 0,003 % eller mindre, og V: 0,030 % eller mindre, og med en CeH representert ved formelen (A) i området 0,04 eller mindre:

CeH = C+1/4Si-1/24Mn+1/48Cu+1/32Ni+1/0,4Nb+1/2V... (A)

hvori C, Si, Mn, Cu, Ni, Nb og V viser stålsammensetninger (masse%). (2) Et stål med utmerket seighet i en sveisevarmepåvirket sone som angitt i (1), karakterisert ved at CeH er i området 0,01 eller mindre.

(3) En fremgangsmåte for fremstilling av stål med utmerket seighet i en sveisevarmepåvirket sone karakterisert ved oppvarming av en valseblokk som tilfredsstiller stålbestanddelene og CeH ifølge (1) eller (2) til en temperatur på 1100 ºC eller mindre, og deretter behandle valseblokken ved hjelp av en termomekanisk kontrollprosess.

Kort beskrivelse av tegningene

Fig. 1 er et riss som viser forholdet mellom en avkjølingstid fra 800 ºC til 500 ºC og en M* fraksjon.

Fig. 2 er et riss som viser forholdet mellom CeH og "CTOD" egenskapene.

Den beste måte for gjennomføring av oppfinnelsen.

Ifølge forskning foretatt av oppfinnerne blir CTOD egenskapen av HAZ ved tidspunktet for liten til midlere varmetilførsel (1,5 til 6,0 kJ/mm med en platetykkelse på 50 mm) sveising (CTOD egenskap ved temperatur -40 ºC eller lavere) ved seigheten av ekstremt lokale regioner. Kontroll av mikrostrukturen av denne del og reduksjon av sprøhetselementene er viktig. Sagt med andre ord er "CTOD" egenskapen ikke den gjennomsnittlige egenskap av materialet men styres av de lokale sprøhetssoner. Hvis der er regioner som bevirker sprøhet, selv i vanlige deler av stålmaterialet, vil "CTOD" egenskapen av stålplaten bli merkbart forringet.

Spesifikt er de lokale regioner som utøver de største påvirkninger på "CTOD" egenskapen M*, ferritt sideplate (FSP) og andre harde faser. For å undertrykke dannelsen av denne type hardfase har det tidligere vært nødvendig å holde herdbarheten av stålet lav. Denne ble en faktor som inhiberte høyere styrke.

Den foreliggende oppfinnelse er karakterisert ved de følgende oppdagelser og deres inkorporering i et stål av en høy HAZ seighet. Spesifikt,

(1) I en sveisevarmepåvirket HAZ med midlere varmetilførsel er generelt avkjølingstiden etter sveising innenfor 60 sekunder. Oppfinnerne oppdaget at under slike avkjølingsbetingelser, hvis C-innholdet er tilstrekkelig lavt, ved tilstrekkelig å kontrollere andre sprøhetselementer, endog hvis Mn tilsettes til 27 %, vil M* som utøver en negativ effekt på seigheten ikke lenger dannes. Fig.1 viser M* fraksjonen når mengden av Mn endres fra 1,7 % til 2,7 % med 0,05 % C -0,15 % Si. Det læres at selv om Mn-innholdet endres, hvis avkjølingstiden fra 800 ºC til 500 ºC er innenfor omtrent 60 sekunder blir M* fraksjonen meget liten. Som et resultat blir det mulig å heve innholdet av Mn for hvilket tilsetning i en stor mengde tidligere var ansett umulig på grunn av at den bevirket forringelse av seigheten.

(2) Oppfinnerne oppdaget at stålbestanddelene kunne gjøres egnet i et stål basert på mindre Al.

(3) Oppfinnerne eliminerte de uventede faktorer som reduserer seigheten ved å begrense Al, Nb og V til stede som forurensninger i stålet til bestemte grenser eller mindre.

Dvs. at ved å anvende stål basert på mindre Al ble det mulig pålitelig å danne TiO og effektivt forbedre seigheten.

Ved å kombinere disse tre punkter ble det mulig å realisere en god "CTOD" egenskap under forskjellige temperaturbetingelser på -20 ºC eller lavere i en sveisevarmepåvirket HAZ sone med liten til midlere varmetilførsel og som tidligere ikke har kunnet oppnås.

Selv om meget lite M* dannes er kontroll av sprøhetselementene C, Si, Cu, Ni, Nb, V og lignende essensielle. Spesifikt er det essensielt å kontrollere verdien (CeH ) av C+1/4Si/124Mn+1/48Cu+1/32Ni+1/0,4Nb+1/2V til et forutbestemt område.

Fig. 2 viser resultatet ved produksjon av 20 kg stål av stålbestanddelene 0,05 % C-0,15%Si-17,7 til 2,7%Mn ved vakuumsmelting, valsing av stålet til en stålplate, innføring av en varmehistorie i en virkelig sveiseskjøt tre ganger ved en simulert termisk syklusinnretning og deretter gjennomføring av en "CTOD" test.

T δc 0,1 (670,9 CeH-67,6) er temperaturen når den laveste verdi av de tre "CTOD" testverdier ved forskjellige testtemperaturer er 0,1 mm. Der er en klar tendens til at T δc 0,1 ("CTOD" egenskap) til utmerket hovedsakelig linearitet når CeH faller. Hvis CeH faller til omtrent 0,01 læres det at T δc 0,1 når -60 ºC.

Dvs. at ved å tilfredsstille kravene for stålet ifølge den foreliggende oppfinnelse og kontrollere CeH kan den tilsiktede "CTOD" egenskap oppnås. Med stålet ifølge den foreliggende oppfinnelse er kontroll av verdien av CeH ifølge den nødvendige "CTOD" egenskap et av de karakteriserende trekk ved oppfinnelsen. I tillegg til kontrollen av verdien av CeH er det nødvendig med regulering av innholdene av de andre legeringselementer for å danne stål med både høy styrke og overlegen "CTOD" egenskap. I det følgende skal begrensningsområder og grunner til disse forklares.

C må være 0,02 % eller mer for å oppnå styrke, men hvis C er over 0,06 % forringer det seigheten av den sveisevarmede HAZ sone og tillater ikke oppnåelse av en god "CTOD" egenskap, slik at 0,06 % gjøres til den øvre grense.

Si inhiberer HAZ seigheten slik at en mindre mengde er foretrukket for å oppnå en god HAZ seighet. Med stålet ifølge oppfinnelsen tilsettes imidlertid ikke noe Al slik at tilsetning av 0,05 % eller mer er nødvendig for deoksidering. Hvis innholdet er over 0,30 % skades imidlertid HAZ seigheten slik at 0,30 % gjøres til den øvre grense.

Mn er et billig element med stor effekt på regulering av mikrostrukturen og senker CeH, slik at tilsetning ikke skader HAZ seigheten ved liten til medium sveisevarmetilførsel, og det er derfor ønskelig å gjøre innholdet stort og oppnå en høy styrke. Hvis innholdet er over 2,7 % fremmer det imidlertid segregasjonen av valseblokken og muliggjør dannelse av Bu skadelig for seigheten, slik at innholdet ble satt til en øvre grense på 2,7 %. Hvis innholdet er mindre enn 1,7 % er virkningen liten, slik at den nedre grense ble satt til 1,7 %. Bemerket fra seighetssynspunktet er mer enn 2 % mer foretrukket.

P og S bør begge være små i mengde fra synspunktene av basismaterialseighet og HAZ seighet, men der er grenser for deres reduksjon i industriell produksjon.0,015 % og 0,010 %, foretrukket 0,008 % og 0,005 % ble derfor satt til de øvre grenser.

Al tilsettes ikke med hensikt i den foreliggende oppfinnelse, men inklusjon som en forurensning i stålet er uunngåelig. Disse danner Al-oksider som inhiberer dannelsen av Ti-oksider slik at et mindre innhold er ønskelig, men der er grenser for dets reduksjon i industriell produksjon. 0,004 % er derfor den øvre grense.

Ti danner Ti-oksider og gjør mikrostrukturen finere og bidrar således sterkt til forbedringen av seigheten, men hvis innholdet er for høyt dannes TiC. Dette forringer HAZ seigheten slik at 0,005 % til 0,015 % er et passende område.

O er nødvendig for dannelse av en stor mengde oksider av Ti. Hvis mengden er mindre enn 0,0010 % er effekten liten, mens hvis mengden er over 0,0045 % danner den grove Ti-oksider og forringer skarpt seigheten, slik at området for innholdet ble bestemt til 0,0010 til 0,0045 %.

N er nødvendig for å danne fine Ti-nitrider og forbedre basismaterialets seighet og HAZ seighet, men hvis mengden er mindre enn 0,002 % er effekten liten, mens hvis den er over 0,006 % dannes overflatedefekter ved tidspunktet for valseblokkproduksjonen, slik at den øvre grense ble satt til 0,006 %.

Videre er Nb og V uløselig forbundet med sprøhetselementer. Som vist ved den store koeffisient i formel A bevirker deres nærvær av CeH stiger sterkt og gjør at HAZ seigheten faller betydelig slik at disse ikke tilsettes med hensikt i den foreliggende oppfinnelse. Selv når det er inkludert som forurensninger i stålet må Nb for å sikre seigheten begrenses til 0,003 % eller mindre. Videre må V begrenses til 0,030 % eller mindre, foretrukket 0,020 % eller mindre.

Cu og Ni resulterer i liten forringelse av HAZ seigheten på grunn av sin tilsetning, har effekt til å øke styrken av basismaterialet, og er effektive for videre forbedring av egenskapene, men øker produksjonsomkostningene, slik at de øvre grenser for innholdene når de tilsettes ble gjort til Cu: 0,25 % og Ni: 0,50 %.

Endog hvis begrensning av bestanddelene av stålet på den ovenstående måte, hvis det ikke dannes en egnet struktur ved en egnet produksjonsmetode, kan de ønskede effekter ikke vises. På grunn av dette må produksjonsbetingelsene også tas i betraktning.

Stålet ifølge den foreliggende oppfinnelse fremstilles foretrukket industrielt ved kontinuerlig støping. Grunnene til dette er at størkningsavkjølingstakten av det smeltede stål er hurtig og det er mulig å danne fine Ti-oksider og Ti-nitrider i store mengder i valseblokken. Når blokken valses må gjenoppvarmingstemperaturen være 1100 ºC eller mindre. Hvis gjenoppvarmingstemperaturen overstiger 1100 ºC blir Ti-nitridene grovere, seigheten av basismaterialet minsker, og effekten av forbedring av HAZ seigheten kan ikke forventes.

Dernest krever produksjonsmetoden etter gjenoppvarming behandling ved hjelp av en termomekanisk kontrollprosess. Grunnen er at endog hvis en overlegen HAZ seighet oppnås, hvis seigheten av basismaterialet er lav, er stålproduktet utilstrekkelig. Som metoder for behandling ved hjelp av en termomekanisk kontrollprosess kan nevnes (1) kontrollert valsing, (2) kontrollert valsing - akselerert kjøling, (3) direkte bråkjølingsherding ("quenching-tempering") etter valsing etc. kan nevnes, men de foretrukne metoder er kontrollert valsing -akselerert avkjøling og den direkte bråkjølingsherding etter valsing.

Bemerk at etter produksjon av stålet, selv om gjenoppvarming til en temperatur av Ar3 omdannelsespunktet eller mer for formålet av dehydrogenering etc., blir de karakteriserende trekk av den foreliggende oppfinnelse ikke nedsatt. Videre er den foregående metode et eksempel på en produksjonsmetode for stålet ifølge den foreliggende oppfinnelse. Metoden for fremstilling av stålet ifølge den foreliggende oppfinnelse er ikke begrenset til den foregående metode.

Eksempler

Tykke stålplater med forskjellige stålbestanddeler ble fremstilt ved hjelp av konverter - kontinuerlig støpe-tykkplateprosessen. Basismaterialstyrken ble bestemt og en "CTOD" test av sveiseskjøtene ble gjennomført. Sveising ble utført ved hjelp av neddykket buesveise (SAW) metoden, generelt anvendt for testsveising, med en sveisevarmetilførsel på 4,5 til 5,0 kJ/mm ved K rillen slik at sveisesmeltelinjen (FL) ble perpendikulær. "CTOD" testen ble gjennomført med en plate med størrelse t (platetykkelse) x 2t forsynt med innskjæring ved innføring av en 50 % tretthetssprekk i smeltelinje FL lokaliseringen. Tabell 1 viser eksempler på den foreliggende oppfinnelse og sammenligningseksempler.

Stålplatene produsert ved den foreliggende oppfinnelse (stål 1 til 20 ifølge oppfinnelsen) hadde flytestyrker (YS) på 430 N/mm<2>eller mer og fremviste god bruddseighet av "CTOD" verdier ved -20 ºC, -40 ºC og -60 ºC, samtlige på 0,27 mm eller mer.

I motsetning til dette hadde sammenligningsstål 21 til 26 styrker og "CTOD" verdier lavere enn stålene ifølge oppfinnelsen og hadde ikke egenskapene nødvendige for stålplater anvendt under strenge miljøer. Sammenligningsstål 21 hadde tilsatt Nb og derfor ble Nb-innholdet av stålplaten for høyt. Verdien av CeH ble også høy slik at "CTOD" verdien var en lav verdi. Sammenligningsstål 22 hadde et for høyt C-innhold og også en for stor verdi av CeH slik at "CTOD" verdien var en lav verdi. Sammenligningsstålene 23 og 24 hadde lave CeH verdier men Al-innholdet var for høyt, Ti-oksidene ble utilstrekkelig dannet og mikrostrukturen ble ikke gjort tilstrekkelig finere. Sammenligningsstål 25 hadde en CeH på omtrent den samme størrelse som stålet ifølge oppfinnelsen, men C var for lav og O var for høy, slik at basismaterialstyrken var lav og "CTOD" verdien var en lav verdi. Sammenligningsstål 26 hadde en altfor stor mengde Nb innblandet som en forurensning slik at til tross av CeH ble lav var basismaterialstyrken og "CTOD" verdiene lave verdier.

Industriell anvendbarhet

Stålet produsert ved den foreliggende oppfinnelse har høy styrke, har en ekstremt god "CTOD" egenskap av sveisesmeltelinje FL delen hvor seigheten forringes mest ved tidspunktet for sveising, og fremviser overlegen seighet. På grunn av dette ble produksjon av et høystyrke stålprodukt som kan anvendes i offshore strukturer, jordskjelvresistente bygninger og andre strenge omgivelser muliggjort.

Tabell 1

Tabell 2

Bearbeidingsvarmebehandlingsmetoder: CR: Kontrollert valsing (valsing ved temperaturregion optimal for styrke og seighet)

ACC: Akselerert kjøling (vannkjøling ned til temperatunTegionen 400 til 600 °C etter kontrollert val DQ: Direkte bråkjølingsherding ("quenching-tempering'') etter valsing

Claims

PATENTKRAV

1. Stål med utmerket seighet av en sveisevarmet påvirket sone,

k a r a k t e r i s e r t v e d at det inneholder, i masse%, C: 0,02 til 0,06%, Si: 0,05 til 0,30%, Mn: 1,7 til 2,7%, P: 0,015% eller mindre, S: 0,010% eller mindre, Ti: 0,005 til 0,015%, O: 0,0010 til 0,0045%, N: 0,0020 til 0,0060% og eventuelt en eller to av Cu: 0,25% eller mindre og Ni: 0,50% eller mindre og omfattende én balanse av jern og uunngåelige forurensninger, med en mengde innblandede forurensninger begrenset til Al: 0,004% eller mindre, Nb: 0,003% eller mindre, og V: 0,030% eller mindre, og som har en CeH representert ved formel (A) i området 0,04 eller mindre:

CeH = C+1/4Si-1/24Mn+1/48Cu+1/32Ni+1/0,4Nb+1/2V ... (A) hvor C, Si, Mn, Cu, Ni, Nb og V viser stålbestanddeler (masse%).

2. Stål med utmerket seighet i en sveisevarmepåvirket sone som angitt i krav 1, k a r a k t e r i s e r t v e d at CeH er i området 0,01 eller mindre.

3. Fremgangsmåte for fremstilling av stål med utmerket seighet av en sveisevarmepåvirket sone, k a r a k t e r i s e r t v e d oppvarming av en valseblokk som tilfredsstiller stålsammensetningene og CeH ifølge krav 1 eller 2 til en temperatur på 1100 ºC eller mindre, og deretter behandling av valseblokken ved hjelp av en termomekanisk kontrollprosess.