TW201538746A - 熔接用鋼材 - Google Patents

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Abstract

依據本發明，為具有規定成分組成的鋼材，進而將Ti與N的質量%比(Ti/N之比)設為2.0以上且小於4.0，由以下的(1)式規定的A值設為10以上且25以下的範圍，由以下的(2)式規定的Ceq設為0.38~0.43的範圍，鋼材中的固溶B量設為5質量ppm以上，實施了熔接熱輸入量為200kJ/cm以上的熱輸入熔接時的、熱影響部中的黏合部附近的組織中的島狀麻田散鐵設為1vol%以下，且熱影響部中的最軟化部區域的組織中的島狀麻田散鐵設為5vol%以上，藉此，即便在熔接熱輸入量為200kJ/cm以上的情況下，亦可獲得具有優異的熔接部韌性與接頭強度的降伏應力為460MPa以上的鋼材：A=2256×Ti-7716×N+10000×B...(1) Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15...(2) 其中，各元素符號表示各元素於鋼中的含量(質量%)。

Description

熔接用鋼材
本發明是有關於一種用於船舶或建築．土木等領域中的各種鋼結構物且降伏應力(yield stress)為460MPa以上的熔接用鋼材，尤其是有關於一種適合於熔接熱輸入量超過200kJ/cm的高熱輸入熔接的鋼材，詳細而言是有關於一種即便在實施了所述高熱輸入熔接的情況下，亦具有優異的熔接部韌性及接頭強度的鋼材。
船舶、海洋結構物、建築及鋼管等領域中所使用的鋼結構物，一般而言藉由熔接接合而精加工為所需形狀的結構物。因此，自確保安全性的觀點考慮，該些結構物中，除確保所使用的鋼材的母材特性，即強度．韌性之外，亦要求熔接部的韌性優異。
近年來，所述船舶等鋼結構物越來越大型化，對所使用的鋼材積極地推進高強度化及厚壁化。伴隨於此，在熔接施工中，應用潛弧熔接(submerged arc welding)或電氣熔接(Electro-gas welding)及電渣熔接(Electroslag welding)等高效率且高熱輸入的熔接方法，但即便在藉由所述高熱輸入熔接進行熔接施工的情況下，亦需要熔接部的韌性優異的鋼材。
然而，關於高強度鋼或厚壁鋼板，難以同時實現母材的機械特性(尤其低溫韌性)與熔接熱影響部(熱影響區，Heat Affected Zone；以下記載為HAZ)的低溫韌性的報告處處可見。
針對該報告，如例如專利文獻1及專利文獻2所記載般，揭示了如下技術，即，利用控制軋延或控制冷卻而同時達成母材的低溫韌性與HAZ的低溫韌性。
接下來，對實施高熱輸入熔接時的HAZ組織進行說明。HAZ中與熔接金屬接觸的部分一般被稱作「黏合(bond)部」。黏合部附近的HAZ在熱影響部中尤其會暴露在熔融點附近的高溫下，因而存在結晶粒粗大化而韌性顯著降低的傾向。另一方面，在與黏合部稍微隔開的位置，因結晶粒為細粒區域，故形成軟化區域，而成為接頭強度降低的主要因素。
如所述般，在高熱輸入熔接中引起HAZ的韌性降低，針對該HAZ韌性降低，至今已研究多個對策。例如，如下技術已得到實用化，即，使TiN在鋼中微細分散，而抑制沃斯田鐵(austenite)粒的粗大化，或作為肥粒鐵(ferrite)變態核而加以利用。而且，亦開發如下技術：藉由使Ti的氧化物分散，而實現與所述相同的沃斯田鐵粒的粗大化抑制效果。
然而，在有效利用TiN的所述技術中，當接受高熱輸入熔接時，因熔接熱影響部被加熱至TiN的熔解溫度區域為止，故存在如下問題：TiN分解而所述分散效果消失，或因由TiN的分解而生成的固溶Ti及固溶N而鋼的底組織脆化，或熔接熱影響部 的韌性顯著降低。
而且，有效利用Ti氧化物的技術中存在難以使氧化物均勻微細地分散的問題。作為解決所述問題的技術，例如專利文獻3中揭示了如下技術：為了提高實施了超過200kJ/cm的高熱輸入熔接的熔接熱影響部的韌性，而使硫化物的形態控制中所使用的Ca的添加量適當化，使CaS結晶化，並將該CaS作為肥粒鐵變態核而加以有效利用。
因所述CaS在比氧化物低的溫度下結晶化，故能夠在鋼中微細分散，進而在將鋼板冷卻時，將該CaS作為核，而MnS或TiN、BN等肥粒鐵變態生成核微細地分散，因而可將熔接熱影響部的組織作為微細的肥粒鐵-波來鐵(pearlite)組織，從而可達成高韌性化。因此，藉由專利文獻3的技術，可一定程度地抑制伴隨高熱輸入熔接的HAZ韌性降低。
且說，藉由之後的研究而可知，在為鋼板的降伏應力被高強度化至460MPa以上且添加了相對大量的C或合金元素的鋼的情況下，若實施熔接熱輸入量超過200kJ/cm的高熱輸入熔接，則黏合部附近的HAZ會形成數體積%的稱作島狀麻田散鐵(martensite)(以下本發明中亦記作MA)的硬質脆化組織，該脆化組織會阻礙熔接部的韌性的進一步提高。
即，發現在所述高強度鋼的高熱輸入熔接部中的黏合部附近的HAZ韌性改善中，除需要沃斯田鐵粒粗大化抑制或肥粒鐵變態核的微細分散、固溶N的降低外，進而需要抑制島狀麻田散 鐵的生成。
關於降低HAZ部的島狀麻田散鐵的技術，例如在專利文獻4中揭示了除降低C、Si的含量之外，P的含量的降低亦有效。
進而在專利文獻5中，藉由積極地添加Mn，並且極力地降低P，而降低黏合部附近HAZ的島狀麻田散鐵，從而獲得韌性優異的降伏應力為460MPa級的鋼材。
另一方面，關於抑制伴隨高熱輸入熔接的HAZ軟化的技術，HAZ韌性對策等並未揭示太多。所述專利文獻3、專利文獻4及專利文獻5中的任一專利文獻中均無關於HAZ軟化的記述。認為這是因為原本在高熱輸入熔接用鋼的設計中，是以能夠確保接頭強度為前提。
因此，對關於HAZ軟化的抑制而已揭示的技術進行說明。
該些技術中，有利用Nb或V等析出強化元素的技術及利用B的淬火性的提高效果的技術。
例如在專利文獻6中，提高C量並且降低Si、Mn，而含有Nb或V，藉此減少HAZ軟化。
另一方面，專利文獻7中，為了提高B的淬火性，而以如下方式來規定成分式，即，相對於N量而含有大量Ti、B及Nb，由此抑制HAZ軟化。
而且，專利文獻8中，藉由對固溶B量進行規定，而提高B的淬火性，從而抑制HAZ軟化。
[現有技術文獻]
[專利文獻]
[專利文獻1]日本專利特開昭57-134518號公報
[專利文獻2]日本專利特開昭59-83722號公報
[專利文獻3]日本專利第3546308號公報
[專利文獻4]日本專利特開2008-163446號公報
[專利文獻5]日本專利特開2011-6772號公報
[專利文獻6]日本專利特開昭60-67622號公報
[專利文獻7]日本專利特開2007-177327號公報
[專利文獻8]日本專利第4233033號公報
然而，如所述般，專利文獻3中記載的技術為如下技術，即，尤其改善對降伏應力為390MPa級的鋼材實施高熱輸入熔接時的黏合部的韌性，但有時無法充分應對如下情況，即，相對於降伏強度比所述情況高，例如降伏應力為460MPa級的鋼材的高熱輸入HAZ韌性及HAZ軟化。
而且，專利文獻4記載的技術中，以降伏應力為460MPa級的鋼材為對象，藉由降低C、Si及P的含量而降低黏合部附近的HAZ的島狀麻田散鐵，且，添加適當量的Ca以使肥粒鐵變態核微細地分散，從而確保HAZ韌性，但並未對HAZ軟化進行記述，且需要添加Ni，因而存在合金成本增高的可能性。
進而，專利文獻5記載的技術中，以降伏應力為460MPa級的鋼材為對象，藉由積極地利用Mn而降低島狀麻田散鐵，從而廉價地獲得所需鋼材，但該專利文獻5與專利文獻4同樣地亦未對HAZ軟化進行記述。
另一方面，專利文獻6記載的技術中，C量高且利用Nb或V等析出強化元素而充分應對HAZ軟化，但在高熱輸入熔接時會在黏合部附近的HAZ中形成大量的島狀麻田散鐵，由此擔心黏合部附近的HAZ的韌性顯著降低。
而且，專利文獻7及專利文獻8記載的技術為使用B的淬火性來抑制HAZ軟化的技術，其中專利文獻7以大量的Ti、B及N的添加為前提，製造性方面存在問題，並且在黏合部附近的TiN熔解的區域，擔心因固溶N而導致HAZ的韌性降低。
此外，專利文獻8記載的技術以無Nb為前提，在以降伏應力為460MPa級的鋼材為對象的情況下，仍存在難以確保接頭強度的問題。
本發明鑒於所述現狀而開發，其目的在於廉價地提供高熱輸入熔接用鋼材，其即便實施了熔接熱輸入量超過200kJ/cm的高熱輸入熔接，熔接熱影響部的硬度不會降低的耐軟化性及黏合部附近的HAZ韌性亦優異，且降伏應力為460MPa以上。
發明者等人為了解決所述課題，詳細地調查了組織因子對如下造成的影響，即，對降伏應力為460MPa以上的高強度鋼 材實施熔接熱輸入量超過200kJ/cm的高熱輸入熔接時的、黏合部附近的HAZ韌性與HAZ最軟化部區域的硬度。結果發現，關於黏合部附近的HAZ韌性，雖少量但仍存在的島狀麻田散鐵會對韌性造成不良影響，而與此相對，最軟化部區域的硬度因生成島狀麻田散鐵而得到提高。
因此，發明者等人在抑制了黏合部附近的HAZ的島狀麻田散鐵的生成後，對用以提高最軟化部區域的島狀麻田散鐵的生成量的對策進行了研究。結果可知，在黏合部附近的HAZ，將C、Si、P量抑制得低，並且為了對因C量降低而擔心的母材強度降低進行補償而積極地含有Mn，藉此極力地不生成對黏合部附近的HAZ韌性造成不良影響的島狀麻田散鐵，從而可有效地提高母材強度。
而且發現，在最軟化部區域，藉由將Ti、N及B控制在適當範圍，而有效利用B的淬火性提高效果，由此不會增加黏合部附近HAZ的島狀麻田散鐵，可促進最軟化部區域的島狀麻田散鐵的形成。
即，就B而言，在暴露於熔融點附近的高溫下的黏合部附近的HAZ中，不會引起上部變韌鐵(bainite)的生成或從伴隨沈積的晶界的移動，不會提高變韌鐵板條(bainite-lath)間殘留的未變態沃斯田鐵的淬火性，另一方面，在由熱影響引起的溫度上升相對小的HAZ軟化區域，所述B伴隨肥粒鐵變態而擴散，在未變態沃斯田鐵的晶界發生偏析，藉此提高所述B的淬火性，從而具有 促進島狀麻田散鐵的形成的效果。
然而，HAZ軟化區域中由熱影響引起的溫度上升相對小，因而幾乎不會引起析出物的熔解，從而有助於淬火性的B的存在量要依存於製造步驟時的狀態。而且，B在母材製造步驟的控制軋延及冷卻的各階段，有時根據製造條件而會形成氮化物，該情況下，無法發揮其淬火性提高效果。
因此，發明者等人進一步反覆研究的結果發現，在鋼板製造步驟中，首先在沃斯田鐵再結晶溫度區域實施軋延，然後實施加速冷卻直至沃斯田鐵未再結晶溫度區域為止，繼而進行沃斯田鐵未再結晶溫度區域軋延，然後，再次實施加速冷卻，藉此儘可能地抑制B氮化物的析出，藉由與所述成分的最佳化合並，而獲得優異的HAZ特性，從而開發出本發明。
即，本發明的主旨構成為如下所示。
1.一種熔接用鋼材，以質量%計而含有C：0.030%~0.080%、Si：0.01%~0.10%、Mn：1.80%~2.40%、P：0.010%以下、S：0.0005%~0.0040%、Al：0.005%~0.100%、Nb：0.003%~0.030%、Ti：0.010%~0.050%、N：0.0030%~0.0120%及B：0.0005%~0.0025%，進而Ti與N的質量%比(Ti/N)為2.0以上且小於4.0，由以下的(1)式規定的A值為3以上且25以下的範圍，由以下的(2)式規定的Ceq為0.38~0.43的範圍，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的成分組成，降伏應力為460MPa以上，且固溶B量為5質量ppm以上，實施了熔接熱輸入量為200kJ/cm以上的 熱輸入熔接時的、熱影響部中的黏合部附近的組織中的島狀麻田散鐵為1vol%以下，且熱影響部中的最軟化部區域的組織中的島狀麻田散鐵為5vol%以上：A=2256×Ti-7716×N+10000×B...(1)
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15...(2)
其中，各元素符號表示各元素於鋼中的含量(質量%)。
2.如所述1所述的熔接用鋼材，其中所述成分組成中進而以質量%計而含有選自V：0.20%以下、Cu：0.30%以下、Ni：0.30%以下、Cr：0.40%以下及Mo：0.40%以下中的1種以上。
3.如所述1或2所述的熔接用鋼材，其中所述成分組成中進而以質量%計而含有選自Ca：0.0005%~0.0050%、Mg：0.0005%~0.0050%、Zr：0.0010%~0.0200%、稀土金屬(Rare Earth Metals，REM)：0.0010%~0.0200%中的1種以上。
根據本發明，在實施了高熱輸入熔接時，可獲得兼備良好的接頭強度與熔接熱影響部韌性的鋼材，因此，有助於提高藉由潛弧熔接或電渣熔接等高熱輸入熔接而施工的船舶或大型結構 物的品質。尤其將本發明應用於板厚超過50mm的鋼材時，比起現有技術的鋼材，在同時實現熔接的接頭強度與熔接熱影響部的韌性方面，可顯示出更顯著的優越性。
以下，對本發明進行具體說明。另外，本發明中作為對象的鋼材是指利用熱軋而製造的鋼材。
本發明中，重要的是分別對鋼材的成分組成、強度、及由超過200kJ/cm的高熱輸入熔接而形成的熔接熱影響部的軟化區域中的最小硬度(以下亦稱作HAZ最軟化部區域的硬度)進行控制。
首先，對作為本發明的鋼材的特徵的熱影響部的島狀麻田散鐵的體積分率進行說明。
熱影響部中的黏合部附近的組織中的島狀麻田散鐵為1vol%以下
在熔接熱影響部(HAZ)中，抑制暴露於高溫下的沃斯田鐵粗大化的熱影響部中的黏合部附近的島狀麻田散鐵的生成，藉此，可提高高熱輸入熔接部的韌性。為了獲得所述效果，需要將所述黏合部附近的島狀麻田散鐵的體積分率抑制為1vol%以下。另外，所述島狀麻田散鐵的體積分率的下限值不作特別限定，亦可為0vol%。而且，本發明中，熱影響部中的黏合部附近是指距離黏合部600μm以內的範圍的熔接熱影響部，該組織為如下的公 知的組織，即，除包含所述島狀麻田散鐵外，亦以針狀(acicular)肥粒鐵或變韌鐵為主，而包含肥粒鐵或波來鐵。
熱影響部中的最軟化部區域的島狀麻田散鐵為5vol%以上
在熔接降伏應力為460MPa以上的鋼材而成的接頭中，需要與母材同等的拉伸強度，即拉伸強度為570MPa以上。此處，作為影響到接頭的拉伸強度的因子，主要有熔接金屬的強度或板厚、HAZ最軟化部區域的硬度等，熱影響部中的最軟化部區域的組織的影響尤其大。而且，降伏應力為460MPa以上的鋼材中的軟化區域的組織為肥粒鐵及第二相組織，作為第二相組織，藉由生成5vol%以上的體積分率的島狀麻田散鐵，而可獲得所需接頭強度。
另外，本發明中，所謂熱影響部中的軟化區域，是指距黏合部10mm左右的利用熔接的加熱後沃斯田鐵為細粒的熱影響部。
而且，本發明中，所謂熱影響部中的最軟化部區域是指如下區域，即，以1mm左右的等間隔呈格子狀地測定維氏硬度HV(日本工業標準(Japanese Industrial Standards，JIS)Z 2244(1998))，以表示最低硬度的點為中心，將距該中心最近的4個測定點彼此加以連結而成。
本發明中，如所述般對HAZ的最軟化部區域的組織進行控制，並且為了達成高強度，而將鋼材所應有的成分組成按照如下進行規定。另外，以下與鋼材的成分組成相關的%表示是指質 量%。
C：0.030%~0.080%
C為提高鋼材的強度的元素，為了確保作為結構用鋼所需的強度，而需要含有0.030%以上。另一方面，若C超過0.080%，則黏合部附近的HAZ的MA容易生成，因而上限設為0.080%。
Si：0.01%~0.10%
Si是作為使鋼熔化時的去氧劑而添加的元素，需要添加0.01%以上。另一方面，若超過0.10%，則除母材的韌性降低之外，在經高熱輸入熔接的黏合部附近的HAZ生成MA，容易導致韌性降低。由此，Si設為0.01%~0.10%的範圍。
Mn：1.80%~2.40%
Mn與C同樣地為提高強度的元素，比Mo或V等合金元素廉價，且不會促進黏合部附近的HAZ處的MA生成，因而本發明中可積極地添加。而且，為了確保所需強度並獲得所述效果，而需要添加1.80%以上，更佳為添加1.90%以上，進而較佳為添加2.00%以上。另一方面，若過剩地含有則會破壞熔接部韌性，因而需要2.40%以下，更佳為2.20%以下，進而較佳為2.10%以下。
P：0.010%以下
P是作為雜質而含有的元素的一種，因會使鋼板母材及HAZ的韌性降低，故在考慮了原材料熔化時的經濟性後較佳為在儘可能的範圍內降低其含量。因此，P量限制為0.010%以下。較佳為0.008%以下。
S：0.0005%~0.0040%
S為形成作為肥粒鐵的成核位點(nucleation site)而發揮作用的MnS或CaS所需的元素。因此添加0.0005%以上。然而，若過度添加則會導致母材韌性的降低，上限設為0.0040%。
Al：0.005%~0.100%
Al是為了鋼的去氧而添加的元素，需要含有0.005%以上。另一方面，若含有量超過0.100%，則不僅母材的韌性會降低，熔接金屬的韌性亦會降低。由此，Al設為0.005%~0.100%的範圍。較佳為0.010%~0.100%的範圍。
Nb：0.003%~0.030%
Nb為對於確保母材強度及HAZ最軟化部硬度、進而熔接接頭強度有效的元素。然而，當添加小於0.003%時，所述效果小，另一方面，當含有量超過0.030%時，會在黏合部附近的HAZ生成MA而使韌性降低。由此，Nb設為0.003%~0.030%的範圍。
Ti：0.010%~0.050%
Ti在凝固時成為TiN而析出，抑制黏合部附近HAZ的沃斯田鐵粒的粗大化。而且，Ti成為肥粒鐵的變態核，有助於HAZ的高韌性化，與此同時，降低可能會與B鍵結的N，而確保固溶B，藉此在確保HAZ最軟化部硬度、進而熔接接頭強度方面有效地發揮作用。為了獲得所述效果，需要添加0.010%以上，較佳為添加0.015%以上。另一方面，若含有量超過0.050%，則析出的TiN粗大化，無法獲得所述效果。由此，Ti設為0.010%~0.050%的範圍。
N：0.0030%~0.0120%
N在凝固時生成TiN，有助於抑制黏合部附近的HAZ的沃斯田鐵粒的粗大化，與此同時，生成BN，該BN作為肥粒鐵變態核而發揮作用，藉此使黏合部附近的HAZ的組織微細化，從而有助於鋼材的高韌化。而且，為了確保必要量的所述TiN，而需要含有0.0030%以上的N，較佳為含有0.0050%以上。進而較佳為0.0070%以上。另一方面，若過度地含有，則因熔接熱輸入條件而在TiN熔解的區域固溶N量增加，使HAZ的韌性降低。因此將上限設為0.0120%以下。較佳為0.0100%以下。
B：0.0005%~0.0025%
B為使鋼的淬火性提高的元素，使沃斯田鐵的變態溫度降低，藉此促進變韌鐵或麻田散鐵等硬質組織的生成，從而有助於母材鋼板的高強度化。同樣地，亦在HAZ軟化部抑制作為軟質相的肥粒鐵的生成，而提高HAZ軟化部的強度。為了獲得所述效果，需要含有0.0005%以上的B。另一方面，若含有的B超過0.0025%，則淬火性變得過高，從而導致母材鋼板及HAZ的韌性降低。因此，B設為0.0005%~0.0025%的範圍。
使固溶B量為5質量ppm以上
本發明中，鋼材中的固溶B量設為5質量ppm以上。當鋼材中的固溶B量不滿5質量ppm時，HAZ軟化區域的組織形成時提高未變態沃斯田鐵的淬火性的效果不充分，從而無法獲得用以獲得所需硬度的島狀麻田散鐵量。
Ti與N的質量%比(Ti/N)：2.0以上且小於4.0
在本發明中，Ti/N與後述的A值的規定一併為重要的要件。Ti/N在HAZ的黏合部中會對TiN的微細分散狀況及固溶N所引起的韌性劣化造成大的影響，因而需要加以適當的控制。即，若Ti/N為4.0以上則BN不會析出，而且Ti的硼碳化物等析出，藉此HAZ韌性大幅降低，另一方面，若低於2.0則因固溶N引起的HAZ韌性降低及HAZ中的BN析出，而無法確保B的淬火性，從而難以確保所需的HAZ最軟化部硬度。因此，Ti/N的值設為2.0以上且小於4.0。較佳為2.5以上且3.5以下的範圍內。
A值：3以上且25以下
由以下所示的(1)式規定的A值在本發明中為最重要的項目之一。當鋼材接受相當於高熱輸入熔接的熱影響部的熱歷程時，即便在TiN或BN等的生成反應未按照平衡理論來進行的情況下，亦可發揮利用固溶B的淬火性提高效果，因此就Ti、N及B而言滿足所述鋼材的添加量，進而A值需要為3以上。其中，若A值超過25則鋼材的淬火性變得過剩而會對HAZ的韌性造成不良影響。因此本發明中，A值設為3以上且25以下。較佳為6~15的範圍。
A=2256×Ti-7716×N+10000×B...(1)
其中，各元素符號(Ti、N、B)表示各元素於鋼中的含量(質 量%)。
Ceq：0.38~0.43
本發明的高熱輸入熔接用鋼材因熔接時的熱輸入，而母材製造時實施的熱機械控制製程(Thermo Mechanical Control Process，TMCP)等組織控制的效果全部無效。因此，在熔接時的加熱．冷卻下，亦需要同時實現熔接接頭的強度與韌性，因此需要將作為淬火性的指標的碳當量Ceq控制為適當範圍。
具體而言，需要以由以下的(2)式定義的碳當量Ceq為0.38~0.43的範圍的方式控制各成分的組成。當所述Ceq小於0.38時，淬火性不足，最軟化部區域的硬度顯著降低，因而無法確保所需熔接接頭的強度。另一方面，若Ceq超過0.43，則淬火性變得過剩，黏合部附近的肥粒鐵的生成得到抑制，促進島狀麻田散鐵的生成，因而無法確保充分韌性。較佳為Ceq為0.39~0.42的範圍。
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15...(2)
此處，所述式中的各元素符號表示各個元素(C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni)的含量(mass%)。
以上為本發明的基本成分組成，剩餘部分為Fe及不可避免的雜質。另外，作為不可避免的雜質，例如O只要為0.0050%以下則得到容許。
本發明的鋼材除所述成分外，為了提高強度等，可進而 將選自V、Cu、Ni、Cr及Mo中的1種以上作為選擇的元素而在下述範圍內含有。
V：0.20%以下、Cu：0.30%以下、Ni：0.30%以下、Cr：0.40%以下及Mo：0.40%以下
V、Cu、Ni、Cr及Mo為對於母材的高強度有效的元素，為了獲得該效果，較佳為V、Cu及Ni添加0.05%以上，Cr及Mo添加0.02%以上。然而，若大量添加任一元素，則會對韌性造成不良影響，而且，Ni亦會導致合金成本增加，因而在含有的情況下，理想的是V設為0.20%以下，Cu設為0.30%以下，Ni設為0.30%以下，Cr及Mo設為0.40%以下。
進而，本發明的鋼材中除所述成分外，可將選自Ca、Mg、Zr及REM中的1種以上作為選擇的元素而在下述範圍內含有。
Ca：0.0005%~0.0050%
可含有Ca是為了獲得S的固定或利用氧化物、硫化物的分散的韌性改善效果。為了獲得所述效果，較佳為至少含有0.0005%。然而，即便添加超過0.0050%，所述效果亦飽和。由此，在含有Ca的情況下，較佳為0.0005%~0.0050%的範圍。
Mg：0.0005%~0.0050%、Zr：0.0010%~0.0200%、REM：0.0010%~0.0200%
Mg、Zr及REM均為具有利用氧化物的分散的韌性改善效果的元素。為了體現所述效果，較佳為含有0.0005%以上的Mg，且 含有0.0010%以上的Zr及REM。另一方面，即便添加Mg超過0.0050%，添加Zr及REM超過0.0200%，其效果亦飽和。由此，在含有所述元素的情況下，較佳設為所述範圍。
製造方法
較佳為使用轉爐或者電爐等通常方法的熔接方法將具有所述成分組成的鋼熔化，並藉由連續鑄造法或造塊法等通常方法的步驟來形成用於鋼板製造的鋼坯原材料。以下，對較佳應用於本發明的鋼板製造條件進行說明。
加熱溫度：1050℃~1200℃
為了使鋼原材料中的Nb碳氮化物完全固溶，較佳為將鋼原材料的加熱溫度設為1050℃以上。另一方面，若加熱溫度超過1200℃，則加熱時引起沃斯田鐵粒徑的粗大化而對母材韌性造成不良影響，因此較佳為將上限設為1200℃。
沃斯田鐵再結晶溫度區域的軋延
沃斯田鐵再結晶溫度區域的軋延具有將加熱時的沃斯田鐵粒一定程度地微細化的效果，理想的是以最低1道次(pass)以上進行，較佳為以累積軋縮率20%以上進行。若為所述成分範圍的鋼，則沃斯田鐵再結晶溫度區域的下限溫度約處於900℃~1000℃的範圍。
從沃斯田鐵再結晶溫度區域到沃斯田鐵未再結晶溫度區域為止的一次冷卻
本步驟在製造步驟中為最重要的項目之一。如所述般在HAZ 軟化區域中能夠提高組織的淬火性的固溶B量相當於在製造鋼板時的狀態下確保的固溶B量。
因此，當在製造鋼板時B氮化物大量析出時，存在如下情況：用以確保淬火性的固溶B不足，無法在HAZ軟化區域獲得充分的硬度。
而且，理想的是儘可能地加快相當於製造鋼板時的冷卻過程中B氮化物生成的溫度區域的、沃斯田鐵再結晶溫度區域到沃斯田鐵未再結晶溫度區域為止的冷卻速度。通常，該步驟作為熱軋的溫度降低待機時間而空冷，但本發明中，藉由實施具有比空冷大的冷卻速度的加速冷卻而縮短直至作為下一步驟的控制軋延步驟為止的時間，並且可防止B氮化物的析出所引起的固溶B的減少。另外，該加速冷卻尤其有效的是在1000℃至600℃的溫度範圍內實施。
本發明中為了與後述的沃斯田鐵未再結晶溫度區域的軋延後的冷卻加以區分，而將繼沃斯田鐵再結晶溫度區域中的軋延後實施的加速冷卻稱作一次冷卻。該一次冷卻中，較佳為藉由利用水冷的加速冷卻設備、或者將軋延中產生於鋼板表面的鏽加以去除的所謂的除鏽設備等來達成比空冷大的冷卻速度。具體而言，較佳為3℃/sec以上的冷卻速度。
沃斯田鐵未再結晶溫度區域中的累積軋縮率為40%以上的軋延
在所述加速冷卻後，在沃斯田鐵未再結晶溫度區域實施控制 軋延。該控制軋延中累積軋縮率小的情況下，難以獲得規定的母材韌性。因此，累積軋縮率的下限設為40%。累積軋縮率越高越理想，但工業上來說存在80%左右為上限的情況，因而較佳為50%~80%。
沃斯田鐵未再結晶溫度區域軋延後，在Ar3變態點以上的溫度到550℃以下的溫度區域進行二次冷卻
二次冷卻是為了使藉由控制軋延而加工的沃斯田鐵組織變態的冷卻。而且，為了使鋼組織的相變態結束而需要冷卻至550℃以下的溫度區域為止，因此冷卻結束溫度的下限較佳為550℃。二次冷卻中的冷卻速度需要比空冷大的冷卻速度，較佳為5℃/sec以上的強冷卻。進而較佳為10℃/sec以上的強冷卻。冷卻方法不作特別限定，但理想的是利用水冷的冷卻。
此處，本發明的鋼材溫度表示鋼材的表面溫度與板厚中心部的溫度的平均溫度。Ar3變態點因鋼材的組成而不同，因此可簡單地利用下式來求出。另外，下式中，各元素符號表示各元素於鋼中的含量(質量%)。將不含有的情況設為0。
Ar3(℃)=910-273C-74Mn-56Ni-16Cr-9Mo-5Cu
[實施例]
將表1所示的組成的鋼在轉爐中進行熔化後，利用連續鑄造法形成鋼坯，藉由表2所示的控制軋延、控制冷卻條件而製 造出40mm~80mm厚的鋼板。表2所示的分支號表示鋼成分相同而製造條件不同。另外，藉由設置於軋延機的出口側的水冷設備來實施一次冷卻，並確認冷卻中的平均冷卻速度為3℃以上。
關於所述組成及經過製造步驟而製造的厚鋼板，從板厚方向1/4的位置採取平行部14mmΦ的拉伸試驗片，依據JIS Z 2241(1998)的規定實施拉伸試驗，並求出0.2%耐力(YS)及拉伸強度(TS)。
而且，依據JIS Z 2202(1998)的規定從板厚方向1/4的位置採取V型缺口標準尺寸的夏比衝擊試驗片，依據JIS Z 2242(1998)的規定實施衝擊試驗而求出破裂面轉移溫度(fracture surface transition temperature)(vTrs)。
此處，vTrs的目標值設為-60℃以下。
而且，為了對實施熔接熱輸入量為200kJ/cm以上的熱輸入熔接時的、熱影響部中的最軟化部區域的硬度進行評估，從板厚方向1/4位置採取3mmΦ×10mm的小型試驗片，進行在加熱至相當於變態點正上方的溫度的900℃後，在800℃~500℃之間以390秒加以冷卻的熱處理。進行所述處理後的小型試驗片的維氏硬度HV(JIS Z 2244(1998))以1mm左右的間隔呈格子狀進行測定，將其中最低的硬度作為最軟化部硬度。最軟化部硬度的目標值設為160以上。而且，將HAZ最軟化部區域設為如下區域，即，以顯示最低硬度的點為中心而將距此點最近的測定點彼此加以連結而成的區域。
而且，利用硝酸浸蝕液(Nital)對與所述HAZ最軟化部區域相對應的部位進行蝕刻而呈現出組織。使用掃描電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope，SEM)以1000倍拍攝3處視 野的組織照片，對該些照片進行圖像解析，而求出MA的平均面積分率，並將該平均面積分率作為HAZ最軟化部區域的MA體積分率(vol%)。
為了對實施了熔接熱輸入量為200kJ/cm以上的熱輸入熔接時的、熱影響部中的黏合部附近部的韌性進行評估，而從所述厚鋼板採取寬：80mm×長：80mm×厚：15mm的試驗片，加熱至1450℃後，在800℃~500℃之間以390秒加以冷卻，然後採取2mmV型缺口夏比試驗片，與所述同樣地進行夏比衝擊試驗的衝擊試驗溫度設為-40℃，藉由3個試驗的平均值來進行評估。目標值以-40℃時的平均吸收能量(vE-40℃)計而為50J以上。而且，與所述同樣地，對賦予熱歷程後的試驗片剖面的MA的面積分率進行評估。
表3表示按照所述順序進行評估的鋼材的母材特性、HAZ特性及HAZ中的MA體積分率(vol%)的測定結果。
根據該表可知，鋼板組成No.1~No.12的分號碼A的例中，母材以及HAZ中獲得優異的特性。與此相對，在鋼板組成No.1~No.4的分號碼B的鋼板中，因製造條件的影響而不滿足本發明的要件，從而母材特性及HAZ特性劣化。而且可知，鋼板組成No.13~No.27中，化學成分超出本發明的規定的範圍，因而即便為分號碼A，HAZ特性亦劣化。

Claims (3)

  1. 一種熔接用鋼材，以質量%計而含有C：0.030%~0.080%、Si：0.01%~0.10%、Mn：1.80%~2.40%、P：0.010%以下、S：0.0005%~0.0040%、Al：0.005%~0.100%、Nb：0.003%~0.030%、Ti：0.010%~0.050%、N：0.0030%~0.0120%及B：0.0005%~0.0025%，進而Ti與N的質量%比(Ti/N)為2.0以上且小於4.0，由以下的(1)式規定的A值為3以上且25以下的範圍，由以下的(2)式規定的Ceq為0.38~0.43的範圍，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的成分組成，降伏應力為460MPa以上，且固溶B量為5質量ppm以上，實施了熔接熱輸入量為200kJ/cm以上的熱輸入熔接時的、熱影響部中的黏合部附近的組織中的島狀麻田散鐵為1vol%以下，且熱影響部中的最軟化部區域的組織中的島狀麻田散鐵為5vol%以上：A=2256×Ti-7716×N+10000×B...(1) Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15...(2)其中，各元素符號表示各元素於鋼中的含量(質量%)。
  2. 如申請專利範圍第1項所述的熔接用鋼材，其中所述成分組成中進而以質量%計而含有選自V：0.20%以下、Cu：0.30%以下、Ni：0.20%以下、Cr：0.40%以下及Mo：0.40% 以下中的1種以上。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項所述的熔接用鋼材，其中所述成分組成中進而以質量%計而含有選自Ca：0.0005%~0.0050%、Mg：0.0005%~0.0050%、Zr：0.0010%~0.0200%、稀土金屬：0.0010%~0.0200%中的1種以上。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI806170B (zh) * 2020-09-30 2023-06-21 日商杰富意鋼鐵股份有限公司 鋼板

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101930181B1 (ko) * 2014-10-17 2018-12-17 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 대입열 용접용 강재
CN108676975B (zh) * 2018-06-01 2020-02-07 马鞍山钢铁股份有限公司 一种去除金属焊缝中偏析缺陷的热处理方法
CN110257612A (zh) * 2019-06-17 2019-09-20 首钢集团有限公司 一种低残余应力低合金高强钢板的制备方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS609086B2 (ja) 1981-02-14 1985-03-07 川崎製鉄株式会社 高靭性高張力鋼の製造法
JPS5983722A (ja) 1982-11-05 1984-05-15 Kawasaki Steel Corp 低炭素当量非調質高張力鋼板の製造方法
JPS6067622A (ja) 1983-09-21 1985-04-18 Kobe Steel Ltd 溶接継手軟化の少ない大入熱溶接用低炭素当量鋼の製造方法
JP3546308B2 (ja) 2001-03-05 2004-07-28 Ｊｆｅスチール株式会社 大入熱溶接用鋼材
JP4233033B2 (ja) 2003-11-06 2009-03-04 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性および強度に優れた厚鋼板。
JP4787141B2 (ja) 2005-11-30 2011-10-05 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性に優れ、軟化が小さい厚鋼板
JP5076658B2 (ja) 2006-12-06 2012-11-21 Ｊｆｅスチール株式会社 大入熱溶接用鋼材
JP4853575B2 (ja) * 2009-02-06 2012-01-11 Ｊｆｅスチール株式会社 耐座屈性能及び溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度鋼管およびその製造方法
EP2434027B1 (en) * 2009-05-22 2015-08-19 JFE Steel Corporation Steel material for high heat input welding
CN201431544Y (zh) * 2009-07-16 2010-03-31 林存香 医用降温装置
JP5842314B2 (ja) * 2009-09-16 2016-01-13 Ｊｆｅスチール株式会社 大入熱溶接用鋼
JP5772620B2 (ja) * 2011-01-18 2015-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 テーパプレートの製造方法
JP5824434B2 (ja) * 2011-11-14 2015-11-25 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
JP5949682B2 (ja) * 2012-07-03 2016-07-13 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れた大入熱溶接用鋼板の製造方法
JP5958428B2 (ja) * 2012-07-30 2016-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 大入熱溶接用鋼板の製造方法
JP5849892B2 (ja) * 2012-08-03 2016-02-03 Ｊｆｅスチール株式会社 大入熱溶接用鋼材

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI806170B (zh) * 2020-09-30 2023-06-21 日商杰富意鋼鐵股份有限公司 鋼板

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