TWI357933B - A steel excellent in high toughness at weld heat-a - Google Patents

Description

九、發明說明：

【發明所屬之技術領域；J 技術領域 本發明係有關於一種小熱輸入量熔接至中熱輸入量熔 接之熔接熱影響區(HAZ)具有優異韌性的鋼及其製造法。 【先前技術；！ 背景技術 低合金鋼之HAZ韌性係由以下各種因素所控制：〇)結 晶粒大小；（2)高碳量麻田散鐵(μ*)、上變韌鋼(bu)及側板 條肥粒鐵(FSP : Ferrite Side Plate)等硬化相的分散狀態；（3) 析出硬化狀態’·（4)晶粒界脆化之有無；以及(5)元素之顯微 偏析等。吾人已知上述因素會對拿刃性產生極大影響，且已 有諸多用以改善HAZ韌性之實用化技術。 上述妨害韌性之要素可以說是由添加元素所引起的， 故藉著減低合金元素的含有量可以提昇韌性。然而，構造 用鋼必須追求高強度化，因此必須添加合金元素。亦即， 要求強度與要求韌性兩者從合金元素含有量之觀點來看恰 好是完全相反的，因此需要一種無須取決於合金元素的提 昇韌性技術。 一種特別優異的習知技術係對於實f上不含ai的鋼， 使用Ti氧化物將顯微組織細微化，除此之外還調整了丨、〇、 N之平衡，抑制TiC的析出、減少析出硬化而提高祕丨者(特 開平5-247531號公報）。在前述情況下，溶接熱影㈣4 性將由顯微㈣㈣響與含有之硬化層的影響所決 1357933 定，以解決習知技術中由Ni等來提昇母材基質韌性的問 題。然而，大量添加為了實現該技術而不可或缺的Cu、Ni 等昂貴合金元素，會導致製造成本增加，而成為製造 CTOD(Crack Tip Opening Displacement:裂縫尖端開口 位移) 5 特性優異之高強度鋼的障礙。 雖然本發明也活用了前述發明之鋼實質上不含有Ah

Nb之方式，但在前述發明中，並未解決c含有量高而增加 Μη含有量時韌性變差的問題。又，雜質之Nb、V對韌性產 生的不良影響也令人擔心。 又’在特開2003-147484號公報中，承襲了特開平 5~247531號公報的思想，使用Ti氧化物、添加Nb，且提高 Μη含有量。藉此，可降低沃斯田鐵_肥粒鐵變態開始溫度， 抑制硬化相的產生，同時得到適合的顯微組織’而可滿足 1〇CCTOD特性。然而，該特開2〇〇3_147484號公報之發明 教無法滿足熔接接頭所要求之更嚴苛的_4〇(>c以下之CT〇D 特性。 t 明内 j 發明揭示 丰發明係提供一 20 裡叮以低廉成本製造出在小〜中輸入 2多祕接中具有優異她的高強度鋼之技術者。藉由 發明所製造出之鋼，錢接熱影響區之祕中，特別是 ^輸入熱之多層炫接部糾獅特性極為良好。本發明 又要旨如下。 鋼，以質量％ ⑴-種熔接熱影響區具有優異動性之 6 1357933 計，該鋼包含有：C : 0.02〜0.06% ; Si : 0·05〜0.30% ; Μη : 1-7〜2.7% ; Ρ : 0.015%以下；S : 0.010%以下；Ti : 0.005 〜0.015% ; Ο : 0.0010〜0.0045% ;及N : 0.0020〜0.0060%， 且剩餘部分由鐵及不可避免之雜質所構成，並且雜質之混 5 入量限制為A1: 0.004%以下、Nb: 0.003%以下、及V: 0.030% 以下，且以下列（A)式所表示之CeH為0.04以下之範圍， CeH=C+l/4Si-l/24Mn+l/48Cu+l/32Ni+l/0.4Nb+l/2V ··· (A) 又，C、Si、Μη、Cu、Ni、Nb、及V分別表示鋼成分（質量 %)。 10 (2)如（1)之熔接熱影響區具有優異韌性之鋼，其中前述

CeH為0.01以下之範圍。 (3)如（1)或(2)之熔接熱影響區具有優異韌性之鋼，以質 量％計’更含有：Cu : 0.25%以下、及Ni : 0.50%以下之一 種或兩種。 15 (4) 一種熔接熱影響區具有優異韌性之鋼的製造方法， 係將滿足（1)之鋼成分與CeH的鋼片，加熱至1100°C以下之 溫度後，進行加工熱處理》 (5) —種熔接熱影響區具有優異韌性之鋼的製造方法， 係將滿足（3)之鋼成分與CeH的鋼片，加熱至1100X：以下之 20溫度後，進行加工熱處理。 圖式簡單說明 第1圖係顯示800〜50CTC之冷卻時間與Μ *分率之關 係的圖。 第2圖係顯示CeH與CTOD特性之關係的圖。 7 I：實施冷式3 實施發明之最佳型態 根據本發明人的研究，對於小〜中熱輸入量（板厚 50mm、1.5〜6.〇kJ/mm)熔接時之HAZ的CTOD特性(-40°C 以 下溫度的CTOD特性），極為局部區域的韌性具有很大的影 響力，控制該部分之顯微組織以及減低脆化元素係極為重 要之事。換言之，CTOD特性不是由材料的平均特性、而是 由局部的脆化區域所控制，即使鋼材中僅有極小部份為造 成脆化的區域，也會明顯地有損鋼板的CTOD特性。 具體而言，會對CTOD特性帶來最大影響的局部區域係 、側板條肥粒鐵(FSP)等硬化相。為了抑制上述硬化相 的產生，習知技術係將鋼之泮火性抑制為較低，而成為妨 礙高強度化的主要原因。 本發明之特徵可得知以下各事項，本發明係可實現一 種HAZ韌性高的鋼。亦即： 1)在小〜中熱輸入量溶接HAZ中，一般而言燦接後之 冷卻時間為60sec以内，本發明人發現在上述冷卻條件下， 若C含有量非常低，藉由適當地控制其他脆化元素，即使添

加Μη至2.7%左右，也不會產生對韌性帶來不良影響的M 氺。第1圖中顯示以0.05〇/〇(： — 0.15〇/〇3丨將]^11從1.7〇/〇變化至 2.7%時的Μ*分率，可看出：即使]^^量產生變化，8〇〇〜 500°C之冷卻時間若在6〇sec以内，則]^*分率極少。結果， 可以提高過去因為會使韌性變差而無法多量添加的厘〇含 有量》 2) 發現可將無A1基質鋼調整成適當的鋼成分。 3) 藉由將存在於鋼中之雜質Ai、Nb、V限制在一定界 限以下，可除去無法預期的韌性低落因素。 亦即，藉由採用無A1基質鋼，可確實地產生Ti〇而有效 地提昇物性。 藉由組合上述3點，可實現過去無法達成之小〜中熱輸 入i熔接HAZ中-20°C以下的嚴苛溫度條件下的良好ct〇d 特性。 即使在產生極少M*的情況下，也必須控制脆化元素 如C、Si、Ni、Nb、V等之量。具體而言，必須將 C+l/4Si-l/24Mn+l/48Cu+l/32Ni+l/0.4Nb+l/2V 之值（CeH) 控制在預定範圍内。 第2圖係顯示以20kg之真空熔解炼製 0.05%C-0.15%Si-l_7〜2·7%Μη之鋼成分的鋼，以再現熱循 環裝置賦予上述鋼所製成之鋼板實際熔接接頭之3次熱歷 程而實施CTOD試驗者。

T5c0.1(670.9CeH-67.6)係在各試驗溫度下，3條CTOD 試驗值之最低值顯示0.1 mm的溫度，已知CeH降低而略成直 線，TScO_l(CTOD特性）愈趨良好。當ceH降低至〇.〇i左右 時，T5c0.1可以達到-60°C。 亦即，藉由滿足本發明鋼之要素、控制CeH，可得到 所須之CTOD特性。在本發明中，因應所要求iCT〇D特性 而控制CeH之值係發明的特徵之一。除了控制CeH值之外， 還必須使其他合金元素含有量為適當量，才能實現兼具高 1357933 強度與優異CTOD特性的鋼。以下詳述其限定範圍與理由。 為了得到足夠的強度，C量須在0.02%以上，但超過 0.06%則會使熔接HAZ的韌性變差，而無法滿足良好的 CTOD特性，因此將上限設為0.06%。 5 由於Si會妨礙HAZ韌性，因此為了得到良好的HAZ韌 性，以較少量為佳。但，由於本發明鋼不添加A卜故為了 去氧，必須添加Si0.05%以上。可是當Si含有量超過〇.3〇〇/0， 則會損害HAZ韌性，故以0·30%為上限。 Μη係可有效地調整顯微組織的廉價元素，且可降低 10 CeH，添加Μη也無損於小〜中熱輸入量之ΗΑΖ韌性，故為 了使鋼高強度化，宜增加Μη含有量。但若超過2.7%則會助 長板鋼的偏析，而容易產生有害於韌性的Bu，因此將含有 量上限設為2.7%。又，如果小於1.7%則效果較小，故將下 限設為1.7%。另外’從動性的觀點來看，以大於2.0%為佳。 15 P、S雖從母材韌性、HAZ韌性的觀點來看，都以較少 為佳，但過度降低该專含有量也會限制工業生產性，故將 上限分別設為：0.015%、0.010%，以〇·〇〇8%、〇 〇〇5%更佳。 财本發财雖非刻意添加之元素，但無法避免其成 為雜質而混入鋼中。A1會形成A1氧化物而妨礙職化物的 2〇產生，故以少量為佳’但過度降低含量會限制工業生產性， 故以0.004%為上限。

Ti雖可藉由產生Ti氧化物而使顧姐4 頌微給織細微化、大幅提 升物性，但含有量過多時會產生Tip llC，而使HAZ韌性變差， 故以0.005〜0.015%為適當範圍。 10 1357933 〇為大量生成Ti氧化物的必要元素，若含量小於 0.0010%則效果較小，另一方面，若大於0.0045%則會產生 粗大的Ti氧化物，而使得韌性極端惡化，故將含有範圍設 為0.0010〜0.0045%。 5 N會形成細微的Ti氮化物而改善母材韌性或HAZ韌 性，為必要之元素，但含量小於0.002%則效果較小，大於 0.006%又會在製造鋼片時產生表面瑕疵，故將上限設為 0.006%。 又，Nb、V本質上為脆化元素，如(A)式中所示，具有 10較大的係數，因該等之存在會大幅提高CeH，而使得HAZ 韌性明顯變差，因此在本發明中不刻意添加。在Nb、v作 為雜質混人鋼中之情況下，為了確㈣性也必須將灿量限 制為0.003%以下。又，必須將乂含量限制於〇〇3〇%以下， 更以0.020%以下為佳。

15 添加Cu、Ni可不讓HAZ韌性變差 並且可提升母材強 度，更可有效地提昇特性，但卻會增加製造成本， 需要添加時將含有量的上限分別設&Cu : Oh% 0.50%。 · 〇 因此，

20 限定如切述，若不㈣恰當的製造法 來形成適㈣輯，也無法發揮

也必須考慮到製造條件。 禾U 本發明之鋼在工業性上宜採用連續轉造其 理由在於熔鋼之凝固冷卻速度較快， ^ 的細微Ti氧化物與Ti氮化物。 鋼中生成0 牡縻延板鋼時，必須使其之 11 1357933 再加熱溫度為1100°c以下。當再加熱溫度大於u〇(rc時， 會使Ti氮化物粗大且母材韌性變差，而無法達到改善HAZ 韌性的效果。 接著，再加熱後之製造法必須使用加工熱處理。其理 5由在於即使得到優異的HAZ韌性，若母材韌性不良’便無 法作為良好鋼材。加工熱處理之方法可列舉如：丨)控制壓 延；2)控制壓延-加速冷卻；3)壓延後直接淬火-回火等，適 宜之方法為控制壓延-加速冷卻法以及壓延後直接淬火-回 火法》 10 另外，製造上述鋼之後，即使因去氫等目的而再加熱 至Ar3變態點以下之溫度，也無損本發明之特徵。 又，上述方法係本發明鋼之製造方法的一例，本發明 鋼之製造方法非限定於上述方法。 實施例 15 ㈣爐連續鑄造-厚板步驟製造各種鋼成分的厚鋼 板’再實施母材強度或炫接接頭的CT〇D試驗。炫接係使用 -般試麟接所制的潛轉接(SAW)法，無接渗透線 (FL)垂直地產生K斜角’並且以45〜5細麵的職熱輸 入量來實施試驗。而CT0D試驗以t(板厚㈣之大小，在几 20位置導人50%錢裂痕而實施域試驗。第丨表顯示本發明 之實施例及比較例。

本發明所製造的鋼板(本發明鋼卜抑顯示出降伏強度 (YS)都在430NW以上，且.2〇t、哉、-6(rc^cT〇D 值皆為0.27mm以上的良好破壞勒性。 12 1357933 相對於此，比較鋼21〜26之強度或CTOD皆較本發明鋼 為差，並未具有可使用於嚴苛環境下之鋼板的必要特性。 由於比較鋼21添加了 Nb使鋼板之Nb含有量太多，而提高了 CeH值，故其CTOD值較低。比較鋼22則含有太多C，CeH 5 也太高，因此CTOD值為較低值。比較鋼23、24之CeH雖然 較低，但A1含有量太高，所以Ti氧化物產生不足而使顯微 組織無法充分細微化。比較鋼25之CeH雖與發明鋼為同樣 程度，但C太少、Ο又太多，因此母材強度較低，CTOD值 也較低。而比較鋼26由於雜質Nb混入的量過多，就算CeH 10 較低，母材強度及CTOD值也都為較低值。 13 1357933

第1表 鋼 區 分 C Si Μη Ρ s Cu Ni Nb V Ti A1 N 0 CeH 本 發 明 例 1 0.021 0.13 2.65 0.005 0.002 0.24 0.42 <0.001 <0.001 0.010 0.003 0.0042 0.0023 -0.039 2 0.023 0.10 2.57 0.006 0.003 0.001 <0.001 0.009 0.004 0.0035 0.0025 -0.057 3 0.025 0.11 2.47 0‘004 0.003 0.003 <0.001 0.011 0.003 0.0043 0.0026 -0.043 4 0.025 0.15 2.39 0.005 0.002 0.15 0.24 <0.001 <0.001 0.011 0.002 0.0035 0.0023 -0.026 5 0.031 0.08 2.38 0.005 0.008 0.15 0.30 0.002 <0.001 0.009 0.003 0.0033 0.0031 -0.031 6 0.032 0.09 2.30 0.006 0.002 <0.001 0.020 0.009 0.003 0.0036 0.0027 -0.031 7 0.036 0.11 2.27 0.012 0.003 0.35 0.001 <0.001 0.011 0.004 0.0040 0.0022 -0.018 8 0.037 0.12 2.28 0.005 0.004 0.23 0.001. <0.001 0.009 0.003 0.0044 0.0033 -0.021 9 0.038 0.12 2.16 0.006 0.005 <0.001 <0.001 0.011 0.002 0.0038 0.0018 -0.022 10 0.040 0.15 2.13 0.009 0.003 0.002 0.025 0.011 0.003 0.0041 0.0020 0.006 11 0.040 0.08 2.06 0.005 0.007 <0.001 <0.001 0.012 0.003 0.0043 0.0028 -0.026 12 0.043 0.11 2.03 0.010 0.002 0.002 <0.001 0.010 0.002 0.0033 0.0032 -0.009 13 0.044 0.10 1.94 0.007 0.001 0.003 <0.001 0.013 0.003 0.0035 0.0021 -0.004 14 0.045 0.14 1.99 0.006 0.002 <0.001 0.020 0.008 0.003 0.0025 0.0038 0.007 15 0.048 0.11 1.87 0.004 0.001 0.001 <0.001 0.010 0.004 0.0031 0.0025 0.000 16 0.048 0.09 1.85 0.006 0.002 0.002 <0.001 0.009 0.003 0.0040 0.0024 -0.002 17 0.050 0.12 1.80 0.006 0.003 <0.001 <0.001 0.011 0.002 0.0036 0.0017 0.005 18 0.054 0.11 1.76 0.005 0.008 0.003 0.027 0.010 0.003 0.0030 0.0023 0.029 19 0.057 0.10 1.78 0.006 0.002 0.001 0.015 0.009 0.003 0.0033 0.0026 0.018 20 0.059 0.13 1.73 0.006 0.003 0.13 0.15 <0.001 <0.001 0.010 0.002 0.0042 0.0022 0.027 比 較 例 21 0.051 0.14 1.85 0.006 0.003 0.042 0.010 0.002 0.0041 0.0030 0.114 22 0.094 0.12 1.88 0.008 0.004 0.026 0.023 0.011 0.003 0.0038 0.0032 0.122 23 0.045 0.16 2.18 0.007 0.004 0.015 0.013 0.024 0.0036 0.0010 0.032 24 0.043 0.11 2.11 0.006 0.002 0.018 0.009 0.031 0.0033 0.0038 0.028 25 0.016 0.13 2.20 0.009 0.004 0.017 0.010 0.003 0.0031 0.0008 0.001 26 0.048 0.14 2.00 0.008 0.004 0.004 0.010 0.003 0.0031 0.0024 0.010 14 1357933 第2表 鋼區分 製造條件 母材特性 熔接接頭韌性、 <5c (mm) 板鋼再加 熱溫度 ro 加工熱 處理法 板厚 (mm) 降伏強度 (MPa) 拉伸強度 (MPa) -40°C -60°C 本發 明例 1 1050 ACC 45 531 610 0.83 2 1050 ACC 50 454 543 0.78 3 1100 DO 50 452 543 0.51 4 1100 ACC 65 448 541 0.48 5 1050 ACC 60 493 570 0.56 6 1050 ACC 50 465 553 0.43 7 1100 ACC 50 495 568 0.49 8 1050 ACC 60 471 562 0.58 9 1100 ACC 55 467 559 0.56 10 1100 ACC 60 450 552 0.41 11 1050 ACC 65 442 530 0.46 12 1050 CR 50 451 545 0.31 13 1100 ACC 55 479 565 0.62 14 1050 ACC 60 464 567 0.49 15 1050 ACC 55 495 582 0.53 16 1000 ACC 60 496 594 0.67 17 1050 DO 50 538 619 0.57 18 1100 ACC 60 437 528 0.30 19 1050 ACC 60 455 551 0.35 20 1100 ACC 60 446 547 0.42 比 較 例 21 1150 ACC 50 463 567 0.04 22 1100 ACC 50 540 646 0.03 23 1100 ACC 60 435 542 0.06 24 1150 ACC 60 421 513 0.08 25 1100 ACC 60 379 469 0.09 26 1100 ACC 50 433 521 0.06 加工熱處理法

CR 控制壓延(在最適合強度、韌性之溫度區域内壓延) ACC 加速冷卻(控制壓延後水冷至400〜600°C之溫度區 5 域） DQ 壓延後直接淬火-回火處理 15 1357933 產業上利用之可能性 藉由本發明所製造之鋼，在以高強度熔接時韌性最容 易變差之FL部，展現出極良好的CTOD特性以及極優異的 韌性。藉此，可製造出可使用於海洋構造物、耐震性建築 5 物等嚴苛環境下的高強度鋼材。 t圖式簡單說明3 第1圖係顯示800〜500°C之冷卻時間與Μ *分率之關 係的圖。 第2圖係顯示CeH與CTOD特性之關係的圖。 10 【主要元件符號說明】 無。 16

Claims (1)

1357933 第95147888號專利再審查案申請專利範圍替換本 申請專利範圍： 1. 一種熔接熱影響區具有優異秦.性·«且-板以上之 厚鋼板，以質量％計包含有：C : 0.02〜0.06% ; Si : 〇·〇5 〜0.30% ; Μη : 1.7〜2.7% ; p : 0.015%以下；S : 0.010% 5 以下；Ti: 0·〇〇5〜0.015% ; 〇 : 0.0010〜0.0045% ;及ν : 0.0020〜0.0060% ’且剩餘部分由鐵及不可避免之雜質 所構成’並且雜質之混入量限制為A1 : 0.004%以下、 Nb : 0.003%以下、及ν : 0 030%以下，

其以質量％計更含有：Cu : 0.25%以下及Ni : 0.50% 〇 以下之中一種或兩種成分， 且以下列（A)式所表示之ceH為〇.〇4以下之範圍， CeH=C+l/4Si-l/24Mn+l/48Cu+l/32Ni+l/0.4Nb+l/2V· · -(A) 又，C、Si、Μη、Cu、Ni、Nb、及V分別表示鋼成 分（質量％)。 15 2.如申請專利範圍第1項之熔接熱影響區具有優異韌性且 板厚為45mm以上之厚鋼板，其中前述CeH為〇 〇1以下之

修正替換頁 100年J月14日

ρ, - 範圍。 3· /種熔接熱影響區具有優異韌性且板厚為45mm以上之 厚鋼板的製造方法，係將滿足如申請專利範圍第丨項之 鋼成分與CeH的鋼片，加熱至i10(rc以下之溫度後，進 行加工熱處理。 17