TWI419983B

TWI419983B - 熔接用鋼材及其製造方法

Info

Publication number: TWI419983B
Application number: TW099115808A
Authority: TW
Inventors: Yoshiyuki Watanabe; Kazuhiro Fukunaga; Akihiko Kojima; Ryuji Uemori; Rikio Chijiiwa
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2009-05-19
Filing date: 2010-05-18
Publication date: 2013-12-21
Also published as: US8668784B2; EP2385149A4; CA2749154C; EP2385149B1; JPWO2010134323A1; WO2010134323A1; BR122017016259B1; CN102282281B; KR20110091819A; TW201105806A; RU2458174C1; TWI534271B; BRPI1007386A2; CN102282281A; US20140065008A1; US20110268601A1; TW201341542A; JP4700769B2; KR101160790B1; CA2749154A1

Description

熔接用鋼材及其製造方法

發明領域

本發明係有關於一種在低入熱至中入熱之熔接中的熔接熱影響部(HAZ)之CTOD特性優異的熔接用鋼材及其製造法，特別是有關於一種在低入熱至中人熱之熔接中韌性最差的FL部及IC部之CTOD特性極為優異的熔接用鋼材及其製造方法。

本發明係根據2009年5月19日在日本所申請的特願2009-121128號與2009年5月19日在日本所申請的特願2009-121129號主張優先權，且在此援用其內容。

發明背景

近年來，要求可於嚴苛之環境下使用的鋼材，舉例言之，作成適合於北極圈等寒冷地域中使用的海洋結構物或耐震性建築物等之鋼結構物的高強度鋼材，會要求為破壞韌性指標之CTOD(裂縫尖端開口位移，Crack Tip Opening Displacement)特性優異的鋼材。特別是鋼材之熔接部必須具有優異之CTOD特性。

熔接熱影響部(HAZ)之CTOD特性係藉由FL部[熔合線(Fusion Line)：WM(熔接金屬)與HAZ(熔接熱影響部)之邊界]及IC部[臨界區間(Intercritical)HAZ：HAZ與BM(母材)之邊界]二處之位置(切口部)之試驗結果來評價。然而，迄今僅評價一般認為可取得最低之CTOD特性的FL部。

在－20℃左右之試驗溫度不太嚴苛之條件下，若FL部之CTOD特性充足，則IC部之CTOD特性亦充足，因此無需評價IC部之CTOD特性。

然而，在－60℃左右之嚴苛試驗條件下，常有鋼材之IC部之CTOD值不足之情形，且必須提高IC部之CTOD特性。

舉例言之，目前有揭示熔接接頭之技術，且該熔接接頭於低入熱至中入熱之熔接後，在嚴苛之試驗溫度(例如－60℃)下CTOD特性良好(例如參照專利文獻1至專利文獻2)。然而，於該等技術中並未揭示IC部之CTOD特性。

於前述技術中，舉例言之，為了充分地確保Ti氧化物之生成量，其作為FL部之粒內變態肥粒鐵(IGF：Intragranular Ferrite)生成用之變態核，於鋼中會含有較多的O。又，舉例言之，為了使熔接後之組織微細化，會添加一定量以上之使沃斯田鐵安定化並提高可淬性之元素。然而，於該等方法中，雖然確保作為熔接用結構材料所必須之特性(例如母材之強度或韌性、FL部之CTOD值)，然而，亦確保在－60℃左右之嚴苛環境下的鋼材之IC部之CTOD值是困難的。

先行技術文獻專利文獻

[專利文獻1]日本專利特開2007-002271號公報

[專利文獻2]日本專利特開2008-169429號公報

故，本發明係提供一種具有優異之CTOD(破壞韌性)特性的高強度鋼材及其製造方法，且該鋼材於低入熱至中入熱(舉例言之，在板厚50mm下為1.5kJ/mm至6.0kJ/mm)之熔接(例如多層熔接)中，除了－60℃之FL部之CTOD特性外，IC部之CTOD特性亦充足。

發明人精心研究可提升因低入熱至中入熱之熔接而韌性最差的熔接部之FL部與IC部兩者之CTOD特性的方法。

其結果，發明人發現，為了提升FL部與IC部兩者之CTOD特性，減低非金屬夾雜物是最重要的，特別是必須減低O(鋼中氧)。又，發明人發現，由於粒內變態肥粒鐵(IGF)會因O之減低而減少，因此必須減低會使FL部之CTOD特性劣化之合金元素。再者，發明人發現，為了提升IC部之CTOD特性，除了減低鋼中氧外，減低硬度是有效的。發明人係根據前述見識完成本發明。

本發明之要旨如以下所述。

(1)一種熔接用鋼材，依質量%計含有：C含量[C]為0.015%以上、0.045%以下之C；Si含量[Si]為0.05%以上、0.20%以下之Si；Mn含量[Mn]為1.5%以上、2.0%以下之Mn；Ni含量[Ni]為0.10%以上、1.50%以下之Ni；Ti含量[Ti]為0.005%以上、0.015%以下之Ti；O含量[O]為0.0015%以上、0.0035%以下之O；及N含量[N]為0.002%以上、0.006%以下之N；剩餘部分包含鐵及不可避免之雜質，並限制成：P含量[P]為0.008%以下；S含量[S]為0.005%以下；Al含量[Al]為0.004%以下；Nb含量[Nb]為0.005%以下；Cu含量[Cu]為0.24%以下；及V含量[V]為0.020%以下；後述(1)式之鋼成分參數P_CTOD 為0.065%以下，且後述(2)式之鋼成分硬度參數CeqH為0.235%以下。

(2)如前述(1)之熔接用鋼材亦可依質量%計使前述Cu含量[Cu]為0.03%以下。

(3)藉由BS5762法之CTOD試驗所取得之FL部中在－60℃下的CTOD(δc)值與IC部中在－60℃下的CTOD(δc)值亦可皆為0.25mm以上。

(4)一種熔接用鋼材之製造方法，係將滿足如前述(1)或(2)之鋼成分的鋼進行連續鑄造，藉此製作鋼片，並將前述鋼片加熱至950℃以上、1100℃以下之溫度後進行加工熱處理。

若藉由本發明，則可提供一種在低入熱至中入熱之熔接中的HAZ韌性優異之鋼材，特別是可提供一種因低入熱至中入熱之多層熔接等之熔接而韌性最差的FL部及IC部之CTOD特性(低溫韌性)優異之鋼材，故，可提供一種相對於海洋結構物、耐震性建築物等在嚴苛環境下使用的結構物為高強度且高韌性之鋼材。

圖式簡單說明

第1圖係顯示鋼成分參數P_CTOD 與相當FL之重現熱循環試驗中的CTOD特性(T_δc0.1(FL) )之關係圖。

第2圖係顯示相當ICHAZ之重現熱循環試驗中的HAZ硬度與CTOD特性(T_{δc0.1(ICHAZ)} )之關係圖。

第3圖係顯示鋼成分硬度參數CeqH與相當ICHAZ之重現熱循環試驗中的HAZ硬度之關係圖。

第4A圖係顯示CTOD試驗之FL切口位置之概略圖。

第4B圖係顯示CTOD試驗之IC切口位置之概略圖。

第5圖係顯示鋼成分硬度參數CeqH與IC部中在－60℃下的CTOD(δc)值之關係圖。

用以實施發明之形態

以下詳細說明本發明。

依據發明人之研究，為了充分地提升於低入熱至中入熱(舉例言之，在板厚50mm下為1.5kJ/mm至6.0kJ/mm)之熔接中在－60℃下的FL部及IC部之CTOD特性，減低氧化物系之非金屬夾雜物是最重要的，且必須減低O(鋼中氧)。

於習知技術中，為了取得具有優異之FL部之CTOD特性之鋼材，會利用以Ti氧化物為代表的氧化物系之非金屬夾雜物，作為粒內變態肥粒鐵(IGF：Intragranular Ferrite)之變態核，且必須添加一定程度之O。依據發明人之研究，為了提升－60℃之FL部及IC部之CTOD特性，必須減低氧化物系之非金屬夾雜物。

由於IGF會因O之減低而減少，因此必須減低會使FL部之CTOD特性劣化之合金元素。第1圖係顯示相當FL之重現HAZ之CTOD特性(T_δc0.1(FL) )與鋼成分參數P_CTOD 之關係。在此，藉由(1)式所示之鋼成分參數P_CTOD 係於實驗室中試驗多數溶解鋼並解析相當FL之重現HAZ之CTOD特性(T_δc0.1(FL) )與鋼成分而導出的經驗式。

P_CTOD =[C]+[V]/3+[Cu]/22+[Ni]/67…(1)

在此，[C]、[V]、[Cu]、[Ni]分別為鋼中的C、V、Cu、Ni之含量(質量%)。舉例言之，在未含有Cu時，Cu含量為0%。

有關第1圖所示相當FL之重現HAZ，根據藉由多數實驗所取得之見識，－110℃以下之CTOD特性(T_δc0.1(FL) )係作為結構物用鋼材之目標位準(T_δc0.1(FL) ≦－110℃)。若為該目標位準，於板厚50mm至100mm之鋼板的實用接頭之FL切口試驗中，在－60℃下安定而可確保0.25mm以上之CTOD(δc)值。由第1圖中可知，於相當FL之重現HAZ中，為了將T_δc0.1(FL) 作成－110℃以下，必須將鋼成分參數P_CTOD 控制在0.065%以下。另，CTOD(δc)值越大，韌性(舉例言之，利用塑性應變之能量吸收)越高。

相當FL之重現HAZ係業已施行以下所示相當FL之重現熱循環的試驗片之對應於FL部之入熱量的部分。該相當FL之重現熱循環處理(三次循環，Triple cycle)係藉由以下條件對截面10mm×20mm之試驗片施行。

1st cycle：最高加熱溫度1400℃(於800℃至500℃間以15秒進行冷卻)

2nd cycle：最高加熱溫度760℃(於760℃至500℃間以22秒進行冷卻)

3rd cycle：最高加熱溫度500℃(於500℃至300℃間以60秒進行冷卻)

如第4A圖中所示，於熔接部2中的FL切口7之位置係HAZ4與WM3之邊界的FL部5。於利用FL切口之下述CTOD試驗中，測定載重與該FL部5之開口位移之關係。

藉由BS5762法(英國標準，British Standards)之CTOD試驗，評價該試驗片，並取得第1圖之T_δc0.1(FL) 。在此，T_δc0.1(FL) 係於各試驗溫度下使用3條試驗片而取得的CTOD(δc)值之最低值大於0.1mm之溫度(℃)。另，若考慮CTOD試驗中的板厚影響，於板厚50mm至100mm之鋼板的實用接頭之FL切口部(FL部)中，為了在－60℃下安定而確保0.25mm以上之CTOD(δc)值，如前所述，必須將T_δc0.1(FL) 作成-110℃以下。

再者，發明人發現，為了提升IC部之CTOD特性，除了減低鋼中氧外，減低硬度是有效的。

第2圖係顯示接受後述相當ICHAZ(Intercritical HAZ)之重現熱循環的試驗片之CTOD特性與相當ICHAZ之重現HAZ硬度之關係。又，第3圖係顯示鋼成分硬度參數CeqH與相當ICHAZ之重現HAZ硬度之關係。

在此，為了使第2圖所示相當ICHAZ之重現HAZ(截面10mm×20mm)之T_δc0.1(ICHAZ )為－110℃以下，必須將HAZ硬度(10kgf之載重的維氏試驗)作成Hv176以下，因此，由第3圖中可知，必須將鋼成分硬度參數CeqH控制在0.235%以下。為了進一步地降低硬度，鋼成分硬度參數CeqH宜為0.225%以下。

另，韌性之試驗方法係應用BS5762法(英國標準)之CTOD試驗。又，相當ICHAZ之重現熱循環條件(三次循環)如以下所述。

1st cycle：最高加熱溫度950℃(於800℃至500℃間以20秒進行冷卻)

2nd cycle：最高加熱溫度770℃(於770℃至500℃間以22秒進行冷卻)

3rd cycle：最高加熱溫度450℃(於450℃至300℃間以65秒鐘進行冷卻)

如第4B圖中所示，於熔接部2中的IC切口8之位置係母材1與HAZ4之邊界的IC部(ICHAZ部)6。於利用IC切口之CTOD試驗中，測定載重與該IC部6之開口位移之關係。

在此，鋼成分硬度參數CeqH係藉由鋼之特性(HAZ硬度)與成分之多重回歸而取得的經驗式。定義成：

CeqH=[C]+[Si]/4.16+[Mn]/14.9+[Cu]/12.9+[Ni]/105+1.12[Nb]+[V]/1.82…(2)

另，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Nb]、[V]係鋼中的C、Si、Mn、Cu、Ni、Nb、V之含量(質量%)。舉例言之，在未含有Cu時，Cu含量為0%。

即使如前述般限制P_CTOD 及CeqH，若未適當地調節鋼中的各個合金元素量，則亦無法製造兼具高強度與優異之CTOD特性之鋼材。

以下，說明鋼成分之限定範圍與鋼成分之限定理由。在此，所揭示之%係質量%。除了前述鋼成分參數P_CTOD 及鋼成分硬度參數CeqH之限制外，藉由如下述般限定鋼成分，可取得以下熔接用鋼材，即：藉由BS5762法之CTOD試驗所取得之FL部中在－60℃下的CTOD(δc)值與IC部中在－60℃下的CTOD(δc)值皆為0.25mm以上者。

C：0.015%至0.045%

為了取得充分之強度，必須含有0.015%以上之C，然而，若為大於0.045%之C含量[C]，則熔接HAZ之特性劣化，且－60℃之CTOD特性不足，因此，C含量[C]之上限為0.045%。故，C含量[C]為0.015%以上、0.045%以下。

Si：0.05%至0.20%

為了取得良好之HAZ韌性，Si含量[Si]越少越好，然而，如後所述，由於限制Al含量[Al]，因此，脫氧上必須為0.05%以上之Si含量[Si]，然而，若為大於0.20%之Si含量[Si]，則由於會損害HAZ韌性，因此，Si含量[Si]之上限為0.20%。故，Si含量[Si]為0.05%以上、0.20%以下。為了取得更良好之HAZ韌性，Si含量[Si]宜為0.15%以下。

Mn：1.5%至2.0%

Mn係將顯微組織適當化之效果大的廉價元素。又，藉由Mn之添加，損害HAZ韌性之可能性低，因此，Mn之添加量越多越好，然而，若為大於2.0%之Mn含量，則ICHAZ之硬度會增加且韌性劣化，因此，Mn含量[Mn]之上限為2.0%。又，若Mn含量[Mn]小於1.5%，則提升顯微組織之效果少，因此，Mn含量[Mn]之下限為1.5%。故，Mn含量[Mn]為1.5%以上、2.0%以下。為了進一步地改善HAZ韌性，Mn含量[Mn]宜為1.55%以上，更為理想的是1.6%以上，最為理想的是1.7%以上。

Ni：0.10%至1.50%

Ni係以下元素，即：不太會使HAZ韌性劣化，並提升母材之強度及韌性，且不太會增加ICHAZ之硬度。然而，Ni係高價之合金元素，若於鋼中過量含有，則有時會產生表面缺陷，因此，Ni含量[Ni]之上限為1.50%。另一方面，為了充分地享受前述Ni添加之效果，至少必須含有0.10%之Ni。故，Ni含量[Ni]為0.10%以上、1.50%以下。為了進一步地提升母材之強度及韌性而不太會增加ICHAZ之硬度，Ni含量[Ni]宜為0.20%以上，更為理想的是0.30%以上，最為理想的是0.40%或0.51%以上。又，為了更確實地防止表面缺陷，Ni含量[Ni]宜為1.20%以下，更為理想的是1.0%以下。可藉由其他元素之添加而充分地確保母材之強度及韌性時，為了進一步地確保經濟性，Ni含量[Ni]為0.80%以下是最為理想的。另，如後所述，在添加Cu時，為了抑制鑄片之Cu裂紋，Ni含量[Ni]宜為Cu含量[Cu]的1/2以上。

P：0.008%以下(包括0%)

S：0.005%以下(包括0%)

P及S係以下元素，即：降低韌性，並作為不可避免之雜質而含有。故，為了確保母材韌性及HAZ韌性，P含量[P]及S含量[S]皆必須降低，然而，由於有工業生產上的限制，因此，P含量[P]之上限及S含量[S]之上限分別為0.008%及0.005%。為了取得更良好之HAZ韌性，宜將P含量[P]限制在0.005%以下，且宜將S含量[S]限制在0.003%以下。

Al：0.004%以下(不包括0%)

由於必須生成Ti氧化物，因此Al含量[Al]越少越好，然而，由於在工業生產上有所限制，因此，Al含量[Al]之上限為0.004%。

Ti：0.005%至0.015%

Ti會生成Ti氧化物，並使顯微組織微細化，然而，若Ti含量[Ti]過多，則Ti會生成TiC而使HAZ韌性劣化。故，Ti含量[Ti]之適當範圍為0.005%以上、0.015%以下。為了進一步地改善HAZ韌性，Ti含量[Ti]宜為0.013%以下。

Nb：0.005%以下(包括0%)

Nb有時會含有而作為雜質，雖然會提升母材之強度及韌性，但會降低HAZ韌性。HAZ韌性不會明顯降低的Nb含量[Nb]之範圍為0.005%以下，因此，將Nb含量[Nb]限制在0.005%以下。為了進一步地改善HAZ韌性，宜限制在0.001%以下(包括0%)。

O：0.0015%至0.0035%

為了確保作為FL部之IGF生成核的Ti氧化物之生成量，O含量[O]必須為0.0015%以上，然而，若O含量[O]過多，則由於氧化物之尺寸及個數會變得過大，因此，IC部之CTOD特性劣化。故，將O含量[O]限制在0.0015%以上、0.0035%以下之範圍。為了取得更良好之HAZ韌性，O含量[O]宜為0.0030%以下，更為理想的是0.0028%以下。

N：0.002%至0.006%

N係用以生成Ti氮化物所必須，然而，若N含量[N]小於0.002%，則生成Ti氮化物之效果少。又，若N含量[N]大於0.006%，則由於鋼片製造時會產生表面缺陷，因此，N含量[N]之上限為0.006%。故，N含量[N]為0.002%以上、0.006%以下。為了取得更良好之HAZ韌性，N含量[N]宜為0.005%以下。

Cu：0.24%以下(包括0%)

Cu係以下元素，即：不太會使HAZ韌性劣化，並提升母材之強度及韌性，且亦不太會增加ICHAZ之硬度。故，依需要，亦可添加Cu，然而，Cu係較高價之合金元素，相較於Ni，前述效果小，若添加過多，則會提高產生鑄片之Cu裂紋的危險性，因此，將Cu含量[Cu]限制在0.24%以下。除此之外，在鋼中添加Cu或包含Cu而作為雜質時，為了防止鑄片之Cu裂紋，宜將Cu含量[Cu]作成Ni含量[Ni]的2倍以下。又，由於Cu在肥粒鐵(αFe)中的固溶限小，因此，藉由熔接之熱歷程，於熔接HAZ中會析出εCu，且可能會使低溫韌性降低。故，Cu含量[Cu]宜限制在0.20%以下，更為理想的是限制在0.10%以下。若藉由C、Mn或Ni等之元素充分地確保鋼材之強度，則無需一定要添加Cu。即使由於強度上的理由而選擇性地添加Cu時，亦宜盡可能地減少、抑制Cu含量[Cu]。故，Cu含量[Cu]為0.03%以下是最為理想的。

V：0.020%以下(包括0%)

V可有效地提升母材強度，因此，依需要，亦可添加V，然而，若添加大於0.020%之V，則HAZ韌性會大幅地降低。故，將V含量[V]限制在0.020%以下。為了充分地抑制HAZ韌性之降低，宜將V含量[V]限制在0.010%。若藉由C、Mn或Ni等之元素充分地確保鋼材之強度，則無需一定要添加V。即使由於強度上的理由而選擇性地添加V時，亦宜盡可能地減少、抑制V含量[V]。故，V含量[V]為0.005%以下是更為理想的。

本發明之熔接用鋼材係含有或限制前述成分，且剩餘部分包含鐵及不可避免之雜質。然而，於本發明之鋼板中，除了前述成分外，亦可於更加改善鋼板本身之耐蝕性及熱軋加工性之目的下，或作為來自廢料等之副原料的不可避免之雜質而含有其他合金元素。不過，為了充分地發揮前述成分(Ni等)之前述效果(提升母材之韌性等)，宜如下述般限制其他各合金元素(Cr、Mo、B、Ca、Mg、Sb、Sn、As、REM)。該等各元素之含量包括0%。

由於Cr會降低HAZ韌性，因此，Cr含量[Cr]宜為0.1%以下，更為理想的是0.05%以下，最為理想的是0.02%以下。

由於Mo會降低HAZ韌性，因此，Mo含量[Mo]宜為0.05%以下，更為理想的是0.03%以下，最為理想的是0.01%以下。

由於B會提高HAZ硬度並降低HAZ韌性，因此，B含量[B]宜為0.0005%以下，更為理想的是0.0003%以下，最為理想的是0.0002%以下。

由於Ca係具有抑制Ti氧化物之生成之效果，因此，Ca含量[Ca]宜小於0.0003%，更為理想的是小於0.0002%。

由於Mg係具有抑制Ti氧化物之生成之效果，因此，Mg含量[Mg]宜小於0.0003%，更為理想的是小於0.0002%。

由於Sb會損害HAZ韌性，因此，Sb含量[Sb]宜為0.005%以下，更為理想的是0.003%以下，最為理想的是0.001%以下。

由於Sn會損害HAZ韌性，因此，Sn含量[Sn]宜為0.005%以下，更為理想的是0.003%以下，最為理想的是0.001%以下。

由於As會損害HAZ韌性，因此，As含量[As]宜為0.005%以下，更為理想的是0.003%以下，最為理想的是0.001%以下。

由於REM係具有抑制Ti氧化物之生成之效果，因此，REM含量[REM]宜為0.005%以下，更為理想的是0.003%以下，最為理想的是0.001%以下。

如前所述，本發明之熔接用鋼材係含有或限制前述成分作為鋼成分，且剩餘部分係由鐵及不可避免之雜質所構成。然而，由於本發明之熔接用鋼材係使用作為結構材料，因此，鋼材之最小尺寸(例如板厚)宜為6mm以上。若考慮作成結構材料之用途，則鋼材之最小尺寸(例如板厚)亦可為100mm以下。

為了更確實地取得本發明之CTOD特性，可藉由以下製造方法來製造熔接用鋼材。於本發明之熔接用鋼材之製造方法中，使用業已如前述般限定各元素之含量及各參數(P_CTOD 及CeqH)的鋼。

於本發明之一實施形態中的熔接用鋼材之製造方法中，藉由連續鑄造法，自前述鋼(熔鋼)製造扁胚(鑄片)。於連續鑄造法，熔鋼之冷卻速度(凝固速度)快，且可於扁胚中大量生成微細之Ti氧化物與Ti氮化物。

在壓延扁胚時，必須將扁胚之再加熱溫度作成950℃以上、1100℃以下。若為大於1100℃之再加熱溫度，則Ti氮化物會粗大化且母材之韌性劣化，並難以改善HAZ韌性。

又，若為小於950℃之再加熱溫度，則壓延之負載大並阻礙生產性，因此，再加熱溫度之下限為950℃。故，必須藉由950℃以上、1100℃以下之溫度進行再加熱。

其次，於再加熱後，進行加工熱處理。於加工熱處理中，在將壓延溫度控制在按照鋼成分之狹窄範圍後，依需要施行水冷。藉由該加工熱處理，可進行沃斯田鐵粒之微細化及顯微組織之微細化，且可改善鋼材之強度及韌性。宜藉由壓延，控制成最終的鋼材(例如厚鋼板)之厚度(最小尺寸)構成6mm以上。

藉由該加工熱處理，不僅是熔接時之HAZ韌性，可製造母材之韌性亦充足的鋼材。

舉例言之，加工熱處理之方法可列舉如：利用控制壓延之方法；組合控制壓延與加速冷卻之方法(控制壓延-加速冷卻)；壓延後直接淬火回火之方法(剛壓延後淬火-回火)。該加工熱處理之方法宜為組合控制壓延與加速冷卻之方法。另，製造該鋼材後，在脫氫或強度之最佳化等目的下，即使再加熱至Ar₃ 變態點以下之溫度，亦不會損害鋼材之特性。

實施例

以下，根據實施例及比較例，說明本發明。

經過轉爐、連續鑄造、厚板(壓延)之步驟，製造各種鋼成分之厚鋼板，並針對該等厚鋼板，實施母材強度之拉伸試驗及熔接接頭之CTOD試驗。

於CTOD試驗中使用的熔接接頭係藉由使用作為一般的試驗熔接之潛弧熔接(SAW)法，以4.5kJ/mm至5.0kJ/mm之熔接入熱來製作。如第4A及4B圖所示，該熔接接頭之FL部5係使用K形坡口，形成為熔接熔合線(FL)9相對於厚鋼板之端面構成略呈垂直。

於CTOD試驗中，使用t(板厚)×2t之截面尺寸之試驗片，並於該試驗片形成對應於50%疲勞龜裂之切口。如第4A及4B圖所示，切口位置(FL切口7及IC切口8)係FL部(WM3與HAZ4之邊界)5或IC部(HAZ4與BM1之邊界)6。於CTOD試驗中，分別針對FL切口7與IC切口8，在－60℃下實施5條之試驗(計10次)。

表1及表2係顯示鋼之化學成分，表3及表4係顯示厚鋼板(母材)之製造條件與母材(BM)之特性及熔接接頭之特性。

又，以下顯示表3及表4中的熱處理法之記號。

CR：控制壓延(為了改善鋼材之強度及韌性，於最佳溫度領域中的壓延)

ACC：控制壓延-加速冷卻(於控制壓延後，將鋼材水冷至400℃至600℃之溫度領域並放冷)

DQ：剛壓延後淬火-回火(於剛壓延後，將鋼材水冷至200℃以下後回火)

又，於表3及表4中的熔接接頭之CTOD試驗結果中，δc(av)係表示5條之試驗的CTOD值之平均值，δc(min)係表示5條之試驗中的CTOD值之最低值。

於實施例1至實施例7及實施例16至實施例30中，降伏強度(YS)為432N/mm² (MPa)以上，拉伸強度為500N/mm² (MPa)以上，母材強度充足。又，有關－60℃之CTOD值(δc)，FL切口中的CTOD值之最小值δc(min)為0.43mm以上，IC切口中的CTOD值之最小值δc(min)為0.60mm以上，破壞韌性優異。

相對於此，於比較例中，雖然具有與實施例同等之強度，然而，CTOD值比實施例差，不適合作為在嚴苛環境下使用的鋼材。

於比較例8及比較例31中，鋼中的C含量高，且鋼成分參數P_CTOD 及鋼成分硬度參數CeqH亦高，因此，FL切口之CTOD值與IC切口之CTOD值兩者低。

於比較例9及比較例32中，鋼中的Mn含量高，且鋼成分硬度參數CeqH高，因此，特別是IC切口之CTOD值低。

於比較例10及比較例33中，鋼中的Al含量高，因此，特別是FL部之組織控制不足，且FL切口之CTOD值低。

於比較例11及比較例34中，鋼中的Nb含量高，因此，特別是IC切口之CTOD值低。

於比較例12及比較例35中，鋼中的Si含量高，且鋼成分硬度參數CeqH高，因此，特別是IC切口之CTOD值低。

於比較例13及比較例36中，鋼中的V含量高，且鋼成分參數P_CTOD 及鋼成分硬度參數CeqH亦高，因此，FL切口之CTOD值與IC切口之CTOD值兩者低。

於比較例14中，鋼中的Cu含量高，因此，於熱軋壓延時產生破裂(Cu裂紋)，且鋼材之製造困難。特別是由於並未添加抑制Cu裂紋之元素，因此，如表3所示，無法實施熔接接頭之CTOD試驗。

於比較例37中，鋼中的O含量高，因此，FL切口之CTOD值與IC切口之CTOD值兩者低。

於比較例15中，鋼成分參數CeqH高，因此，IC切口之CTOD值低。

於前述比較例8至比較例14及比較例31至比較例37中，有關－60℃之CTOD值(δc)，FL切口中的CTOD值之最小值δc(min)小於0.25mm，IC切口中的CTOD值之最小值δc(min)小於0.25mm，破壞韌性不足。又，於前述比較例15中，有關－60℃之CTOD值(δc)，雖然FL切口中的CTOD值之最小值δc(min)為0.25mm以上，然而，由於IC切口中的CTOD值之最小值δc(min)小於0.25mm，因此破壞韌性不足。

第5圖係顯示歸納表1至表4中的鋼成分硬度參數CeqH與IC部中在－60℃下的CTOD(δc)值之關係的結果。如第5圖所示，鋼中的各成分及鋼成分參數P_CTOD 滿足前述條件時，藉由將鋼成分硬度參數CeqH抑制在0.235%以下，可製造IC切口中的CTOD值之最小值δc(min)為0.25mm以上之鋼材。另，即使鋼成分硬度參數CeqH為0.235%以下，若鋼中的各成分及鋼成分參數P_CTOD 未滿足前述條件，則亦無法製造CTOD值之最小值δc(min)為0.25mm以上之鋼材(例如比較例10、比較例11、比較例14、比較例33、比較例34、比較例37)。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

產業之可利用性

本發明可提供一種在低入熱至中入熱之熔接中的熔接熱影響部之CTOD特性優異的熔接用鋼材及其製造方法。

1．．．母材(BM)

2．．．熔接部

3．．．熔接金屬(WM)

4．．．熔接熱影響部(HAZ)

5．．．FL部

6．．．IC部

7．．．FL切口

8．．．IC切口

9．．．熔接熔合線(FL)

第2圖係顯示相當ICHAZ之重現熱循環試驗中的HAZ硬度與CTOD特性(T_δc0.1(ICHAZ ))之關係圖。

第4A圖係顯示CTOD試驗之FL切口位置之概略圖。

第4B圖係顯示CTOD試驗之IC切口位置之概略圖。

Claims

一種熔接用鋼材，其特徵在於以質量%計含有：C含量〔C〕為0.015%以上、0.045%以下之C；Si含量〔Si〕為0.05%以上、0.20%以下之Si；Mn含量〔Mn〕為1.5%以上、2.0%以下之Mn；Ni含量〔Ni〕為0.51%以上、1.50%以下之Ni；Ti含量〔Ti〕為0.005%以上、0.015%以下之Ti；O含量〔O〕為0.0015%以上、0.0032%以下之O；及N含量〔N〕為0.002%以上、0.006%以下之N；剩餘部分包含鐵及不可避免之雜質，並限制成：P含量〔P〕為0.008%以下；S含量〔S〕為0.005%以下；Al含量〔Al〕為0.004%以下；Nb含量〔Nb〕為0.005%以下；Cu含量〔Cu〕為0.24%以下；及V含量〔V〕為0.020%以下；並且，下述(3)式之鋼成分參數P_CTOD 為0.065%以下，下述(4)式之鋼成分硬度參數CeqH為0.235%以下；其中藉由BS5762法之CTOD試驗所取得之FL部中在-60℃下的CTOD(δ c)值與IC部中在-60℃下的CTOD(δ c)值皆為0.25mm以上；在此，P_CTOD =〔C〕+〔V〕/3+〔Cu〕/22+〔Ni〕/67…(3) CeqH=〔C〕+〔Si〕/4.16+〔Mn〕/14.9+〔Cu〕/12.9+ 〔Ni〕/105+1.12〔Nb〕+〔V〕/1.82…(4)。
如申請專利範圍第1項之熔接用鋼材，其以質量%計含有前述Cu含量〔Cu〕為0.03%以下之Cu。
如申請專利範圍第1或2項之熔接用鋼材，其依質量%計含有前述O含量〔O〕為0.0015%以上且0.0028%以下之O。
如申請專利範圍第1或2項之熔接用鋼材，其依質量%計含有前述Ni含量〔Ni〕為0.73%以上且1.50%以下之Ni。
一種熔接用鋼材之製造方法，其特徵在於：將滿足如申請專利範圍第1或2項之鋼成分的鋼進行連續鑄造，藉此製作鋼片，並將前述鋼片加熱至950℃以上、1100℃以下之溫度後進行加工熱處理。