焊接用鋼材的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明的焊接用鋼材具有下述鋼成分：PCTOD為0.065％以下，CeqH為0.225％以下，F(xiàn)B為0.0003％以上，并且Bp為0.09％～0.30％，在板厚方向截面的板厚中心部，當量圓直徑為2μm以上的氧化物粒子為20個/mm2以下，并且0.05～0.5μm的Ti氧化物為1.0×103～1.0×105個/mm2。
【專利說明】焊接用鋼材
【技術領域】
[0001]本發(fā)明涉及低熱輸入焊接(也稱為小線能量焊接)至中熱輸入焊接(也稱為中線能量焊接)的焊接熱影響部(Heat Affected Zone ；HAZ)的CTOD特性優(yōu)異的焊接用鋼材及其制造方法，特別涉及低熱輸入焊接至中熱輸入焊接時韌性最為劣化的FL部(焊接熔合線,Fusion Line)即麗(焊接金屬)與HAZ(焊接熱影響部)的邊界以及IC部(臨界溫度間熱影響部，Intercritical HAZ)即HAZ與BM(母材)的邊界的CTOD特性極為良好且顯示優(yōu)異的韌性的焊接熱影響部的CTOD特性優(yōu)異的焊接用鋼材。
[0002]本申請基于2011年11月25日在日本申請的日本特愿2011-257688號主張優(yōu)先權，在此援引其內(nèi)容。
【背景技術】
[0003]近年來，伴隨著推進對寒冷地區(qū)等的開發(fā)，要求可在嚴酷的使用環(huán)境下使用的鋼材。例如，要求適于在北極圈等寒冷地區(qū)使用的海洋結構物和抗震性建筑物等鋼結構物的高強度的鋼材。與現(xiàn)有鋼相比，上述那樣的在寒冷地區(qū)使用的鋼材對作為破壞韌性的指標的CTOD(裂紋尖端張開位移,Crack Tip Opening Displacement)特性的要求高,而且還需要CTOD特性在母材和焊接熱影響部都優(yōu)異。
[0004]焊接熱影響部(HAZ)的CTOD特性主要通過在FL部以及IC部的兩個位置切口的試驗來進行評價。然而，迄今為止，幾乎都是僅以FL部為改善CTOD特性的對象。
[0005]這據(jù)認為是因為，當試驗溫度并不是特別嚴酷的條件(例如-10°C左右)時，只要滿足FL部的CTOD特性，IC部的CTOD特性就能得到充分的值。
[0006]但是，發(fā)現(xiàn):在適于在北極圈等寒冷地區(qū)使用的鋼材所要求的_80°C的嚴酷的試驗條件下，迄今為止就算不加以考慮也不會有問題的IC部產(chǎn)生了低CTOD值。因此，需要使FL部的CTOD特性和IC部的CTOD特性這兩個特性分別提高的技術。
[0007]例如，專利文獻I中公開了以低至中熱輸入的焊接接頭可在-60°C的試驗條件下獲得良好的CTOD特性的技術。但是，專利文獻I中并沒有記載IC部的CTOD特性。
[0008]專利文獻2和專利文獻3中公開了下述技術:不僅考慮到FL部還考慮到IC部，通過滿足PeTOD和CeqH這樣的參數(shù)，確保在_60°C環(huán)境下的CTOD特性。但是，本發(fā)明的
【發(fā)明者】們對于基于該技術制得的鋼材在_80°C下的CTOD特性進行了研究，結果確認出其并不滿足所要求的特性。此外，對于實接頭在_80°C下的CTOD特性與再現(xiàn)熱循環(huán)試驗的結果的對應關系進行了詳細的研究，結果發(fā)現(xiàn):為了滿足實接頭在_80°C下的CTOD特性，需要使再現(xiàn)熱循環(huán)試驗中臨界CTOD值成為0.1mm以上的下限溫度Τδε0.1為-125°C以下。此外，還發(fā)現(xiàn):為了使上述T δ。0.1達成T δ。0.1 < _125°C，在沒有添加Ni的情況下，需要使專利文獻2所規(guī)定的以下參數(shù)分別滿足P。? ( 0.02、CeqH ( 0.225 ;在添加了 Ni的情況下，需要使專利文獻3所規(guī)定的以下參數(shù)分別滿足Pctmi ^ 0.02, CeqH ( 0.225。這里，Pctod是對影響FL部的CTOD特性T δ c0.1 (FL)的鋼成分進行評價的參數(shù)；CeqH是對借助IC部的硬度來影響CTOD特性的鋼成分進行評價的參數(shù)。[0009]Pctod = [C] +[Cu]/22+[Ni]/67+[V]/3 式 I
[0010]CeqH= [C] + [Si]/4.16+[Mn]/14.9+[Cu]/12.9+[Ni]/105+[V]/1.82 式 2
[0011]上述式中的成分元素為鋼中的成分元素的含量(質(zhì)量％ )。
[0012]然而，此時，Pctod和CeqH的限制值低，因此需要大幅地限制能夠添加的合金成分量。因此，以結構材料通常使用的板厚6~IOOmm無法得到高強度鋼。本發(fā)明中高強度是指屈服強度(YS)為355N/mm2以上且抗拉強度(TS)為480N/mm2以上。優(yōu)選板厚為12mm~80mm,屈服強度為400N/mm2~550N/mm2,抗拉強度為610N/mm2以下。
[0013]此外，在實際的結構物中使用時，更優(yōu)選板厚為30mm~60mm,屈服強度為420N/mm2~500N/mm2,抗拉強度為570N/mm2以下。鋼材有厚鋼板或鋼管等，可以為厚鋼板。
[0014]另一方面，例如專利文獻4中公開了通過添加B而使低溫的CTOD特性提高的技術。雖然示出了通過將B添加量控制在0.0005 %~0.0020 %來提高CTOD特性，但作為其目標的特性是_30°C及_50°C下的CTOD特性。本發(fā)明的
【發(fā)明者】們對于基于該技術制得的鋼材，在本發(fā)明所主要設想的潛弧焊(SAW:Submerged arc welding)法的焊接條件下,對-80°C環(huán)境下的CTOD特性進行了研究，結果其并不滿足所要求的特性。
[0015]另外，例如專利文獻5中示出了通過添加0.0003 %~0.003 %的B且將固溶B量控制在0%來提高HAZ韌性。但是，其為設想成大熱輸入焊接的技術，而且其目標特性為-20°C下的HAZ韌性。本發(fā)明的
【發(fā)明者】們對于基于該技術制得的鋼材，在本發(fā)明所主要設想的潛弧焊(SAW:Submerged arc welding)法的焊接條件下，對_80°C環(huán)境下的CTOD特性進行了研究，結果其并不滿足所要求的特性。
[0016]現(xiàn)有技術文獻
[0017]專利文獻
[0018]專利文獻1:日本特開2007-002271號公報
[0019]專利文獻2:日本特開2010-248590號公報
[0020]專利文獻3:國際公開公報W02010/134323A1
[0021]專利文獻4:日本特開平9-1303號公報
[0022]專利文獻5:國際公開公報W02009/072559A1

【發(fā)明內(nèi)容】

[0023]發(fā)明所要解決的問題
[0024] 在HAZ部之中，F(xiàn)L部在焊接時經(jīng)受最為高溫的熱歷史；IC部則由于多層焊接而經(jīng)受接近熔融溫度的高溫的熱歷史，然后經(jīng)受緊隨Acl溫度(升溫時的α — Y相變溫度)以上的熱歷史，因此它們中的任一個的CTOD特性都特別容易劣化。據(jù)認為對于經(jīng)受高溫的熱歷史的FL部而言，韌性由于顯微組織粗大化而劣化，因此使顯微組織微細且均勻是有效的。另外，據(jù)認為對于FL部及IC部中的任一個而言，降低成為破壞起點的粗大的非金屬夾雜物是重要的，而降低0(鋼中氧)對于降低非金屬夾雜物是有效的。然而，另一方面，若降低O,則晶粒內(nèi)相變鐵素體(Intragranular Ferrite ；IGF)減少，從而CTOD特性有可能會低下。
[0025]對于這些問題，如上所述，迄今為止并沒有提供_80°C下的FL部的CTOD特性及IC部的CTOD特性(破壞韌性)滿足要求值的高強度的焊接用鋼材。因此，本發(fā)明的目的在于，提供-80°C下的FL部的CTOD特性及IC部的CTOD特性(破壞韌性)在低至中熱輸入的多層焊接等中滿足要求值的高強度的焊接用鋼材。
[0026]本發(fā)明中的低至中熱輸入是指當例如板厚為50mm時為1.5~5.0kJ/mm左右的熱輸入。
[0027]用于解決問題的手段
[0028]本發(fā)明的
【發(fā)明者】們對于在使得滿足作為高強度鋼的母材強度的同時使得滿足進行了低至中熱輸入(當例如板厚為50mm時為1.5~5.0kJ/mm)焊接的鋼材的HAZ中的脆化部即FL部和IC部在-80°C下的CTOD特性的手段進行了研究。
[0029]其結果是，發(fā)現(xiàn):在降低O的基礎上，對FL部中由于焊接時所賦予的熱歷史而生成的粗大晶界組織進行抑制來增大IGF分率，由此CTOD特性會顯著地提高。上述的IGF是指以HAZ的原奧氏體晶粒內(nèi)的Ti氧化物為核以花瓣狀生成(以使Ti氧化物為中心而向周圍擴散的方式生成)的針狀鐵素體。該IGF由于平均粒徑為ΙΟμπι以下很微細，所以除了由其自身帶來的微細化效果以外，還會因IGF大量生長而抑制從晶界生成的對韌性有害的粗大組織的生成，引起有效結晶粒徑微細化，由此對CTOD特性的提高有顯著貢獻。
[0030]另外，作為使IGF分率增大的方法，發(fā)現(xiàn)添加B是最有效的。迄今為止，已知添加B會使鋼材的相變溫度下降，其有使組織變得微細且均勻的效果。但是，(i)微量添加而發(fā)揮效果的B由于與存在于鋼中的N或O等元素結合會改變存在狀態(tài)，有時無法揮發(fā)目標效果；(?)特別是對于焊接后的冷卻速度會變大的焊接熱輸入為5.0kJ/mm以下的小、中熱輸入焊接，由于有時伴隨著由添加B所帶來的HAZ的硬度的上升而發(fā)生CTOD特性降低，所以還沒有為了改善_80°C下的CTOD特性而充分地利用添加B的例子。本發(fā)明的
【發(fā)明者】們發(fā)現(xiàn):對于上述(i)，以能夠確保用于使B在鋼中以固溶狀態(tài)存在、發(fā)揮作為目標的效果所需的量即有效B量的參數(shù)進行控制；對于(ii)，使用由B量和C量構成的參數(shù)進行控制對于用于確保優(yōu)異的CTOD特性(破壞韌性)是有效的。
[0031]此外，本發(fā)明的
【發(fā)明者】們發(fā)現(xiàn):為了進一步利用上述B的效果，使鋼中含有微細的Ti氧化物是有效的。
[0032]本發(fā)明是基于上述發(fā)現(xiàn)而構成的，為了解決上述問題而達成上述目的，采用了以下手段。
[0033](I) 即，本發(fā)明的一個方案的焊接用鋼材具有下述鋼成分:以質(zhì)量％計含有C含量[C]為 0.015 % ~0.045 % 的 C、Si 含量[Si]為 0.05 % ~0.20 % 的 S1、Mn 含量[Mn]為 L 6%~2.5% 的 Mn、Ni 含量[Ni]為 0.1 %~L O % 的 N1、Ti 含量[Ti]為 0.005%~0.015% 的 T1、B 含量[B]為 0.0003%~0.0015% 的 B、N 含量[N]為 0.002%~0.006%的N和O含量[O]為0.0015%~0.0035%的0，將P含量[P]限制在0.008%以下，將S含量[S]限制在0.005%以下，將Al含量[Al]限制在0.004%以下，將Nb含量[Nb]限制在0.004%以下，將Cu含量[Cu]限制在0.5%以下，將V含量[V]限制在0.02%以下，剩余部分包含鐵和不可避免的雜質(zhì)，由下述式I所示的Pctoti為0.065%以下，由下述式2所示的CeqH為0.225%以下，由下述式3所示的FB為0.0003%以上，并且由下述式4所示的Bp為0.09%~0.30%，在板厚方向截面的板厚中心部，當量圓直徑為2μπι以上的氧化物粒子為
20個/mm2以下，并且當量圓直徑為0.05~0.5 μ m的Ti氧化物為1.0 X IO3~1.0 X IO5個
/mm ο[0034]其中，
[0035]Pctod = [C] +[Cu]/22+[Ni]/67+[V]/3 式 I
[0036]CeqH = [C] + [Si]/4.16+ [Mn]/14.9+ [Cu]/12.9+ [Ni] /105+ [V]/1.82 式 2
[0037]FB = [B]-0.77X ([N]-0.29X ([Ti]-2X ([O]-0.89X [Al])))式 3
[0038]Bp = (884 X [C] X (1-0.3 X [C]2) +294) XFB 式 4
[0039]式中，在使O’ = [O]-0.89 X [Al]的情況下，當O’≤O時，設定為O’ = O
[0040]在使Ti’ = [Ti]-20’的情況下，當Ti’≤O時，設定為Ti’ = O
[0041]在使N’ = [N]-0.29XTi’的情況下，當N’≤O時，設定為N’ = O ；
[0042]在FB≤O的情況下，設定為FB = O。
[0043](2)根據(jù)上述⑴所述的焊接用鋼材，其中，上述Cu含量[Cu]可以為0.03%以下。
[0044](3)根據(jù)上述⑴或(2)所述的焊接用鋼材，其中，上述B含量[B]可以為
0.0006% 以上。
[0045]如上所述，對于由本發(fā)明制得的鋼而言，在低至中熱輸入的多層焊接等焊接時，韌性最為劣化的FL部及IC部的CTOD特性極為良好且顯示優(yōu)異的破壞韌性。由此，能夠得到可在海洋結構物、抗震性建筑物等中使用的即使在嚴酷環(huán)境下也顯示優(yōu)異的CTOD特性的高強度焊接用鋼材。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0046]圖1是表示FB與接頭FL部的IGF分率之間的關系的圖。
[0047]圖2是表示Bp與FL部中的_80°C的接頭CTOD特性的最小值之間的關系的圖。
【具體實施方式】
[0048]本實施方式中，如上所述，為了使FL部的顯微組織微細化而添加B。B在原奧氏體晶界偏析，使晶界能量降低，由此有顯著延遲鋼的鐵素體相變的效果。因此，以具有粗大的奧氏體晶粒的HAZ組織對從晶界生成的粗大的鐵素體等組織進行抑制。此外，通過與利用以Ti氧化物為代表的氧化物系的非金屬夾雜物作為晶粒內(nèi)相變鐵素體(IGF)的相變核的技術相組合，使FL部的顯微組織變得顯著微細。其目標是:由于固溶的B而使得晶界部的相變得到抑制，變得容易從以相變核的形態(tài)存在于晶粒內(nèi)的氧化物系非金屬夾雜物發(fā)生鐵素體相變，由此IGF增加。此外，由于粗大的夾雜物成為破壞的起點，因此需要減少粗大的夾雜物，作為相變核優(yōu)選的是微細的夾雜物。
[0049]為了得到上述效果，需要在含有規(guī)定量的作為晶粒內(nèi)相變的核的氧化物系非金屬夾雜物的鋼中確保以固溶狀態(tài)存在的B (有效B ;FB)。然而，另一方面，通過添加B而帶來的晶界部的鐵素體相變的延遲效果意味著淬透性提高。因此，伴隨著淬透性的提高而硬質(zhì)組織增加，由此FL部的硬度提高，破壞韌性有可能會劣化。因此，如后所述那樣在確保必要的固溶B量的同時避免由于添加B而造成FL部的硬度提高是有效的。
[0050]本發(fā)明的
【發(fā)明者】們發(fā)現(xiàn):為了在確保使鋼中以固溶狀態(tài)存在的B (有效B)而有效利用由添加B所帶來的FL部的顯微組織的微細化和均勻化效果的基礎上以實接頭滿足-80°C的CTOD特性，需要考慮由式3所定義的表示有效B量的參數(shù)FB和作為避免由于B而造成的HAZ硬度提高的參數(shù)的由式4所定義的B參數(shù)Bp。[0051 ] FB = [B]-0.77X ([N]-0.29X ([Ti]-2X ([O]-0.89X [Al])))式 3
[0052]式中，在O’ = [O]-0.89X [Al]≤ O 的情況下，O’ = O ；
[0053]在Ti’ = [Ti]-20’≤O 的情況下，Ti，= O ；
[0054]在N，= [N]-0.29XTi，≤ O 的情況下，N，= O ;
[0055]在FB = [B]-0.77 XN’≤ O 的情況下，F(xiàn)B = 0，
[0056]Bp = (884 X [C] X (1-0.3 X [C]2) +294) XFB 式 4
[0057]上述式中的成分元素為鋼中的成分元素的含量(質(zhì)量％ )。
[0058]式3是在考慮各個元素之間的結合力的強度的基礎上，求出由化學計量比得到的鋼中的固溶B量(有效B量；FB)的式子。在由該式求得的FB為0.0003%以上即有效B量為0.0003%以上的情況下，B如期望的那樣對粗大的晶界組織進行抑制。其結果是，在能夠通過分散在鋼中的Ti氧化物而生成IGF的環(huán)境下，如圖1所示，F(xiàn)L部中的IGF分率成為90%以上。Bp為從對大量的實驗室熔煉鋼進行的解析導出的經(jīng)驗式，其是以(根據(jù)C量而預測的最高硬度)X (FB的貢獻)進行參數(shù)化而成的值。FB越多，則HAZ硬度也越容易變高，特別是對于本次這樣的在極低溫下的CTOD特性有很大影響。本發(fā)明的
【發(fā)明者】們發(fā)現(xiàn):如圖2所示，當Bp超 過0.30%時，F(xiàn)L部會發(fā)生顯著的硬度的提高，在_80°C下不滿足CTOD特性的目標值即0.25mm以上。另外，對于本實施方式的焊接鋼材而言，當FB為0.0003%以上時，Bp必然為0.09%以上，所以，Bp低于0.09%是得不到作為本實施方式的焊接鋼材的目標的固溶B的效果的區(qū)域，因此Bp設為0.09%以上。此外，對于圖2所示的鋼而言，除了Bp以外滿足本實施方式的焊接鋼材的范圍。
[0059]當FB超過0.0010%時，Bp有可能會超過0.30 %，因此優(yōu)選使FB的上限為0.0010%。
[0060]此外，本發(fā)明的
【發(fā)明者】們發(fā)現(xiàn):為了使得以實接頭滿足_80°C的CTOD特性，以當量圓直徑計為2 μ m以上的氧化物的個數(shù)為20個/mm2以下且在鋼中具有1.0 X IO3~1.0 X IO5個/mm2的以當量圓直徑計為0.05~0.5 μ m的Ti氧化物作為相變核是重要的。當量圓直徑為2 μ m以上的氧化物個數(shù)超過20個/mm2時，該氧化物成為破壞發(fā)生起點，CTOD特性劣化。另外，當量圓直徑為0.05~0.5μπι的Ti氧化物低于1.0 X IO3個/mm2時，作為IGF的生成核的Ti氧化物個數(shù)不充分；超過1.0X IO5個/mm2時，Ti氧化物成為破壞發(fā)生起點，由此在任一情況下CTOD特性都會劣化。
[0061]如上所示，通過同時滿足Bp和FB，能夠在抑制FL部的硬度顯著提高的同時實現(xiàn)進一步的顯微組織的微細化。另外，發(fā)現(xiàn)氧化物的控制是重要的。其結果是，發(fā)現(xiàn):在使用了含有本實施方式所限定的范圍的成分及氧化物的鋼的情況下，在滿足Bp和FB的基礎上，還要滿足用于確保_60°C下的CTOD特性所需的P。? ( 0.065%,而且以當量圓直徑計為2 μ m以上的氧化物的個數(shù)為20個/mm2以下且在鋼中具有1.0X IO3~1.0X IO5個/mm2的以當量圓直徑計為0.05~0.5 μ m的Ti氧化物作為相變核，由此在_80°C下的FL部的CTOD特性得以滿足。此外，Pctod由于后述的各元素的組成范圍而成為0.016%以上。
[0062]另一方面，如上所述，在試驗溫度為_80°C這樣的嚴酷的條件的情況下，即使FL部的CTOD特性滿足目標值，IC部的CTOD特性值也有時不滿足目標值。因此，對于IC部也進行了研究。其結果是，確認出:通過使以當量圓直徑計為2μπι以上的氧化物的個數(shù)為20個/mm2以下，并且滿足CeqH≥0.225%，由此可滿足-80°C的CTOD特性。其中，CeqH由于后述的各元素的組成范圍而成為0.135%以上。
[0063]以下，對于本實施方式的焊接鋼材的限定理由進行說明。首先，對于本實施方式的焊接鋼材的組成限定理由進行說明。對于以下的組成來說，％是指質(zhì)量％。
[0064]C:0.015 ~0.045%
[0065] C是用于得到強度的元素，使C含量[C]為0.015%以上。為了廉價地制成高強度，優(yōu)選為0.018%以上或0.020%以上，更優(yōu)選為0.025以上％或0.030%以上。另一方面，當超過0.045%時，會使焊接HAZ的特性劣化，無法滿足_80°C的CTOD特性，因此以0.045%為上限。為了獲得更良好的CTOD特性，優(yōu)選低于0.042%或低于0.040%。
[0066]S1:0.05 ~0.20%
[0067]為了得到良好的CTOD特性，Si越少越好，但從脫氧的觀點考慮，使Si含量[Si]為
0.05%以上。優(yōu)選為0.08%以上或0.10%以上。然而，當超過20%時，會損害FL部的CTOD特性，因此以0.20%為上限。為了得到更良好的CTOD特性，優(yōu)選為0.18%以下或0.15%以下。
[0068]Mn: 1.6 ~2.5%
[0069]Mn是將顯微組織優(yōu)化的效果大且廉價的元素，并且具有抑制從對CTOD特性有害的晶界發(fā)生相變的效果，對于CTOD特性的損害少，因此希望增大添加量。當Mn含量[Mn]低于1.6%時，顯微組織的優(yōu)化的效果小，因此以下限為1.6%。下限優(yōu)選為1.7%，更優(yōu)選為1.8%。另一方面，當Mn含量[Mn]超過2.5%時，F(xiàn)L部中淬透性變得過高，或者ICHAZ的硬度增加，從而CTOD特性劣化。因此以2.5%為上限。上限優(yōu)選為2.3%，更優(yōu)選為2.2%，進一步優(yōu)選為2.0%。
[0070]P:0.008% 以下
[0071]P作為不可避免的雜質(zhì)含有，在晶界會偏析而使鋼的韌性劣化，因此優(yōu)選盡可能降低P含量[P]，但還存在工業(yè)生產(chǎn)上的制約，從而以0.008%為上限。為了得到更良好的CTOD特性，優(yōu)選為0.005%以下。P為不可避免的雜質(zhì)，其下限為O %。
[0072]S:0.005% 以下
[0073]S作為不可避免的雜質(zhì)含有，從母材韌性、CTOD特性的觀點考慮，都越少越好，但還存在工業(yè)生產(chǎn)上的制約，因此將S含量[S]的上限設為0.005%。為了得到更良好的CTOD特性，優(yōu)選為0.003%以下或0.002%以下。S為不可避免的雜質(zhì)，其下限為0%。
[0074]N1:0.1 ~1.0%
[0075]Ni具有CTOD特性的劣化少、使母材的強度提高的效果是有效的，并且其是ICHAZ的硬度增加也小的有效元素，但由于是昂貴的合金而導致成本上升，所以使Ni含量[Ni]為
1.0%以下。優(yōu)選為0.8%以下，更優(yōu)選為0.7%以下或0.6%以下，進一步優(yōu)選為0.5%以下或0.45%以下。另一方面，為了得到添加了 Ni時的效果，使下限為0.1%。為了進一步利用Ni的效果，優(yōu)選添加0.2%以上，更優(yōu)選添加0.25%以上。在與合金成本的上升相比更優(yōu)先提高母材的強度的情況下，也可以添加0.4%以上、0.5%以上或0.6%以上的Ni。
[0076]Al:0.004% 以下
[0077]Al由于使Ti氧化物生成而得到IGF，所以優(yōu)選越少越好，因此使Al含量[Al]的上限為0.004%。為了得到更多的IGF，得到良好的CTOD特性，優(yōu)選為0.003 %以下或0.002 %以下。其下限為0%。[0078]T1:0.005 ~0.015%
[0079]Ti使Ti氧化物生成而使顯微組織微細化，但過多時，F(xiàn)L部會生成粗大的TiC，使CTOD特性劣化。另外，有時在IC部生成由TiC生成而產(chǎn)生的硬化組織，或者有時TiC成為破壞的發(fā)生的起點。因此，Ti含量[Ti]為0.005~0.015%是適合的范圍。為了進一步利用Ti的效果，優(yōu)選為0.007%以上，更優(yōu)選為0.008%以上。另一方面，為了進一步改善CTOD特性，優(yōu)選為0.013%以下。
[0080]Nb:0.004% 以下
[0081]從母材的強度和韌性的觀點考慮，Nb是有益的，但對于FL部的CTOD特性是有害的，因此將Nb含量[Nb]限制在不顯著降低CTOD特性的范圍即0.004%以下。不過，為了進一步改善CTOD特性，更優(yōu)選限制在0.003 %以下或0.002 %以下，進一步優(yōu)選限制在
0.001%以下。其下限為0%。
[0082]B:0.0003 ~0.0015%
[0083]B是在HAZ的原奧氏體晶界偏析而具有抑制對CTOD特性有害的粗大的晶界組織生成的效果以及使FL部的顯微組織變得均勻的效果的元素。因此，使B含量[B]為0.0003%以上。不過，為了進一步利用B的效果，優(yōu)選為0.0004%以上或0.0006%以上。另一方面，由于因過量添加，F(xiàn)L部的硬度可能會顯著提高而使CTOD特性劣化，因此以0.0015%為上限。為了進一步改善FL部的CTOD特性，優(yōu)選為0.0013%或0.0011%以下。
[0084]N:0.002 ~0.006%
[0085]N對于生成Ti氮化物是必需的，但當?shù)陀?.002%時，效果小。因此，使N含量[N]的下限為0.002%。為了進一步利用N的效果，優(yōu)選使下限為0.0025%，更優(yōu)選為0.003%。另一方面，當超過0.006 %時，形成成為破壞發(fā)生起點的粗大的Ti氮化物，從而使CTOD特性劣化，因此使上限為0.006%。為了得到更良好的CTOD特性，優(yōu)選為0.005%以下。更優(yōu)選為0.0045%以下或0.004%以下。
[0086]O:0.0015 ~0.0035%
[0087]從FL部的作為IGF的生成核的Ti氧化物的生成性考慮，使O含量[O]為0.0015%以上。為了進一步利用O的效果，優(yōu)選為0.0020%以上。但是，當O過多時，氧化物的尺寸和個數(shù)過大，從而使FL部及IC部的CTOD特性劣化，因此使上限為0.0035%。為了得到更良好的CTOD特性，優(yōu)選為0.0030%以下，更優(yōu)選為0.0028%以下或0.026%以下。
[0088]以上為本實施方式的焊接鋼材中所必需的元素，在不損害這些效果的范圍內(nèi)添加以下的元素也是有效的。
[0089]Cu:0.5% 以下
[0090]Cu是具有提高母材的強度的效果、ICHAZ的硬度的增加也少的有效元素。然而，在Cu含量[Cu]添加超過0.5%的情況下，會促進成為破壞起點的島狀馬氏體(Martensite-Austenite Constituent ；MA)生成，進一步抑制分解，因此導致 FL 部的 CTOD特性劣化。所以，作為不使CTOD特性劣化的范圍，以0.5%以下為限制范圍。不過，為了得到更加良好的CTOD特性，優(yōu)選為0.3%以下或0.1%以下。為了確保更加穩(wěn)定的CTOD特性，優(yōu)選限制為0.05%以下或0.03%以下。其下限為0%。
[0091]V:0.02% 以下
[0092]V是對提高母材強度有效的元素。但是，當V含量[V]超過0.02%時，會損害CTOD特性，因此作為不會大幅度損害CTOD特性的范圍，使[V]的上限為0.02%以下。為了確保更加優(yōu)異的CTOD特性，優(yōu)選為低于0.01 %。其下限為0%。
[0093]本實施方式的焊接用鋼材含有或限制上述成分，剩余部分包含鐵和不可避免的雜質(zhì)。然而，在本實施方式的焊接鋼材中，除了上述成分以外，為了進一步改善鋼板本身的耐蝕性及熱加工性，或者作為來自廢鐵等副原料的不可避免的雜質(zhì)，也可以含有其他合金元素。不過，為了充分發(fā)揮上述成分(Ni等)的上述效果(提高母材的韌性等)，優(yōu)選如下限制其他各合金元素(Cr、Mo、Ca、Mg、Sb、Sn、As、REM)。這些各元素的含量包括為0%。此外，即使有意添加這些合金元素，只要其添加量在后述的范圍內(nèi)，也可以視為不可避免的雜質(zhì)。
[0094]Cr用于使CTOD特性降低，因此Cr含量[Cr]優(yōu)選為0.1 %以下，更優(yōu)選為0.05%以下，最優(yōu)選為0.02%以下。其下限為0%。[0095]Mo用于使CTOD特性降低，因此Mo含量[Mo]優(yōu)選為0.05%以下，更優(yōu)選為0.03%以下，最優(yōu)選為0.01%以下。其下限為0%。
[0096]Ca具有抑制Ti氧化物生成的效果，因此Ca含量[Ca]優(yōu)選低于0.0003%，更優(yōu)選低于0.0002%或低于0.0001%。其下限為0%。
[0097]Mg具有抑制Ti氧化物生成的效果，因此Mg含量[Mg]優(yōu)選低于0.0003%，更優(yōu)選低于0.0002%或低于0.0001%。其下限為0%。
[0098]Sb會損害CTOD特性，因此Sb含量[Sb]優(yōu)選為0.005%以下，更優(yōu)選為0.003%以下，最優(yōu)選為0.001%以下。其下限為0%。
[0099]Sn會損害CTOD特性，因此Sn含量[Sn]優(yōu)選為0.005%以下，更優(yōu)選為0.003%以下，最優(yōu)選為0.001%以下。其下限為0%。
[0100]As會損害CTOD特性，因此As含量[As]優(yōu)選為0.005%以下，更優(yōu)選為0.003%以下，最優(yōu)選為0.001%以下。其下限為0%。
[0101]REM(Rare Earth Metal，稀土金屬)具有抑制Ti氧化物生成的效果，因此REM含量[REM]優(yōu)選為0.005%以下，更優(yōu)選為0.003%以下，最優(yōu)選為低于0.002%或低于0.001%。此外，在本實施方式的焊接用鋼材中，除了上述元素以外，在不妨礙本實施方式的特性的范圍內(nèi)，還可以含有在制造工序等中不可避免地混入的雜質(zhì)，但優(yōu)選盡量不混入雜質(zhì)。其下限為0%。
[0102]即使如上所述限定鋼的成分，若制造方法不合適也無法發(fā)揮作為目標的效果。因此，在制造本實施方式的焊接用鋼材時，優(yōu)選設定為如下的制造條件。
[0103]本實施方式的焊接用鋼材在工業(yè)上優(yōu)選用連續(xù)鑄造法制造。其理由是因為，鋼水的凝固冷卻速度快，能夠避免成為破壞發(fā)生起點的粗大的氧化物的生成，而且板坯中能夠更大量地生成微細的Ti氧化物。在本實施方式的焊接鋼材的制造方法中，優(yōu)選使從凝固點附近到800°C的鑄坯的中心部的平均冷卻速度為5°C /分鐘以上。其理由是為了使鋼中以當量圓直徑計為2 μ m以上的氧化物的個數(shù)為20個/mm2以下且得到1.0X IO3~1.0X IO5個/mm2的以當量圓直徑計為0.05~0.5μπι的Ti氧化物。在鑄坯的冷卻速度低于5°C /分鐘的情況下，難以得到微細的氧化物，粗大的氧化物增加。另一方面，即便使平均冷卻速度大于50°C /分鐘，微細的Ti氧化物的數(shù)量也不會大幅增加，制造成本反而上升，因此可以使平均冷卻速度為50°C /分鐘以下。
[0104]此外，鑄坯的中心部的平均冷卻速度可以通過對鑄坯表面的冷卻速度進行測定而利用傳熱計算來求得。另外，平均冷卻速度也可以通過對鑄造溫度或冷卻水量等進行測定而利用傳熱計算來求得。
[0105]在軋制板坯時，優(yōu)選使其再加熱溫度(加熱溫度)為950~1100°C。這是因為，當再加熱溫度超過1100°c時，Ti氮化物會粗大化而母材的韌性劣化和CTOD特性改善效果小。另外，在低于950°C的再加熱溫度下，軋制的負荷大，會明顯阻礙生產(chǎn)率，因此優(yōu)選以950°C為下限。從確保母材韌性和生產(chǎn)率的觀點考慮，再加熱溫度優(yōu)選為950~1100°C，在要求更加優(yōu)異的母材韌性的情況下，再加熱溫度更優(yōu)選為950~1050°C。
[0106]就再加熱后的制造方法而言，優(yōu)選進行加工熱處理。這是因為，即使得到了優(yōu)異的CTOD特性，若母材的韌性差，則作為鋼材也是不夠的。加工熱處理為如下的處理:將軋制溫度控制在適于鋼成分的范圍，然后根據(jù)需要實施水冷等，通過該處理，能夠進行奧氏體晶粒的微細化以及顯微組織的微細化。由此，能夠使鋼材的強度提高以及改善韌性。作為加工熱處理法的條件，優(yōu)選未再結晶區(qū)域溫度(700~850°C)的累積壓下率為30%以上。
[0107]作為加工熱處理的方法,可以列舉出:(i)控制軋制(CR Controlled Rolling,以下簡稱為CR) ； (ii)控制軋制-加速冷卻(CR+ACC:Accelerated Cooling,以下簡稱為ACC);和(iii)控制軋制-加速冷卻-回火(CR+ACC+T tempering,以下簡稱為ACC+T)。其中，優(yōu)選的方法為Qi)控制軋制-加速冷卻法。作為各種加工熱處理方法的一個例子，可以列舉出如下方法:(i)在控制軋制的情況下，將板坯加熱到950~1100°C，以未再結晶溫度區(qū)域(700~850°C )進行累積壓下率為30%以上的軋制，軋制后進行空氣冷卻至常溫；
(ii)在控制軋制-加速冷卻的情況下，到軋制為止以與(i)相同的步驟進行，軋制后水冷裝置以5°C /秒以上的冷卻速度從650°C以上加速冷卻到500°C以下；和(iii)在控制軋制-加速冷卻-回火的 情況下，到加速冷卻為止以與(ii)相同的步驟進行，加速冷卻后在熱處理爐中進行400~660°C的回火。此外，即使在加工熱處理之后為了脫氫處理等而再次將該鋼加熱到Ar3相變點以下的溫度，也不會損害本實施方式的焊接用鋼材的特征。
[0108]<實施例>
[0109]以下，根據(jù)實施例對本發(fā)明進行說明。
[0110]將用轉(zhuǎn)爐熔煉而成的鋼水以連續(xù)鑄造制成板坯，以厚板工序?qū)υ摪迮鬟M行加工熱處理，由此制造各種鋼成分的厚鋼板。然后，對于制得的厚鋼板，實施母材強度和焊接接頭的CTOD試驗。對于焊接接頭，以通常作為試驗焊接使用的潛弧焊(SAW)法，按照使焊接熔合線(FL)垂直的方式，制成K坡口，在焊接熱輸入為4.5~5.0kJ/mm的焊接條件下進行制作。
[0111]CTOD 試驗基于 BS7448Partl (British Standard,英國標準)，以 t (板厚)X 2t 的試驗片尺寸，其中，缺口以50%疲勞開裂來實施，缺口位置在FL部(WM與HAZ的邊界)以及IC部(HAZ與BM(母材)的邊界)的兩個位置，在_80°C下分別實施5次試驗。作為目標的CTOD值的Min./Ave.(最小值/平均值)都為0.25mm以上。
[0112]FL部的HAZ組織用硝酸乙醇腐蝕液來實施蝕刻，并用光學顯微鏡和SEM進行觀察。對于IGF分率，使用以任意的倍率觀察三個視場的組織照片，并用目測來測定面積率，求其平均。
[0113]鋼材的氧化物粒子的個數(shù)用以下的方法來測定。從各鋼材采取板厚方向的中央部的截面試樣，對于當量圓直徑為2μπι以上的粗大的氧化物，使用FE-SEM(Field EmissionScanningElectron Microscope,場發(fā)射掃描電子顯微鏡)進行觀察,測定該粒子的尺寸和個數(shù)。對于當量圓直徑為0.05~0.5 μ m的Ti氧化物，同樣從板厚方向的中央部采取試樣，從以 SPEED 法(Selective Potentiostatic Etching by Electrolyic Dissolution,利用電解溶解的選擇性恒電位蝕刻)進行電解研磨而得到的試樣，制作提取復型膜，以10000~1000000 倍的 FE-TEM(Field Emission Transmission Electron Microscope,場發(fā)射透射電子顯微鏡)進行觀察。通過EDX法(Energy Dispersive X-ray Spectrometry,能量色散X射線光譜)，判定出從特性X射線求得的Ti的重量比為10%以上的氧化物為含Ti氧化物。由這些結果來測定含Ti氧化物的尺寸和個數(shù)。在各試樣的板厚方向截面的板厚中心部進行20個視場以上的觀察，計算出每單位面積的氧化物粒子的個數(shù)的平均值。將測定位置設為板厚中心部是因為，CTOD特性受到組成限制的影響的板厚中心部的韌性特別會受到影響。板厚方向截面是指沿著板厚方向(從鋼板的表面朝背面的方向)將鋼板切斷時的截面。
[0114]表1、表2 表示鋼的化學成分，表3、表4表示制造條件和母材、焊接接頭的CTOD特性。表3、表4中的加工熱處理方法的符號是指以下的熱處理方法。
[0115]CR:控制軋制(在最適合強度、韌性的溫度區(qū)域進行的軋制)
[0116]ACC:加速冷卻(在控制軋制后水冷到400~600°C的溫度區(qū)域后放冷)
[0117]ACC+T:剛軋制后淬火+回火處理(剛軋制后水冷到常溫，然后回火處理)
[0118]此外，在表1、表2的化學成分中，不特意地對Cr、Mo、Ca、Sb、Sn、As、REM進行添加。
[0119]在表3、表4中的焊接接頭的CTOD試驗結果中，δ eAve表示5次試驗結果的平均值，δ表示5次試驗中的最低值。
[0120]本發(fā)明中制得的鋼板(本發(fā)明鋼I~33)顯示了良好的破壞韌性，即，屈服強度(YS)為420N/mm2以上，抗拉強度(TS)為480N/mm2以上，并且_80°C的CTOD值以FL缺口的s Cmin計為0.30mm以上，以IC缺口的δ Cmin計為0.63mm以上。另外，此時的FL部的HAZ組織中的IGF分率均為90%以上。
[0121]鋼34在化學成分上滿足本發(fā)明，但是鑄坯的冷卻速度不滿足優(yōu)選的制造條件。其結果是，當量圓直徑為2 μ m以上的氧化物粒子的個數(shù)或0.05~0.5 μ m的Ti氧化物的個數(shù)偏離本發(fā)明的范圍，F(xiàn)L部、IC部的CTOD特性不滿足目標。
[0122]另一方面，由表2可知，鋼35~55是示出了化學成分偏離了本發(fā)明的比較例的鋼。這些鋼分別在C量(鋼38)、Si量(鋼43) ,Mn量(鋼37、鋼47) ,Ni量(鋼35)、A1量(鋼52)、Ti量(鋼36、鋼44、鋼50)、B量(鋼41、鋼45、鋼49)、Nb量(鋼53)、O量(鋼39、鋼 55)、N 量(鋼 51)、Cu 量(鋼 42)、V 量(鋼 46)、Pctod(鋼 48)、CeqH(鋼 37、鋼 40、鋼42、鋼 48)、FB (鋼 39、鋼 45、鋼 46、鋼 47、鋼 50、鋼 51)、Bp (鋼 38、鋼 39、鋼 41、鋼 45、鋼 46、鋼47、鋼49、鋼50、鋼51、鋼54)的條件上與發(fā)明不同。另外，鋼52的Al偏離本發(fā)明，由此當量圓直徑為0.05~0.5μπι的Ti氧化物個數(shù)不滿足發(fā)明的要求。盡管比較鋼的強度的一部分有時低于目標強度，但大致與發(fā)明鋼相同。然而，CTOD值差，不適合作為在嚴酷環(huán)境下使用的鋼板。
【權利要求】
1.一種焊接用鋼材，其特征在于，其具有下述鋼成分: 以質(zhì)量％計含有C含量[C]為0.015%~0.045%的C、Si含量[Si]為0.05%~0.20%的S1、Mn含量[Mn]為1.6%~2.5%的Mn、Ni含量[Ni]為0.1%~1.0%的N1、Ti含量[Ti]為 0.005% ~0.015% 的 T1、B 含量[B]為 0.0003 % ~0.0015 % 的 B、N 含量[N]為0.002 %~0.006 %的N和O含量[O]為0.0015 %~0.0035 %的O，將P含量[P]限制在0.008%以下，將S含量[S]限制在0.005%以下，將Al含量[Al]限制在0.004%以下，將Nb含量[Nb]限制在0.004%以下，將Cu含量[Cu]限制在0.5%以下，將V含量[V]限制在0.02%以下，剩余部分包含鐵和不可避免的雜質(zhì)，由下述式I所示的Pctqd為0.065%以下，由下述式2所示的CeqH為0.225%以下，由下述式3所示的FB為0.0003%以上，并且由下述式4所示的Bp為0.09%~0.30%， 在板厚方向截面的板厚中心部，當量圓直徑為2 μ m以上的氧化物粒子為20個/mm2以下，并且當量圓直徑為0.05~0.5 μ m的Ti氧化物為1.0 X 1O3~1.0 X 1O5個/mm2， 其中，
2.根據(jù)權利要求1所述的焊接用鋼材，其特征在于，所述Cu含量[Cu]為0.03%以下。
3.根據(jù)權利要求1或2所述的焊接用鋼材，其特征在于，所述B含量[B]為0.0006%以上。
【文檔編號】B21B3/00GK103946410SQ201280057441
【公開日】2014年7月23日 申請日期:2012年6月29日 優(yōu)先權日:2011年11月25日
【發(fā)明者】福永和洋, 渡部義之, 臼井真介, 千千巖力雄 申請人:新日鐵住金株式會社