大線能量焊接用鋼材的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明提供適合焊接線能量超過300kJ/cm的大線能量焊接并且適合于造船、建筑、土木等的各種結(jié)構(gòu)物的鋼材。具體而言，一種鋼材，其具有如下的化學成分：以質(zhì)量％計，C：0.03～0.08％、Si：0.01～0.15％、Mn：1.8～2.6％、P：0.008％以下、S：0.0005～0.0040％、Al：0.005％以下、Nb：0.003～0.03％、Ti：0.005～0.030％、N：0.0050～0.0080％、B：0.0003～0.0025％、根據(jù)需要的V、Cu、Ni、Cr、Mo、Ca、Mg、Zr、REM中的1種或2種以上，Ceq(IIW)為0.33～0.45，且余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，在實施焊接線能量超過300kJ/cm的大線能量焊接后的熔合線附近的熱影響部組織中，原奧氏體粒徑為200μm以下，島狀馬氏體面積百分率為1.0％以下。
【專利說明】大線能量焊接用鋼材

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及造船（ship)、建筑、土木（civil engineering)等的各種鋼結(jié)構(gòu)物 (various steel structures)中使用的鋼材（structural steel plate)，特別涉及適合焊 接線能量超過300kJ/cm的大線能量焊接（high heat input welding)的鋼材。

【背景技術(shù)】
[0002] 造船、建筑和土木等領(lǐng)域中使用的鋼材通常通過焊接接合而精加工為期望形狀的 結(jié)構(gòu)物。對于這些鋼結(jié)構(gòu)物而言，從確保安全性的觀點考慮，當然要求所使用的鋼材的母材 韌性（base plate toughness)優(yōu)良，而且要求焊接部的韌性（weld toughness)也優(yōu)良。
[0003] 另一方面，這些鋼結(jié)構(gòu)物、船舶越來越大型化，伴隨著所使用的鋼材的高強度化、 厚壁化，在焊接施工中應用埋弧焊（submerged arc welding)、氣電焊（electrogas arc welding)和電禮:焊（electroslag welding)等高效的大線能量焊接（high-efficiency high heat input welding)。因此，在利用大線能量焊接進行焊接施工時，需要焊接部的韌性 (weld toughness)優(yōu)良的鋼材。
[0004] 然而，通常已知，如果焊接線能量增大，則焊接熱影響部（熱影響部（Heat Affected Zone),有時也稱為HAZ)的組織（microstructure)粗大化，因此，焊接熱影響部 的韌性（有時也稱為HAZ韌性）下降。對于這種因大線能量焊接而導致的韌性下降，到目 前為止已經(jīng)提出了多種對策。例如，通過TiN的微細分散來抑制奧氏體晶粒（austenite grain)的粗大化、利用作為鐵素體相變核（ferrite nucleation site)的作用的技術(shù)已經(jīng) 被實際使用。另外，還開發(fā)了使Ti的氧化物分散的技術(shù)（專利文獻1)。
[0005] 然而，在利用TiN作為核心的技術(shù)中，存在如下問題：在加熱至TiN溶解的溫度范 圍（TiN dissolution temperature)的焊接熱影響部中，Ti所具有的上述抑制奧氏體晶粒 粗大化的效果消失，并且鐵基組織因固溶Ti (solute Ti)和固溶N(s〇lute N)而脆化，韌性 顯著下降。
[0006] 另外，在利用Ti氧化物的技術(shù)中，存在難以使氧化物均勻微細地分散的問題。
[0007] 在利用TiN作為核心的技術(shù)中，作為將在烙合線附近（adjacent to fusion line) 導致脆化的、伴隨TiN溶解（dissolution of TiN)而產(chǎn)生的固溶N用添加到焊接材料和鋼 板中的B來固定的技術(shù)，已知專利文獻2。
[0008] 在專利文獻2中，以不會對韌性產(chǎn)生不良影響的程度在鋼板中添加 B，由焊接材 料（焊絲（wire)、焊劑（flux))在焊接金屬部中添加足以抑制從奧氏體晶界（austenite grain boundary)生成的側(cè)板條鐵素體（ferrite side plate)的析出的B，通過使B從焊接 金屬部（weld metal)擴散而向焊接熱影響部供給用于固定由于TiN的溶解生成的固溶N所 需的最低限度的B量，由此使大線能量焊接部的焊接金屬、焊接熱影響部及熔合線（fusion line)均成為高韌性。
[0009] 另一方面，在屈服強度（yield strength)為460N/mm2以上、添加較多的C量、合 金添加量的鋼成分中，在實施焊接線能量超過300kJ/cm的大線能量焊接時，在熔合線組織 中形成數(shù)體積％的被稱作島狀馬氏體（Martensite-Austenite constituent)(有時也稱為 MA)的硬質(zhì)脆化組織（brittle microstructure)，產(chǎn)生其阻礙韌性進一步提高的問題。 [0010] 因此，特別是為了改善高強度級別的大線能量HAZ韌性，需要進一步抑制奧氏體 晶粒的粗大化并且減少島狀馬氏體。作為減少大線能量HAZ的島狀馬氏體量的技術(shù)，公開 了專利文獻3、專利文獻4、專利文獻5。
[0011] 在專利文獻3中，在減少C量的同時，增加 Μη量、降低相變開始溫度 (transformation start temperature)，由此，能夠減少 C 向未相變奧氏體（untransformed austenite)的分配，抑制島狀馬氏體的生成。
[0012] 另一方面，在專利文獻4中，除了 C量、Si量的降低以外，P量的降低對于減少大線 能量焊接HAZ部的島狀馬氏體量也是重要的。在專利文獻5中，通過積極地添加 Cr、Mo、V 等，即使冷卻速度變慢，也可以控制為能夠生成低溫相變貝氏體（bainite transformed at lower temperature)，設法形成膜狀而非塊狀的島狀馬氏體組織，同時使C量極低而使生成 的島狀馬氏體組織變得微細。
[0013] 另外，在專利文獻6中，對通過焊接線能量為130kJ/cm以下的焊接而得到的焊接 熱影響部的島狀馬氏體百分率的上限進行了規(guī)定。
[0014] 另外，作為從HAZ組織的結(jié)晶粒徑的微細化的觀點出發(fā)來進行大線能量HAZ韌性 的改善而不通過島狀馬氏體的控制的技術(shù)，在專利文獻7中公開了如下技術(shù)：在利用TiO的 鋼中，通過微量添加 B而控制自晶界產(chǎn)生的相變，并且通過增大Μη添加量而增大鐵素體相 變驅(qū)動力，使Ti〇-MnS復合析出物作為晶粒內(nèi)相變核的效果增大，使得晶粒微細化而提高 HAZ韌性。
[0015] 另一方面，如上所述，基于Ti氧化物的穩(wěn)定的分散生成在實際操作中難以進行的 觀點，在專利文獻8中公開了如下技術(shù)：將A1設定得較高而進行A1脫氧，主動地地抑制TiO 的生成，最大限度地有效利用TiN的釘扎效應（pinning effect)作為替代方法，從而實現(xiàn) HAZ晶粒的微細化。
[0016] 現(xiàn)有技術(shù)文獻
[0017] 專利文獻
[0018] 專利文獻1 :日本特開昭57-51243號公報
[0019] 專利文獻2 :日本專利3722044號公報
[0020] 專利文獻3 :日本特開2007-84912號公報
[0021] 專利文獻4 :日本特開2008-163446號公報
[0022] 專利文獻5 :日本專利3602471號公報
[0023] 專利文獻6 :日本專利2135056號公報
[0024] 專利文獻7 :日本特開2007-277681號公報
[0025] 專利文獻8 :日本特開2011-6772號公報


【發(fā)明內(nèi)容】

[0026] 發(fā)明所要解決的問題
[0027] 專利文獻2的技術(shù)是通過B從焊接金屬部的擴散來固定因 TiN的溶解而在熔合線 附近對韌性產(chǎn)生不良影響的固溶N的劃時代的技術(shù)，但是無法避免由TiN的固溶產(chǎn)生的抑 制奧氏體晶粒的粗大化的效果的下降。另外，在利用Ti氧化物的技術(shù)中，難以使Ti氧化物 均勻微細地分散的問題尚未得到解決。
[0028] 另一方面，在涉及島狀馬氏體的減少的現(xiàn)有文獻中，在專利文獻3中，C含量減少， 為了強度補償，需要使Nb為0. 03質(zhì)量％以上，但可能會因此而生成島狀馬氏體。
[0029] 在專利文獻4中，能夠減少島狀馬氏體，并且通過適當添加 Ca而能夠使相變生成 核微細分散，但是必須添加 Ni，存在合金成本高的問題。
[0030] 另夕卜，在專利文獻5中，與減少島狀馬氏體的百分率（MA volume fraction)相比， 以控制其形態(tài)為主要目的，徹底地改善大線能量HAZ韌性是困難的。在專利文獻6中，以焊 接線能量為130kJ/cm以下的焊接作為對象，無法為島狀馬氏體更容易生成的超過300kJ/ cm的大線能量焊接的韌性改善提供參考。在專利文獻7的技術(shù)中，擔心會由于作為奧氏體 形成元素的Μη量增大而產(chǎn)生島狀馬氏體的不良影響。另外，在專利文獻8的技術(shù)中，僅使 用TiN的晶粒微細化仍然有限，難以實現(xiàn)本發(fā)明中要實現(xiàn)的低溫韌性。
[0031] 本發(fā)明為了在盡可能地不花費合金成本的情況下通過抑制奧氏體晶粒的粗大化 并減少島狀馬氏體來提高大線能量HAZ的韌性而完成，其目的在于提供在焊接線能量超過 300kJ/cm的大線能量焊接中具有優(yōu)良的HAZ韌性的大線能量焊接用鋼材。
[0032] 用于解決問題的方法
[0033] 本發(fā)明人為了在對屈服強度為460N/mm2以上的高強度鋼實施焊接線能量超過 300kJ/cm的大線能量焊接時提高熔合線附近的HAZ韌性而進行了深入研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)， 1.為了抑制奧氏體晶粒的粗大化，并用Ti氧化物與TiN的釘扎是有效的；2.為了減少島狀 馬氏體，在積極地添加 Μη作為盡量不使島狀馬氏體生成而有效提高強度的元素的同時，使 作為雜質(zhì)元素的Ρ量減少至0. 008質(zhì)量％以下是有效的，能夠基本抑制島狀馬氏體的生成。
[0034] 關(guān)于Ti氧化物與TiN的釘扎的并用，發(fā)現(xiàn)：通過對在煉鋼階段的初期脫氧工序中， 將作為強脫氧元素的A1的添加量抑制為必要的最低限度而確保鋼水中的溶解氧，然后添 加 Ti，使Ti氧化物結(jié)晶后快速地轉(zhuǎn)移至鑄造工序這一系列處理工序進行優(yōu)化，能夠確保均 勻分散在鋼坯中且不易粗大化的Ti氧化物。
[0035] 另一方面，關(guān)于島狀馬氏體量的減少，發(fā)現(xiàn)：通過Μη的增加、P的減少，在大線能量 焊接后的冷卻中生成的C濃度高的未相變奧氏體容易分解為滲碳體，能夠減少熱影響部組 織中的島狀馬氏體量。
[0036] 本發(fā)明是在上述所得見解的基礎(chǔ)上進一步進行研究而完成的，S卩，本發(fā)明為：
[0037] 1. -種大線能量焊接用鋼材，其具有如下的化學成分：C :0. 03?0. 08質(zhì)量％、 Si :0· 01 ?0· 15 質(zhì)量％、Mn :1· 8 ?2. 6 質(zhì)量％、P :0· 008 質(zhì)量％ 以下、S :0· 0005 ?0· 0040 質(zhì)量％、A1 :0. 005 質(zhì)量％ 以下、Nb :0. 003 ?0. 03 質(zhì)量％、Ti :0. 005 ?0. 030 質(zhì)量％、N : 0· 0050 ?0· 0080 質(zhì)量％、B :0· 0003 ?0· 0025 質(zhì)量％，Ceq(IIW)為 0· 33 ?0· 45,且余量 為Fe和不可避免的雜質(zhì)，
[0038] 在實施焊接線能量超過300kJ/cm的大線能量焊接后的熔合線附近的熱影響部組 織中，原奧氏體粒徑（prior austenite grain diameter)為200μηι以下，島狀馬氏體面積 百分率為1.0%以下，
[0039] 其中，Ceq(IIW) = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15,各元素符號表示各元素的 含量（質(zhì)量％ )。
[0040] 2.如1所述的大線能量焊接用鋼材，其中，在化學成分中，進一步含有V :0. 2質(zhì) 量％以下。
[0041] 3.如1或2所述的大線能量焊接用鋼材，其中，在化學成分中，進一步含有選自 Cu :1. 0質(zhì)量％以下、Ni :1. 0質(zhì)量％以下、Cr :0.4質(zhì)量％以下和Mo :0.4質(zhì)量％以下中的一 種或兩種以上。
[0042] 4.如1?3中任一項所述的大線能量焊接用鋼材，其中，在化學成分中，進一步含 有選自 Ca :0· 0005 ?0· 0050 質(zhì)量 ％、Mg :0· 0005 ?0· 0050 質(zhì)量 ％、Zr :0· 001 ?0· 02 質(zhì) 量％、1?]\1 :0. 001?0. 02質(zhì)量％中的一種或兩種以上。
[0043] 發(fā)明效果
[0044] 根據(jù)本發(fā)明，可以得到即使進行超過300kJ/cm的大線能量焊接也具有優(yōu)良的焊 接熱影響部韌性的鋼材，因此，大大有助于提高經(jīng)埋弧焊、氣電焊、電渣焊等大線能量焊接 施工的大型結(jié)構(gòu)物的品質(zhì)。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0045] 圖1示出原奧氏體粒徑、島狀馬氏體的面積百分率和模擬焊接熱影響部的韌性。

【具體實施方式】
[0046] 本發(fā)明中規(guī)定了成分組成和通過超過300kJ/cm的大線能量焊接形成的焊接熱影 響部的組織。
[0047][成分組成]
[0048] C :0· 03 ?0· 08 質(zhì)量％
[0049] 對于C而言，為了得到作為結(jié)構(gòu)用鋼所需的強度，將下限設定為0.03質(zhì)量％，為了 抑制島狀馬氏體的生成量，將上限設定為〇. 08質(zhì)量％。進一步優(yōu)選為0. 035?0. 068質(zhì) 量％。
[0050] Si :0· 01 ?0· 15 質(zhì)量％
[0051] Si在煉鋼工序中作為脫氧材料（deoxidizing agent)，需要為0· 01質(zhì)量％以上， 但如果超過0. 15質(zhì)量％，則除了使母材的韌性變差以外，還會在大線能量焊接熱影響部中 生成島狀馬氏體而使韌性變差，因此設定為0.01?〇. 15質(zhì)量％。進一步優(yōu)選為0.01? 0· 10質(zhì)量％。
[0052] Μη :1· 8 ?2. 6 質(zhì)量 ％
[0053] Μη在本發(fā)明中是重要的元素，為了確保母材的強度而不依賴于其他合金元素，需 要含有1. 8質(zhì)量％以上。與添加 Ni等其他合金元素時相比，具有如下效果：容易使在大線 能量焊接后的冷卻中生成的C濃度高的未相變奧氏體分解為滲碳體，抑制島狀馬氏體的生 成而確保熱影響部的韌性。如果超過2. 6質(zhì)量％，則會使焊接部的韌性變差，因此設定為 1. 8?2. 6質(zhì)量％。優(yōu)選設定為1. 8?2. 2質(zhì)量％。進一步優(yōu)選為大于2. 0%且2. 2質(zhì)量％ 以下。
[0054] P :0.008 質(zhì)量％ 以下
[0055] P在本發(fā)明中也是重要的元素，如果超過0. 008質(zhì)量％，則在大線能量焊接后的冷 卻中生成的C濃度高的未相變奧氏體難以分解為滲碳體，其形成MA而使韌性變差，因此設 定為0.008質(zhì)量％以下。優(yōu)選設定為0.006質(zhì)量％以下。
[0056] S :0· 0005 ?0· 0040 質(zhì)量％
[0057] 對于S而言，為了生成對于促進晶粒內(nèi)相變而提高韌性有效的MnS或CaS，需 要為0. 0005質(zhì)量％以上，如果超過0. 0040質(zhì)量％，則會使母材的韌性變差，因此設定為 0· 0005?0· 0040質(zhì)量％。進一步優(yōu)選為0· 0015?0· 0030質(zhì)量％。
[0058] A1 :0· 005 質(zhì)量％ 以下
[0059] 如果A1含量高，則不會生成Ti氧化物，大線能量焊接熔合線附近的奧氏體晶粒粗 大化，韌性下降。因此，在本發(fā)明中，為了生成Ti氧化物，要盡可能地不含有A1，但可以含有 至0.005質(zhì)量％。優(yōu)選為0.004質(zhì)量％以下。
[0060] Nb :0· 003 ?0· 03 質(zhì)量％
[0061] Nb是對于確保母材的強度、韌性和接頭強度有效的元素，但小于0. 003%時，該效 果小。如果含量超過0. 03質(zhì)量％，則會由于在焊接熱影響部形成島狀馬氏體而使韌性變 差，因此設定為0. 003?0. 03質(zhì)量％。進一步優(yōu)選為0. 005?0. 02質(zhì)量％。
[0062] Ti :0· 005 ?0· 030 質(zhì)量％
[0063] Ti在凝固時形成作為二次脫氧產(chǎn)物的Ti氧化物并分散，其剩余部分進一步形成 TiN并析出，有助于抑制焊接熱影響部中的奧氏體的粗大化，或形成鐵素體相變核而有助于 高韌性化。對于有助于釘扎的Ti氧化物，已知其尺寸越小，則效果越大，在本發(fā)明中，以確 保1. Ομπι以下的Ti氧化物作為目標。因此，如果Ti的添加量未達到0. 005質(zhì)量％，貝1J無 法確保充分有助于釘扎的Ti氧化物的量，另一方面，當Ti過剩時，不能完全以氧化物形式 結(jié)晶的Ti以TiN的形式析出，如果超過0. 030質(zhì)量％，則該TiN粒子粗大化，無法得到抑制 奧氏體粗大化的效果，因此設定為〇. 005?0. 030質(zhì)量％。進一步優(yōu)選為0. 005?0. 02質(zhì) 量％。
[0064] N :0· 0050 ?0· 0080 質(zhì)量％
[0065] N是為了確保TiN的必要量所需的元素，小于0. 0050質(zhì)量％時，無法得到充分的 TiN量，如果超過0. 0080質(zhì)量％，則會由于在TiN溶解的區(qū)域中固溶N量增加而使焊接熱影 響部的韌性下降，并且使焊接金屬的韌性也下降，因此設定為〇. 0050?0. 0080質(zhì)量％。優(yōu) 選為0· 0052%?0· 0080質(zhì)量％，更優(yōu)選為0· 0055%?0· 0080質(zhì)量％。
[0066] 需要說明的是，為了充分地有效利用Ti氧化物以及TiN的釘扎效應并且抑制在固 溶N剩余時的韌性下降，更優(yōu)選將Ti量和N量分別控制為上述范圍并且將Ti/N之比控制 為1. 3?2. 5的范圍。
[0067] B :0· 0003 ?0· 0025 質(zhì)量％
[0068] B是在焊接熱影響部中生成BN而減少固溶N并且作為鐵素體相變核發(fā)揮作用的 元素。為了得到這種效果，需要為0. 0003質(zhì)量％以上，但如果添加量超過0. 0025質(zhì)量％, 則淬透性過剩，韌性變差，因此設定為0. 0003?0. 0025質(zhì)量％。進一步優(yōu)選為0. 0005? 0· 0020 質(zhì)量％。
[0069] Ceq(IIW) :0· 33 ?0· 45
[0070] 如果 Ceq(IIW) ( = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15,各元素符號表示各元素的 含量（質(zhì)量％ ))小于0.33,則無法得到所需的母材強度。另一方面，如果Ceq大于0.45， 則由于大線能量焊接而在熔合線附近的熱影響部中生成的島狀馬氏體的面積百分率超過 1. 〇%，熱影響部的韌性變差，因此限制為0. 33?0. 45,優(yōu)選設定為0. 37?0. 42。進一步 優(yōu)選Ceq為0.39?0.42的范圍。
[0071] 在本發(fā)明中，可以進一步含有具有作為鐵素體生成核的功能的V和/或選自具有 提高強度等功能的(：11、附、(>、1 〇中的至少1種或2種以上。
[0072] V :0.2質(zhì)量％以下
[0073] V有助于提高母材的強度和韌性，并且以VN的形式作為鐵素體生成核發(fā)揮作用。 為了得到這種效果，優(yōu)選含有〇. 03質(zhì)量％以上，但如果超過0. 2質(zhì)量％，則反而會導致韌性 下降，因此，在含有時，優(yōu)選設定為0.2質(zhì)量％以下。進一步優(yōu)選為0. 1質(zhì)量％以下。
[0074] Cu: 1.0 質(zhì)量％ 以下
[0075] Cu是對母材的高強度化有效的元素。為了得到該效果，優(yōu)選含有0. 2質(zhì)量％以 上，但如果過量含有，則會對韌性產(chǎn)生不良影響，因此，在含有時，優(yōu)選將上限設定為1. 〇質(zhì) 量％。進一步優(yōu)選為0.4質(zhì)量％以下。
[0076] Ni: 1.0 質(zhì)量％ 以下
[0077] Ni是對母材的高強度化有效的元素。為了得到該效果，優(yōu)選含有0. 2質(zhì)量％以 上，但如果過量含有，則會對韌性產(chǎn)生不良影響，因此，在含有時，優(yōu)選將上限設定為1. 〇質(zhì) 量％。進一步優(yōu)選為0.4質(zhì)量％以下。
[0078] Cr :0.4 質(zhì)量％ 以下
[0079] Cr是對母材的高強度化有效的元素。為了得到該效果，優(yōu)選含有0. 1質(zhì)量％以 上，但如果過量含有，則會對韌性產(chǎn)生不良影響，因此，在含有時，優(yōu)選將上限設定為〇. 4質(zhì) 量％。
[0080] Mo :0.4 質(zhì)量％ 以下
[0081] Mo是對母材的高強度化有效的元素。為了得到該效果，優(yōu)選含有0. 1質(zhì)量％以 上，但如果過量含有，則會對韌性產(chǎn)生不良影響，因此，在含有時，優(yōu)選將上限設定為0. 4質(zhì) 量％。
[0082] 在本發(fā)明中，可以進一步含有選自Ca、Mg、Zr、REM中的至少1種或2種以上。
[0083] Ca :0· 0005 ?0· 0050 質(zhì)量％
[0084] Ca是具有通過S的固定、氧硫化物的分散而改善韌性的效果的元素。為了發(fā)揮這 種效果，優(yōu)選至少含有〇. 0005質(zhì)量％以上，但即使含量超過0. 0050質(zhì)量％，效果也會飽和， 因此，在含有時，優(yōu)選設定為0. 0005?0. 0050質(zhì)量％。進一步優(yōu)選為0. 0010?0. 0030質(zhì) 量％。
[0085] Mg :0· 0005 ?0· 0050 質(zhì)量％
[0086] Mg是具有通過氧化物的分散而改善韌性的效果的元素。為了發(fā)揮這種效果，優(yōu)選 至少含有〇. 0005質(zhì)量％以上，但即使含量超過0. 0050質(zhì)量％，效果也會飽和，因此，在含有 時，優(yōu)選設定為〇. 0005?0. 0050質(zhì)量％。進一步優(yōu)選為0. 0010?0. 0030質(zhì)量％。
[0087] Zr :0· 001 ?0· 02 質(zhì)量％
[0088] Zr是具有通過氧化物的分散而改善韌性的效果的元素。為了發(fā)揮這種效果，優(yōu)選 至少含有〇. 〇〇1質(zhì)量％以上，但即使含量超過〇. 02質(zhì)量％，效果也會飽和，因此，在含有時， 優(yōu)選設定為〇. 001?〇. 02質(zhì)量％。進一步優(yōu)選為0. 005?0. 0015質(zhì)量％。
[0089] REM :0· 001 ?0· 02 質(zhì)量％
[0090] REM是具有通過氧化物的分散而改善韌性的效果的元素。為了發(fā)揮這種效果，優(yōu)選 至少含有〇. 〇〇1質(zhì)量％以上，但即使含量超過〇. 02質(zhì)量％，效果也會飽和，因此，在含有時， 優(yōu)選設定為〇. 001?〇. 02質(zhì)量％。進一步優(yōu)選為0. 005?0. 0015質(zhì)量％。
[0091] 在本發(fā)明中，為了形成Ti氧化物，優(yōu)選含有0.0010%以上的0。另一方面，如果含 有0. 0040%以上，則會生成粗大的TiO,可能會使韌性下降，因此優(yōu)選為0. 0040%以下。 [0092][焊接熱影響部的組織]
[0093] 作為焊接熱影響部的組織，將熔合線附近的組織規(guī)定為"原奧氏體粒徑為200 μ m 以下，島狀馬氏體的面積百分率為1.0%以下"。
[0094] 圖1是表示實施例的表2記載的HAZ的MA百分率（體積％ )與HAZ的vTrs (°C ) 的關(guān)系的圖。可知，通過使原奧氏體粒徑為200 μ m以下并且使HAZ的ΜΑ百分率為1體積％ 以下，vTrs達到-55°C以下。需要說明的是，本發(fā)明中要求的ΗΑΖ的韌性水平是以vTrs計 為-55°C以下。
[0095] 如前所述，本發(fā)明是通過抑制焊接熱影響部（HAZ)中暴露于最高溫、奧氏體 (austenite)粗大化的烙合線附近的奧氏體晶粒的生長以及島狀馬氏體的生成，從而實現(xiàn) 大線能量焊接部的韌性的提高的技術(shù)。為了得到該效果，需要將上述熔合線附近的熱影響 部中的原奧氏體粒徑抑制為200 μ m以下并且將島狀馬氏體的面積百分率抑制為1.0%以 下。
[0096] 此處，熔合線附近的熱影響部是指距離熔合線500 μ m以內(nèi)的范圍的熱影響部。熔 合線附近的熱影響部的原奧氏體粒徑可以通過對焊接部的截面進行研磨、腐蝕并利用光學 顯微鏡進行觀察來確認。
[0097] 熔合線附近的熱影響部的島狀馬氏體可以同樣通過對焊接部的截面進行研磨、腐 蝕（etching)并利用SEM(scanning electron microscope)進行觀察來確認。需要說明 的是，熔合線附近的熱影響部的組織是除了上述島狀馬氏體以外、以針狀鐵素體（acicular ferrite)、貝氏體為主且包含鐵素體（ferrite)、珠光體（perlite)等的組織。
[0098] 本發(fā)明的鋼材例如以下述方式制造。首先，將鐵水（hot metal)利用轉(zhuǎn)爐 (converter)進行精煉而制成鋼后，進行RH脫氣（RH degasifying)，經(jīng)過連鑄（continuous cast)或鑄錠（ingot casting)-開述（blooming)工序，制成鋼片。將得到的鋼片再加 熱，進行熱軋。根據(jù)所期望的強度、韌性，在熱軋后放冷，或者在前述熱軋后，實施加速冷卻 (accelerated cooling)、直接淬火（direct quenching)-回火（tempering)、再加熱淬火 (reheating and quenching)-回火、再力口熱正火（reheating and normalizing)-回火等中 的任意一種熱處理。以下，基于實施例對本發(fā)明的作用效果進行具體說明。
[0099] 實施例
[0100] 在 150kg 的高頻溶煉爐（high-frequency melting furnace)中，對表 1-1 和表 1-2所示組成的鋼進行熔煉后，通過熱軋制成厚度為70mm的鋼坯（slab)，在1150°C下加熱 2小時后，再進行熱軋，在板厚中心溫度為850°C的條件下精加工至30mm，然后，以8°C /秒 的冷卻速度進行加速冷卻。冷卻速度是在30mm的板厚中心處模擬（simulate)60mm的板厚 的1/4位置的冷卻速度而得到的冷卻速度。
[0101] 將軋制后的30mm板在500°C下進行10分鐘回火后，裁取平行部14 Φ X85mm、標 點間距（gauge length)為70mm的圓棒拉伸試驗片和2mm的V型缺口夏比試驗片，評價母 材的強度（屈服應力YS、拉伸強度TS)和韌性。需要說明的是，對于2mm的V型缺口夏比 試驗片，在-100?40°C的范圍內(nèi)適當進行夏比沖擊試驗（Charpy impact test),求出塑性 斷口率（ductile fracture ratio)為 50%的斷口轉(zhuǎn)變臨界溫度（fracture transition temperature) vTrs，評價韌性。
[0102] 此外，為了由這些鋼板測定焊接熱循環(huán)后的特性，裁取寬80mmX長80mmX厚15mm 的試驗片，進行在加熱至1450°C后用270秒在800°C?500°C冷卻（相當于氣電焊中線能量 為400kJ/cm的焊接熱影響部）的模擬焊接熱循環(huán)（Simulated Weld Thermal Cycle),并 通過2mm的V型缺口夏比試驗（V notch charpy impact specimen)對模擬焊接熱影響部 (Simulated HAZ)的韌性進行評價。
[0103] 關(guān)于模擬焊接熱影響部中的原奧氏體粒徑，在通過硝酸乙醇溶液腐蝕（naital etching)而露出顯微組織后，描繪5張光學顯微鏡的100倍照片，然后分別進行圖像分析 (imaging analysis)，算出其圓當量直徑的平均值。關(guān)于模擬焊接熱影響部中的島狀馬氏 體的面積百分率，通過兩階段腐蝕法（two-step etching method)露出島狀馬氏體后，描繪 (trace) 5張 SEM的2000倍的照片，然后分別進行圖像分析，算出其平均值。
[0104] 將原奧氏體粒徑、島狀馬氏體的面積百分率和模擬焊接熱影響部的韌性與母材的 機械性質(zhì)一同示于表2和圖1中。由表2和圖1可知，發(fā)明例中，原奧氏體粒徑均為200 μ m 以下，島狀馬氏體面積百分率均為1.0%以下，可以得到良好的模擬焊接熱影響部韌性。
[0105] 與此相對，比較例中，原奧氏體粒徑超過200μπι，或者島狀馬氏體的面積百分率超 過1.0%，因此模擬焊接熱影響部的韌性差。這些比較例中，C、Si、Mn、P、Al、Nb、Ti、B、N、 Ceq(IIW)、作為可選元素之一的Cr等的值偏離本發(fā)明范圍。
[0106] 另外，在本發(fā)明例中，還對熱影響部在-10°C和-40°c下的吸收能（分別記為vE_1Q、 vE_4(i)進行了測定以供參考。在-10°C下的熱影響部的吸收能vE_1(l為257?297J，在-40°C 下的熱影響部的吸收能vE_4(l為217?242J。這些吸收能均高于專利文獻2、3、4、5和7的 實施例中公開的發(fā)明鋼的熔合線附近的熱影響部的吸收能，可以確認在本發(fā)明例中得到了 優(yōu)良的焊接部韌性。
[0107]

【權(quán)利要求】
1. 一種大線能量焊接用鋼材，其具有如下的化學成分：c :0. 03?0. 08質(zhì)量％、Si : 0· 01 ?0· 15 質(zhì)量 ％、Μη :1· 8 ?2. 6 質(zhì)量 ％、P :0· 008 質(zhì)量 ％ 以下、S :0· 0005 ?0· 0040 質(zhì)量％、Α1 :0. 005 質(zhì)量％ 以下、Nb :0. 003 ?0. 03 質(zhì)量％、Ti :0. 005 ?0. 030 質(zhì)量％、Ν : 0· 0050 ?0· 0080 質(zhì)量％、B :0· 0003 ?0· 0025 質(zhì)量％，Ceq(IIW)為 0· 33 ?0· 45,且余量 為Fe和不可避免的雜質(zhì)， 在實施焊接線能量超過300kJ/cm的大線能量焊接后的熔合線附近的熱影響部組織 中，原奧氏體粒徑為200 μ m以下，島狀馬氏體面積百分率為1. 0%以下， 其中，Ceq(IIW) =C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15,各元素符號表示各元素的質(zhì) 量％含量。
2. 如權(quán)利要求1所述的大線能量焊接用鋼材，其中，在化學成分中，進一步含有V :0. 2 質(zhì)量％以下。
3. 如權(quán)利要求1或2所述的大線能量焊接用鋼材，其中，在化學成分中，進一步含有選 自Cu :1. 0質(zhì)量％以下、Ni :1. 0質(zhì)量％以下、Cr :0. 4質(zhì)量％以下和Mo :0. 4質(zhì)量％以下中的 一種或兩種以上。
4. 如權(quán)利要求1?3中任一項所述的大線能量焊接用鋼材，其中，在化學成分中，進一 步含有選自 Ca :0· 0005 ?0· 0050 質(zhì)量％、Mg :0· 0005 ?0· 0050 質(zhì)量％、Zr :0· 001 ?0· 02 質(zhì)量％、REM :0. 001?0. 02質(zhì)量％中的一種或兩種以上。
【文檔編號】C22C38/58GK104145038SQ201280071038
【公開日】2014年11月12日 申請日期:2012年3月1日 優(yōu)先權(quán)日:2012年3月1日
【發(fā)明者】橫田智之, 鍋島誠司, 西村公宏, 三田尾真司 申請人:杰富意鋼鐵株式會社