專利名稱：高入熱量焊接用鋼材及其制造方法
技術區(qū)域本發(fā)明涉及造船、建筑、土木等各種結構物所使用的鋼材，特別是涉及適用于焊接入熱量超過400kJ/cm的高入熱量焊接的鋼材及其制造方法。
背景技術：
造船、建筑、土木等領域中所使用的鋼材，一般通過焊接接合來加工成所希望的形狀的結構物。在這些結構物中，從安全性的觀點來看，所用鋼材的母材韌性是必備的，還要求焊接部分具有良好的韌性。另一方面，隨著這些結構物及船舶越來越大型化，相應地也要求所使用的鋼材提高強度、增加厚度，以便在焊接施工中適用于埋弧焊、電氣焊及電渣焊等高效率的高入熱量焊接。因此，在采用高入熱量焊接進行焊接施工時，就必須使用焊接部分具有良好韌性的鋼材。
可是，一般而言，如果焊接入熱量加大的話，焊接熱影響部分的組織就會粗大化，因此，焊接熱影響部分的韌性就會降低，這是公知的。針對這種高入熱量焊接所導致的韌性降低，到目前為止已經(jīng)提出了很多對策。
例如，通過TiN的微細分散來抑制奧氏體粒子的粗大化以及利用形成鐵素體相變核的作用的技術已經(jīng)實用化。還有，使Ti的氧化物分散的技術(特開昭57-51243號公報)以及使BN的鐵素體核生成能進行組合的技術(特開昭62-170459號公報)也正在進行開發(fā)。再有，通過添加Ca(特開昭60-204863號公報)及REM(特開昭62-260041號公報)來控制硫化物的形態(tài)、從而獲得高韌性的技術也是公知的。
然而，在主要利用TiN的析出使焊接部分的組織微細化、從而改善韌性的特開昭62-170459號公報、特開昭60-204863號公報的現(xiàn)有技術中，存在這樣的問題在使TiN加熱至發(fā)生溶解的溫度區(qū)的焊接熱影響部分中，TiN所具有的上述作用就會消失，固溶Ti及固溶N使組織脆化，導致韌性顯著下降。因此就需要通過添加B，把固溶后的N作為BN來固定。不過，存在的問題是，雖然B的加添在TiN固溶的區(qū)域對于HAZ韌性提高是有效的，但是，在TiN沒有固溶的區(qū)域(加熱溫度約1350℃以下)中，由于與N不連結的固溶B在焊接冷卻時使淬火性顯著提高，從而使焊接熱影響部分的組織成為以硬的貝氏體為主的組織，導致韌性顯著降低。因此，在特開昭62-170459號公報中，為了消除B的惡劣影響，又采用降低Al加添量的對策，不過，如果Al量不添加到0.010％以上的話，鋼在熔煉時不能充分脫氧，鋼中的夾雜物的數(shù)量就會增加，出現(xiàn)不能獲得足夠的韌性的問題。再有，在特開昭62-260041號公報中建議，通過加添REM，由REM的硫化物、氧化物使TIN的固溶后的區(qū)域成為微細組織，不過，在鋼熔煉時使REM充分地進行微細分散是非常困難的，在焊接熱影響部分的加熱至高溫的區(qū)域，難以確保足夠的韌性。還有，在特開昭57-51243號公報的技術中，與通常的Al脫氧不同，由Ti進行脫氧，通過使Ti的氧化物或復合氧化物在鋼中進行分散，達到對奧氏體粒子的成長進行抑制的效果。其結果，有可能在鋼中使抑制奧氏體粒子成長的氧化物進行分散，但另一方面卻存在難以使氧化物均勻微細地進行分散的問題，以及與TiN相比Ti氧化物粗大、從而使恰貝的吸收能量下降這樣致命的問題。因而，在入熱量超過400kJ/cm的高入熱量焊接中，就難以充分地抑制奧氏體粒子的成長，也難以確保焊接熱影響部分的高韌性。
還有，在特開昭60-204863號公報中記載的添加Ca的技術以及特開昭62-260041號公報中記載的添加REM的技術中，如果是300kJ/cm以下的入熱量，可以確保高韌性，但是，對于超過400kJ/cm的高入熱量焊接，這些技術就難以確保使焊接熱影響部分的高韌性與母材具有同等水平。
因此，本發(fā)明的目的是提供一種解決現(xiàn)有技術中所存在的上述問題點、對于超過400kJ/cm的高入熱量焊接也能夠獲得與母材具有同等水平的良好的焊接熱影響部分韌性的鋼材。

發(fā)明內(nèi)容
通過對各種研究進行綜合，本發(fā)明者們發(fā)現(xiàn)，為了提高以超過400kJ/cm的高入熱量進行焊接的焊接熱影響部分的韌性，適當含有必要的Ca對硫化物的形態(tài)控制是很重要的。即，為了提高高入熱量焊接熱影響部分的韌性，對處在高溫區(qū)域的奧氏體的粗大化進行抑制，重要的是，使在此后的冷卻過程中能夠促進鐵素體相變所需要的鐵素體相變核微細地進行分散，而現(xiàn)有技術中對其中的任何一項都做得不徹底。
因此，本發(fā)明中在對鋼板進行熔煉時的凝固階段使CaS結晶析出。由于CaS與氧化物相比是在低溫下結晶析出，因而能夠微細地進行分散。此處，特別重要的是，如果通過對Ca、S的含量及鋼中的溶解氧量進行控制來確保CaS的結晶析出後的固溶S量，就會發(fā)現(xiàn)在CaS的表面上有MnS析出。MnS除了自身具有鐵素體核生成能以外，還具有在其周圍形成Mn的稀薄帶、促進鐵素體相變的作用。還發(fā)現(xiàn)，通過在MnS上再析出TiN、AlN等鐵素體生成核，就能夠進一步促進鐵素體相變。通過采取以上對策，即使在高入熱量焊接時的高溫下也能夠使不溶解的鐵素體相變生成核微細地進行分散，使焊接熱影響部分的組織成為微細的鐵素體貝氏體的組織，從而達到高韌性化。
本發(fā)明為高入熱量焊接用鋼材，其特征是含有C0.03～0.15質量％、Si0.05～0.25質量％、
Mn0.5～2.0質量％、P0.03質量％以下、S0.0005～0.0030質量％、Al0.015～0.1質量％、Ti0.004～0.03質量％、N0.0020～0.0070質量％、Ca0.0005～0.0030質量％，且Ca、O、S的各含量滿足下列(1)式，剩余部分為Fe及不可避免的雜質，0.3≤ACR≤0.8------(1)此處，ACR＝(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S另外，Ca、O、S表示各成分的含量(質量％)。
還有，本發(fā)明為高入熱量焊接用鋼材，其特征是鋼組成還含有從B0.0004～0.0010質量％、V0.2質量％以下、Nb0.05質量％以下、Cu1.0質量％以下、Ni1.5質量％以下、Cr0.7質量％以下、Mo0.7質量％以下之中選取的1種或2種以上。
還有，本發(fā)明為高入熱量焊接用鋼材的制造方法，其特征是采用以下的工序來制造經(jīng)過連續(xù)鑄造或鑄錠-分錠工序把鐵水制成鋼坯，對該鋼坯進行再加熱、熱軋，或是在上述熱軋后，加速冷卻，直接淬火回火，再加熱淬火-回火，再加熱正火-回火，其中，上述鐵水的組成中含有C0.03～0.15質量％、Si0.05～0.25質量％、Mn0.5～2.0質量％、P0.03質量％以下、S0.0005～0.0030質量％、Al0.015～0.1質量％、
Ti0.004～0.03質量％、N0.0020～0.0070質量％、Ca0.0005～0.0030質量％，且Ca、O、S的各含量滿足下列(1)式，剩余部分為Fe及不可避免的雜質；0.3≤ACR≤0.8------(1)此處，ACR＝(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S還有，Ca、O、S表示各成分的含量(質量％)。
還有，本發(fā)明為高入熱量焊接用鋼材的制造方法，其特征是鐵水的組成還含有從B0.0004～0.0010質量％、V0.2質量％以下、Nb0.05質量％以下、Cu1.0質量％以下、Ni1.5質量％以下、Cr0.7質量％以下、Mo0.7質量％以下之中選取的1種或2種以上。
具體實施例方式
以下，對各成分的限制機理進行說明。
C0.03～0.15質量％對于C量，為了獲得作為結構用鋼所需的強度，把下限定為0.03質量％；為避免使焊接開裂性惡化，把上限定為0.15質量％。更優(yōu)選的是0.05～0.10質量％。
Si0.05～0.25質量％對于Si，由于制鋼的需要，必須在0.05質量％以上；但是超過0.25質量％的話，就會使母材的韌性惡化，此外，還會在高入熱量焊接熱影響部分生成島狀馬氏體，使韌性惡化。更優(yōu)選的是0.13～0.22質量％。
Mn0.5～2.0質量％
對于Mn，為了確保母材的強度，0.5質量％以上是必要的；但如果含量超過2.0質量％的話，就會使焊接部分的韌性顯著降低。更加優(yōu)選的是0.8～1.6質量％。
P0.03質量％以下P如果超過0.03質量％的話，就會使焊接部分的韌性惡化。更加優(yōu)選的是0.01質量％以下。
S0.0005～0.0030質量％對于S，為了生成必要的CaS和MnS，0.0005質量％以上是必要的；但如果超過0.0030質量％的話，就會使母材的韌性惡化。更優(yōu)選的是0.0015～0.0025質量％。
Al0.015～0.1質量％對于Al，為了鋼的脫氧，0.015質量％以上是必要的；但如果含量超過0.1質量％的話，就會使母材的韌性降低，同時使焊接金屬的韌性惡化。更優(yōu)選的是0.02～0.06質量％。
Ti0.004～0.03質量％Ti在凝固時成為TiN而析出，對焊接熱影響部分的奧氏體的粗大化抑制以及成為鐵素體相變核、高韌性化做出貢獻。如果不到0.004質量％的話，其效果甚微；超過0.03質量％的話，就會由于TiN粒子的粗大化而不能獲得所期待的效果。更優(yōu)選的是0.008～0.02質量％。
N0.0020～0.0070質量％N是確保TiN的必要量所必需的元素，如果不到0.0020質量％的話，就不能獲得足夠的TiN量；超過0.0070質量％的話，在由于焊接熱循環(huán)而使TiN溶化的區(qū)域的固溶N量就會增加，使韌性顯著下降。更優(yōu)選的是0.0030～0.0055質量％。
Ca0.0005～0.0030質量％Ca是通過固定S來達到韌性改善效果的元素。要達到這種效果，優(yōu)選的是至少應含有0.0005質量％以上，不過，含量超過0.0030質量％的話，效果就會飽和。因此，在本發(fā)明中，限定在0.0005質量％至0.0030質量％的范圍。更優(yōu)選的是0.0010～0.0020質量％。
O0.0045質量％以下如果O超過0.0045質量％的話，夾雜物量就會增加，鋼的純凈度就會惡化，從而使韌性下降。
0.3≤ACR≤0.8(此處，ACR＝(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S，另外，Ca、O、S表示各成分的含量(質量％))必須使Ca及S的含量滿足0.3≤ACR≤0.8的關系。

圖1表示在本發(fā)明鋼的基本組成中添加不同的Ca、模仿2種入熱條件的再現(xiàn)熱循環(huán)試驗結果。它表明，在800-500℃下、冷卻時間153秒或者270秒的任意一種情況下，按照0.3≤ACR≤0.8，韌性具有極大的提高(以vTrs提高約30℃)。在0.3≤ACR≤0.8的范圍，如圖2的顯微鏡照片所示，成為在CaS上MnS析出后的復合硫化物的形態(tài)或者是又有TiN析出的形態(tài)。
如果ACR的值不到0.3的話，CaS就不會結晶析出，因而S就會以MnS單獨的形態(tài)析出。該MnS就會在鋼板制造時的軋制中被拉長，導致母材的韌性降低，同時，達不到作為本發(fā)明的主要著眼點的、在焊接熱影響部分為使MnS熔融而微細分散的目的。另一方面，如果ACR的值超過0.8的話，S幾乎都被Ca所固定，作為鐵素體生成核而發(fā)揮作用的MnS就不會在CaS上析出，因而不能充分發(fā)揮作用。圖3是表示ACR與析出的硫化物的關系的示意圖。還有，在本發(fā)明鋼的ACR的合理范圍，CaS和MnS的復合硫化物及TiN同時析出的析出物，平均粒徑的大小為0.1～5μm，以5×102～1×104個/mm2而存在，能夠促進焊接熱影響部分的珠光體相變，能夠通過組織微細化而達成高韌化。
在本發(fā)明中，可以含有從具有提高母材強度的功能的B、V、Nb、Cu、Ni、Cr、Mo中選取的至少1種或2種以上。
B0.0004～0.0010質量％B具有在制造鋼板時提高淬火性的效果，為獲得這種效果，必須在0.0004質量％以上；但如果添加量超過0.0010質量％的話，淬火性增加，而焊接熱影響部分的韌性則惡化。
V0.2質量％以下V的作用是提高母材的強度、韌性，不過，添加量在0.01質量％以上才能獲得這種效果。而超過0.2質量％的話反而會導致韌性降低。
Nb0.05質量％以下Nb對于確保母材的強度、韌性以及接頭的強度是有效的元素，不過，添加量在0.007質量％以上才能獲得這種效果。而含量超過0.05質量％的話，焊接熱影響部分的韌性就會惡化。
Ni1.5質量％以下Ni能夠保持母材的高韌性并使強度提高，不過，添加量在0.10質量％以上才能獲得這種效果。而超過1.5質量％的話，效果就會飽和，因而把該含量作為上限。
Cu1.0質量％以下Cu具有與Ni相同的作用，不過，添加量在0.10質量％以上才能獲得這種效果。而超過1.0質量％的話，就會產(chǎn)生熱脆性，使鋼板表面性狀惡化。
Cr0.7質量％以下Cr是對母材的高強度化有效的元素，不過，添加量在0.05質量％以上才能獲得這種效果。而大量添加的話，就會對韌性帶來不利影響，因而把上限定為0.7質量％。
Mo0.7質量％以下Mo是對母材的高強度化有效的元素，不過，添加量在0.05質量％以上才能獲得這種效果。而大量添加的話，就會對韌性帶來不利影響，因而把上限定為0.7質量％。
如上所述，在本發(fā)明中，特別是把Ca、S含量調整到所限定的范圍，就能夠提供在高入熱量焊接中的焊接熱影響部分具有良好韌性的鋼材。
另外，本發(fā)明的鋼材可以通過以下的方式來制造。首先在轉爐中對鐵水進行精煉，制成鋼之后，進行RH脫氣，經(jīng)過連續(xù)鑄造或鑄錠-分錠工序而制成鋼坯。再采用以下方法、通過以下工序來制造。該方法是把它再加熱到1250℃以下的溫度，在加熱溫度至650℃的溫度區(qū)，通過熱軋，軋制至規(guī)定的板厚之后，進行空冷或以1～40℃/s的冷卻速度進行加速冷卻，在200℃～600℃停止冷卻，此后進行氣冷，或者，在上述熱軋后，從650℃以上的溫度區(qū)進行直接淬火，在500℃±150℃進行回火；該工序是在850℃至950℃的溫度區(qū)進行再加熱淬火，在500℃±150℃進行回火，再加熱正火至1000℃以下的溫度，向650℃以下進行回火，等等。還有，在串列軋制機的熱軋中也能采用通常所采用的制造條件來制造。還有，本發(fā)明的鋼板的尺寸是板厚6mm以上的厚鋼板或者是熱軋鋼板。
還有，對本發(fā)明的鋼板所適用的焊接方法，沒有特別限制，電弧焊、埋弧焊、電渣焊、電氣焊以及其他熱源焊接方法都可以適用。
實施例1下面參照實施例對本發(fā)明進行說明。
在100kg的高頻熔爐中，對表1及表2中所示的組成的鋼進行熔煉，制成厚100mm的板坯。對該板坯在1150℃下進行1小時加熱后，在930℃以上的溫度區(qū)軋制全軋制量的50％，之后，在900℃至700℃的溫度區(qū)制成厚20mm的鋼板，以10℃/s的冷卻速度進行加速冷卻。
為了對焊接熱循環(huán)后的特性進行測定，從這些鋼板上裁取寬80mm×長80mm×厚15mm的試驗片，加熱至1400℃后附加800～500℃的冷卻速度為1℃/s(相當于電氣焊中的入熱量450kJ/cm的焊接熱影響部分)的焊接熱循環(huán)，以2mm的V切口恰貝試驗對焊接熱影響部分的韌性進行評價。表3將得出的焊接熱影響部分的韌性與母材的強度、韌性一同表示。另外，對于母材的強度，從軋制材料的軋制方向、在1/2t處裁取各2個JISZ2201試驗片，依據(jù)JISZ2241進行試驗，求出其平均值。對于韌性，在與軋制材料的軋制方向垂直的方向、從1/2t的位置裁取各3個JISZ2201的V切口試驗片，依據(jù)JISZ2242對脆性-延展性斷口轉變溫度(vTrs)進行測定。再者，母材和焊接熱影響部分的韌性(斷口轉變溫度)當vTrs為-40℃以下時判定為良好。
由表3表明，在發(fā)明例中全都能獲得vTrs≤-40℃的良好的焊接熱影響部分韌性。與此相反，在比較例中焊接熱影響部分的韌性差，其中母材的韌性也有差的。在這些比較例中，(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S的值及Ca、Ti、C、Mn、Si、S、N、Cu、Cr、Mo、v、B等各成分含量都偏離了本發(fā)明范圍。對于發(fā)明例的鋼16和比較例23的鋼，通過熱軋，制成板厚60mmt的鋼板，以電氣焊450kJ/cm的入熱制作焊接接頭，對板厚1/4t處的有代表性的焊接熱影響部分的微組織進行了觀察。圖4表示發(fā)明例的鋼16，圖5表示比較例23的鋼的顯微照片。在圖5的比較鋼23中，焊接熱影響部分的粗粒化是顯著的，相比之下，在圖4的本發(fā)明鋼16中，焊接熱影響部分的微組織能夠保持與母材同等的微細化。該結果表明，在本發(fā)明鋼16中，高入熱量焊接熱影響部分的韌性具有與母材同等的水平。
表1

式(1)(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S
表2

式(1)(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S
表3

BM母材韌性HAZ焊接熱影響部分韌性實施例2對于本發(fā)明鋼的鋼2，通過熱軋而制成板厚50mm的鋼板，再做成入熱700kJ/cm的電渣焊接頭，對焊接熱影響部分的韌性進行了評價。鋼板的化學組成、焊接條件、母材及焊接熱影響部分的機械特性如表4所示。在機械試驗中，從焊接熱影響部分的結合處裁取試驗片，使切口位于距焊接金屬1mm及3mm的位置，求出vTrs。在各個位置都能獲得與表3的實施例的再現(xiàn)熱循環(huán)中所獲得的韌性大體上同等的、類似母材的良好特性。
表4

工業(yè)實用性如上所述，根據(jù)本發(fā)明，即使進行超過400kJ/cm的高入熱量焊接，也能夠得到具有良好的焊接熱影響部分韌性的鋼材。因而，本發(fā)明對于提高采用埋弧焊、電氣焊、電渣焊等高入熱量焊接來施工的大型結構物的性能所做出的貢獻很大。當然，在400kJ/cm以下的入熱范圍，也具有良好的焊接熱影響部分韌性。
權利要求
1.一種高入熱量焊接用鋼材，其特征是含有C0.03～0.15質量％、Si0.05～0.25質量％、Mn0.5～2.0質量％、P0.03質量％以下、S0.0005～0.0030質量％、Al0.015～0.1質量％、Ti0.004～0.03質量％、N0.0020～0.0070質量％、Ca0.0005～0.0030質量％，且Ca、O、S的各含量滿足下列(1)式，剩余部分為Fe及不可避免的雜質，0.3≤ACR≤0.8------(1)此處，ACR＝(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S另外，Ca、O、S表示各成分的含量(質量％)。
2.根據(jù)權利要求1所述的高入熱量焊接用鋼材，其特征是鋼組成進一步含有從B0.0004～0.0010質量％、V0.2質量％以下、Cu1.0質量％以下、Ni1.5質量％以下、Cr0.7質量％以下、Mo0.7質量％以下之中選取的1種或2種以上。
3.一種高入熱量焊接用鋼材的制造方法，其特征是采用以下的工序來制造經(jīng)過連續(xù)鑄造或鑄錠-分錠工序把鐵水制成鋼坯，對該鋼坯進行再加熱、熱軋，或是在上述熱軋后，加速冷卻，直接淬火回火，再加熱淬火-回火，再加熱正火-回火，其中，上述鐵水含有C0.03～0.15質量％、Si0.05～0.25質量％、Mn0.5～2.0質量％、P0.03質量％以下、S0.0005～0.0030質量％、Al0.015～0.1質量％、Ti0.004～0.03質量％、N0.0020～0.0070質量％、Ca0.0005～0.0030質量％，且Ca、O、S的各含量滿足下列(1)式，剩余部分為Fe及不可避免的雜質；0.3≤ACR≤0.8------(1)此處，ACR＝(Ca-(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S另外，Ca、O、S表示各成分的含量(質量％)。
4.根據(jù)權利要求3所述的高入熱量焊接用鋼材的制造方法，其特征是鐵水的組成進一步含有從B0.0004～0.0010質量％、V0.2質量％以下、Cu1.0質量％以下、Ni1.5質量％以下、Cr0.7質量％以下、Mo0.7質量％以下之中選取的1種或2種以上。
全文摘要
本發(fā)明提供一種在超過400kJ/cm的高入熱量焊接的焊接熱影響部分能夠獲得良好的韌性的鋼材及其制造方法。具體為一種高入熱量焊接用鋼材，含有C0.03～0.15質量％、Si0.05～0.25質量％、Mn0.5～2.0質量％、P0.03質量％以下，S0.0005～0.0030質量％、Al0.015～0.1質量％、Ti0.004～0.03質量％、N0.0020～0.0070質量％、Ca0.0005～0.0030質量％，且Ca、O、S的各含量滿足下列(1)式，剩余部分為Fe及不可避免的雜質。其中，0.3≤ACR≤0.8……(1)，此處，ACR＝(Ca－(0.18+130×Ca)×O)/1.25/S，另外，Ca、O、S表示各成分的含量(質量％)。
文檔編號C22C38/14GK1561403SQ0281934
公開日2005年1月5日 申請日期2002年9月4日 優(yōu)先權日2002年9月4日
發(fā)明者大井健次, 一宮克行, 岡津光浩 申請人:杰富意鋼鐵株式會社