專利名稱：具有在焊接熱影響區(qū)沖擊韌性較好的焊接接頭的大線能量焊接高強(qiáng)度鋼板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及具有即使在大線能量潛弧焊(SAW)后也具有穩(wěn)定性能的焊接接頭的 焊接結(jié)構(gòu)鋼，其用于焊接結(jié)構(gòu)例如船只、建筑、橋梁、海工建筑、鋼管和管道，更具體地，涉及 通過具有精細(xì)TiO和TiO- (Ti，B) N-MnS復(fù)合氧化物的精細(xì)分散體以加快向針狀鐵素體的轉(zhuǎn) 變而在大線能量SAW中顯示出較好沖擊韌性的焊接接頭的焊接結(jié)構(gòu)鋼。
背景技術(shù)：
隨著諸如船只的結(jié)構(gòu)和建筑特征變得更大和更高，.強(qiáng)度更高的更厚的鋼材被用 于所述結(jié)構(gòu)。在這一方面，不可避免地需要高效率焊接，因?yàn)樵谠S多情況下，本領(lǐng)域焊接技 術(shù)不能在給定時(shí)間內(nèi)制造所需的結(jié)構(gòu)。最廣為人知的厚鋼材焊接技術(shù)之一是潛弧焊(SAW)。SAW方法中的大焊接面積有 助于減少焊道數(shù)量。因此，就生產(chǎn)力來說SAW遠(yuǎn)優(yōu)于常規(guī)熔化極氣體保護(hù)電弧焊(GMAW)。SAff是一種將大量熱量給予焊接熱影響區(qū)的大線能量焊接方法。在所述SAW方法 中，焊接金屬的焊接接頭經(jīng)歷組織凝固，從而可能會(huì)形成粗柱狀組織并且在沿奧氏體晶界 的粗晶粒中可能會(huì)形成粗晶界鐵素體、魏氏體鐵素體等。因此，焊接接頭成為焊接結(jié)構(gòu)中沖 擊韌性的下降發(fā)生最多的部分，并有例如開裂和斷裂的危險(xiǎn)。為確保焊接接頭的穩(wěn)定性，需通過控制焊接接頭的精細(xì)結(jié)構(gòu)確保焊接接頭的沖擊 韌性。為此已進(jìn)行了許多研究，尤其是對(duì)于限定焊接材料的元素的技術(shù)。然而，只限定合金 元素而不控制焊接金屬的精細(xì)結(jié)構(gòu)和粒徑可能不能獲得焊接接頭的足夠韌性。最近已出現(xiàn)改善焊接接頭性能的技術(shù)，其特征在于調(diào)節(jié)ARM，ARM的定義為ARM = 197-1457C-1140sol. Al+11850N-316 (Pcm-C)(其中 sol. Al 為溶膠鋁)，范圍為 40-80。然 而，由于所限定的ARM未限定焊接接頭中的氧(0)含量，因此難以在大線能量SAW中確保焊 接接頭的沖擊韌性。

發(fā)明內(nèi)容
技術(shù)問題本發(fā)明旨在解決本領(lǐng)域的上述問題，因此本發(fā)明的一個(gè)方面是通過有效控制合金 元素和大線能量焊接用鋼的精細(xì)結(jié)構(gòu)而提供具有優(yōu)異的抗張強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率、硬度性能和表 面性能的焊接接頭的焊接結(jié)構(gòu)鋼。技術(shù)方案本發(fā)明的一個(gè)方面提供焊接結(jié)構(gòu)鋼，包括以重量計(jì)0.01-0. 2%的C、0. 1-0.5% 的 SiU. 0-3. 0% 的 Μη、0· 01-0. 的 Ti、0. 5-3. 0% 的 Ni、0. 0003-0. 01% 的 Β、0· 05-1. 0% 的 Μο、0· 004-0. 008 % 的 N、至多 0. 030 % 的 Ρ、0· 005-0. 05 % 的 Al、至多 0. 030 % 的 S、 0. 01-0. 03%的0，余量的鐵和不可避免的雜質(zhì)。其中Ti、0、N、B、Mn和S滿足1. 3彡Ti/ 0 彡 3. 0、7 彡 Ti/N 彡 12,0. 8 彡 N/B 彡 1. 5 和 11 彡(Τ +4Β)/N 彡 16 的關(guān)系。
所述焊接結(jié)構(gòu)鋼還可包括選自0. 01-2. 0 %的Cu、0. 0001-0. 1 %的Nb、 0. 005-0. 1 % 的 V、0. 05-1. 0 % 的 Cr、0. 05-0. 5 % 的 W 禾口 0. 005-0. 5 % 的 Zr 的一種或多 種元素。所述焊接結(jié)構(gòu)鋼還可包括0. 0005-0. 05 %的Ca和0. 005-0. 05 %的REM或兩者 (0. 0005-0. 05% 的 Ca ·和 0. 005-0. 05% 的 REM)。所述鋼的焊接接頭的精細(xì)結(jié)構(gòu)可包括組織分?jǐn)?shù)為85%的針狀鐵素體，余量的多邊 形鐵素體和其他晶界鐵素體。TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS復(fù)合氧化物可以0. 5 μ m或更短的 間隔均勻分散在所述焊接接頭的組織中。所述TiO和TiO-(Ti，B) N-MnS復(fù)合氧化物可具有0.01-0. Iym的粒徑。所述焊接 接頭中TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS復(fù)合氧化物的數(shù)量可為1. OXlO7Aim3或更多。有益效果根據(jù)本發(fā)明制造的焊接結(jié)構(gòu)鋼可具有較好的抗張強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率、硬度性能和表面 性能。因此，所述焊接結(jié)構(gòu)鋼具有高度可用性并可穩(wěn)定使用。
具體實(shí)施例方式經(jīng)過對(duì)影響針狀鐵素體——已知其對(duì)增強(qiáng)焊接頭韌性有效——的氧化物的種類 和大小的周密研究，發(fā)明人已發(fā)現(xiàn)，焊接接頭中針狀鐵素體的量根據(jù)TiO和TiO-(Ti，B) N-MnS復(fù)合氧化物的大小和數(shù)量變動(dòng)，并且因此，焊接接頭的韌性根據(jù)存在的針狀鐵素體的
量變化。基于所述研究結(jié)果，本發(fā)明的特征在于(1)在用于潛弧焊(SAW)的焊接接頭中使用TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS復(fù)合氧化物，(2)將焊接接頭中氧化物的數(shù)量限定為1. OX 107/mm3或更多，并將其粒徑限定在 0. 01-0. 1 μ m的范圍內(nèi)，引起并保持焊接接頭的微觀組織中轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧铊F素體的體積分?jǐn)?shù) 為80%或更高。(3)確保TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS復(fù)合氧化物和可溶性硼(B)以加快向針狀鐵素 體的轉(zhuǎn)變。下文將對(duì)本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)描述。1. TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS復(fù)合氧化物的控制通過保持焊接金屬中Ti/0、Ti/N、B/N和Mn/S的合適比例，TiO和TiO_(Ti，B) N-MnS復(fù)合氧化物可恰當(dāng)?shù)胤植迹瑥亩柚乖诤附咏饘俚哪踢^程中粗奧氏體晶粒的生成 并加快向針狀鐵素體的轉(zhuǎn)變。這是因?yàn)楫?dāng)TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS復(fù)合氧化物恰當(dāng)?shù)胤植?在奧氏體晶粒中時(shí)，隨著焊接溫度下降，在轉(zhuǎn)變?yōu)榫Ы玷F素體前，首先發(fā)生向針狀鐵素體的 轉(zhuǎn)變，所述復(fù)合氧化物在奧氏體中起到了異質(zhì)成核位點(diǎn)的作用。因此，焊接接頭的韌性可顯 著地增強(qiáng)。為此，TiO和TiO_(Ti，B)N-MnS復(fù)合氧化物精細(xì)且均勻地分布是很重要的。此夕卜， TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS復(fù)合氧化物的大小、含量和分布需根據(jù)Ti/0、Ti/N、B/N和Mn/S的 比例進(jìn)行優(yōu)化。根據(jù)本發(fā)明，Ti/Ο被限定在1. 3-3. 0的范圍內(nèi)，Ti/N被限定在7-12的范圍 內(nèi)，N/B被限定在0.8-1. 5的范圍內(nèi)，(Ti+4B)/N被限定在11-16的范圍內(nèi)，并且Mn/S被限 定在220-400的范圍內(nèi)。在這種情況下，粒徑為0. 01-0. Ιμπι的TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS 復(fù)合氧化物的數(shù)量為1. OXlO7Aim3或更多。因此，可獲得大量穩(wěn)定的精細(xì)氧化物。
2.焊接接頭中可溶性硼⑶的作用發(fā)明人已發(fā)現(xiàn)，除了均勻分布在焊接接頭中的氧化物以外，溶解的B也通過擴(kuò)散 到晶界并降低晶界能量而抑制晶界中向晶界鐵素體的轉(zhuǎn)變。此外，還了解到B向氧化物擴(kuò) 散并在氧化物周圍形成無B區(qū)，從而抑制復(fù)合氧化物周圍的硬化并加快向針狀鐵素體的轉(zhuǎn)變。3.焊接接頭的精細(xì)結(jié)構(gòu)當(dāng)使用復(fù)合氧化物和可溶性B時(shí)，需要限定本發(fā)明的精細(xì)結(jié)構(gòu)的種類和分?jǐn)?shù)。使 TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS復(fù)合氧化物恰當(dāng)?shù)胤植荚诤附咏饘僦校员隳軌蛟诤附咏宇^冷卻 過程中在晶界轉(zhuǎn)變之前加快晶粒中向針狀鐵素體的轉(zhuǎn)變是很重要的。在這種情況下，焊接 接頭的針狀鐵素體為85%或更多，其余為多邊形鐵素體和不可避免地沉淀在晶界中的鐵素 體組織。根據(jù)本發(fā)明，如上所述，精細(xì)氧化物和可溶性B的有效使用抑制晶界中晶界鐵素 體的形成并加快晶粒中針狀鐵素體的形成，從而增強(qiáng)焊接接頭的沖擊韌性?，F(xiàn)在詳細(xì)描述焊接結(jié)構(gòu)鋼的合金元素，其可形成所需焊接接頭。(下文中，％是指
重量％ )碳(C)含量在0.01-0. 2%的范圍內(nèi)。加入0. 01 %或更多的C以確保焊接金屬足夠的強(qiáng)度和焊接硬度。C含量超過0.2% 在高熱輸入條件下顯著降低焊接特性和沖擊韌性，并導(dǎo)致焊接接頭中的低溫開裂。C的含量 被限定在0.01-0. 2%的范圍內(nèi)。硅(Si)含量在0. 1-0. 5%的范圍內(nèi)。Si是一種具有脫氧作用的元素，加入量為0. 或更多。Si含量低于0. 可能 會(huì)導(dǎo)致焊接金屬中脫氧作用不足并降低焊接金屬的流動(dòng)性。相反，Si含量超過0.5%加快 焊接金屬中馬氏體奧氏體(M-A)組織(M-A組元)的轉(zhuǎn)變，從而降低低溫沖擊韌性并對(duì)焊接 開裂敏感性有不利的影響。因此，Si的含量被限定在0. 1-0. 5%的范圍內(nèi)。錳(Mn)的含量在1. 0-3. 0%的范圍內(nèi)。Mn對(duì)于增強(qiáng)鋼的脫氧和強(qiáng)度有效，并在TiO周圍形成MnS沉淀，從而導(dǎo)致Ti復(fù)合 氧化物而加快有助于焊接接頭韌性增強(qiáng)的針狀鐵素體的生成。此外，Mn在基質(zhì)組織中形成 取代固溶體，從而增加所述基質(zhì)的強(qiáng)度并因此獲得足夠的強(qiáng)度和韌性。因此，加入的Mn為 1.0%或更多。然而，Mn含量超過3.0%可能會(huì)生成低溫轉(zhuǎn)變組織。因此，Mn的含量被限定 在1.0-3. 0%的范圍內(nèi)。鈦(Ti)的含量在0. 01-0. 1 %的范圍內(nèi)。Ti與氧(0)結(jié)合形成精細(xì)Ti氧化物。Ti在本發(fā)明中是非常重要的元素，因?yàn)樗?用于形成精細(xì)TiN沉淀。需要加入0.01%或更多的Ti。然而，Ti含量過高可能會(huì)導(dǎo)致粗 TiO和TiN沉淀的形成。因此，加入的Ti多至0. 1%。鎳(Ni)含量在0.5-3.0%的范圍內(nèi)。Ni通過固溶硬化對(duì)增強(qiáng)基質(zhì)的強(qiáng)度和韌性有效。加入0.5%或更多的Ni。然而， Ni含量過多顯著增加淬透性以及高溫開裂的風(fēng)險(xiǎn)。因此，加入至多3. 0%的Ni。硼(B)的含量在0.0003-0. 01%的范圍內(nèi)。B增強(qiáng)淬透性。在本發(fā)明中，B通過在晶界上偏析而抑制向晶粒鐵素體的轉(zhuǎn)變。因
5此，加入0. 0003%或更多的B。然而，B含量過多不確保進(jìn)一步的作用并且顯著增加焊接硬 度，從而加快M-A組織的轉(zhuǎn)變。這可導(dǎo)致焊接過程中的低溫開裂并降低韌性。因此，加入至 多 0. 01% 的 B。氮(N)的含量在0.004-0. 008%的范圍內(nèi)。需要N以形成TiN沉淀或類似物并增加精細(xì)TiN沉淀的量。具體地，N顯著地影響 TiN沉淀的粒徑、間距、分布、與氧化物的復(fù)合沉淀的發(fā)生率、沉淀的高溫穩(wěn)定性等。因此，N 含量設(shè)定為0. 004%或更高。然而，N含量超過0. 008%不確保進(jìn)一步作用并且增加焊接金 屬中的可溶性N的量，從而損害韌性。因此，加入多至0. 008%的N。磷(P)的含量為0. 030%或更低。P是一種在焊接過程中引起高溫開裂的雜質(zhì)元素。因此，可將P含量控制在盡可能 低的水平。具體地，為增強(qiáng)韌性和抑制開裂，P含量可為0. 03%或更低。鋁(Al)的含量在0.005-0. 05%的范圍內(nèi)。Al是一種脫氧劑，需要Al來降低焊接金屬中氧(0)的含量。Al與可溶性N結(jié)合 形成精細(xì)AlN沉淀。因此，加入0.005%或更多的Al。然而，Al含量過多導(dǎo)致形成粗Al2O3， 其阻斷對(duì)增強(qiáng)韌性必需的TiO的形成。因此，加入至多0. 05%的Al。鉬(Mo)的含量在0.05-1.0%的范圍內(nèi)。與Cr 一樣，Mo增加淬透性同時(shí)增強(qiáng)強(qiáng)度。當(dāng)加入0. 05%或更多時(shí)，Mo才表現(xiàn)出 其作用。然而，Mo的含量過多可硬化焊接接頭并導(dǎo)致焊接過程中的低溫開裂。因此，加入 至多1. 0%的Mo。 硫⑶的含量為0. 030 %或更低。可加入0.030%或更少的S以形成MnS復(fù)合沉淀。S含量超過0. 030%會(huì)形成低熔 點(diǎn)化合物例如FeS，其可導(dǎo)致高溫開裂。因此，需要限定S的含量。氧(0)的含量在0.01-0. 03%的范圍內(nèi)。0是一種在焊接接頭凝固過程中與Ti反應(yīng)形成Ti氧化物的元素。所述Ti氧化 物加快焊接金屬中向針狀鐵素體的轉(zhuǎn)變。然而，O含量超過0.03%可能會(huì)導(dǎo)致其他氧化物 例如粗Ti氧化物或FeO的形成。因此，加入至多0.03%的0。此外，由于方法相關(guān)的原因 難以使0含量少于0. 01 %，并且0含量少于0. 01 %限制對(duì)本發(fā)明有利的氧化物的形成。因 此，0含量的下限設(shè)定為0. 01 %。Ti/Ο 在 1. 3-3. 0 的范圍內(nèi)。Ti/Ο比例低于1. 3導(dǎo)致焊接金屬中奧氏體晶粒的生長(zhǎng)抑制并導(dǎo)致向針狀鐵素體 轉(zhuǎn)化所需的Ti氧化物不足，以及降低TiO氧化物中所含的Ti分?jǐn)?shù)，從而導(dǎo)致TiO失去其 作為針狀鐵素體成核位點(diǎn)的作用。因此，Ti/o比例不足可降低對(duì)增強(qiáng)焊接熱影響區(qū)韌性 有效的針狀鐵素體的相分?jǐn)?shù)。相反，Ti/o比例超過3. 0對(duì)抑制焊接金屬中奧氏體晶粒的 生長(zhǎng)不確保任何進(jìn)一步的作用，反而降低氧化物中所含的諸如錳等元素的比例，從而導(dǎo)致 TiO氧化物失去其作為針狀鐵素體的成核位點(diǎn)的作用。因此，本發(fā)明的Ti/o比例被控制在 1. 3-3. 0的范圍內(nèi)。Ti/N在7-12的范圍內(nèi)。Ti/N比例小于7減少在TiO氧化物中形成的TiN沉淀的量，從而不利地影響向?qū)?增強(qiáng)韌性有效的針狀鐵素體的轉(zhuǎn)變。另一方面，Ti/N比例超過12不確保任何進(jìn)一步作用并且增加可溶性N的量，從而降低沖擊韌性。因此，Ti/N比例被限制在7-12的范圍內(nèi)。N/B 在 0. 8-1. 5 的范圍內(nèi)。N/B比例小于0. 8導(dǎo)致在焊接后的冷卻過程中擴(kuò)散到奧氏體晶界中的可溶性B不 足，從而降低抑制向晶界鐵素體轉(zhuǎn)變的水平。另一方面，N/B比例超過1. 5不確保任何進(jìn)一 步作用并且增加可溶性N的量，從而降低焊接熱影響區(qū)的韌性。因此，N/B比例被限定在 0. 8-1. 5的范圍內(nèi)。(Ti+4B)/N 在 11-16 的范圍內(nèi)。(Ti+4B)/N比例小于11增加固溶N的量，其對(duì)增強(qiáng)焊接接頭的韌性無效。(Ti+4B)/ N比例超過16導(dǎo)致沉淀例如TiN、BN等的生成不足。因此，(Ti+4B)/N比例被限定在11-16 的范圍內(nèi)。Mn/S 在 220-400 的范圍內(nèi)。Mn/S比例超過400導(dǎo)致強(qiáng)度的迅速增加，從而導(dǎo)致開裂或降低低溫韌性。同時(shí)， Mn/S比例小于220可導(dǎo)致高溫開裂。因此，Mn/S比例被限定在220-400的范圍內(nèi)。根據(jù)本發(fā)明，焊接結(jié)構(gòu)鋼基本由以上合金元素構(gòu)成。為增強(qiáng)機(jī)械性能，再加入選自 鈮(Nb)、釩(V)、銅(Cu)、鉻(Cr)、鎢(W)和鋯(Zr)的一種或多種元素。Cu的含量在0. 01-2. 0%的范圍內(nèi)。Cu溶解在基質(zhì)中從而增加基質(zhì)強(qiáng)度。因此，Cu是一種對(duì)確保強(qiáng)度和韌性有效的元 素。加入0.01%或更多的Cu。然而，Cu的含量過多增加焊接接頭的硬度，從而降低韌性并 導(dǎo)致焊接金屬的高溫開裂。如果一起加入Cu和Ni，那么它們的總含量被限定在3. 5%或更低。Cu和Ni的總 含量超過3. 5%顯著增加淬透性，損害韌性和焊接特性。Nb的含量在0. 0001-0. 的范圍內(nèi)。Nb是一種可增強(qiáng)淬透性的元素。特別是，Nb對(duì)降低Ar3溫度和即使在低溫下擴(kuò)大 貝氏體生成的范圍有效。因此，Nb有助于穩(wěn)定地獲得貝氏體組織。為實(shí)現(xiàn)此作用，需要加 入0.0001%或更多的Nb。然而，Nb含量超過0. 加快焊接接頭處M-A組織的形成，不利 地影響焊接接頭的韌性。因此，Nb含量的上限設(shè)定為0. 1%。V的含量在0. 005-0. 的范圍內(nèi)。V是一種通過形成VN沉淀加快鐵素體轉(zhuǎn)變的元素?？杉尤?. 005%或更多的V。 然而，V含量過多可能會(huì)在焊接接頭處形成硬質(zhì)相例如碳化物，從而損害焊接接頭的韌性。 因此，V含量的上限設(shè)定為0. 1%。Cr的含量在0. 05-1. 0%的范圍內(nèi)。Cr是一種增加淬透性和增強(qiáng)強(qiáng)度的元素?？杉尤?.05%或更多的Cr。然而，Cr 含量過多可導(dǎo)致焊接接頭的韌性降低。因此，Cr含量的上限設(shè)定為1.0%。W的含量在0. 05-0. 5%的范圍內(nèi)。W是一種對(duì)增強(qiáng)高溫強(qiáng)度和增加沉淀有效的元素。因此，加入0. 05%或更多的W。 然而，W含量超過0. 5%不利地影響焊接接頭的韌性。Zr的含量在0. 005-0. 5%的范圍內(nèi)。&對(duì)于增加強(qiáng)度有效。因此，可加入0.005%或更多的&。然而，&含量超過 0. 5%損害焊接接頭的韌性，因此其上限設(shè)定為0. 5%。
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根據(jù)本發(fā)明，加入Ca和/或REM以抑制殘余奧氏體的晶粒生長(zhǎng)。Ca和/或REM是可在焊接過程中穩(wěn)定焊弧并在焊接接頭處形成氧化物的元素。此 外，Ca和/或REM抑制冷卻過程中奧氏體的晶粒生長(zhǎng)并加快晶粒內(nèi)鐵素體的轉(zhuǎn)變，從而增 強(qiáng)焊接接頭的韌性。為此，可加入0.0005%或更多的Ca，可加入0.005%或更多的REM。然 而，Ca含量超過0.05%以及REM含量超過0.05%導(dǎo)致形成大氧化物，其可降低韌性。REM 可通過使用選自鈰(Ce)、鑭(La)、釔(Y)、鉿(Hf)等的一種或多種元素制成。 現(xiàn)在詳細(xì)描述構(gòu)成本發(fā)明鋼的精細(xì)結(jié)構(gòu)。在本發(fā)明中，大線能量焊接后形成的焊接接頭的精細(xì)結(jié)構(gòu)是針狀鐵素體，其相分 數(shù)需為85%或更高。這是因?yàn)樗鲠槧铊F素體組織有助于獲得高強(qiáng)度和高韌性。鐵素體 和貝氏體的結(jié)合組織對(duì)沖擊韌性有利但不確保焊接接頭的強(qiáng)度。貝氏體和M-A組織的結(jié) 合組織獲得焊接接頭的高強(qiáng)度但損害機(jī)械性能例如焊接接頭的韌性，并增加低溫開裂敏感 性。出于此原因，本發(fā)明的組織包含針狀鐵素體作為主要組織，其余為多邊形鐵素體和不可 避免地沉淀在晶界中的鐵素體組織。存在于焊接接頭中的氧化物顯著影響焊接后焊接接頭的精細(xì)結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變。S卩，所 述組織的生成和性能極大地受到分布的氧化物的種類、大小和數(shù)量的影響。特別是，高熱 輸入焊接接頭的冷卻速率低，從而使得晶粒粗并導(dǎo)致從晶界形成諸如粗晶界鐵素體、魏氏 體鐵素體、貝氏體的組織，其可降低焊接接頭的性能。為防止性能下降，TiO和TiO-(Ti，B) N-MnS復(fù)合氧化物以0. 5 μ m或更小的間距均勻地分散在焊接金屬中是很重要的。此外，TiO和TiO_(Ti，B)N-MnS復(fù)合氧化物的粒徑被限定在0. 01-0. 1 μ m的范圍 內(nèi)。小于0.01 μ m的粒徑不足以加快在高熱輸入焊接接頭處到針狀鐵素體的轉(zhuǎn)變。另一方 面，粒徑超過0. 1 μ m降低對(duì)奧氏體晶粒的鎖定作用(即晶粒生長(zhǎng)抑制)，并損害高熱輸入焊 接接口的機(jī)械性能，因?yàn)樗鼈兿翊址墙饘賷A雜物一樣起作用。需要足夠數(shù)量的氧化物以充分地實(shí)現(xiàn)上述作用。因此，TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS 復(fù)合氧化物的臨界值需為1. OX 107/mm3或更多?，F(xiàn)在詳細(xì)描述具有根據(jù)本發(fā)明形成的焊接接頭的焊接結(jié)構(gòu)鋼。本發(fā)明提供的高熱輸入焊接接頭包括相分?jǐn)?shù)為85 %或更多的針狀鐵素體組織。在 所述焊接接頭中，粒徑為0. 01-0. 1 μ m的TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS復(fù)合氧化物以0. 5 μ m或 更小的間距精細(xì)地分布。TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS復(fù)合氧化物的數(shù)量為1. OX 107mm3。除所述大線能量SAW方法以外，具有所述焊接接頭的焊接結(jié)構(gòu)鋼還可用于多種大 線能量焊接方法。可使用高冷卻速率的大線能量焊接方法，因?yàn)楦呃鋮s速率有助于獲得氧 化物的精細(xì)分布和高熱輸入焊接接頭中的精細(xì)結(jié)構(gòu)。出于相同的原因，強(qiáng)制冷卻和銅襯底 可用于改善焊接接頭的冷卻速率。然而，應(yīng)注意，將已知技術(shù)用于本發(fā)明只是對(duì)本發(fā)明的簡(jiǎn) 單修改，應(yīng)被理解為包括在本發(fā)明的范圍內(nèi)。實(shí)施例現(xiàn)在通過所附的圖表對(duì)本發(fā)明的某些/典型方案進(jìn)行詳細(xì)的描述。通過lOOkJ/cm或更高的熱量輸入的SAW制造具有如下表1所示的元素組成的焊 接結(jié)構(gòu)鋼?？杀憩F(xiàn)本發(fā)明效果的焊接接頭中Ti/0、Ti/N、N/B、Mn/S和(Ti+4B)/N的值示于 表2。表 1
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28
G
25
0
28
0
26
0
24 0
25
0
26
0
35
0
Ε M
0.0 05
Ca
0.0
01
V
0.0 1
Nb
0.1
C0.
Al
0.0 1
0.0
05
0.0 4
0.0
3
0.0 1
0.0 2
0.0
2
O
O'1
0.0
0.0 1
0.0 05
Cu
0.0 5
0.0 4
0.0
2
Ν(ρρ昀
52
54
53
50
50
54
55
65
52
55
92
B(PpM)
56
45
52
50
45
42
45
46
40
43
29
Ti
0.0
57
0
6
0 4丨
0.0 63
0.0 40
0.0 45
0.0 50
0.0 48
0.0 60
0.0 44
0.0 46
O
O.1
M ο
O.4
0.1 5
0.1 5
0.1
2
0, 0
0.1 2
0.1 5
0.1 8
0.2 0
0.2 5
0.1 9
Ni
1.5 4
1.4 4
1.6 5
1.5 4
1 0
1.6 5
1.4 5
1.4 8
1.5 0
2.6 0
S
§05
0.0ω
0.0 04
0.0 05
0.0 04
0.0 05
§05
0.006
0.0 05
0.0 06
0.006
P
0.0 10
0.0
12
0.0 11
0.0 08
0.0 11
0.0 9
0.0 11
0.0 12
0.0 10
0.0 09
0.0 11 表2
10 從焊接接頭各自的中間部分取出評(píng)估以上述方法焊接的焊接接頭機(jī)械性能的試 件。對(duì)于拉伸試件，使用KS Standard No. 4 (KS B 0801)的試件。以100mm/min的滑塊速 度進(jìn)行拉伸試驗(yàn)?；贙S Standard No. 3 (KS B 0809)的試件制備沖擊試驗(yàn)試件。使用圖像分析儀和電子顯微鏡通過點(diǎn)計(jì)數(shù)測(cè)量顯著影響焊接接口韌性的氧化物 和復(fù)合氧化物的大小、數(shù)量和間距。基于IOOmm2評(píng)估待測(cè)試表面。用于大線能量焊接的焊 接接頭的沖擊韌性的評(píng)估是通過將其加工成沖擊試件并在-20°C在上面進(jìn)行Charpy沖擊 試驗(yàn)而進(jìn)行的。
11
焊接接頭的性能的評(píng)估結(jié)果示于下表3。表3 如上表3所示，在根據(jù)本發(fā)明制造的用于大線能量焊接的焊接結(jié)構(gòu)鋼中，TiO和 TiO-(Ti，B)N-MnS復(fù)合氧化物的數(shù)量為2X108/mm3或更多。與之相對(duì)地，在對(duì)比鋼中，TiO 和TiO-(Ti，B)N-MnS復(fù)合氧化物的數(shù)量為4. 3X 106/mm3或更少。因此，可看出與對(duì)比鋼相 比，發(fā)明鋼具有非常均勻和精細(xì)的復(fù)合沉淀，并且在復(fù)合沉淀的數(shù)量上也超過對(duì)比鋼。發(fā)明鋼的精細(xì)結(jié)構(gòu)包括作為主要組織的針狀鐵素體，以及多邊形鐵素體和不可避 免地沉淀在晶界中的其他鐵素體。由于所述針狀鐵素體的相分?jǐn)?shù)為85%或更高，因此所述 焊接接頭與對(duì)比鋼相比在大線能量SAW過程中表現(xiàn)優(yōu)異的沖擊韌性。根據(jù)本發(fā)明的示例實(shí)施方案，具有根據(jù)本發(fā)明制造的焊接接頭的焊接結(jié)構(gòu)鋼具有 優(yōu)異的抗張強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率、硬度性能和表面性能。當(dāng)結(jié)合優(yōu)選實(shí)施方案展示和描述本發(fā)明時(shí)，本領(lǐng)域技術(shù)人員會(huì)明了，可進(jìn)行修改 和改變而不背離如所附權(quán)利要求書限定的本發(fā)明的精神和范圍。
1權(quán)利要求
焊接結(jié)構(gòu)鋼，包括以重量計(jì)0.01 0.2％的C、0.1 0.5％的Si、1.0 3.0％的Mn、0.01 0.1％的Ti、0.5 3.0％的Ni、0.0003 0.01％的B、0.05 1.0％的Mo、0.004 0.008％的N、0.030％或更少的P、0.005 0.05％的Al、0.030％或更少的S、0.01 0.03％的O，余量的鐵和不可避免的雜質(zhì)。
2.權(quán)利要求1的焊接結(jié)構(gòu)鋼，其中Ti、0、N和B滿足1.3 ( Ti/0 ( 3. 0、7 ( Ti/N ( 12、 0. 8彡Ν/Β彡1. 5和1 1彡(Τ +4Β) /N彡16的關(guān)系。
3.權(quán)利要求1的焊接結(jié)構(gòu)鋼，其中Mn和S滿足220彡Mn/S彡400的關(guān)系。
4.權(quán)利要求1或2的焊接結(jié)構(gòu)鋼，還包括選自0.01-2. 0%的Cu、0. 0001-0. 的Nb、 0. 005-0. 的 ν、0· 05-1. 0% 的 Cr、0. 05-0. 5% 的 W 禾口 0. 005-0. 5% 的 Zr 的一種或多種元ο
5.權(quán)利要求4的焊接結(jié)構(gòu)鋼，其中當(dāng)一起加入Cu和Ni時(shí)，它們的總含量以重量計(jì)為 3. 5%或更少。
6.權(quán)利要求1或2的焊接結(jié)構(gòu)鋼，還包括0.0005-0. 05_Ca、0. 005-0. 05%的REM或兩者。
7.權(quán)利要求1或2的焊接結(jié)構(gòu)鋼，其中所述焊接結(jié)構(gòu)鋼的焊接接頭的精細(xì)結(jié)構(gòu)包括組 織分?jǐn)?shù)為85%或更多的針狀鐵素體，余量的多邊形鐵素體和其他晶界鐵素體。
8.權(quán)利要求1或2的焊接結(jié)構(gòu)鋼，其中TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS復(fù)合氧化物以0.5 μ m 或更小的間距均勻地分散在焊接接頭的組織中。
9.權(quán)利要求8的焊接結(jié)構(gòu)鋼，其中TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS復(fù)合氧化物的粒徑為 0.01-0. Ιμ 。
10.權(quán)利要求8的焊接結(jié)構(gòu)鋼，其中所述焊接接頭中，TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS復(fù)合氧 化物的數(shù)量為1. OXlO7Aim3或更多。
全文摘要
本發(fā)明提供焊接結(jié)構(gòu)鋼，包括0.01-0.2％的C、0.1-0.5％的Si、1.0-3.0％的Mn、0.01-0.1％的Ti、0.5-3.0％的Ni、0.0003-0.01％的B、0.05-1.0％的Mo、0.004-0.008％的N、至多0.030％的P、0.005-0.05％的Al、至多0.030％的S、0.01-0.03％的O，余量的鐵和不可避免的雜質(zhì)。其中Ti、O、N、B、Mn和S滿足1.3≤Ti/O≤3.0、7≤Ti/N≤12、0.8≤N/B＜1.5和11≤(Ti+4B)/N≤16的關(guān)系。所述鋼的焊接接頭的精細(xì)結(jié)構(gòu)包括85％的針狀鐵素體，TiO和TiO-(Ti，B)N7MnS復(fù)合氧化物以0.5μm或更小的間距均勻地分散在組織中，并且粒徑為0.01-0.1μm。所述焊接接頭中TiO和TiO-(Ti，B)N-MnS復(fù)合氧化物的數(shù)量為1.0×107/mm3或更多。所述焊接結(jié)構(gòu)鋼因其優(yōu)異的抗張強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率、硬度性能和表面性能而確保高度可用性和其穩(wěn)定應(yīng)用。
文檔編號(hào)C22C38/04GK101918607SQ200880125034
公開日2010年12月15日 申請(qǐng)日期2008年12月12日 優(yōu)先權(quán)日2007年12月13日
發(fā)明者樸永桓, 洪承甲, 鄭弘喆 申請(qǐng)人:Posco公司