專(zhuān)利名稱(chēng)：用于焊接結(jié)構(gòu)的具有TiN+MnS析出相的鋼板及其制造方法和使用該鋼板的焊接結(jié)構(gòu)的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及適用于建筑、橋梁、船舶、艦艇、鋼管、管線(xiàn)等等的結(jié)構(gòu)鋼制品，更具體地，本發(fā)明涉及焊接結(jié)構(gòu)鋼材，在制造過(guò)程中利用了細(xì)小的復(fù)合析出相TiN和MnS，其形態(tài)是MnS包圍著TiN，從而能同時(shí)改善熱影響區(qū)的強(qiáng)度和韌性。本發(fā)明還涉及制造所述焊接結(jié)構(gòu)鋼制品的方法，以及使用這種焊接結(jié)構(gòu)鋼制品的焊接結(jié)構(gòu)。
當(dāng)將高的熱量輸入到鋼制品時(shí)，熱影響區(qū)，特別是靠近熔化邊界的部分，其溫度由于高熱量的輸入接近鋼材的熔點(diǎn)。結(jié)果，熱影響區(qū)出現(xiàn)晶粒長(zhǎng)大，形成粗大的晶粒結(jié)構(gòu)。并且，當(dāng)鋼材冷卻時(shí)，能形成削弱鋼韌性的細(xì)小結(jié)構(gòu)，例如貝氏體和馬氏體。因此，熱影響區(qū)是一個(gè)韌性下降的區(qū)域。
為了保證焊接結(jié)構(gòu)所需的穩(wěn)定性，需要抑制熱影響區(qū)奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，以使焊接處保持細(xì)小的組織結(jié)構(gòu)。達(dá)到上述目的公知的技術(shù)包括高溫穩(wěn)定的氧化物或Ti基碳氮化物彌散分布在鋼中，以減緩熱影響區(qū)的晶粒在焊接過(guò)程中的長(zhǎng)大。這種技術(shù)在以下文獻(xiàn)中有描述日本專(zhuān)利公開(kāi)平12-226633、平11-140582、平10-298708、平9-194990、平9-324238、平8-60292、昭60-245768、平5-186848、昭58-31065、昭61-797456和昭64-15320，以及《日本焊接學(xué)會(huì)會(huì)刊》52卷第2期49頁(yè)。
日本專(zhuān)利公開(kāi)平11-140582是使用TiN析出相技術(shù)的一個(gè)典型。這種技術(shù)使結(jié)構(gòu)鋼的沖擊韌性達(dá)到0℃時(shí)200J(最大時(shí)可達(dá)到300J)。根據(jù)這種技術(shù)，Ti/N的比例控制在4到12，以使TiN析出相的晶粒尺寸為0.05μm或更小，密度為5.8×103/mm2到8.1×104/mm2；或TiN析出相的晶粒尺寸為0.03到0.2μm，密度為3.9×103/mm2到6.2×104/mm2，從而保證焊接位置所需的韌性。但是，按照這種技術(shù)，在應(yīng)用熱輸入焊接工藝的基材和熱影響區(qū)都表現(xiàn)出很低的韌性。例如，基材和熱影響區(qū)的沖擊韌性分別為0℃時(shí)320J和220J。并且，由于基材和熱影響區(qū)的韌性有較大差異，達(dá)到100J，這就很難保證使用超高熱輸入焊接工藝焊接厚鋼板得到的鋼結(jié)構(gòu)所需的可靠性。而且，為了得到所需的TiN析出相，此技術(shù)包括的步驟有將板坯加熱到1050℃或更高，將加熱的板坯淬火，在隨后的熱軋之前再加熱淬火的板坯。由于經(jīng)過(guò)再次熱處理，增大了制造成本。
日本專(zhuān)利公開(kāi)平9-194990中公開(kāi)的技術(shù)包括，為了形成含有Al、Mn、Si的復(fù)合氧化物，在低碳鋼(N≤0.005％)中Al與O的比例控制在0.3～1.5的范圍內(nèi)(0.3≤Al/O≤1.5)。但是，這種工藝生產(chǎn)的鋼材表現(xiàn)出低的韌性，因?yàn)楫?dāng)使用約100kJ/cm高熱輸入的焊接工藝時(shí)，熱影響區(qū)的轉(zhuǎn)變溫度約-50。而且，日本專(zhuān)利公開(kāi)平10-298708中公開(kāi)的技術(shù)包括利用MgO和TiN復(fù)合析出相。但是，當(dāng)使用約100kJ/cm高熱輸入的焊接工藝時(shí)，此工藝的鋼材表現(xiàn)出低的韌性，熱影響區(qū)的沖擊韌性為0℃時(shí)130J。
雖然出現(xiàn)了很多在應(yīng)用高熱輸入焊接工藝時(shí)利用TiN析出相和Al基氧化物或MgO改善熱影響區(qū)韌性的技術(shù)，但是，在應(yīng)用超高熱輸入焊接工藝在1350℃或更高溫度保持較長(zhǎng)時(shí)間的情況下，沒(méi)有能夠顯著改善熱影響區(qū)韌性的技術(shù)。
一方面，本發(fā)明提供一種含有細(xì)小復(fù)合析出相TiN和MnS的焊接結(jié)構(gòu)鋼材，包括(以重量百分?jǐn)?shù)計(jì))0.03～0.17％C、0.01～0.5％Si、1.0～2.5％Mn、0.005～0.2％Ti、0.0005～0.1％Al、0.008～0.030％N、0.0003～0.01％B、0.001～0.2％W、最多0.03％P、0.003～0.05％S、最多0.005％O，其余為Fe和附帶的雜質(zhì)，同時(shí)滿(mǎn)足的條件為1.2≤Ti/N≤2.5、10≤N/B≤40、2.5≤Al/N≤7、6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14和200≤Mn/S≤400，具有主要由晶粒尺寸為20μm或更小的鐵素體和珠光體復(fù)合結(jié)構(gòu)組成的微觀(guān)結(jié)構(gòu)。
另一方面，本發(fā)明提供一種制造具有TiN和MnS細(xì)小復(fù)合析出相的焊接結(jié)構(gòu)鋼材的方法，其步驟包括制造鋼板坯，各元素含量為(重量百分?jǐn)?shù))0.03～0.17％C、0.01～0.5％Si、1.0～2.5％Mn、0.005～0.2％Ti、0.0005～0.1％Al、0.008～0.030％N、0.0003～0.01％B、0.001～0.2％W、最多0.03％P、0.003～0.05％S、最多0.005％O，其余為Fe和附帶的雜質(zhì)，同時(shí)滿(mǎn)足的條件為1.2≤Ti/N≤2.5、10≤N/B≤40、2.5≤Al/N≤7、6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14和200≤Mn/S≤400；將鋼板坯加熱到1000到1250℃保溫60到180分鐘；將加熱的板坯在奧氏體再結(jié)晶區(qū)內(nèi)熱軋，厚度壓下量為40％或更大；將熱軋的鋼板坯以1℃/min的速率冷卻到鐵素體相變終止溫度±10℃。
另一方面，本發(fā)明提供一種制造具有TiN和MnS細(xì)小復(fù)合析出相的焊接結(jié)構(gòu)鋼材的方法，其步驟包括制造鋼板坯，各元素含量為(重量百分?jǐn)?shù))0.03～0.17％C、0.01～0.5％Si、1.0～2.5％Mn、0.005～0.2％Ti、0.0005～0.1％Al、最多0.005％N、0.0003～0.01％B、0.001～0.2％W、最多0.03％P、0.003～0.05％S、最多0.005％O，其余為Fe和附帶的雜質(zhì)，同時(shí)滿(mǎn)足的條件為200≤Mn/S≤400；將鋼板坯加熱到1000到1250℃保溫60到180分鐘，同時(shí)將鋼板坯滲氮，控制鋼板坯的N含量為0.008～0.03％，并且滿(mǎn)足的條件為1.2≤Ti/N≤2.5、10≤N/B≤40、2.5≤Al/N≤7、6.5(Ti+2Al+4B)/N≤14；將滲氮的板坯在奧氏體再結(jié)晶區(qū)內(nèi)熱軋，厚度壓下量為40％或更大；將熱軋的鋼板坯以1℃/min的速率冷卻到鐵素體相變終止溫度±10℃。
另一方面，本發(fā)明提供一種使用上述任何一種焊接結(jié)構(gòu)鋼材制造的、具有優(yōu)良的熱影響區(qū)韌性的焊接結(jié)構(gòu)。
在說(shuō)明書(shū)中，術(shù)語(yǔ)“原始奧氏體”是指當(dāng)在鋼材上應(yīng)用高熱輸入焊接工藝時(shí)在鋼材(基材)熱影響區(qū)形成的奧氏體。這種奧氏體與制造過(guò)程中(熱軋過(guò)程)形成的奧氏體不同。
在鋼材上應(yīng)用使用高熱輸入的焊接工藝時(shí)，細(xì)致觀(guān)察鋼材(基材)熱影響區(qū)中原始奧氏體的生長(zhǎng)行為以及冷卻過(guò)程中原始奧氏體的相變后，本發(fā)明者發(fā)現(xiàn)，參考原始奧氏體的臨界尺寸(約80μm)，熱影響區(qū)的韌性發(fā)生變化，熱影響區(qū)中細(xì)小鐵素體的數(shù)量增加使韌性提高。
基于這個(gè)觀(guān)察，本發(fā)明的特征在于(1)在鋼材中使用TiN和MnS復(fù)合析出相；(2)將鋼材(基材)的初始鐵素體晶粒尺寸減小到臨界尺寸或更小，以控制原始奧氏體的晶粒尺寸為80μm或更小；和(3)減小Ti/N比以有效地形成BN和AlN析出相，從而增大熱影響區(qū)的鐵素體部分，并控制鐵素體呈針狀或多邊形以有效地改善韌性。
下面詳細(xì)描述本發(fā)明的上述特征(1)、(2)和(3)。(1)復(fù)合析出相TiN和MnS在對(duì)結(jié)構(gòu)鋼材進(jìn)行高熱輸入焊接時(shí)，靠近熔化邊界的熱影響區(qū)被加熱到1400℃或更高溫度。結(jié)果，焊接加熱使基材中的TiN析出相部分溶解。另外，出現(xiàn)Ostwald熟化現(xiàn)象，即小晶粒尺寸的析出相溶解，并擴(kuò)散到大晶粒尺寸的析出相。根據(jù)Ostwald熟化現(xiàn)象，部分析出相粗化。并且，TiN析出相的密度大大降低，因此抑制原始奧氏體長(zhǎng)大的作用消失。
在觀(guān)察到TiN析出相的特征取決于Ti/N比的關(guān)系，并考慮當(dāng)基材中分散的TiN析出相在焊接加熱溶解時(shí)Ti原子擴(kuò)散的發(fā)生導(dǎo)致上述現(xiàn)象的事實(shí)，本發(fā)明者發(fā)現(xiàn)一個(gè)新的事實(shí)，即在高的氮濃度條件下(即低的Ti/N比)，溶解Ti原子的濃度和擴(kuò)散速率減小，提高了TiN析出相的高溫穩(wěn)定性。也就是，當(dāng)Ti和N的比例(Ti/N)為1.2到2.5時(shí)，溶解Ti的數(shù)量大大減少，從而提高TiN析出相的高溫穩(wěn)定性。結(jié)果，細(xì)小的TiN析出相以高的密度均勻分散。假定這個(gè)驚人的結(jié)果是基于以下事實(shí)代表TiN析出相高溫穩(wěn)定性的溶解度在氮含量降低時(shí)減小了，因?yàn)楫?dāng)在Ti含量不變的條件下提高氮含量時(shí)，所有溶解的Ti原子容易與氮原子結(jié)合，溶解Ti的數(shù)量在高氮濃度的條件下下降。
并且，本發(fā)明者注意到，如果能防止靠近熔化邊界的熱影響區(qū)中分布的TiN析出相再溶解，甚至當(dāng)基材中那些TiN析出相細(xì)小并均勻分散時(shí)，就可能容易地抑制原始奧氏體晶粒的長(zhǎng)大。也就是，本發(fā)明者研究的方案是延緩基材中TiN析出相的再溶解。作為此研究的結(jié)果，本發(fā)明者發(fā)現(xiàn)，當(dāng)TiN在熱影響區(qū)的分布形式是MnS包圍基材中的TiN析出相時(shí)，TiN和MnS的復(fù)合析出相能顯著延緩那些TiN析出相在基材中的再溶解，甚至當(dāng)TiN析出相被加熱到1350℃的高溫時(shí)也是如此。也就是，包圍TiN的MnS優(yōu)先再溶解了，從而影響了TiN在基材中的溶解和TiN的再溶解速率。結(jié)果，TiN有效地抑制了原始奧氏體晶粒的長(zhǎng)大。因此而達(dá)到顯著改善熱影響區(qū)韌性的目的。
因此，減小能反映TiN析出相高溫穩(wěn)定性的TiN溶解度，并使細(xì)小的TiN和MnS復(fù)合析出相在基材中均勻分布是很重要的。在得到TiN和MnS復(fù)合析出相的尺寸、數(shù)量和密度與Ti和N之比(Ti/N)及Mn和S之比(Mn/S)的關(guān)系后，本發(fā)明者發(fā)現(xiàn)，晶粒尺寸0.01～0.1μm的TiN和MnS復(fù)合析出相在Ti/N為1.2～2.5及Mn/S為220～400的條件下析出的密度為1.0×107/mm2或更大。也就是，析出相之間的間距是均勻的，為0.5μm。
本發(fā)明者還發(fā)現(xiàn)一個(gè)有趣的事實(shí)，即，甚至由氮含量為0.005％或更少的低氮鋼板坯通過(guò)在板坯加熱爐中滲氮處理得到的高氮鋼，其板坯表面出現(xiàn)裂紋的幾率也較低，因此就可以在控制Ti/N為1.2～2.5的條件下得到上述所需的TiN析出相。這是根據(jù)以下事實(shí)得出的當(dāng)在Ti含量不變的條件下通過(guò)滲氮提高氮含量時(shí)，所有溶解的Ti原子容易與N原子結(jié)合，從而減小能反映TiN析出相高溫穩(wěn)定性的TiN溶解度。
根據(jù)本發(fā)明，除了控制Ti/N比，考慮到由于在高氮環(huán)境中溶解N的存在能促進(jìn)時(shí)效過(guò)程，一般地還要控制N/B比、Al/N比、V/N比、N含量和Ti+Al+B+(V)的總含量，它們以BN、AlN和VN的形式析出N。根據(jù)本發(fā)明，如上所述，不僅通過(guò)控制與Ti/N比和TiN溶解度有關(guān)的TiN析出相的密度，還需通過(guò)使TiN以MnS包圍TiN的TiN和MnS復(fù)合析出相的形式彌散分布，才能將基材與熱影響區(qū)之間的韌性差減小到最低。這一方案與傳統(tǒng)的析出相控制方案(日本專(zhuān)利公開(kāi)平11-140582)有很大的區(qū)別，該方案是通過(guò)簡(jiǎn)單地提高Ti含量(Ti/N≥4)來(lái)提高TiN析出相的含量。(2)鋼(基材)中鐵素體晶粒尺寸的控制研究之后，本發(fā)明者發(fā)現(xiàn)，除了控制析出相外，為了控制原始奧氏體的晶粒尺寸為80μm或更小，重要的是在鐵素體和珠光體的復(fù)合組織結(jié)構(gòu)中得到細(xì)小的鐵素體晶粒。通過(guò)熱軋過(guò)程細(xì)化奧氏體晶粒，或控制熱過(guò)程之后冷卻過(guò)程中出現(xiàn)鐵素體晶粒的長(zhǎng)大，以達(dá)到細(xì)化鐵素體晶粒。在這里還發(fā)現(xiàn)，適當(dāng)?shù)匚龀鎏蓟?VC和WC)能有效地使鐵素體晶粒長(zhǎng)到所需的密度。(3)熱影響區(qū)的微觀(guān)結(jié)構(gòu)本發(fā)明者還發(fā)現(xiàn)，當(dāng)基材被加熱到1400℃時(shí)，不僅原始奧氏體晶粒尺寸，而且在原始奧氏體晶界析出的鐵素體數(shù)量和形狀都能大大影響熱影響區(qū)的韌性。特別是，優(yōu)選的是在奧氏體晶粒內(nèi)發(fā)生多邊形鐵素體或針狀鐵素體的相變。對(duì)于這種相變，本發(fā)明中利用了AlN和BN析出相。
下面結(jié)合所制造的鋼材的不同成分及其制造方法詳細(xì)描述本發(fā)明。[焊接結(jié)構(gòu)鋼材]首先描述本發(fā)明焊接結(jié)構(gòu)鋼的組成。
根據(jù)本發(fā)明，碳(C)含量限制在0.03～0.17wt％(下文中簡(jiǎn)寫(xiě)為％)范圍內(nèi)。
當(dāng)碳(C)含量小于0.03％時(shí)，不可能保證結(jié)構(gòu)鋼的足夠強(qiáng)度。另一方面，當(dāng)C含量超過(guò)0.17％時(shí)，冷卻過(guò)程中會(huì)出現(xiàn)弱化韌性微觀(guān)結(jié)構(gòu)的相變，例如上貝氏體、馬氏體和退化珠光體，從而導(dǎo)致結(jié)構(gòu)鋼表現(xiàn)出差的低溫沖擊韌性。并且，還出現(xiàn)焊接點(diǎn)硬度或強(qiáng)度的增大，從而導(dǎo)致韌性下降以及焊接裂紋產(chǎn)生。
硅(Si)含量限制在0.01～0.5％范圍內(nèi)。
當(dāng)硅含量小于0.01％時(shí)，在煉鋼過(guò)程中鋼水不可能達(dá)到足夠的脫氧效果。在這種情況下，鋼材還表現(xiàn)出較差的耐蝕性。另一方面，當(dāng)硅含量超過(guò)0.5％時(shí)，表現(xiàn)出飽和的脫氧效果。并且，由于軋制后的冷卻過(guò)程中淬透性的增大，促進(jìn)了島狀馬氏體相變。結(jié)果，出現(xiàn)較差的低溫沖擊韌性。
錳(Mn)含量限制在1.0～2.5％的范圍內(nèi)。
Mn對(duì)于提高脫氧效果、焊接性、熱加工性和鋼的強(qiáng)度是有效的。這個(gè)元素以MnS的形式析出在Ti基氧化物的周?chē)?，因此促進(jìn)了針狀和多邊形鐵素體的生成，有效地提高了熱影響區(qū)的韌性。Mn元素在基材中形成代位固溶體，從而固溶強(qiáng)化基材以保證所需的強(qiáng)度和韌性。為了得到這種效果，需要使組合物中的Mn元素含量達(dá)到1.0％或更多。但是，當(dāng)Mn含量超過(guò)2.5％時(shí)，在鋼的凝固過(guò)程中根據(jù)偏析機(jī)理將出現(xiàn)宏觀(guān)偏析和微觀(guān)偏析，從而促使基材在軋制過(guò)程中生成中心偏析帶。這種中心偏析帶是生成基材中心低溫相變結(jié)構(gòu)的原因。鈦(Ti)含量限制在0.005～0.2％的范圍內(nèi)。
Ti在本發(fā)明中是一個(gè)重要元素，因?yàn)樗cN結(jié)合形成高溫穩(wěn)定的細(xì)小的TiN析出相。為了得到這種析出細(xì)小TiN晶粒的效果，所需的Ti含量為0.005％或更多。但是，當(dāng)Ti含量超過(guò)0.2％時(shí)，鋼水中生成粗大的TiN和Ti的氧化物。在這種情況下，不可能抑制熱影響區(qū)原始奧氏體晶粒的長(zhǎng)大。鋁(Al)含量限制在0.0005～0.1％的范圍內(nèi)。
Al不但是脫氧所需的元素，而且在鋼中形成細(xì)小的AlN析出相。Al還與氧反應(yīng)生成Al的氧化物，從而阻止Ti與氧反應(yīng)。這樣，Al有助于Ti生成細(xì)小的TiN析出相。為了達(dá)到這種效果，優(yōu)選的Al含量為0.0005％或更多。但是，當(dāng)Al含量超過(guò)0.1％時(shí)，生成AlN析出相后剩余的溶解的Al將促進(jìn)魏氏體和島狀馬氏體的生成，在冷卻過(guò)程中降低熱影響區(qū)的韌性。結(jié)果，當(dāng)應(yīng)用高熱輸入焊接工藝時(shí)產(chǎn)生熱影響區(qū)韌性的下降。氮(N)含量限制在0.008～0.03％的范圍內(nèi)。
N是形成TiN、AlN、BN、VN、NbN等等的必需元素。在進(jìn)行高熱輸入焊接工藝時(shí)，N在增大如TiN、AlN、BN、VN、NbN之類(lèi)的析出相數(shù)量的同時(shí)，能盡可能地抑制熱影響區(qū)原始奧氏體晶粒的長(zhǎng)大。N含量的下限定為0.008％，因?yàn)镹能大大影響TiN和AlN析出相的晶粒尺寸、間距和密度，影響這些析出相與氧化物形成復(fù)合析出相的幾率，以及這些析出相的高溫穩(wěn)定性。但是，當(dāng)N含量超過(guò)0.03％時(shí)，這些效果達(dá)到飽和。在這種情況下，由于增大了熱影響區(qū)中溶解N的含量使韌性降低。并且，由于焊接工藝中稀釋作用的出現(xiàn)，剩余的過(guò)剩N能進(jìn)入焊接金屬中，從而使焊接金屬的韌性下降。
同時(shí)，本發(fā)明所用的板坯是低氮鋼，然后再進(jìn)行滲氮形成高氮鋼。在這種情況下，板坯中的N含量為0.0005％，以減小出現(xiàn)板坯表面開(kāi)裂的可能性。然后重新加熱板坯并進(jìn)行滲氮處理，從而生產(chǎn)N含量為0.008～0.03％的高氮鋼。硼(B)含量限制在0.0003～0.01％的范圍內(nèi)B元素對(duì)于在晶界形成多邊形鐵素體的同時(shí)生成針狀鐵素體非常有效，所述針狀鐵素體可使鋼出現(xiàn)較高的韌性。B形成BN析出相，從而抑制原始奧氏體晶粒的長(zhǎng)大。并且，B在晶界和晶內(nèi)形成Fe硼碳化物，從而促進(jìn)針狀鐵素體和多邊形鐵素體的相變，使鋼出現(xiàn)高的韌性。當(dāng)B含量低于0.0003％時(shí)不會(huì)出現(xiàn)這種效果。另一方面，當(dāng)B含量超過(guò)0.01％時(shí)，出現(xiàn)了不需要的淬透性的增大，從而可能硬化熱影響區(qū)，產(chǎn)生低溫裂紋。鎢(W)含量限制在0.001～0.2％的范圍內(nèi)在熱軋過(guò)程中W能以碳化鎢(WC)的形式在基材中均勻析出，從而有效抑制鐵素體相變后鐵素體晶粒的長(zhǎng)大。W還能在加熱過(guò)程的初始階段抑制熱影響區(qū)原始奧氏體晶粒的長(zhǎng)大。當(dāng)W含量低于0.001％時(shí)，WC抑制熱軋過(guò)程和冷卻過(guò)程中鐵素體晶粒長(zhǎng)大的作用由于其密度不足而消失。另一方面，當(dāng)W含量超過(guò)0.2％時(shí)，W的效果飽和。磷(P)含量限制在0.030％或更低由于P是雜質(zhì)元素，在軋制過(guò)程中產(chǎn)生中心偏聚并在焊接過(guò)程形成高溫裂紋。必須控制P含量盡可能低。為了改善熱影響區(qū)的韌性并減少中心偏聚，需要P含量達(dá)到0.03％或更低。硫(S)含量限制在0.003～0.005％S是以MnS的形式在Ti基氧化物周?chē)龀龅脑?，因此它影響能有效改善熱影響區(qū)韌性的針狀或多邊形鐵素體的生成。對(duì)這個(gè)作用，優(yōu)選的S含量為0.003％或更高。但是，當(dāng)S含量超過(guò)0.05％時(shí)，將生成低熔點(diǎn)化合物如FeS，它有可能促進(jìn)高溫焊接裂紋的生成。因此，S含量不能超過(guò)0.05％。氧(O)含量限制在0.005％或更低當(dāng)O含量超過(guò)0.005％時(shí)，在鋼水中Ti將形成Ti的氧化物，而不能形成TiN析出相。因此，不能使O含量超過(guò)0.005％。并且，能生成像粗大的Fe氧化物和Al氧化物之類(lèi)的夾雜物，對(duì)基材韌性產(chǎn)生壞的影響。
根據(jù)本發(fā)明，Ti/N比限制在1.2～2.5。
當(dāng)Ti/N比限制在上述所需的范圍內(nèi)時(shí)，有以下兩個(gè)優(yōu)點(diǎn)首先，能增大TiN析出相的密度，同時(shí)使TiN析出相均勻分布。也就是，在Ti含量不變的條件下增大氮含量時(shí)，在連鑄過(guò)程(在高氮鋼板坯的情況下)或滲氮后的冷卻過(guò)程(在低氮鋼板坯的情況下)中所有的溶解Ti原子容易與氮原子結(jié)合，因此生成細(xì)小的TiN析出相，同時(shí)其分散密度增大。
其次，代表TiN析出相高溫穩(wěn)定性的TiN溶解度下降，從而阻止Ti的再溶解。也就是，在高氮環(huán)境下Ti主要表現(xiàn)為與N結(jié)合的性質(zhì)，而不是溶解的性質(zhì)。因此，TiN析出相在高溫下是穩(wěn)定的。
因此，根據(jù)本發(fā)明，Ti/N比控制在1.2～2.5。當(dāng)Ti/N比小于1.2時(shí)，溶解在基材中的N含量增大，從而降低熱影響區(qū)的韌性。另一方面，當(dāng)Ti/N比大于2.5時(shí)，生成粗大的TiN晶粒。在這種情況下，難以得到均勻分布的TiN。并且，沒(méi)有以TiN形式析出的剩余的過(guò)剩Ti以溶解的狀態(tài)存在，反而對(duì)熱影響區(qū)的韌性有負(fù)面作用。N/B比限制在10～40范圍內(nèi)。
當(dāng)N/B比小于10時(shí)，能促進(jìn)在原始奧氏體晶界形成多邊形鐵素體相變的BN在焊接后的冷卻過(guò)程中析出數(shù)量不足。另一方面，當(dāng)N/B比超過(guò)40時(shí)，BN的作用飽和。在這種情況下，溶解N的數(shù)量增大，從而降低熱影響區(qū)的韌性。Al/N比限制在2.5～7范圍內(nèi)。
當(dāng)Al/N比小于2.5時(shí)，促使形成針狀鐵素體相變的AlN析出相分布密度不足。并且，熱影響區(qū)的溶解N數(shù)量增大，從而可以引起焊接裂紋的生成。另一方面，當(dāng)Al/N比超過(guò)7時(shí)，通過(guò)控制Al/N比達(dá)到的效果飽和。(Ti+2Al+4B)/N比限制在6.5～14范圍內(nèi)。
當(dāng)(Ti+2Al+4B)/N比小于6.5時(shí)，TiN、AlN、BN和VN析出相的晶粒尺寸和密度不足，從而不可能達(dá)到抑制熱影響區(qū)原始奧氏體晶粒的長(zhǎng)大、在晶界生成細(xì)小的多邊形鐵素體、控制溶解N的含量、在晶內(nèi)生成針狀鐵素體和多邊形鐵素體以及控制組織構(gòu)成的目的。另一方面，當(dāng)(Ti+2Al+4B)/N比超過(guò)14時(shí)，通過(guò)控制(Ti+2Al+4B)/N比達(dá)到的效果飽和。當(dāng)加入V時(shí)，優(yōu)選的(Ti+2Al+4B+V)/N比為7～17。Mn/S比限制在220～400的范圍內(nèi)。
根據(jù)本發(fā)明，MnS析出相在TiN和基材的邊界上形成。因此，當(dāng)加熱到高溫時(shí)，這些析出相容易在基材中重新溶解，從而與單獨(dú)分布TiN析出相相比，提高了重新溶解的溫度或者延長(zhǎng)了重新溶解所需的時(shí)間。
為了得到適當(dāng)數(shù)量的TiN和MnS復(fù)合析出相以滿(mǎn)意地控制熱影響區(qū)奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，Mn/S比為220或更高。但是，當(dāng)Mn/S比超過(guò)400時(shí)，圍繞TiN析出相析出的MnS長(zhǎng)得粗大，因此通過(guò)控制Mn/S比得到的效果飽和。并且，提高熱影響區(qū)的淬透性，從而導(dǎo)致韌性降低，并促使焊接金屬中高溫裂紋的生成。
根據(jù)本發(fā)明，也可在上述限定的鋼成分中選擇性地加入V。
V是能與N結(jié)合生成VN的元素，從而促進(jìn)熱影響區(qū)內(nèi)鐵素體的生成。VN單獨(dú)析出或者在TiN析出相中析出，因此它促進(jìn)鐵素體相變。并且，V與C結(jié)合形成碳化物，即VC。VC能抑制鐵素體相變后鐵素體的長(zhǎng)大。
因此，V能進(jìn)一步改善基材的韌性和熱影響區(qū)的韌性。根據(jù)本發(fā)明，優(yōu)選的V含量限制在0.01～0.2％。當(dāng)V含量低于0.01％時(shí)，析出VN的數(shù)量不足以達(dá)到促進(jìn)熱影響區(qū)鐵素體相變的效果。另一方面，當(dāng)V含量超過(guò)0.2％時(shí)，基材和熱影響區(qū)的韌性都下降。在這種情況下，焊接淬透性增大。由此將可能造成不需要的低溫焊接裂紋的生成。
當(dāng)加入V時(shí)，優(yōu)選的V/N比控制為0.3～9。
當(dāng)V/N比低于0.3時(shí)，難以保證在TiN和MnS復(fù)合析出相的邊界分散的VN有恰當(dāng)密度和晶粒尺寸，以改善熱影響區(qū)的韌性。另一方面，當(dāng)V/N比超過(guò)9時(shí)，在TiN和MnS復(fù)合析出相的邊界析出的VN粗大，從而降低VN析出相的密度。結(jié)果，減少了有效改善熱影響區(qū)韌性的鐵素體數(shù)量。
為了進(jìn)一步改善力學(xué)性質(zhì)，根據(jù)本發(fā)明，可以從以下的元素組中選擇一種或多種元素加入到上述限定成分的鋼中，此元素組中包括Ni、Cu、Nb、Mo和Cr。優(yōu)選的Ni含量限制在0.1～3.0％的范圍內(nèi)。
根據(jù)固溶強(qiáng)化原理，Ni是有效改善基材強(qiáng)度和韌性的元素。為了達(dá)到這種效果，優(yōu)選的Ni含量為0.1％或更高。但是，當(dāng)Ni含量超過(guò)3.0％時(shí)，增大淬透性，從而降低熱影響區(qū)的韌性。并且，在熱影響區(qū)和基材中都可能生成高溫裂紋。銅(Cu)含量限制在0.1～1.5％的范圍內(nèi)。
Cu是溶解在基材中，從而固溶強(qiáng)化基材的元素。也就是，Cu有效保證基材所需的強(qiáng)度和韌性。為了達(dá)到這種效果，加入的Cu含量為0.1％或更高。但是，當(dāng)Cu含量超過(guò)1.5％時(shí)，熱影響區(qū)的淬透性提高，從而導(dǎo)致韌性的下降。并且，促使高溫裂紋在熱影響區(qū)和焊接金屬中產(chǎn)生。特別是，Cu與S一起在Ti基氧化物周?chē)訡uS的形式析出，從而影響能有效改善熱影響區(qū)韌性的針狀或多邊形鐵素體的生成。因此，優(yōu)選的Cu含量為0.1～1.5％。
在本發(fā)明中，當(dāng)同時(shí)加入Cu和Ni時(shí)，它們優(yōu)選的加入量之和限制在3.5％或少于3.5％。當(dāng)含量超過(guò)3.5％時(shí)，將損害熱影響區(qū)的韌性和可焊接性。優(yōu)選的Nb含量限制在0.01～0.10％的范圍內(nèi)。
Nb是有效保證基材強(qiáng)度的元素。為達(dá)到這種效果，Nb的加入量為0.01％或更高。但是，當(dāng)Nb含量超過(guò)0.1％時(shí)，將單獨(dú)析出粗大的NbC，反而影響基材的韌性。優(yōu)選的鉻(Cr)含量限制在0.05～1.0％的范圍內(nèi)。
Cr能提高淬透性并改善強(qiáng)度。當(dāng)Cr含量低于0.05％時(shí)，不可能得到所需的強(qiáng)度。另一方面，當(dāng)Cr含量超過(guò)1.0％時(shí)，基材和熱影響區(qū)的韌性都降低。優(yōu)選的鉬(Mo)含量限制在0.05～1.0％的范圍內(nèi)。
Mo是提高淬透性并改善強(qiáng)度的元素。為了保證所需的強(qiáng)度，必須使Mo含量達(dá)到0.05％或更高。但是，為了抑制熱影響區(qū)的淬火和低溫焊接裂紋的形成，Mo含量的上限確定為0.1％，與Cr相似。
根據(jù)本發(fā)明，為了抑制原始奧氏體晶粒在加熱過(guò)程中的長(zhǎng)大，也可加入Ca和REM中的一種，或兩者同時(shí)加入。
Ca和REM形成高溫下非常穩(wěn)定的氧化物，從而抑制加熱過(guò)程中基材原始奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，并改善熱影響區(qū)的韌性。并且，Ca在煉鋼過(guò)程中還有控制粗MnS形狀的作用。為達(dá)到這種效果，優(yōu)選的Ca加入量為0.0005％或更高，而優(yōu)選的REM加入量為0.005％或更高。但是，當(dāng)Ca含量超過(guò)0.005％，或者REM含量超過(guò)0.05％時(shí)，將生成大的夾雜物和雜物團(tuán)，從而降低鋼的潔凈度。對(duì)于REM，可使用Ce、La、Y和Hf中的一種或多種。
下面描述本發(fā)明焊接結(jié)構(gòu)鋼的微觀(guān)結(jié)構(gòu)。
優(yōu)選的，熱軋后本發(fā)明鋼材的微觀(guān)結(jié)構(gòu)是鐵素體和珠光體的復(fù)合結(jié)構(gòu)。并且，鐵素體的晶粒尺寸為20μm或更小。如果鐵素體的晶粒尺寸大于20μm，當(dāng)應(yīng)用高熱輸入焊接工藝時(shí)熱影響區(qū)的原始奧氏體晶粒尺寸為80μm或更大，從而降低了熱影響區(qū)的韌性。
當(dāng)鐵素體和珠光體的復(fù)合結(jié)構(gòu)中鐵素體數(shù)量增大時(shí)，基材的韌性和延伸率相應(yīng)增大。因此，鐵素體的數(shù)量確定為20％或更多，優(yōu)選的是70％或更多。
在本發(fā)明中希望TiN和MnS復(fù)合析出相的晶粒尺寸為0.01～0.1μm，以1.0×107/mm2的密度分散在焊接結(jié)構(gòu)鋼材(基材)中。
當(dāng)析出相的晶粒尺寸小于0.01μm時(shí)，在焊接過(guò)程中就容易重新溶解到基材中，從而不能有效地抑制奧氏體晶粒的長(zhǎng)大。另一方面，當(dāng)析出相的晶粒尺寸大于0.1μm時(shí)，它們對(duì)奧氏體晶粒的牽制作用(抑制晶粒長(zhǎng)大)不足，就像粗大的非金屬夾雜物一樣，反而影響力學(xué)性能。如果細(xì)小析出相的密度小于1.0×107/mm2，當(dāng)應(yīng)用高熱輸入焊接工藝時(shí)，難以控制熱影響區(qū)奧氏體晶粒的臨界尺寸為80μm或更小。
當(dāng)析出相均勻分散時(shí)，就能有效抑制導(dǎo)致析出相粗化的Ostwald熟化現(xiàn)象。因此，需要控制TiN析出相的間距為0.5μm。[制造焊接結(jié)構(gòu)鋼材的方法]根據(jù)本發(fā)明，首先生產(chǎn)上述限定組合物的鋼板坯。
本發(fā)明的鋼板坯可用傳統(tǒng)工藝生產(chǎn)，如鑄造、鋼水的傳統(tǒng)精煉和脫氧工藝。但是，本發(fā)明不限于此。
根據(jù)本發(fā)明，首先在轉(zhuǎn)爐中精煉鋼水，再將鋼水倒入鋼水包中進(jìn)行爐外精煉的二次精煉過(guò)程。對(duì)于厚的制品如焊接結(jié)構(gòu)鋼材，在爐外精煉后需要進(jìn)行脫氣處理(Ruhrstahi Hereaus(RH)工藝)。通常在初次和二次精煉過(guò)程之間進(jìn)行脫氧。
在脫氧過(guò)程中，在控制溶解氧的數(shù)量不超過(guò)本發(fā)明的適當(dāng)水平的條件下，最需要加入Ti。這是因?yàn)榇蠖鄶?shù)Ti溶解在鋼水中而不形成任何氧化物。在這種情況下，優(yōu)選的，在加入Ti之前加入脫氧效果比Ti好的元素。
下面對(duì)此作詳細(xì)描述。溶解氧的數(shù)量大大依賴(lài)于氧化物的行為。對(duì)于具有較高氧親和力的脫氧劑，在鋼水中它們具有更快的與氧結(jié)合的速率。因此，如果脫氧時(shí)在加入Ti之前加入脫氧效果高于Ti的元素，就能盡可能地阻止Ti形成氧化物。當(dāng)然，也可在加入脫氧效果高于Ti的元素如Al之前使用Mn、Si等鋼中5種常見(jiàn)元素進(jìn)行脫氧。脫氧后，用Al進(jìn)行二次脫氧。在這種情況下，其優(yōu)點(diǎn)在于能降低加入的脫氧劑的數(shù)量。各個(gè)脫氧劑的脫氧作用如下Cr＜Mn＜Si＜Ti＜Al＜REM＜Zr＜Ca_Mg從上述描述中可明顯看出，根據(jù)本發(fā)明，在加入Ti之前加入脫氧效果高于Ti的元素，就能盡可能低地控制溶解氧的數(shù)量。優(yōu)選的，溶解氧的數(shù)量控制在30ppm或更低。當(dāng)溶解氧的數(shù)量超過(guò)30ppm，Ti能與鋼水中存在的氧結(jié)合，生成Ti的氧化物。結(jié)果，降低了溶解Ti的數(shù)量。
優(yōu)選的，在控制溶解氧的數(shù)量之后，應(yīng)在10分鐘之內(nèi)完成加入Ti，并使Ti含量在0.005～0.2％的范圍內(nèi)。這是因?yàn)橛捎诩尤隩i之后生成了Ti的氧化物，隨時(shí)間的延長(zhǎng)溶解Ti的數(shù)量減少。
根據(jù)本發(fā)明，在真空脫氣處理之前或之后的任何時(shí)刻都可以加入Ti。
根據(jù)本發(fā)明，如下所述，用鋼水生產(chǎn)鋼板坯。當(dāng)生產(chǎn)的鋼水是低氮鋼(需要滲氮處理)時(shí)，就可以不考慮鑄造速度進(jìn)行連鑄，即低的鑄造速度或高的鑄造速度。但是當(dāng)鋼水是高氮鋼水時(shí)，考慮到高氮鋼有較高的板坯表面開(kāi)裂的可能性，為了提高生產(chǎn)率，需要在低鑄造速率下鑄造鋼水，并在二次冷卻區(qū)保持弱的冷卻條件。
優(yōu)選的，連鑄的鑄造速度為1.1m/min，低于通常的鑄造速度，即1.2m/min。更具體地，更優(yōu)選的，鑄造速度控制在0.9～1.1m/min范圍內(nèi)。當(dāng)鑄造速度低于0.9m/min時(shí)，即使有降低板坯表面裂紋的優(yōu)勢(shì)但生產(chǎn)率低。另一方面，當(dāng)鑄造速度高于1.1m/min，增大了板坯表面裂紋形成的可能性。即使是低氮鋼，當(dāng)以0.9～1.2m/min較低的鑄造速度鑄造時(shí)也能得到較好的內(nèi)部質(zhì)量。
同時(shí)，需要控制二次冷卻區(qū)的冷卻條件，因?yàn)槔鋮s條件影響TiN析出相的大小和分布均勻性。
對(duì)于高氮鋼水，二次冷卻區(qū)的噴水量對(duì)于弱冷卻定為0.3～0.35l/kg。當(dāng)噴水量低于0.3l/kg時(shí)，生成粗大的TiN析出相。結(jié)果難以控制為了達(dá)到本發(fā)明效果所需的TiN析出相晶粒尺寸和密度。另一方面，當(dāng)噴水量超過(guò)0.35l/kg時(shí)，TiN析出相生成的幾率太低，難以控制為了達(dá)到本發(fā)明效果所需的TiN析出相晶粒尺寸和密度。
此后，根據(jù)本發(fā)明，加熱如上所述生產(chǎn)的鋼板坯。
對(duì)于氮含量為0.008～0.030％的高氮鋼板坯，加熱溫度為1100～1250℃，加熱時(shí)間為60～180min。如果板坯的加熱溫度低于1100℃，難以保證為了達(dá)到本發(fā)明效果所需的MnS析出相及TiN和MnS復(fù)合析出相的晶粒尺寸和密度。另一方面，如果板坯的加熱溫度超過(guò)1250℃，TiN和MnS復(fù)合析出相的晶粒尺寸和密度過(guò)大。并且，加熱過(guò)程中奧氏體晶粒長(zhǎng)大。結(jié)果，奧氏體晶粒過(guò)于粗大，影響隨后軋制過(guò)程的再結(jié)晶。因此削弱了細(xì)化鐵素體的作用，從而降低最終鋼材的力學(xué)性能。
同時(shí)，如果板坯加熱時(shí)間低于60分鐘，則減少了凝固偏聚。并且，所給的時(shí)間不足以使TiN和MnS復(fù)合析出相彌散分布。如果加熱時(shí)間超過(guò)180分鐘，加熱過(guò)程達(dá)到的效果飽和。在這種情況下增大了生產(chǎn)成本。而且板坯中奧氏體晶粒長(zhǎng)大，對(duì)隨后的軋制過(guò)程有負(fù)面影響。
對(duì)于含氮量為0.005％的低氮鋼板坯，根據(jù)本發(fā)明，在板坯加熱爐中進(jìn)行滲氮處理，以得到高氮鋼板坯并調(diào)整Ti與N的比例。
根據(jù)本發(fā)明，為了控制板坯的氮含量在優(yōu)選的0.008～0.03％的范圍內(nèi)，將高氮鋼板坯在1000～1250℃加熱60～180min進(jìn)行滲氮處理。為了保證板坯中TiN析出相的適當(dāng)數(shù)量，氮含量應(yīng)為0.008％或更高。但是，當(dāng)?shù)砍^(guò)0.03％時(shí)，氮將在板坯中擴(kuò)散，從而板坯表面的氮含量超過(guò)生成TiN析出相所析出的氮的數(shù)量。結(jié)果，板坯表面硬化，從而對(duì)隨后的軋制過(guò)程產(chǎn)生負(fù)面作用。
當(dāng)板坯的加熱溫度低于1000℃時(shí)，氮不能充分地?cái)U(kuò)散，從而導(dǎo)致細(xì)小TiN析出相的密度低。盡管可以通過(guò)延長(zhǎng)加熱時(shí)間增大TiN析出相的密度，但也增加了生產(chǎn)成本。另一方面，當(dāng)加熱溫度高于1250℃時(shí)，板坯加熱過(guò)程中出現(xiàn)奧氏體晶粒長(zhǎng)大，對(duì)隨后的軋制過(guò)程出現(xiàn)的再結(jié)晶有負(fù)面影響。當(dāng)板坯加熱時(shí)間少于60分鐘，不可能得到所需的滲氮效果。另一方面，當(dāng)板坯加熱時(shí)間多于180分鐘，增大了生產(chǎn)成本。而且，板坯中奧氏體晶粒長(zhǎng)大，對(duì)隨后的軋制過(guò)程有負(fù)面影響。
優(yōu)選的，進(jìn)行滲氮處理時(shí)控制板坯中的Ti/N比為1.2～2.5，N/B比為10～40，Al/N比為2.5～7，(Ti+2Al+4B)/N比為6.5～14，V/N比為0.3～9，(Ti+2Al+4B+V)/N比為7～17。
此后，在奧氏體再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)以厚度壓下量40％或更大將加熱的鋼板坯熱軋。奧氏體再結(jié)晶溫度范圍取決于鋼的成分和原始厚度壓下量。根據(jù)本發(fā)明，考慮通常的厚度壓下量以及本發(fā)明的鋼成分，奧氏體再結(jié)晶溫度范圍確定為850～1050℃。
當(dāng)熱軋溫度低于850℃時(shí)，軋制過(guò)程中其結(jié)構(gòu)變成拉長(zhǎng)的奧氏體，因?yàn)闊彳垳囟仍诜墙Y(jié)晶溫度范圍內(nèi)。由于這個(gè)原因，難以保證隨后冷卻過(guò)程中得到細(xì)小的鐵素體。另一方面，當(dāng)熱軋溫度高于1050℃時(shí)，再結(jié)晶過(guò)程生成的再結(jié)晶奧氏體晶粒長(zhǎng)大，使奧氏體晶粒變粗。結(jié)果，難以保證在冷卻過(guò)程中得到細(xì)小鐵素體晶粒。并且，如果軋制過(guò)程中累積的或單道次厚度壓下量低于40％，奧氏體晶粒內(nèi)鐵素體核的形成位置不充分。結(jié)果，通過(guò)奧氏體再結(jié)晶不可能得到充分細(xì)化的鐵素體晶粒。并且，還對(duì)析出相的析出產(chǎn)生負(fù)面作用，而析出相對(duì)焊接過(guò)程中熱影響區(qū)的韌性有好的作用。
接著將軋制過(guò)的鋼板坯以1℃/min的速度冷卻到鐵素體相變終止溫度±10℃的范圍內(nèi)。優(yōu)選的，軋制過(guò)的鋼板坯以1℃/min的速度冷卻到鐵素體相變終止溫度，接著在空氣中冷卻。
當(dāng)然，如果軋制過(guò)的鋼板坯以1℃/min的速度冷卻到常溫，細(xì)化鐵素體就不會(huì)出現(xiàn)的問(wèn)題。但是，由于不經(jīng)濟(jì)這不是所需的。盡管軋制過(guò)的鋼板坯以1℃/min的速度冷卻到鐵素體相變終止溫度±10℃的范圍內(nèi)，但也可能阻止鐵素體晶粒的長(zhǎng)大。當(dāng)冷卻速度低于1℃/min時(shí)，出現(xiàn)再結(jié)晶的鐵素體晶粒。在這種情況下，難以保證鐵素體晶粒尺寸為20μm或更小。
通過(guò)控制脫氧和鑄造條件并調(diào)節(jié)元素的比例，特別是Ti/N比，能得到其微觀(guān)結(jié)構(gòu)為鐵素體和珠光體復(fù)合結(jié)構(gòu)以及高的熱影響區(qū)韌性的鋼材。而且，還能高效地生產(chǎn)具有以下特征的鋼材TiN和MnS復(fù)合析出相的晶粒尺寸為0.01～0.1μm，分布密度為1.0×107/mm2或更高，間距為0.5μm或更小。
同時(shí)，可以使用像連鑄或模鑄工藝之類(lèi)的鑄鋼工藝生產(chǎn)板坯。當(dāng)使用高的冷卻速度時(shí)，容易得到細(xì)小彌散分布的析出相。因此，需要使用連鑄工藝?；谕辉颍迮鞯暮穸缺∈怯袃?yōu)勢(shì)的。當(dāng)熱軋這種板坯時(shí)，可以使用再加熱熱軋工藝或直接熱軋工藝。并且，也可以使用不同的公知的技術(shù)如控制軋制和控制冷卻工藝。為了提高本發(fā)明熱軋板的力學(xué)性能，應(yīng)對(duì)其熱處理。還應(yīng)注意的是，盡管將此公知的技術(shù)應(yīng)用到本發(fā)明，但這種應(yīng)用在本發(fā)明的范圍內(nèi)。[焊接結(jié)構(gòu)]本發(fā)明還涉及使用上述焊接結(jié)構(gòu)鋼材制造的焊接結(jié)構(gòu)。因此，本發(fā)明還包括使用具有以下特征的焊接結(jié)構(gòu)鋼材制造的焊接結(jié)構(gòu)具有上述本發(fā)明確定的成分，微觀(guān)結(jié)構(gòu)是晶粒尺寸為20μm或更小的鐵素體與珠光體的復(fù)合結(jié)構(gòu)，TiN和MnS復(fù)合析出相的晶粒尺寸為0.01～0.1μm、分布密度為1.0×107/mm2或更高、間距為0.5μm或更小。
當(dāng)高熱輸入焊接工藝應(yīng)用到上述焊接結(jié)構(gòu)鋼材時(shí)，生成晶粒尺寸為80μm或更小的原始奧氏體。當(dāng)原始奧氏體晶粒尺寸大于80μm時(shí)，淬透性增大，從而導(dǎo)致易于生成低溫結(jié)構(gòu)(馬氏體或上貝氏體)。并且，盡管具有不同形成核地點(diǎn)的鐵素體在奧氏體晶界生成，但當(dāng)晶粒長(zhǎng)大時(shí)它們合并在一起，從而對(duì)韌性產(chǎn)生負(fù)作用。
當(dāng)應(yīng)用高熱輸入焊接工藝的鋼材淬火時(shí)，熱影響區(qū)的微觀(guān)結(jié)構(gòu)包括晶粒尺寸為20μm或更小、體積分?jǐn)?shù)為70％或更多的鐵素體。當(dāng)鐵素體晶粒尺寸大于20μm時(shí)，對(duì)熱影響區(qū)韌性有負(fù)作用的側(cè)板或三異晶形鐵素體的數(shù)量增大。為了提高韌性，需要控制鐵素體的體積分?jǐn)?shù)為70％或更高。當(dāng)本發(fā)明的鐵素體具有多邊形和針狀特征時(shí)，能提高韌性。根據(jù)本發(fā)明，這可通過(guò)生成BN和Fe基碳化物硼化物達(dá)到。
當(dāng)高熱輸入焊接工藝應(yīng)用到焊接結(jié)構(gòu)鋼材(基材)時(shí)，在熱影響區(qū)生成晶粒尺寸為80μm或更小的原始奧氏體。在隨后的淬火過(guò)程中，熱影響區(qū)的微觀(guān)結(jié)構(gòu)包括晶粒尺寸為20μm或更小、體積分?jǐn)?shù)為70％或更多的鐵素體。
當(dāng)熱輸入為100kJ/cm或更小的焊接工藝應(yīng)用到本發(fā)明焊接結(jié)構(gòu)鋼材時(shí)(見(jiàn)表5中Δt800-500＝60秒)，基材與熱影響區(qū)之間的韌性差在±30J的范圍內(nèi)。當(dāng)使用熱輸入為100～250kJ/cm或更大的焊接工藝時(shí)(見(jiàn)表5中Δt800-500＝120秒)，基材與熱影響區(qū)之間的韌性差在±40J的范圍內(nèi)。并且，當(dāng)使用熱輸入為250kJ/cm或更大的焊接工藝時(shí)(見(jiàn)表5中Δt800-500＝180秒)，基材與熱影響區(qū)之間的韌性差在0～100J的范圍內(nèi)。從以下的實(shí)施例中能看出這些結(jié)果。
具有表1所示的不同成分的鋼，每種都在轉(zhuǎn)爐中熔化。得到的鋼水在表2所示的條件下精煉后經(jīng)過(guò)連鑄生產(chǎn)出板坯。板坯在經(jīng)過(guò)表4所示的條件熱軋后生產(chǎn)出熱軋板。表3給出了每種鋼的合金元素的成分比例。
表1

表2

表3

表4

測(cè)試樣從熱軋板上取樣。取樣在每塊熱軋板的中心部分沿厚度方向進(jìn)行。特別是，拉伸試驗(yàn)的測(cè)試樣沿軋制方向取樣，而夏氏沖擊試驗(yàn)的測(cè)試樣沿垂直于軋制方向的方向取樣。用如上所述取樣的測(cè)試樣，檢測(cè)了每種鋼材(基材)中的析出相特征以及鋼材的力學(xué)性能。檢測(cè)結(jié)果列于表5中。并且，檢測(cè)了熱影響區(qū)的微觀(guān)結(jié)構(gòu)和沖擊韌性。檢測(cè)結(jié)果列于表6中。
這些檢測(cè)過(guò)程按如下所述進(jìn)行對(duì)于拉伸試樣，使用第4號(hào)KS標(biāo)準(zhǔn)(KS B 0801)的測(cè)試樣。拉伸試驗(yàn)的加載熱速度為5mm/min。另一方面，根據(jù)第3號(hào)KS標(biāo)準(zhǔn)(KS B 0809)的測(cè)試樣制作沖擊試驗(yàn)的試樣。對(duì)于沖擊試驗(yàn)的試樣，當(dāng)使用基材時(shí)沿軋制方向在一個(gè)側(cè)面(L-T)加工缺口，而使用焊接材料時(shí)則沿焊接線(xiàn)方向加工缺口。為了檢測(cè)熱影響區(qū)最高加熱溫度下的奧氏體晶粒尺寸，使用具有重現(xiàn)性的焊接模擬器將每個(gè)試樣以140℃/sec的加熱速率加熱到最高加熱溫度1200～1400℃，保溫1秒后用He氣淬火。淬火后的試樣拋光浸蝕后，按照KS標(biāo)準(zhǔn)(KS D 0205)檢測(cè)在最高加熱溫度下得到的試樣的奧氏體晶粒尺寸。
利用圖像分析儀和電子顯微鏡根據(jù)數(shù)點(diǎn)的方法檢測(cè)了冷卻后的微觀(guān)結(jié)構(gòu)以及能?chē)?yán)重影響熱影響區(qū)韌性的析出相及氧化物的晶粒尺寸、密度和間距。進(jìn)行檢測(cè)時(shí)測(cè)試面積為100mm2。每個(gè)試樣熱影響區(qū)沖擊韌性的評(píng)估是將試樣經(jīng)歷對(duì)應(yīng)于輸入熱為80kJ/cm、150kJ/cm和250kJ/cm的不同焊接條件，即，焊接循環(huán)包括加熱到最高加熱溫度1400℃，然后分別冷卻60秒、120秒和180秒，拋光試樣的表面，加工成沖擊試驗(yàn)的試樣，試樣在-40℃溫度下進(jìn)行夏氏沖擊試驗(yàn)。
表5

本發(fā)明的藥物制劑和方法還適用于預(yù)防和/或治療與糖尿病有關(guān)和/或因糖尿病引起的不同疾病。該有關(guān)疾病可以是例如影響眼、腎和神經(jīng)的疾病以及心臟和血管疾病。
實(shí)施例1該實(shí)施例說(shuō)明了硫苷脂代謝不足與胰島素缺乏的關(guān)系。
從ob/ob小鼠和Lewis大鼠的胰組織分離的胰島細(xì)胞中提取脂質(zhì)。分離脂質(zhì)提取物，通過(guò)薄層色譜并結(jié)合使用硫苷脂特異性單克隆抗體進(jìn)行的免疫組織化學(xué)分析對(duì)其進(jìn)行分析。對(duì)已知量的硫苷脂標(biāo)準(zhǔn)品進(jìn)行平行分析以進(jìn)行定量。所得到的小鼠胰島細(xì)胞中硫苷脂的定量值示于下面表1中。該結(jié)果表明，在II型糖尿病模型的胰島中硫苷脂的總量明顯減少。
表1

使從ob/ob小鼠和Lewis大鼠的胰組織分離的胰島細(xì)胞在含35S-硫酸鹽的培養(yǎng)基中生長(zhǎng)。然后萃取脂質(zhì)，分離，并在硅膠薄層板上進(jìn)行色譜后進(jìn)行放射自顯影法分析。圖3示出了自體放射造影照片，并且顯示了來(lái)自II型糖尿病模型Lewis大鼠和ob/ob小鼠的硫苷脂之間的脂質(zhì)部分差別。
實(shí)施例2-對(duì)腹膜內(nèi)注射后硫苷脂在ob/ob小鼠的胰腺和肝中吸收的研究(3H)該實(shí)施例說(shuō)明了具有含16個(gè)碳原子的脂肪酸鏈的硫苷脂同工型使硫苷脂的吸收和胰島素的加工最佳化。
在該實(shí)施例中，術(shù)語(yǔ)″ Cnx類(lèi)似物″是指具有n個(gè)碳原子和x個(gè)雙鍵的硫苷脂同工型，例如C80類(lèi)似物就是在脂肪酸鏈中具有8個(gè)碳原子和0個(gè)雙鍵的硫苷脂同工型。背景經(jīng)生化分析表明，ob/ob小鼠具有異常的硫苷脂代謝，無(wú)論是從定<p>參看表5，根據(jù)本發(fā)明生產(chǎn)的每種熱軋鋼材中析出相(TiN和MnS復(fù)合析出相)的密度為1.0×108/mm2或更多，而每種傳統(tǒng)鋼材中析出相的密度為4.07×105/mm2或更少。也就是，本發(fā)明鋼材中生成的析出相具有非常小的晶粒尺寸以及相當(dāng)高的分布密度分散。
本發(fā)明產(chǎn)品的基材組織中具有細(xì)小的鐵素體，晶粒尺寸為8μm或更小，體積分?jǐn)?shù)為87％或更高。
參看表6，可以看出，在最高加熱溫度1400℃的條件下，本發(fā)明熱影響區(qū)奧氏體晶粒尺寸在52到65μm的范圍內(nèi)，而傳統(tǒng)產(chǎn)品的奧氏體晶粒非常粗大，晶粒尺寸約180μm。因此，本發(fā)明鋼材在焊接過(guò)程中能高效地抑制熱影響區(qū)內(nèi)奧氏體晶粒的長(zhǎng)大。當(dāng)使用熱輸入100kJ/cm的焊接工藝時(shí)，本發(fā)明鋼材的鐵素體體積分?jǐn)?shù)為70％或更高。
在熱輸入為250kJ/cm的高熱輸入焊接的條件下(從800℃冷卻到500℃的時(shí)間為180秒)，本發(fā)明產(chǎn)品具有高的韌性，在-40℃下熱影響區(qū)沖擊韌性為280J或更大，轉(zhuǎn)變溫度為約-60℃。也就是，本發(fā)明的產(chǎn)品在高熱輸入的焊接條件下具有高的熱影響區(qū)沖擊韌性。
在相同的高熱輸入焊接條件下，傳統(tǒng)鋼材在0℃下熱影響區(qū)的沖擊韌性為約200J，轉(zhuǎn)變溫度為約-60℃。實(shí)例2-滲氮處理具有表7所示的不同成分的鋼，每種都在轉(zhuǎn)爐中熔化。得到的鋼水脫氧，隨后加入Ti，再連鑄生產(chǎn)出板坯。
接著按表9的條件將板坯熱軋，從而生產(chǎn)出熱軋板。表10列出了每種鋼材中合金元素的含量之比。
表7

表8

表9

表10

測(cè)試樣從按上述生產(chǎn)的熱軋板上取樣。取樣在每塊熱軋板的中心部分沿厚度方向進(jìn)行。特別是，拉伸試驗(yàn)的測(cè)試樣沿軋制方向取樣，而夏氏沖擊試驗(yàn)的測(cè)試樣沿垂直于軋制方向的方向取樣。
用如上所述取樣的測(cè)試樣，檢測(cè)了每種鋼材(基材)中的析出相特征以及鋼材的力學(xué)性能。檢測(cè)結(jié)果列于表11中。并且，檢測(cè)了熱影響區(qū)的微觀(guān)結(jié)構(gòu)和沖擊韌性。檢測(cè)結(jié)果列于表12中。這些檢測(cè)按與實(shí)施例1相同的方式進(jìn)行。
表11

表12

參看表11，根據(jù)本發(fā)明生產(chǎn)的每種熱軋鋼材中析出相(TiN和MnS復(fù)合析出相)的密度為1.0×108/mm2或更多，而每種傳統(tǒng)鋼材中析出相的密度為4.07×105/mm2或更少。也就是，本發(fā)明鋼材中生成的析出相具有非常小的晶粒尺寸以及相當(dāng)高的分布密度。
本發(fā)明產(chǎn)品的基材結(jié)構(gòu)中具有細(xì)小的鐵素體，體積分?jǐn)?shù)為87％或更高。
參看表12，可以看出，在最高加熱溫度1400℃的條件下，本發(fā)明熱影響區(qū)奧氏體晶粒尺寸在52到65μm的范圍內(nèi)，而傳統(tǒng)產(chǎn)品的奧氏體晶粒非常粗大，晶粒尺寸約180μm。因此，本發(fā)明鋼材在焊接過(guò)程中能高效地抑制熱影響區(qū)內(nèi)奧氏體晶粒的長(zhǎng)大。
當(dāng)使用熱輸入100kJ/cm的焊接工藝時(shí)，本發(fā)明鋼材的鐵素體體積分?jǐn)?shù)為70％或更高。
在熱輸入為250kJ/cm的高熱輸入焊接的條件下(從800℃冷卻到500℃的時(shí)間為180秒)，本發(fā)明產(chǎn)品具有高的韌性，在-40℃下熱影響區(qū)沖擊韌性為280J或更大，轉(zhuǎn)變溫度為約-60℃。也就是，本發(fā)明的產(chǎn)品在高熱輸入的焊接條件下具有高的熱影響區(qū)沖擊韌性。
在相同的高熱輸入焊接條件下，傳統(tǒng)鋼材在0℃下熱影響區(qū)的沖擊韌性為200J左右，轉(zhuǎn)變溫度為-60℃左右。
權(quán)利要求
1.一種含有TiN和MnS細(xì)小復(fù)合析出相的焊接結(jié)構(gòu)鋼材，按照重量百分?jǐn)?shù)，包括0.03～0.17％C、0.01～0.5％Si、1.0～2.5％Mn、0.005～0.2％Ti、0.0005～0.1％Al、0.008～0.030％N、0.0003～0.01％B、0.001～0.2％W、最多0.03％P、0.003～0.05％S、最多0.005％O，其余為Fe和附帶的雜質(zhì)，并且元素含量滿(mǎn)足的條件為1.2≤Ti/N≤2.5、10≤N/B≤40、2.5≤Al/N≤7、6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14和200≤Mn/S≤400，其微觀(guān)結(jié)構(gòu)主要由晶粒尺寸為20μm或更小的鐵素體和珠光體的復(fù)合結(jié)構(gòu)組成。
2.如權(quán)利要求1所述的焊接結(jié)構(gòu)鋼材，其中還包括0.01～0.2％V，并且V含量滿(mǎn)足的條件為0.3≤V/N≤9和7≤(Ti+2Al+4B+V)/N≤17。
3.如權(quán)利要求1所述的焊接結(jié)構(gòu)鋼材，其中還包括從以下元素組中選擇的一種或多種元素0.1～3.0％Ni、0.1～1.5％Cu、0.01～0.1％Nb、0.05～1.0％Mo和0.05～1.0％Cr。
4.如權(quán)利要求1所述的焊接結(jié)構(gòu)鋼材，其中還包括0.0005～0.005％Ca和0.005～0.05％REM中的一種或兩者。
5.如權(quán)利要求1所述的焊接結(jié)構(gòu)鋼材，其特征在于復(fù)合析出相TiN和MnS的晶粒尺寸為0.01～0.1μm、分布密度為1.0×107/mm2或更高、間距為0.5μm或更小。
6.如權(quán)利要求1所述的焊接結(jié)構(gòu)鋼材，其特征在于當(dāng)鋼材被加熱到1400℃或更高，接著在60秒內(nèi)從800℃冷卻到500℃時(shí)，鋼材與熱影響區(qū)之間的韌性差在±30J的范圍內(nèi)；當(dāng)鋼材被加熱到1400℃或更高，接著在60秒到120秒內(nèi)從800℃冷卻到500℃時(shí)，鋼材與熱影響區(qū)之間的韌性差在±40J的范圍內(nèi)；當(dāng)鋼材被加熱到1400℃或更高，接著在120秒到180秒內(nèi)從800℃冷卻到500℃時(shí)，鋼材與熱影響區(qū)之間的韌性差在0～100J的范圍內(nèi)。
7.一種生產(chǎn)具有TiN和MnS細(xì)小復(fù)合析出相的焊接結(jié)構(gòu)鋼材的方法，其步驟包括制造鋼板坯，按照重量百分?jǐn)?shù)，其中包括0.03～0.17％C、0.01～0.5％Si、1.0～2.5％Mn、0.005～0.2％Ti、0.0005～0.1％Al、0.008～0.030％N、0.0003～0.01％B、0.001～0.2％W、最多0.03％P、0.003～0.05％S、最多0.005％O，其余為Fe和附帶的雜質(zhì)，并且元素含量滿(mǎn)足的條件為1.2≤Ti/N≤2.5、10≤N/B≤40、2.5≤Al/N≤7、6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14和220≤Mn/S≤400；將鋼板坯加熱到1000～1250℃，保溫60到180分鐘；將加熱的板坯在奧氏體再結(jié)晶區(qū)內(nèi)熱軋，厚度壓下量為40％或更大；和將熱軋的鋼板坯以1℃/min的速率冷卻到鐵素體相變終止溫度±10℃。
8.如權(quán)利要求7所述的方法，其特征在于板坯還包括0.01～0.2％V，并且V含量滿(mǎn)足的條件為0.3≤V/N≤9和7≤(Ti+2Al+4B+V)/N≤17。
9.如權(quán)利要求7所述的方法，其特征在于板坯還包括從以下元素組中選擇的一種或多種元素0.1～3.0％Ni、0.1～1.5％Cu、0.01～0.1％Nb、0.05～1.0％Mo和0.05～1.0％Cr。
10.如權(quán)利要求7所述的方法，其特征在于板坯還包括0.0005～0.005％Ca和0.005～0.05％REM中的一種或兩者。
11.如權(quán)利要求1所述的方法，其特征在于制造板坯過(guò)程中在鋼水中加入脫氧效果高于Ti的脫氧元素，從而控制鋼水中溶解氧的含量為30ppm或更少，在10分鐘內(nèi)加入Ti使其含量達(dá)0.005～0.02％，接著鑄造所得到的板坯。
12.如權(quán)利要求11所述的方法，其特征在于脫氧的順序?yàn)镸n、Si和Al。
13.如權(quán)利要求11所述的方法，其特征在于在連鑄過(guò)程中鋼水以0.9～1.1m/min的速度鑄造，并且在二次冷卻區(qū)弱冷卻時(shí)噴水量為0.3～0.35l/kg。
14.一種生產(chǎn)具有TiN和MnS細(xì)小復(fù)合析出相的焊接結(jié)構(gòu)鋼材的方法，其步驟包括制造鋼板坯，按照重量百分?jǐn)?shù)，其中包括0.03～0.17％C、0.01～0.5％Si、1.0～2.5％Mn、0.005～0.2％Ti、0.0005～0.1％Al、最多0.005％N、0.0003～0.01％B、0.001～0.2％W、最多0.03％P、0.003～0.05％S、最多0.005％O，其余為Fe和附帶的雜質(zhì)，并且滿(mǎn)足220≤Mn/S≤400的條件；將鋼板坯加熱到1000到1250℃，保溫60到180分鐘，同時(shí)將鋼板坯滲氮，控制鋼板坯的N含量為0.008～0.03％，并且元素含量滿(mǎn)足的條件為1.2≤Ti/N≤2.5、10≤N/B≤40、2.5≤Al/N≤7、6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14；將滲氮的鋼板坯在奧氏體再結(jié)晶區(qū)內(nèi)熱軋，厚度壓下量為40％或更大；和將熱軋的鋼板坯以1℃/min的速率冷卻到鐵素體相變終止溫度±10℃。
15.如權(quán)利要求14所述的方法，其特征在于板坯還包括0.01～0.2％V，并且V含量滿(mǎn)足的條件為0.3≤V/N≤9和7≤(Ti+2Al+4B+V)/N≤17。
16.如權(quán)利要求14所述的方法，其特征在于板坯還包括從以下元素組中選擇的一種或多種元素0.1～3.0％Ni、0.01～0.1％Nb、0.05～1.0％Mo和0.05～1.0％Cr。
17.如權(quán)利要求14所述的方法，其特征在于板坯還包括0.0005～0.005％Ca和0.005～0.05％REM中的一種或兩者。
18.如權(quán)利要求14所述的方法，其特征在于制造板坯過(guò)程中在鋼水中加入脫氧效果高于Ti的脫氧元素，從而控制鋼水中溶解氧的含量為30ppm或更少，在10分鐘內(nèi)加入Ti使其含量達(dá)0.005～0.02％，接著鑄造所得到的板坯。
19.如權(quán)利要求18所述的方法，其特征在于脫氧的順序?yàn)镸n、Si和Al。
20.一種焊接結(jié)構(gòu)，該結(jié)構(gòu)具有優(yōu)良的熱影響區(qū)韌性，使用如權(quán)利要求1到6中任一項(xiàng)所述的焊接結(jié)構(gòu)鋼材制造。
全文摘要
本發(fā)明涉及一種含有細(xì)小復(fù)合析出相TiN和MnS的焊接結(jié)構(gòu)鋼材，按照重量百分?jǐn)?shù)，包括0.03～0.17％C、0.01～0.5％Si、1.0～2.5％Mn、0.005～0.2％Ti、0.0005～0.1％Al、0.008～0.030％N、0.0003～0.01％B、0.001～0.2％W、最多0.03％P、0.003～0.05％S、最多0.005％O，其余為Fe和附帶的夾雜物，并且元素含量滿(mǎn)足的條件為1.2≤Ti/N≤2.5、10≤N/B≤40、2.5≤Al/N≤7、6.5≤(Ti+2A1+4B)/N≤14和220≤Mn/S≤400，其組成主要包括晶粒尺寸為20μm或更小的鐵素體和珠光體復(fù)合結(jié)構(gòu)的微觀(guān)結(jié)構(gòu)。
文檔編號(hào)B22D11/22GK1396963SQ01804415
公開(kāi)日2003年2月12日 申請(qǐng)日期2001年11月20日 優(yōu)先權(quán)日2000年12月1日
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