專利名稱：具有優(yōu)異的低溫韌性、用于連接高強(qiáng)度低合金鋼的焊縫金屬的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及具有優(yōu)異的低溫韌性、用于連接高強(qiáng)度低合金鋼的焊縫金屬。本發(fā)明也涉及制備這種焊縫金屬的熔化焊絲和焊接方法。由本發(fā)明的熔化焊絲(welding consumable wire)和焊接方法制備的焊縫金屬的顯微組織能夠提供優(yōu)異的強(qiáng)度、韌性和氫致開(kāi)裂抗力。本發(fā)明的熔化焊絲和焊接方法特別適于采用氣體保護(hù)熔化極電弧焊方法將高強(qiáng)度鋼管線用管機(jī)械化現(xiàn)場(chǎng)環(huán)焊成管線。
背景技術(shù)：
在下面的說(shuō)明中定義了許多術(shù)語(yǔ)。為了方便起見(jiàn)，直接在權(quán)利要求書的前面給出了一個(gè)術(shù)語(yǔ)表。
對(duì)于例如石油和天然氣、化學(xué)、造船和發(fā)電等利用鋼結(jié)構(gòu)的工業(yè)而言，顯然，理想的是選擇使用高強(qiáng)度低合金(HSLA)鋼。此處使用的“高強(qiáng)度低合金(HSLA)鋼”包括含鐵以及合金元素添加總量低于約10wt％并具有至少約550MPa(80ksi)的屈服強(qiáng)度的鋼。利用HSLA鋼能夠降低結(jié)構(gòu)的成本，因?yàn)榕c采用低強(qiáng)度鋼建造的相同結(jié)構(gòu)相比，利用HSLA鋼建造的結(jié)構(gòu)重量較輕。而且，利用HSLA鋼能夠建造采用低強(qiáng)度鋼所不能建造的結(jié)構(gòu)，因?yàn)槿绻捎玫蛷?qiáng)度鋼建造，則必須使鋼材非常厚才能提供足夠的結(jié)構(gòu)強(qiáng)度，從而導(dǎo)致重量高得無(wú)法接受。
然而，在一些前述結(jié)構(gòu)中利用HSLA鋼可能存在某些缺點(diǎn)。與低強(qiáng)度鋼相比，許多市售的HSLA鋼的用途，特別是在斷裂臨界場(chǎng)合受到限制，原因是它們的焊接件的韌性有限(因此，缺陷容許程度有限)(參見(jiàn)術(shù)語(yǔ)表中斷裂臨界的定義)?？梢愿鶕?jù)通過(guò)夏氏V型缺口試驗(yàn)測(cè)得的特定溫度下夏氏V型缺口吸收能的大小確定的韌-脆轉(zhuǎn)變溫度(DBTT)，或者由通過(guò)如裂紋尖端張開(kāi)位移(CTOD)試驗(yàn)或J積分試驗(yàn)測(cè)得的特定溫度下的斷裂韌性的大小來(lái)分析鋼焊接件的韌性，所有這些韌性測(cè)試方法均為本領(lǐng)域的專業(yè)人員所熟知(參見(jiàn)術(shù)語(yǔ)表中DBTT的定義)。
另一個(gè)與HSLA鋼的使用有關(guān)的潛在缺點(diǎn)是它們的焊接件對(duì)氫致開(kāi)裂的敏感性。隨著焊縫金屬?gòu)?qiáng)度提高，其合金含量一般均會(huì)增加，這會(huì)產(chǎn)生更大的淬透性并且趨于轉(zhuǎn)變成馬氏體。與低強(qiáng)度焊接件相比，高強(qiáng)度焊縫金屬中馬氏體含量的增加，再加之在高強(qiáng)度焊接件中的殘余應(yīng)力較高一般會(huì)導(dǎo)致更高的氫致開(kāi)裂敏感性。為了降低HSLA鋼焊接件氫致開(kāi)裂的可能性，通常需要在焊接之前對(duì)這種鋼進(jìn)行預(yù)熱，這樣會(huì)增大制造成本。
除了市售的HSLA鋼之外，目前正在開(kāi)發(fā)新的HSLA鋼，它們具有優(yōu)異的強(qiáng)度，例如，屈服強(qiáng)度至少約690MPa(100ksi)，優(yōu)選至少約760MPa(110ksi)，更優(yōu)選至少約828MPa(120ksi)，甚至更優(yōu)選至少約896MPa(130ksi)，并且最優(yōu)選至少約為931-966MPa(135-140ksi)。例如，參見(jiàn)國(guó)際申請(qǐng)?zhí)朩O 99/05336，WO 99/05334，WO99/05328，WO 99/05335和WO 98/38345。這些新的HSLA鋼尤其適于制造用于建造管線的高強(qiáng)度管線用管。對(duì)于管線應(yīng)用場(chǎng)合，由于管線用管在斷裂臨界狀態(tài)下工作，因此，優(yōu)選用于連接各段管材的環(huán)焊能提供較高的韌性。另外，在某些環(huán)境，例如在北極區(qū)，可能需要在低至約-40℃(-40°F)或者甚至低至約-60℃(-76°F)的環(huán)境溫度下達(dá)到所要求的環(huán)焊韌性。因此，為了在低的環(huán)境溫度下利用市售的HSLA鋼或者目前正在開(kāi)發(fā)的新型HSLA鋼，需要能夠在如此低的溫度下使焊縫金屬和焊接件具有充分的強(qiáng)度、氫致開(kāi)裂抗力以及，最重要地，韌性的熔化焊絲和焊接方法。
一般而言，目前有兩類焊絲以及焊縫金屬可用于連接屈服強(qiáng)度約690-931MPa(100-135ksi)的HSLA鋼。第一類焊縫金屬通常用與其顯微組織有關(guān)的縮寫“LCBF”表示，其代表低碳貝氏組織鐵素體。這種焊縫金屬在美國(guó)專利5,523,540中進(jìn)行了介紹。第二類焊縫金屬是馬氏體型，其也在美國(guó)專利5,523,540中進(jìn)行了介紹。
LCBF焊縫金屬的發(fā)明是對(duì)用于焊接艦船外殼材料的馬氏體型焊縫金屬的改善。一個(gè)目的是LCBF顯微組織能夠在廣泛的焊接熱輸入范圍產(chǎn)生。在美國(guó)專利5,523,540中給出了在熱輸入為約1.2-5kJ/mm(30-127kJ/英寸)的條件下進(jìn)行的焊接實(shí)例。應(yīng)該注意，在美國(guó)專利5,523,540中，必須提供較快的冷卻速度以確保馬氏體型焊縫金屬完全轉(zhuǎn)變成馬氏體。然而，對(duì)LCBF焊縫金屬采用廣泛的冷卻速度，其顯微組織均能完全轉(zhuǎn)變成貝氏體，而馬氏體則避免形成。LCBF焊縫金屬的另一個(gè)目的是不需要通過(guò)預(yù)熱將氫驅(qū)除就能避免發(fā)生氫致開(kāi)裂。這樣能夠節(jié)約制造成本。為了滿足焊接艦船外殼材料的這些目的，重點(diǎn)應(yīng)放在LCBF焊縫金屬的化學(xué)組成，特別是其碳含量上。美國(guó)專利5,523,540中介紹的LCBF焊縫金屬的最高碳含量被限制為0.05wt.％，主要是為了避免形成馬氏體。一般認(rèn)為，LCBF的顯微組織在廣泛的熱輸入范圍內(nèi)更穩(wěn)定，其比馬氏體更抗氫致開(kāi)裂。
與要求避免進(jìn)行預(yù)熱的艦船外殼焊接相反，在甚至對(duì)名義上的低合金鋼如API 5L X-65進(jìn)行的管線環(huán)焊中一般均使用預(yù)熱。由于每個(gè)環(huán)焊件均處于斷裂臨界狀態(tài)，而且，管線修復(fù)所涉及的費(fèi)用很高，因此，理想的是避免管線環(huán)焊件發(fā)生氫致開(kāi)裂。管線環(huán)焊中采用預(yù)熱經(jīng)常被看作是為了避免在達(dá)不到最佳清潔程度的惡劣條件下可能發(fā)生的氫致開(kāi)裂或使之降至最低的必需條件。采用機(jī)械化裝備建造管線能夠以每天100-400個(gè)焊縫的速度進(jìn)行(這取決于所使用的裝備以及建造是在陸地還是在海上進(jìn)行)。由于氫致開(kāi)裂可能在焊后的一天或兩天之后出現(xiàn)，因此，鋪設(shè)管路期間出現(xiàn)這種開(kāi)裂可能需要進(jìn)行昂貴的補(bǔ)救工作。因而，在管線工業(yè)，焊接預(yù)熱被看作是避免氫致開(kāi)裂以及相關(guān)的現(xiàn)場(chǎng)修理的比較便宜的保險(xiǎn)措施。這對(duì)于在焊接之后焊縫基本很快無(wú)法接近的海上管線更是如此，而且，實(shí)施適當(dāng)?shù)念A(yù)熱比“挑揀”出已建造好的海上管線并實(shí)施修復(fù)更省錢。
至于結(jié)構(gòu)完整性，氣體管線中的每個(gè)環(huán)焊縫都屬于斷裂臨界型。當(dāng)焊件缺陷穿透整個(gè)管線壁或者在其中擴(kuò)展時(shí)，會(huì)引起泄漏。在這種情況下，管線無(wú)法完成其既定功能。然而，對(duì)于艦船外殼，其結(jié)構(gòu)冗余程度更大。極少焊縫是如其斷裂則船只將無(wú)法完成其既定功能的斷裂臨界點(diǎn)。
關(guān)于熱輸入需要量，艦船外殼焊接在廣泛的熱輸入范圍進(jìn)行，而現(xiàn)場(chǎng)管線環(huán)焊焊接步驟則受到自然條件的限制?，F(xiàn)場(chǎng)管線環(huán)焊接要求對(duì)較薄材料(壁厚典型為約8-25mm(0.3-1英寸)進(jìn)行全位置焊接。許多艦船外殼焊縫在處于平面位置的厚部件(高達(dá)約50mm(2英寸))上形成，這種情況下可以使用較高的熱量輸入。全位置的現(xiàn)場(chǎng)管線環(huán)焊要求將熱輸入限制在較低水平。
雖然美國(guó)專利5,523,540中述及的LCBF焊縫金屬可能適于連接艦船外殼用HSLA鋼，但是，LCBF焊縫金屬對(duì)于環(huán)焊屈服強(qiáng)度要求值至少約690MPa(100ksi)的管線不是最理想。管線環(huán)焊時(shí)的熱輸入和預(yù)熱要求與艦船外殼焊接時(shí)的要求明顯不同。需要特別是當(dāng)焊接熱輸入較低并且采用適當(dāng)預(yù)熱時(shí)，能夠產(chǎn)生具有超過(guò)至少約690MPa(100ksi)的屈服強(qiáng)度和優(yōu)異低溫韌性的焊縫金屬的焊接技術(shù)。這種焊接技術(shù)將特別適于管線的機(jī)械化環(huán)焊。
因此，本發(fā)明的一個(gè)目的是提供用于連接HSLA鋼的焊縫金屬，該焊縫金屬具有與LCBF型和馬氏體型焊縫金屬明顯不同的顯微組織特征，而且，特別是在用于管線的機(jī)械化環(huán)焊時(shí)，能夠提供低溫韌性、高強(qiáng)度和氫致開(kāi)裂抗力的良好組合。本發(fā)明的又一個(gè)目的是提供用于制備這種焊縫金屬的熔化焊絲和特定的焊接方法。其它的目的則可由本發(fā)明的下述說(shuō)明中明顯看出。
發(fā)明概述與本發(fā)明的上述目的一致，所提供的是適于連接HSLA鋼的焊縫金屬。根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬含有鐵；約0.04-0.08wt％碳；指定量的錳、硅、鉬、鎳和氧；以及至少一種選自于鋯和鈦的添加元素。根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬的顯微組織包含約5-45vol％的針狀鐵素體以及至少約50vol％的板條馬氏體(包括自回火和回火板條馬氏體)、退化的上貝氏體、下貝氏體、粒狀貝氏體或者它們的混合物。顯微組織的余下部分可能包括鐵素體、上貝氏體、珠光體或者它們的混合物。另外，還提供了用于制備本發(fā)明的焊縫金屬的熔化焊絲和特定的焊接方法。
根據(jù)本發(fā)明制備的焊縫金屬尤其非常適合用于現(xiàn)場(chǎng)環(huán)焊HSLA鋼管線用管，特別是當(dāng)使用機(jī)械化的氣體保護(hù)熔化極電弧焊(GMAW)方法時(shí)更是如此。這些焊縫金屬的顯微組織能提供高強(qiáng)度、良好的氫致開(kāi)裂抗力以及適于許多低至約-40℃(-40°F)或者甚至低至約-60℃(-76°F)寒冷氣候場(chǎng)合的優(yōu)異低溫韌性。本發(fā)明的另一個(gè)優(yōu)點(diǎn)是當(dāng)使用這些在低于約150℃(302°F)，更優(yōu)選低于約100℃(212°F)的溫度下預(yù)熱的焊縫金屬時(shí)，能夠避免氫致開(kāi)裂。這些焊縫金屬非常適于進(jìn)行采用適度預(yù)熱的較低熱輸入的焊接，例如使用氣體保護(hù)熔化極電弧焊(GMAW)方法的機(jī)械化現(xiàn)場(chǎng)HSLA鋼管線的環(huán)焊。
由夏氏沖擊能與溫度關(guān)系曲線測(cè)定的根據(jù)本發(fā)明焊縫金屬的DBTT低于約-50℃(-58°F)，優(yōu)選低于約-60℃(-76°F)，更優(yōu)選低于約-70℃(-94°F)。這些焊縫金屬的夏氏轉(zhuǎn)變曲線的上擱置能(upper shelfenergy)至少約100焦耳(J)(75英尺-磅)，優(yōu)選大于約135J(100英尺-磅)，更優(yōu)選大于約170J(125英尺-磅)。采用CTOD試驗(yàn)測(cè)定的這些焊縫金屬的斷裂韌性至少0.10mm，優(yōu)選至少0.15mm，更優(yōu)選至少0.20mm，甚至更優(yōu)選至少0.25mm，并且最優(yōu)選至少0.30mm，其中，試驗(yàn)溫度為0℃(32°F)，優(yōu)選約-10℃(14°F)，更優(yōu)選約-20℃(-4°F)，甚至更優(yōu)選約-30℃(-22°F)，并且最優(yōu)選約-40℃(-40°F)。另外，就斷裂韌性而言，這些焊縫金屬的JIC值至少約125N/mm(0.7ksi-英寸)，優(yōu)選至少約175N/mm(1.0ksi-英寸)，更優(yōu)選至少約225N/mm(1.3ksi-英寸)，其中，試驗(yàn)溫度為約-10℃(14°F)，優(yōu)選約-20℃(-4°F)，更優(yōu)選約-30℃(-22°F)，并且最優(yōu)選約-40℃(-40°F)。(參見(jiàn)術(shù)語(yǔ)表中JIC值的定義)。
附圖描述參照下面的詳細(xì)描述以及附圖，將會(huì)更好地了解本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)，所述附圖中

圖1A示意說(shuō)明的是根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬顯微組織的關(guān)鍵特征，該顯微組織存在體積分?jǐn)?shù)相對(duì)較大的縱橫比較小的針狀鐵素體；圖1B示意說(shuō)明的是根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬顯微組織的關(guān)鍵特征，該顯微組織存在體積分?jǐn)?shù)較小的具有較大縱橫比的針狀鐵素體；圖2(現(xiàn)有技術(shù))是一種CRC型、窄縫隙焊接坡口(bevel)的圖示說(shuō)明；圖3是根據(jù)本發(fā)明制備的焊縫冷卻曲線的圖示說(shuō)明；圖4是根據(jù)本發(fā)明制備的多道焊縫的光學(xué)宏觀照片；圖5A是板條馬氏體的示意圖；圖5B是下貝氏體的示意圖；圖5C是退化的上貝氏體的示意圖；圖5D是粒狀貝氏體的示意圖；圖5E是針狀鐵素體的示意圖；圖6A是展示根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬顯微組織的掃描電鏡(SEM)照片；圖6B是另一張展示根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬顯微組織的掃描電鏡(SEM)照片；圖7是透射電子顯微鏡(TEM)圖像，其展示的是在根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬中的氧化物夾雜及其有關(guān)的針狀鐵素體晶粒；圖8是圖7中夾雜物的能量散射波譜(EDS)譜圖；圖9A是透射電子顯微鏡(TEM)圖像，其展示的是在根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬中的板條馬氏體；圖9B是透射電子顯微鏡(TEM)圖像，其展示的是在根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬中的退化的上貝氏體；
圖9C是透射電子顯微鏡(TEM)圖像，其展示的是在根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬中的粒狀貝氏體；圖9D是透射電子顯微鏡(TEM)圖像，其展示的是在根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬中的下貝氏體；圖10是透射電子顯微鏡(TEM)圖像，其展示的是在根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬中的自回火板條馬氏體；圖11是根據(jù)本發(fā)明制備的焊縫金屬顯微組織的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線的示意圖；圖12是展示根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬中的夾雜物的透射電子顯微鏡(TEM)的低倍圖像；圖13是展示根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬中的夾雜物的透射電子顯微鏡(TEM)的高倍圖像；圖14A是圖12中示出的夾雜物的能量散射波譜(EDS)譜圖；圖14B是圖13中示出的夾雜物內(nèi)顆粒團(tuán)簇的能量散射波譜(EDS)譜圖；圖15是夏氏V型缺口試樣斷裂表面的掃描電鏡(SEM)斷口組織照片，其中的缺口試樣取自根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬；圖16是CTOD試樣斷裂表面的掃描電鏡(SEM)斷口組織照片，其中的CTOD試樣取自根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬；雖然將結(jié)合優(yōu)選實(shí)施方案對(duì)本發(fā)明進(jìn)行描述，但應(yīng)該了解本發(fā)明不受此限制。相反，本發(fā)明有意包括可能處于由附后權(quán)利要求確定的本公開(kāi)的精神和范圍內(nèi)的所有變化、修正以及等同方案。
發(fā)明詳述提供了一種焊縫金屬，該焊縫金屬含有鐵，約0.04-0.08wt％碳，約1.0-2.0wt％錳，約0.2-0.7wt％硅，約0.30-0.80wt％鉬，約2.3-3.5wt％鎳，約0.0175-0.0400wt％氧，以及至少一種下述添加元素最多約0.04wt％鋯和最多約0.02wt％鈦。根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬也可以含有低于約0.01wt％磷，低于約0.01wt％硫，最多約0.03wt％鋁和低于約0.020wt％氮。另外，該焊縫金屬可以含有至少一種下述元素最多約0.60wt％鉻，最多約0.60wt％銅，最多約0.040wt％釩和最多約0.0012wt％硼。只要給定所要求焊縫金屬的化學(xué)組成和待焊接鋼的化學(xué)組成，本領(lǐng)域的專業(yè)人員便可以采用公知的方法確定熔化焊絲的必要組成。該焊縫金屬的顯微組織包含約5-45vol％的針狀鐵素體以及至少約50vol％的板條馬氏體、退化的上貝氏體、下貝氏體、粒狀貝氏體或者它們的混合物。在本發(fā)明的一個(gè)實(shí)施方案中，該焊縫金屬的顯微組織包含約10-45vol％的針狀鐵素體。板條馬氏體組元包括自回火板條馬氏體和回火板條馬氏體。
本發(fā)明的焊縫金屬的主要優(yōu)點(diǎn)是由于焊縫金屬顯微組織中硬組元如板條馬氏體和較軟相-針狀鐵素體的存在、形貌和數(shù)量，使其同時(shí)具有高強(qiáng)度和優(yōu)異的低溫韌性。針狀鐵素體是一種為本領(lǐng)域?qū)I(yè)人員所公知的鐵素體，其一般與屈服強(qiáng)度低于約690MPa(100ksi)的鋼焊縫金屬有關(guān)，并且已知其具有良好的韌性。本發(fā)明的焊縫金屬韌性較優(yōu)的主要原因在于其碳含量較低，晶粒尺寸小，針狀鐵素體的細(xì)小分布以及細(xì)小氧化物夾雜顆粒在焊縫金屬顯微組織中的細(xì)小分布。
制備本發(fā)明的焊縫金屬的優(yōu)選焊接方法是氣體保護(hù)熔化極電弧焊(GMAW)，甚至更優(yōu)選是脈沖GMAW焊。
顯微組織概述根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬顯微組織的幾個(gè)關(guān)鍵要素決定了強(qiáng)度與韌性的出色結(jié)合。這些關(guān)鍵要素由焊縫金屬的化學(xué)組成和此處述及的焊接技術(shù)產(chǎn)生。顯微組織的關(guān)鍵組元是硬組元、較軟相和氧化物夾雜。一個(gè)重要方面在于硬組元幾何散布在軟相之間的方式。另外，軟相的形狀(縱橫比)和小尺寸的氧化物夾雜也很關(guān)鍵。
圖1A和圖1B示意性示出了在焊縫金屬的原始奧氏體晶粒范圍內(nèi)成長(zhǎng)的根據(jù)本發(fā)明焊縫金屬的顯微組織?，F(xiàn)在參照?qǐng)D1A和圖1B，針狀鐵素體包含根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬顯微組織中的軟相16′，16″。針狀鐵素體16′，16″通過(guò)細(xì)分原始奧氏體晶粒(參見(jiàn)術(shù)語(yǔ)表)，從而有效減小晶粒尺寸來(lái)提高韌性。相對(duì)于根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬顯微組織中的硬組元11′，11″，針狀鐵素體16′，16″還提供變形能力(韌性)。在焊縫金屬顯微組織中存在的針狀鐵素體16′，16″的量為約5-45vol.％。硬組元11′，11″是顯微組織中的主要組元，它提供高強(qiáng)度。此處使用的“主要/為主”意味著體積分?jǐn)?shù)至少約50％。板條馬氏體，包括自回火板條馬氏體和回火板條馬氏體，是優(yōu)選的硬組元11′，11″中的主要組元。當(dāng)顯微組織中的針狀鐵素體的體積分?jǐn)?shù)給定時(shí)，由板條馬氏體構(gòu)成的硬組元將提供最高的強(qiáng)度。對(duì)于強(qiáng)度較低的顯微組織，硬組元11′，11″可以包含幾種組元(未在圖1A和圖1B中分別示出)的混合物，該混合物主要包括退化的上貝氏體和板條馬氏體。硬組元11′，11″也可以包含下貝氏體和粒狀貝氏體。在硬組元11′，11″中也可以存在少量殘余奧氏體(典型地，低于1vol％)。然而，除了殘余奧氏體之外，在本發(fā)明的所有實(shí)例中，包含硬組元11′，11″的各個(gè)組元的強(qiáng)度均高于針狀鐵素體16′，16″。
根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬顯微組織的一些關(guān)鍵特征與低碳貝氏體鐵素體(LCBF)型和馬氏體型焊縫金屬不同。然而，其基本差別在于整個(gè)顯微組織上。根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬的顯微組織是大量的低碳板條馬氏體(或硬組元)與呈特定幾何排列的針狀鐵素體的組合。這與顯微組織特意均勻一致即或者為完全貝氏體或者為完全馬氏體的LCBF型或馬氏體型焊縫金屬不同。
本發(fā)明的顯微組織中的氧化物夾雜14′，14″優(yōu)選細(xì)小分布，即夾雜物14′，14″的平均尺寸最小化降至低于1μm，更優(yōu)選低于約0.5μm，這會(huì)導(dǎo)致在根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬顯微組織中存在大量的細(xì)小夾雜物14′，14″。這一點(diǎn)通過(guò)使氧化物核心中優(yōu)選含有約50wt％的Zr，Ti或其混合物來(lái)實(shí)現(xiàn)。優(yōu)選產(chǎn)生充分多的細(xì)小夾雜物14′，14″(只此而已)以提供使針狀鐵素體16′，16″充分形核，對(duì)晶界進(jìn)行釘軋和使焊池脫氧的作用。與這些目標(biāo)一致，限制Zr，Ti和Al的添加量以保持焊縫金屬夾雜含量較低且平均尺寸較小，從而最大程度地提高韌性。例如，將Zr含量限制為0.04wt％，Ti含量限制為0.020wt％，Al含量限制為0.02wt％。
化學(xué)組成根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬含有下述元素中的一些或全部，所述元素的大致范圍以wt％示出。
表1
根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬含有約0.04-0.08wt％碳，更優(yōu)選含有高于約0.05wt％到約0.075wt％碳，甚至更優(yōu)選含有高于約0.055wt％到約0.07wt％碳。與LCBF型或馬氏體型焊縫金屬相比，該中間碳含量促進(jìn)根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬形成混合顯微組織。Zr，Ti和O有助于在顯微組織中產(chǎn)生所要求數(shù)量、尺寸和化學(xué)組成的氧化物夾雜。Zr作為根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬的主要氧化物形成元素添加，原因是其與氧的親和力高，并且能夠形成小夾雜物。Ti也可以作為氧化物形成元素添加，但是，其產(chǎn)生細(xì)小夾雜物的能力不及Zr。焊接期間，由于氧化驅(qū)動(dòng)力大，Zr在高溫下優(yōu)先氧化，產(chǎn)生許多細(xì)小的氧化物夾雜核心。將Zr含量限制為0.04wt％以控制夾雜物長(zhǎng)大以及產(chǎn)生所要求的夾雜物含量。鈦?zhàn)鳛楹辖鹛砑釉?，其提供的氧化潛力超過(guò)僅僅用Zr合金化的焊縫金屬。已知Ti的氧化物在鋼焊縫金屬中有利于針狀鐵素體的形核。本發(fā)明人確信Zr在根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬中也有利于針狀鐵素體的形核。在根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬中，存在的氧化物夾雜足夠少，從而能夠獲得高韌性，但是，所存在的細(xì)小氧化物夾雜又足夠多，從而能夠有助于形成優(yōu)選體積分?jǐn)?shù)的針狀鐵素體(例如，約5-45vol％)并且獲得理想的晶界釘扎效果。
添加充分多的錳、硅、鉻、鉬和銅是為了提供所要求的固溶強(qiáng)化和淬透性，這是形成以硬組元為主的顯微組織所必需的。但是，應(yīng)限制所有這些元素的含量，以使本發(fā)明的焊縫金屬獲得所要求的韌性。
除了促進(jìn)總體淬透性之外，Si在熔融焊池中具有脫氧作用，并且，它還提供理想的提高焊池流動(dòng)性的表面張力特性。流動(dòng)性的提高有助于熔池對(duì)焊縫斜角側(cè)壁平穩(wěn)“潤(rùn)濕”。這就最大程度地降低了焊邊角處的應(yīng)力集中并且有助于防止焊接缺陷出現(xiàn)。因?yàn)镾i是強(qiáng)脫氧劑，故其是一種存在于多種氧化物夾雜中的元素。為了通過(guò)產(chǎn)生較小的氧化物夾雜來(lái)最大限度地提高韌性，需限制Si含量，以防止夾雜物長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力過(guò)高。本發(fā)明中添加Si的一個(gè)關(guān)鍵方面與多道加熱期間焊縫金屬的回火抗力有關(guān)。每個(gè)連續(xù)的焊道趨于使在前一個(gè)道次中存在的板條馬氏體回火，導(dǎo)致形成粗大的碳化物并使馬氏體變軟。添加Si有助于防止該現(xiàn)象發(fā)生。借助這一原理，Si的添加可使焊縫金屬具有超過(guò)只是進(jìn)行固溶強(qiáng)化時(shí)的強(qiáng)度并且使淬透性提高。
Ni的添加主要是為了提高韌性，但應(yīng)限制其添加量，以控制成本和避免凝固后的晶粒粗大。添加Ni有助于使環(huán)焊的HSLA管線用管具有必需的韌性，從而制備出適于在低至約-40℃(-40°F)或者甚至低至約-60℃(-76°F)的寒冷氣候工作的管線。
當(dāng)要求高強(qiáng)度時(shí)，可以添加V來(lái)提高回火抗力，并且，可以添加B作為淬透性促進(jìn)劑和強(qiáng)化劑。
焊接方法根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬的化學(xué)組成非常適于熱輸入較低的焊接。更具體地，設(shè)計(jì)該化學(xué)組成在采用約0.3-2.5kJ/mm(7.6-63kJ/英寸)熱輸入焊接時(shí)能獲得所要求的強(qiáng)度和韌性組合。更優(yōu)選所述熱輸入范圍的上限為約1.5kJ/mm(38kJ/英寸)。1.5kJ/mm(38kJ/英寸)的熱輸入極限是可用于現(xiàn)場(chǎng)建造高強(qiáng)度、大直徑管線的機(jī)械化環(huán)焊技術(shù)的典型值。這種管線的直徑典型地大于約40.6cm(16英寸)。壁厚范圍從約8-10mm(0.3-0.4英寸)的下限到約30mm(1.2英寸)的上限。更典型地，20-25mm(0.8-1英寸)代表高強(qiáng)度管線厚度范圍的上限。
機(jī)械化現(xiàn)場(chǎng)環(huán)焊對(duì)固定的管線用管進(jìn)行，因此，能夠?qū)嵤┤恢煤附?。?jīng)常使用窄間隙焊縫斜角以獲得最大生產(chǎn)率。普通的窄間隙焊縫斜角是圖2中所示的CRC型，圖中，角21約5°，角23約45°，角25約37.5°，距離22約0.330cm(0.130英寸)，距離24約0.127cm(0.050英寸)，距離26約0.127cm(0.050英寸)。為了形成足夠小的焊池，以使在豎直部分和高架部分應(yīng)用期間熔融金屬不會(huì)脫落，較低的熱輸入是必要的。有利于低熱輸入的另一方面是電弧和焊池必須足夠小，以便能夠在焊縫斜角內(nèi)部進(jìn)行某些處理。因此，對(duì)于機(jī)械化現(xiàn)場(chǎng)環(huán)焊，存在幾個(gè)設(shè)置熱輸入的自然上限并且也有利于使用小直徑如0.9mm(0.035英寸)和1.2mm(0.045英寸)的熔化焊絲的因素。由于管線用管環(huán)焊普遍使用低熱輸入，未熔缺陷是應(yīng)該關(guān)注的一個(gè)問(wèn)題。正如本領(lǐng)域的專業(yè)人員所公知的那樣，可以使用脈沖電源來(lái)減少未熔缺陷。脈沖GMAW(PGMAW)是本發(fā)明優(yōu)選的焊接技術(shù)。
本發(fā)明優(yōu)選的焊接技術(shù)使焊縫金屬冷卻條件處于特定范圍。使用本發(fā)明優(yōu)選技術(shù)制備的焊縫的焊縫金屬冷卻曲線的實(shí)例如圖3所示。特別是，圖3示出了通過(guò)將熱電偶插入機(jī)械化PGMAW焊縫的焊池內(nèi)測(cè)得的冷卻曲線，所述焊縫形成在厚度16mm(.63英寸)，直徑91cm(36英寸)的HSLA鋼管線用管上，采用的是CRC型斜角，預(yù)熱溫度為100℃(212°F)。圖3中，軸32代表時(shí)間(秒)，軸34代表溫度(℃)，曲線36是熱輸入為約0.62kJ/mm(15.8kJ/英寸)時(shí)形成的焊縫的冷卻曲線，曲線38是熱輸入為約0.95kJ/mm(24.1kJ/英寸)時(shí)形成的焊縫的冷卻曲線。上述曲線對(duì)應(yīng)于在800-500℃(1472-932°F)之間的冷卻時(shí)間為約3-7秒，上述兩溫度之間的冷卻速度為約43-100℃/秒(77-180°F/秒)。處于優(yōu)選焊接技術(shù)范圍內(nèi)的熱輸入、管線用管的形狀或焊縫構(gòu)造方面的差異可能會(huì)產(chǎn)生比前述冷卻速度稍快或稍慢些的冷卻速度。
用于優(yōu)選焊接技術(shù)的保護(hù)氣體組成中含有大于約50vol％的氬(Ar)，更優(yōu)選大于75vol％Ar，還添加有二氧化碳(CO2)，和/或氧，和/或氦。一種優(yōu)選氣體組成是含有約80-90vol％Ar和約10-20vol％CO2的Ar與CO2的混合物。一種甚至更優(yōu)選的氣體組成包含添加量最多約25vol％的氦(He)。添加氦能產(chǎn)生一種流動(dòng)性更好的焊池，對(duì)側(cè)壁的潤(rùn)濕性更好，而且，管線環(huán)焊期間焊道的“凸起”程度更小。凸起指的是凸起焊道的表面輪廓，這在環(huán)焊高架部分時(shí)特別明顯。當(dāng)氣體中含He時(shí)，應(yīng)采用至少約5vol％的CO2含量，而氣體混合物的余下部分則是氬。較高的Ar和He含量均處于本發(fā)明的范圍內(nèi)。
該保護(hù)氣體組成提供了一種有利于形成所要求的氧化物夾雜分布的氧化潛能。特別是，氧化物夾雜的數(shù)目和尺寸受該保護(hù)氣體限制。這充分表明根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬中的氧含量范圍可以為約0.0175-0.400wt％，這主要取決于保護(hù)氣體中的CO2或O2含量。氧含量為約0.0200-0.0260wt％時(shí)能夠獲得更優(yōu)選的韌性，而且，這要求保護(hù)氣體中CO2含量低于約15vol％CO2，優(yōu)選約5-10vol％CO2，或者當(dāng)使用氧時(shí)，氧含量低于約5vol％。在本發(fā)明的一些實(shí)施方案中，焊縫金屬的氧含量為約0.0220-0.0260wt％。然而，對(duì)于要求較低但仍處于本發(fā)明范圍內(nèi)的場(chǎng)合，可以使用比獲得更優(yōu)選的韌性所要求的保護(hù)氣體更便宜的氣體(即Ar和He的含量較低，而CO2或氧的含量較高)。
顯微組織組元的識(shí)別圖4示出了根據(jù)本發(fā)明制備的多道焊縫的光學(xué)宏觀照片。當(dāng)每個(gè)焊道凝固時(shí)，許多晶粒沿著熔合線外延形核并且向焊道內(nèi)部呈柱狀形態(tài)長(zhǎng)大。當(dāng)焊縫冷卻時(shí)，每個(gè)柱狀晶粒內(nèi)的顯微組織均由奧氏體轉(zhuǎn)變成其它相與組元的混合物。最終的焊縫金屬的顯微組織包含一種較軟相和一種或多種硬組元。該軟相是一種韌性提高相，而硬組元?jiǎng)t提供高強(qiáng)度。在最后的焊縫金屬中也存在氧化物夾雜。所述軟相是一種針狀鐵素體，其優(yōu)選含量為約5-45vol.％。所述硬組元是顯微組織中的主要組元。優(yōu)選板條馬氏體，包括自回火板條馬氏體和回火板條馬氏體，是主要硬組元，但是也可以存在其它組元，如退化的上貝氏體、下貝氏體和粒狀貝氏體。
圖5A是板條馬氏體的示意圖，其中示出了自回火滲碳體51。根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬中板條馬氏體的平均板條寬度優(yōu)選低于約0.3μm。圖5B是下貝氏體的示意圖，其中示出了滲碳體52和貝氏組織鐵素體53。根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬中下貝氏體的平均板條寬度優(yōu)選約0.4μm。圖5C是退化的上貝氏體的示意圖，其中示出了貝氏組織鐵素體54和馬氏體-奧氏體55。組元55也可以是馬氏體或奧氏體。根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬中退化的上貝氏體的平均板條寬度優(yōu)選約0.6μm。圖5D是粒狀貝氏體的示意圖，其中示出了馬氏體-奧氏體組元56和貝氏組織鐵素體57。根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬中粒狀貝氏體中的貝氏組織鐵素體平均寬度優(yōu)選低于約2μm。圖5E是針狀鐵素體晶粒58的示意圖。根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬中針狀鐵素體晶粒的平均寬度優(yōu)選約0.7-1.5μm。
圖1A和圖1B中示意性示出了在根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬中焊縫金屬奧氏體晶粒內(nèi)形成的顯微組織。圖6A和圖6B中示出了該顯微組織的掃描電鏡(SEM)的典型圖像。圖6A中的刻度63代表5μm的距離，該圖表明在以板條馬氏體64為主的顯微組織中存在針狀鐵素體62。圖6B中的刻度67代表5μm的距離，該圖表明在以板條馬氏體/退化的上貝氏體66為主的顯微組織中存在針狀鐵素體68。如圖6B所示的顯微組織中板條馬氏體/退化的上貝氏體66的體積百分?jǐn)?shù)明顯高于如圖6A所示的顯微組織中板條馬氏體64的體積百分?jǐn)?shù)。因此，具有如圖6B所示的顯微組織的根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬的強(qiáng)度將高于具有如圖6A所示的顯微組織的根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬。在焊接冷卻循環(huán)期間，當(dāng)針狀鐵素體在含Zr或Ti或者二者均有的小氧化物夾雜上形核時(shí)，奧氏體首先發(fā)生分解。圖7是展示存在板條馬氏體76和氧化物夾雜72以及與其相關(guān)的針狀鐵素體晶粒74的透射電子顯微鏡(TEM)圖像。圖8是圖7所示氧化物夾雜72的能量散射波譜(EDS)的譜圖。圖8示出了氧峰82、鈦(Ti)峰83、鐵(Fe)峰84、錳峰85、鎳峰86、硅峰89和鋯(Zr)峰87。Ti峰83和Zr峰87的存在很清晰。針狀鐵素體(其為片形)的縱橫比足夠高，結(jié)果，針狀鐵素體片將奧氏體晶粒細(xì)分成更小的亞單元。(參見(jiàn)術(shù)語(yǔ)表中縱橫比的定義)當(dāng)溫度低于針狀鐵素體形核溫度時(shí)，殘留在針狀鐵素體晶粒之間的奧氏體轉(zhuǎn)變成根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬顯微組織中的硬組元。圖9A-9D中示出了該硬組元的幾個(gè)TEM顯微照片。圖9A，圖9B，圖9C中的刻度92′，92″，92，92′均代表500nm。圖9A示出了板條馬氏體。圖9B示出了含有馬氏體91和貝氏組織鐵素體93的退化的上貝氏體。圖9C示出了含有貝氏組織鐵素體94和馬氏體-奧氏體95的粒狀貝氏體。圖9D示出了含有碳化物(滲碳體)96的下貝氏體。板條馬氏體通常是主要的硬組元。由于根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬的化學(xué)組成，板條馬氏體的開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度為約380-430℃(716-806°F)。這一較高的馬氏體開(kāi)始溫度(Ms轉(zhuǎn)變溫度)使得在焊接冷卻循環(huán)期間會(huì)發(fā)生一些自回火。圖10證實(shí)了自回火的存在，這是刻度102代表150nm的TEM顯微照片，其示出了在自回火的板條馬氏體中存在碳化物(滲碳體)103。
優(yōu)選針狀鐵素體的轉(zhuǎn)變溫度足夠高，以便有大量的碳富集在殘余奧氏體中，而且，這種富集能夠產(chǎn)生強(qiáng)度更高的硬相。促使顯微組織具有雙相特征能夠同時(shí)提高強(qiáng)度和韌性。在本發(fā)明人進(jìn)行的試驗(yàn)工作期間，由各個(gè)針狀鐵素體晶粒的縱橫比和平均厚度推測(cè)出根據(jù)本發(fā)明制備的不同焊縫金屬的相對(duì)轉(zhuǎn)變溫度?？v橫比較低和晶粒較厚表示轉(zhuǎn)變溫度較高。
在根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬的優(yōu)選顯微組織中，應(yīng)避免形成縱橫比極高，例如大于約20∶1的針狀鐵素體形態(tài)，這樣的鐵素體晶粒貫穿整個(gè)原始奧氏體晶粒。與針狀鐵素體片不能貫穿整個(gè)原始奧氏體晶粒的低縱橫比形態(tài)相比，這種針狀形態(tài)能產(chǎn)生高強(qiáng)度，但卻使韌性下降。隨著合金含量的增加和/或冷卻速度的提高，以及轉(zhuǎn)變溫度的降低，針狀鐵素體的縱橫比更高。一旦Pcm(參見(jiàn)術(shù)語(yǔ)表)超過(guò)約0.295，針狀鐵素體的針狀特征更加明顯，而其在顯微組織中的量降至約10vol％或更少。一旦Pcm超過(guò)約0.305，針狀鐵素體的體積分?jǐn)?shù)降至約5vol％或更少。當(dāng)針狀鐵素體的量如此低時(shí)，顯微組織已失去其雙相(軟相加硬組元)本性，而且韌性下降。對(duì)于根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬的低強(qiáng)度顯微組織而言，優(yōu)選產(chǎn)生更多體積分?jǐn)?shù)的低縱橫比(比如約5∶1)的針狀鐵素體，以便有效地細(xì)分原始奧氏體晶粒并提供優(yōu)異的低溫韌性(參見(jiàn)圖1A)。在這種情況下，較高體積分?jǐn)?shù)的針狀鐵素體產(chǎn)生的強(qiáng)度處于本發(fā)明范圍的較低端。
圖11示意性示出了根據(jù)本發(fā)明制備的焊縫金屬顯微組織的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)圖。圖11中，軸111代表時(shí)間，軸113代表溫度，而115代表Ms轉(zhuǎn)變溫度，117代表Ar1相變溫度，119代表Ar3相變溫度(參見(jiàn)術(shù)語(yǔ)表中Ms轉(zhuǎn)變溫度，Ar1相變溫度和Ar3相變溫度的定義)。圖11也示出了冷卻曲線130和132，馬氏體區(qū)112，粒狀貝氏體區(qū)114，下貝氏體區(qū)116，退化的上貝氏體區(qū)118，針狀鐵素體區(qū)120，鐵素體區(qū)122和珠光體區(qū)124。由于在凝固和隨后的轉(zhuǎn)變期間出現(xiàn)了成分富集，因此，難于繪制出一個(gè)能代表焊縫金屬所有區(qū)域的CCT圖。換句話說(shuō)，焊縫金屬各點(diǎn)的化學(xué)組成均不同，并且CCT圖也不同。圖11的目的是給出一個(gè)總體示意。
根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬的這種軟相加硬組元的組合設(shè)計(jì)能夠提供優(yōu)異的強(qiáng)度與韌性的組合。這種組織可以被看作是分散在馬氏體中的針狀鐵素體(AFIM)。這里，“馬氏體”被用來(lái)代表典型地是硬組元混合物的組織。板條馬氏體通常是硬組元中的主要組分，但是，其中也可以存在非馬氏體組分。由于包含除貝氏體之外的產(chǎn)物，AFIM顯微組織與LCBF型焊縫金屬明顯不同，而且，由于其含有針狀鐵素體，該顯微組織也與傳統(tǒng)的馬氏體焊縫金屬不同。
氧化物夾雜針狀鐵素體的形成不僅取決于焊縫金屬的化學(xué)組成和冷卻速度(這繼而又取決于一些焊接參數(shù)，包括熱輸入、預(yù)熱和基材金屬厚度等)，還取決于焊縫金屬中氧化物夾雜的類型、尺寸和數(shù)量密度。采用夾雜物促進(jìn)確定形態(tài)的針狀鐵素體形成是根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬顯微組織的密不可分的部分。在焊縫金屬中使用鋯(和較少量鈦)來(lái)促進(jìn)氧化物夾雜的細(xì)小分散以及針狀鐵素體在這些夾雜形核。實(shí)驗(yàn)期間，本發(fā)明人對(duì)焊縫金屬中夾雜物的尺寸和數(shù)量密度進(jìn)行了量化。為了分析夾雜物含量，采用最少12張放大倍數(shù)為6300的TEM明場(chǎng)顯微照片(畫面)檢測(cè)每個(gè)焊縫。氧化物夾雜的平均尺寸和數(shù)量密度分別為約250-650nm和約1.5×1010-10.5×1010/m2。在一些實(shí)施方案中，氧化物夾雜的平均尺寸約250-550nm。
本發(fā)明人觀察發(fā)現(xiàn)直徑大于約1μm的氧化物夾雜不能有效促進(jìn)針狀鐵素體的形成。結(jié)果，必須通過(guò)設(shè)計(jì)焊縫金屬的化學(xué)組成和用于制備根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬的焊接步驟來(lái)最大程度地減少這種粗大氧化物夾雜的形成。添加Zr和較少量的Ti(它們的添加量在本發(fā)明中給定)是控制夾雜物尺寸的關(guān)鍵。為此目的，也應(yīng)該控制其它強(qiáng)脫氧劑如Al和Si的量。另外，通過(guò)選擇保護(hù)氣體從而控制焊縫金屬中的氧量低于約0.0400wt％和焊接熱輸入來(lái)限制氧化物夾雜長(zhǎng)大。優(yōu)選氧化物夾雜的平均直徑約250-500nm。
根據(jù)本發(fā)明的焊縫金屬中優(yōu)選夾雜的化學(xué)組成是主要作為Zr的氧化物，其次作為Ti的氧化物形核的氧化物。焊縫金屬的氧含量為約0.0200-0.0400wt％時(shí)，本發(fā)明人已確定與未添加Zr和/或Ti時(shí)相比，通過(guò)熔化焊絲添加在焊縫金屬中的Zr(以及較少量的Ti)可導(dǎo)致焊縫金屬中的氧化物夾雜的數(shù)量密度增大，尺寸減小。高分辨TEM/STEM分析確定了含Zr的氧化物夾雜的獨(dú)特結(jié)構(gòu)。STEM是掃描透射電子顯微鏡的簡(jiǎn)稱。圖12中的刻度141代表900nm，該圖是氧化物夾雜的低倍圖像。圖13中的刻度143代表300nm，該圖是另一種夾雜的高倍圖像。圖14A是圖12所示夾雜的EDS譜圖，其上示出了氧峰144′，鋁峰146′，硅峰148′，鈦峰150′和錳峰152′。圖14B是圖13所示夾雜內(nèi)顆粒簇團(tuán)的EDS譜圖，其上示出了氧峰144″，鋁峰146″，硅峰148″，鋯峰149，鈦峰150″和錳峰152″。
當(dāng)通過(guò)熔化焊絲將Zr添加至焊縫金屬中時(shí)，大部分焊縫金屬氧化物夾雜具有由小的氧化物顆粒團(tuán)簇構(gòu)成的核心，所述氧化物顆粒優(yōu)選含有大于約50wt％Zr。每個(gè)單獨(dú)顆粒的直徑優(yōu)選小于約100nm。通常，這種富Zr核心被一外層(外殼)包覆，該外層主要含有Mn，Al，Si的氧化物或者它們的混合物。存在于凝固后的焊縫金屬中的最終氧化物夾雜的平均直徑(核心加外層)為約250-500nm。本發(fā)明人確信Zr通過(guò)導(dǎo)致許多作為非均勻形核部位的小夾雜物形成來(lái)促進(jìn)針狀鐵素體的產(chǎn)生。根據(jù)本發(fā)明的優(yōu)選焊縫金屬包含在氧化物夾雜處形核的針狀鐵素體，所述氧化物夾雜含有一個(gè)由一個(gè)或多個(gè)氧化物顆粒構(gòu)成的核心。在一個(gè)實(shí)施方案中，核心中Zr和Ti的組合含量高于約50wt％。在另一個(gè)實(shí)施方案中，核心中的Zr含量高于約50wt％。
總之，本發(fā)明人已發(fā)現(xiàn)Zr能有效地在焊縫金屬中產(chǎn)生極小單個(gè)顆粒。這些顆粒能大量且均勻形核，而且能控制焊縫金屬中氧化物夾雜的最終尺寸和分散程度。已發(fā)現(xiàn)Zr比Ti能更有效地產(chǎn)生小的焊縫金屬夾雜物。工業(yè)出版物報(bào)道Ti是強(qiáng)烈的針狀鐵素體的形核促進(jìn)劑。本發(fā)明中已發(fā)現(xiàn)Zr具有同樣有利的作用。因此，在根據(jù)本發(fā)明的優(yōu)選化學(xué)組成中，能夠同時(shí)添加Zr和Ti。
產(chǎn)生優(yōu)異的焊縫金屬韌性設(shè)計(jì)形成AFIM顯微組織，以便同時(shí)獲得低的韌-脆轉(zhuǎn)變溫度(DBTT)和高的上擱板(upper shelf)韌性，上述韌性指標(biāo)或者采用夏氏V形缺口試驗(yàn)或者采用斷裂力學(xué)試驗(yàn)如CTOD或J積分試驗(yàn)測(cè)定。正如為本領(lǐng)域的專業(yè)人員所公知的那樣，DBTT表示的是解理抗力，而上擱板韌性與韌性斷裂抗力(即通過(guò)微空洞合并的擴(kuò)展的斷裂)有關(guān)。AFIM顯微組織優(yōu)異的韌性和脆性斷裂抗力可以歸因于焊縫金屬顯微組織的幾個(gè)工程方面的因素。
碳含量根據(jù)本發(fā)明焊縫金屬的較低碳含量促進(jìn)具有固有良好延性和韌性的硬組元(通常是板條馬氏體)的形成。碳含量是控制馬氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度、自回火、正方結(jié)構(gòu)程度和位錯(cuò)密度的重要要素。這些要素是韌性提高的主要原因。較低的碳含量也限制了板條內(nèi)滲碳體顆粒的數(shù)量和尺寸，該滲碳體顆粒在堆焊原狀的自回火期間或者在實(shí)施后面的焊接道次所進(jìn)行的再加熱時(shí)在板條馬氏體中形成。
對(duì)于貝氏體而言，較低的碳含量限制板條之間和板條內(nèi)的碳化物(滲碳體或Fe3C)的數(shù)量和尺寸。形成較小的碳化物顆?？商岣呓饫頂嗔芽沽ΑＡ硗?，較低的碳含量基本能防止“傳統(tǒng)上貝氏體”形成，這種貝氏體由于在板條邊界處存在其特有的連續(xù)碳化物膜而變脆。傳統(tǒng)上貝氏體的韌性很差，這一點(diǎn)已為本專業(yè)的技術(shù)人員所共知。本發(fā)明的較低碳含量的焊縫金屬產(chǎn)生一種被稱作退化的上貝氏體(DUB)的上貝氏體，其中，在板條之間的膜是馬氏體或馬氏體-奧氏體，而不是碳化物。與出現(xiàn)在碳含量較高的焊縫金屬中的傳統(tǒng)上貝氏體相比，在根據(jù)本發(fā)明的一些焊縫金屬中存在的DUB能夠提供優(yōu)異得多的延性和韌性。
晶粒尺寸正如為本領(lǐng)域的專業(yè)人員所公知的那樣，小的晶粒尺寸對(duì)延性和脆性斷裂抗力均有利。在AFIM顯微組織中，小的晶粒尺寸主要采用以下措施獲得(1)選擇焊接步驟，并且，因此選擇冷卻速度。(2)選擇焊縫金屬的化學(xué)組成，以及(3)選擇保護(hù)氣體的組成。低的焊接熱輸入促使加熱和冷卻更快進(jìn)行。這就限制了高溫下的停留時(shí)間并最大限度地減小了晶粒長(zhǎng)大所需的驅(qū)動(dòng)力。快速冷卻也促進(jìn)相變溫度降低和顯微組織變細(xì)。優(yōu)選通過(guò)設(shè)計(jì)化學(xué)組成(即淬透性)和夾雜含量(即針狀鐵素體形核位置)來(lái)避免形成下述產(chǎn)物及其衍生物，所述產(chǎn)物包括魏氏組織鐵素體或塊狀鐵素體，晶內(nèi)多角形(塊狀)鐵素體，具有排列好的第二相的粗大鐵素體，以及珠光體。優(yōu)選顯微組織的有效晶粒尺寸明顯比剛剛列出的相變產(chǎn)物小。小氧化物夾雜的細(xì)小分布具有在高溫下釘扎焊縫金屬的晶粒晶界的作用。在剛好處于移動(dòng)凝固界面(前沿)后面的部位，這一點(diǎn)非常重要。在所述高溫下，焊縫金屬的柱狀晶粒試圖長(zhǎng)大，而夾雜物對(duì)其施加一種“拖曳”作用，從而減緩晶界的移動(dòng)，這已為冶金領(lǐng)域的專業(yè)人員所共知。
針狀鐵素體AFIM顯微組織的韌性由于針狀鐵素體的存在而得到提高，原因是這種細(xì)晶粒的鐵素體具有固有的高韌性。另外，針狀鐵素體的形態(tài)能夠?qū)⒚總€(gè)奧氏體晶粒分成更小的亞單元，這與晶粒尺寸減小類似。
碳化物分布由于碳化物顆粒能夠開(kāi)裂并誘發(fā)解理，因此，可以通過(guò)設(shè)計(jì)焊縫的化學(xué)組成和焊接步驟來(lái)產(chǎn)生優(yōu)選的顯微組織，該組織限制所述碳化物的數(shù)量與尺寸，而且，特別是能夠避免形成連續(xù)的板條間的碳化物膜。存在于優(yōu)選顯微組織中的大多數(shù)滲碳體在硬組元中作為第二相顆粒存在。這些第二相顆粒在碳的擴(kuò)散稍受限制的溫度下形成，并且，因此，各個(gè)顆粒的尺寸很小。圖10示出了在自回火期間已在馬氏體板條內(nèi)析出的滲碳體顆粒103。氧化物夾雜根據(jù)本發(fā)明，產(chǎn)生充分多的小氧化物夾雜的目的是(1)使臨界體積百分?jǐn)?shù)的針狀鐵素體形核，和(2)產(chǎn)生上述的晶界釘扎效應(yīng)。為此目的產(chǎn)生的夾雜應(yīng)充分小，這樣就不會(huì)成為有效的解理起始部位。通過(guò)形成細(xì)小分布的小氧化物夾雜，如前所述的夾雜物對(duì)焊縫金屬顯微組織的有利作用最大，而其對(duì)延性和脆性斷裂抗力的任何不利作用均最小。
甚至當(dāng)溫度低至-80℃(-112°F)時(shí)，AFIM顯微組織也能夠在夏氏V形缺口試驗(yàn)中發(fā)生韌性斷裂。這一點(diǎn)在圖15中得到證實(shí)，該圖是取自根據(jù)本發(fā)明制備的焊縫金屬的夏氏V形缺口試樣斷口表面的SEM斷口照片(其中的刻度160代表10μm)。圖15的試樣取自壁厚16mm的管線用管的焊縫，試驗(yàn)溫度為-80℃(-112°F)。圖15的圖像取自距缺口尖端0.5mm處。圖16中示出了另一幅在-80℃(-112°F)下試驗(yàn)的斷裂韌性試樣(用于測(cè)量CTOD或JIC)缺口尖端區(qū)附近的圖像(其中的刻度170代表10μm)。試樣外形尺寸為B×2B，其取自壁厚16mm的管線用管的焊縫，其中，B是試樣的厚度，2B是試樣的寬度，這一點(diǎn)已為本領(lǐng)域的專業(yè)人員所熟知。至于韌性斷裂，夾雜物尺寸小并且呈細(xì)小分散可使基體發(fā)生大量變形才將微空洞連接起來(lái)，這就產(chǎn)生了良好的韌性斷裂抗力。
強(qiáng)度與韌性的關(guān)系正如為鋼冶金學(xué)領(lǐng)域的專業(yè)人員所公知的那樣，鐵素體結(jié)構(gòu)鋼的強(qiáng)度與韌性典型地呈反比關(guān)系。依據(jù)特定鋼，此關(guān)系可能對(duì)于上擱板韌性成立，或者可能對(duì)于韌脆轉(zhuǎn)變溫度(DBTT)成立，或者可能對(duì)于這兩種韌性參量均成立。對(duì)于本發(fā)明的焊縫金屬而言，強(qiáng)度-韌性之間的反比關(guān)系一般對(duì)于上擱板韌性成立，但其對(duì)于DBTT不一定成立。根據(jù)本發(fā)明制備的低強(qiáng)度焊縫金屬趨于產(chǎn)生最高的上擱板韌性。高強(qiáng)度的焊縫金屬趨于產(chǎn)生處于下限的上擱板韌性。至于DBTT，能夠獲得高強(qiáng)度(例如，約900-931MPa(130-135ksi))，而同時(shí)又能產(chǎn)生低至-80℃(-112°F)的DBTT的以板條馬氏體為主的顯微組織。這證明尤其是在發(fā)生某種自回火或者與多道焊接有關(guān)的回火之后，低碳板條馬氏體具有一種令人滿意的性能。另外，體積分?jǐn)?shù)小、縱橫比高的針狀鐵素體能促使原始奧氏體晶粒有效細(xì)化。
摘要之后示出的表II提供了關(guān)于根據(jù)本發(fā)明的強(qiáng)度、韌性、化學(xué)組成、顯微組織以及焊接條件之間關(guān)系的一些指導(dǎo)性原則。一般地，合金含量低(Pcm低)的焊縫金屬的化學(xué)組成趨于形成較少的硬組元和較多的針狀鐵素體，而且，這會(huì)產(chǎn)生較低的強(qiáng)度，但其上擱板韌性較高。另一方面，合金含量較高(pcm高)的焊縫金屬的化學(xué)組成趨于形成較多的硬組元和較少的針狀鐵素體，這會(huì)產(chǎn)生較高的強(qiáng)度，但其上擱板韌性典型地處于韌性范圍的下限。關(guān)于焊接條件，熱輸入較高趨于產(chǎn)生較慢的冷卻速度，這有利于獲得較多的針狀鐵素體、較低的強(qiáng)度和較高的上擱板韌性。同樣，熱輸入較低趨于產(chǎn)生較快的冷卻速度、較少的針狀鐵素體(被更多的硬組元替代)、較高的強(qiáng)度，但處于韌性范圍下限的上擱板韌性。
預(yù)熱和氫致開(kāi)裂的控制氫致開(kāi)裂是一個(gè)通常與高強(qiáng)度鋼焊接有關(guān)的問(wèn)題。根據(jù)本發(fā)明制備的焊縫金屬能夠獲得高達(dá)約931MPa(135ksi)的屈服強(qiáng)度。通過(guò)限制碳含量以及通過(guò)在顯微組織中含有較少量的針狀鐵素體，所述焊縫金屬獲得了良好的氫致開(kāi)裂抗力。與碳含量高于約0.08wt％的傳統(tǒng)馬氏體焊縫金屬相比，碳含量較低的硬組元(通常是板條馬氏體)在與針狀鐵素體混合時(shí)能提供出色的開(kāi)裂抗力。而且，含Zr的氧化物夾雜在焊縫金屬中具有強(qiáng)大的俘獲氫的作用，從而限制了可引起開(kāi)裂的氫量。由本發(fā)明產(chǎn)生的焊縫金屬的開(kāi)裂抗力在某些情況下稍遜于LCBF焊縫金屬，但是對(duì)于焊接高強(qiáng)度鋼這一特定場(chǎng)合，存在其它有利的折衷方案。根據(jù)本發(fā)明制備的焊縫金屬的強(qiáng)度潛力高于LCBF焊縫金屬，原因在于其碳含量較高、顯微組織中存在板條馬氏體、以及焊接熱輸入較低。因此，本發(fā)明的焊縫金屬非常適于焊接屈服強(qiáng)度高于約100ksi(690MPa)的鋼。
采用約50℃(122°F)的預(yù)熱，以及采用在每100g的堆焊的焊縫金屬中產(chǎn)生低于約5ml的可擴(kuò)散氫的焊接步驟，使用甚至最硬的根據(jù)本發(fā)明制備的焊縫金屬，也能夠制備出無(wú)開(kāi)裂焊縫。然而，對(duì)于本發(fā)明的最可靠應(yīng)用而言，焊接時(shí)的預(yù)熱溫度約100℃(212°F)，但不高于約150℃(302°F)。
雖然本發(fā)明非常適于HSLA鋼管線用管的連接，但是，它并非僅限于此；相反，本發(fā)明適于屈服強(qiáng)度為約690-931MPa(100-135ksi)的任何HSLA鋼的連接，尤其適于要求出色的低溫韌性的場(chǎng)合。另外，雖然已通過(guò)一個(gè)或多個(gè)優(yōu)選實(shí)施方案對(duì)本發(fā)明進(jìn)行了描述，但是，應(yīng)該理解的是只要不偏離下面的權(quán)利要求書中闡明的本發(fā)明的范圍，可以進(jìn)行其它修正。
術(shù)語(yǔ)表AFIM分散在馬氏體中的針狀鐵素體；Ar1轉(zhuǎn)變溫度冷卻期間，奧氏體轉(zhuǎn)變成鐵素體或者鐵素體加滲碳體完成時(shí)的溫度；Ar3轉(zhuǎn)變溫度冷卻期間，奧氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變成鐵素體時(shí)的溫度；縱橫比長(zhǎng)度與厚度的平均比值；CTOD裂紋尖端張開(kāi)位移；DBTT(韌脆轉(zhuǎn)變溫度)描述結(jié)構(gòu)鋼中的兩個(gè)斷裂區(qū)溫度低于DBTT時(shí)，失效趨于以低能量的解理(脆性)斷裂發(fā)生，而溫度高于DBTT時(shí)，失效趨于以高能量的韌性斷裂發(fā)生。
斷裂臨界意味著如果斷裂發(fā)生，則出現(xiàn)斷裂的結(jié)構(gòu)不再適于其特定應(yīng)用場(chǎng)合，即加壓流體的容器一般是一種斷裂臨界應(yīng)用場(chǎng)合；GMAW氣體保護(hù)熔化極電弧焊；HSLA高強(qiáng)度、低合金；
高強(qiáng)度、低合金(HSLA)鋼含鐵和合金添加元素總量低于約10wt％并且屈服強(qiáng)度至少約550MPa(80ksi)的鋼；J焦耳；JIC值在慢速加載的J積分試驗(yàn)中測(cè)得的材料的斷裂韌性；JIC是接近開(kāi)始穩(wěn)定開(kāi)裂時(shí)的J積分；JIC可以由開(kāi)始穩(wěn)定開(kāi)裂之前已出現(xiàn)大量塑性變形的材料來(lái)測(cè)定；LCBF低碳貝氏組織鐵素體；平均算術(shù)平均，即用各個(gè)數(shù)值之和除于各個(gè)數(shù)值的個(gè)數(shù)獲得的一批數(shù)值的平均值；Ms轉(zhuǎn)變溫度冷卻期間，奧氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變成馬氏體時(shí)的溫度；Pcm用于表示焊接性的著名工業(yè)術(shù)語(yǔ)；而且，Pcm＝(wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5(wt％B))；PGMAW脈沖氣體保護(hù)熔化極電弧焊；ppm百萬(wàn)分之幾；主要/為主體積分?jǐn)?shù)至少約50％；原始奧氏體晶粒金屬冷卻至奧氏體相變成其它組元的溫度之前金屬中的奧氏體晶粒；焊縫金屬沉積的并且被在實(shí)施焊接過(guò)程期間熔化的基材金屬部分或者在焊接操作期間被熔化的焊接件部分稀釋的熔化焊絲(和焊劑，如使用)；這部分材料是基材金屬與焊接消耗物的混合物；焊接件已焊接的接頭，包括(i)焊縫金屬，(ii)熱影響區(qū)(HAZ)，和(iii)HAZ“附近”的基材金屬。被認(rèn)為處于HAZ“附近”，并因此成為焊接件一部分的這部分基材金屬依據(jù)為本領(lǐng)域的專業(yè)人員所共知的因素變化，這些因素例如有，不受此所限焊接件寬度、焊接的部件尺寸、制造該部件所要求的焊接件數(shù)目，以及焊接件之間的距離。
表II
權(quán)利要求
1.一種焊縫金屬，其顯微組織含有約5-45vol％的針狀鐵素體和至少約50vol％的板條馬氏體、退化的上貝氏體、下貝氏體、粒狀貝氏體或者它們的混合物，而且，其屈服強(qiáng)度至少約690MPa(100ksi)，由夏氏V形缺口能量與溫度關(guān)系曲線測(cè)得的DBTT低于約-50℃(-58°F)。
2.一種焊縫金屬，其含有鐵和以重量百分?jǐn)?shù)表示的下述合金元素約0.04-0.08wt％碳；約1.0-2.0wt％錳；約0.2-0.7wt％硅；約0.30-0.80wt％鉬；約2.3-3.5wt％鎳；約0.0175-0.0400wt％氧；以及至少一種下述添加元素(i)最多約0.04wt％鋯，和(ii)最多約0.02wt％鈦；其中，所述焊縫金屬的顯微組織包含約5-45vol％的針狀鐵素體和至少約50vol％的板條馬氏體、退化的上貝氏體、下貝氏體、粒狀貝氏體或者它們的混合物。
3.根據(jù)權(quán)利要求2的焊縫金屬，其進(jìn)一步含有以重量百分?jǐn)?shù)表示的下述合金元素低于約0.01wt％磷；低于約0.01wt％硫；最多約0.03wt％鋁；以及低于約0.020wt％氮。
4.根據(jù)權(quán)利要求3的焊縫金屬，其進(jìn)一步含有至少一種下述添加元素(i)最多約0.60wt％鉻，(ii)最多約0.60wt％銅，(iii)最多約0.040wt％釩，和(iv)最多約0.0012wt％硼。
5.一種焊縫金屬，其含有鐵和以重量百分?jǐn)?shù)表示的下述合金元素約0.055-0.07wt％碳；約1.80wt％錳；約0.5wt％硅；約0.60wt％鉬；約2.7wt％鎳；約0.0200-0.0260wt％氧；以及至少一種下述添加元素(i)0.01wt％鋯，和(ii)約0.01wt％鈦；其中，所述焊縫金屬的顯微組織包含約5-45vol％的針狀鐵素體和至少約50vol％的板條馬氏體、退化的上貝氏體、下貝氏體、粒狀貝氏體或者它們的混合物。
6.根據(jù)權(quán)利要求5的焊縫金屬，其進(jìn)一步含有以重量百分?jǐn)?shù)表示的下述合金元素低于約0.008wt％磷；低于約0.004wt％硫；最多約0.008wt％鋁；以及低于約0.007wt％氮。
7.根據(jù)權(quán)利要求6的焊縫金屬，其進(jìn)一步含有至少一種下述添加元素(i)0.20wt％鉻，和(ii)0.20wt％銅。
8.根據(jù)權(quán)利要求2的焊縫金屬，其屈服強(qiáng)度至少約690MPa(100ksi)，由夏氏V形缺口能量與溫度關(guān)系曲線測(cè)得的DBTT低于約-50℃(-58°F)。
9.根據(jù)權(quán)利要求5的焊縫金屬，其屈服強(qiáng)度至少約828MPa(120ksi)，由夏氏V形缺口能量與溫度關(guān)系曲線測(cè)得的DBTT低于約-70℃(-94°F)。
10.根據(jù)權(quán)利要求2的焊縫金屬，其中，在形成所述焊縫金屬期間，所述針狀鐵素體晶粒將原始奧氏體晶粒細(xì)分。
11.根據(jù)權(quán)利要求2的焊縫金屬，其中，所述針狀鐵素體自氧化物夾雜處形核，該氧化物夾雜包含由一個(gè)或多個(gè)氧化物顆粒構(gòu)成的核心，所述核心中Zr和Ti的組合含量高于約50wt％。
12.根據(jù)權(quán)利要求2的焊縫金屬，其中，所述針狀鐵素體自氧化物夾雜處形核，該氧化物夾雜包含由一個(gè)或多個(gè)氧化物顆粒構(gòu)成的核心，所述核心中的Zr含量高于約50wt％。
13.根據(jù)權(quán)利要求11的焊縫金屬，其中，所述氧化物顆粒的平均直徑小于約100nm。
14.根據(jù)權(quán)利要求2的焊縫金屬，其中，所述焊縫金屬采用氣體保護(hù)熔化極電弧焊方法制備。
15.根據(jù)權(quán)利要求14的焊縫金屬，其中，制備所述焊縫金屬所用的熱輸入為0.3-2.5kJ/mm。
16.根據(jù)權(quán)利要求14的焊縫金屬，其中，制備所述焊縫金屬所用的保護(hù)氣體含有二氧化碳、氧、氦或者它們的混合物以及高于約50vol％氬。
17.根據(jù)權(quán)利要求14的焊縫金屬，其中，所述焊縫金屬采用脈沖氣體保護(hù)熔化極電弧焊方法制備。
18.焊接高強(qiáng)度、低合金鋼以形成焊縫金屬的方法，所述焊縫金屬的屈服強(qiáng)度至少約690MPa(100ksi)，由夏氏V形缺口能量與溫度關(guān)系曲線測(cè)得的DBTT低于約-50℃(-58°F)，所述方法包括如下步驟(a)采用氣體保護(hù)熔化極電弧焊方法；以及(b)采用一種熔化焊絲，該焊絲所產(chǎn)生的焊縫金屬顯微組織包含約5-45vol％的針狀鐵素體和至少約50vol％的板條馬氏體、退化的上貝氏體、下貝氏體、粒狀貝氏體或者它們的混合物。
19.根據(jù)權(quán)利要求18的方法，其中，所述焊縫金屬含有鐵和以重量百分?jǐn)?shù)表示的下述合金元素約0.04-0.08wt％碳；約1.0-2.0wt％錳；約0.2-0.7wt％硅；約0.30-0.80wt％鉬；約2.3-3.5wt％鎳；約0.0175-0.0400wt％氧；以及至少一種下述添加元素(i)最多約0.04wt％鋯，和(ii)最多約0.02wt％鈦。
20.根據(jù)權(quán)利要求19的方法，其中，所述焊縫金屬進(jìn)一步含有以重量百分?jǐn)?shù)表示的下述合金元素低于約0.01wt％磷；低于約0.01wt％硫；最多約0.03wt％鋁；以及低于約0.020wt％氮。
21.根據(jù)權(quán)利要求19的方法，其中，所述焊縫金屬進(jìn)一步含有至少一種下述添加元素(i)0-0.60wt％鉻，(ii)0-0.50wt％銅，(iii)0-0.040wt％釩，和(iv)0-0.0012wt％硼。
全文摘要
提供了適于連接高強(qiáng)度、低合金鋼的焊縫金屬。所述焊縫金屬的顯微組織中針狀鐵素體(16’)分散在硬組元(11’)如板條馬氏體中，其屈服強(qiáng)度至少約690MPa(100ksi)，由夏氏V形缺口能量與溫度關(guān)系曲線測(cè)得的DBTT低于約－50℃(－58°F)。所述焊縫金屬含有約0.04－0.08wt％碳；約1.0－2.0wt％錳；約0.2－0.7wt％硅；約0.30－0.80wt％鉬；約2.3－3.5wt％鎳；約0.0175－0.0400wt％氧；以及至少一種下述添加元素(I)最多約0.04wt％鋯，和(ii)最多約0.02wt％鈦。
文檔編號(hào)C22C38/44GK1529765SQ01813715
公開(kāi)日2004年9月15日 申請(qǐng)日期2001年8月3日 優(yōu)先權(quán)日2000年8月7日
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