專利名稱：：焊接熱影響區(qū)的韌性優(yōu)良的鋼的制作方法
技術領域：
：本發(fā)明涉及從小線能量焊接到中線能量焊接的焊接熱影響區(qū)(HAZ)的韌性優(yōu)良的鋼及其制造方法。
背景技術：
：低合金鋼的HAZ韌性受到(1)晶粒尺寸、(2)高碳馬氏體(M女)、上貝氏體(Bu)和側板條鐵素體(FSP)等硬化相的分散狀態(tài)、(3)析出硬化狀態(tài)、(4)晶界脆化的有無、(5)元素的微偏析等各種因素的控制。已知這些因素將對韌性產(chǎn)生很大的影響，為改善HAZ韌性，許多的技術已經(jīng)實用化。盡管說這樣的韌性損害因素是由于添加元素而引起的，不過也未必就是不對的，通過降低合金元素的含量，可以提高韌性。但是，結構用鋼總是要求高強度化，為此，合金元素的添加是必需的。也就是說，強度和韌性的要求從合金元素含量的角度考慮是恰恰相反的，從而要求開發(fā)不依賴于合金元素的靭性提高技術。作為特別優(yōu)良的技術，為人所知的有(特開平5—247531號公報):在實質(zhì)上不含Al的鋼中，使用Ti氧化物來使微觀組織微細化，除此以外，使Ti、O、N的平衡均衡化，以抑制TiC的析出，降低析出硬化，從而提高韌性。在此情況下，焊接熱影響區(qū)的韌性取決于微觀組織的影響和含有]VU的硬化層的影響之間的平衡，在現(xiàn)有技術中，試圖通過由Ni等產(chǎn)生的基體材料的韌性提高來加以解決。但是，實現(xiàn)本技術不可缺少的Cu、Ni等高價合金元素的大量添加將導致制造成本的增加，成為制造CTOD特性優(yōu)良的高強度鋼的障礙。涉及該發(fā)明的鋼中實質(zhì)上不含A1、Nb的技術也可以在本申請發(fā)明中加以靈活應用。但在該發(fā)明中，由于C含量較高，所以沒有解決增加Mn含量時的韌性降低的問題。另外，令人擔心的是作為雜質(zhì)的Nb、V將對韌性產(chǎn)生不良影響。另外，在特開2003—147484號公報中，沿襲特開平5—247531號公報的思想，使用Ti氧化物，同時添加Nb并使Mn含量提高。由此，降低奧氏體一鐵素體相變開始溫度，以抑制硬化相的生成，同時獲得適當?shù)奈⒂^組織，從而滿足一l(TC的CTOD特性。但是，在該特開2003—147484號公報的發(fā)明中，在水平更加苛刻的一4(TC以下，就不能充分滿足焊接接縫所要求的CTOD特性。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明提供一種在小中線能量的多層焊接中、廉價地制造韌性優(yōu)良的高強度鋼的技術。在根據(jù)本發(fā)明所制造的鋼中，焊接熱影響區(qū)韌性當中特別是小中線能量的多層焊接區(qū)的CTOD特性極其良好。本發(fā)明的要點如下(1)一種焊接熱影響區(qū)的韌性優(yōu)良的鋼，其特征在于以質(zhì)量°/。計含有C:0.020.06%、Si:0.050.30%、Mm1.72.7%、P:0.015%以下、S:0.010%以下、Ti:0.0050.015%、O:0.00100.0045、N:0.00200.0060%，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構成，作為雜質(zhì)的混入量被限制為Al:0.004%以下、Nb:0.003%以下、V:0.030%以下，而且用(A)式表示的CeH為0.04以下的范圍。CeH=C+1/4Si—l/24Mn+l/48Cu+1/32M+l/0.4Nb+l/2V(A)其中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Nb、V分別表示鋼成分(質(zhì)量％)。(2)—種焊接熱影響區(qū)的韌性優(yōu)良的鋼，其特征在于在(1)所述的鋼中，CeH為O.Ol以下的范圍。(3)—種根據(jù)(1)或(2)所述的焊接熱影響區(qū)的韌性優(yōu)良的鋼，其特征在于以質(zhì)量％計，進一步含有Cu:0.25%以下、Ni:0.50%以下之中的一種或兩種。(4)一種焊接熱影響區(qū)的韌性優(yōu)良的鋼的制造方法，其特征在于將滿足(1)所述的鋼成分和CeH的鋼坯加熱到110(TC以下的溫度，然后進行加工熱處理。(5)—種焊接熱影響區(qū)的韌性優(yōu)良的鋼的制造方法，其特征在于將滿足(3)的鋼成分和CeH的鋼坯加熱到110(TC以下的溫度，然后進行加工熱處理。圖1表示了800500'C的冷卻時間和M女分數(shù)之間的關系。圖2表示了CeH和CTOD特性之間的關系。具體實施例方式根據(jù)本發(fā)明者的研究，對于小中線能量(板厚50mm時為1.56.0kJ/mm)焊接時的HAZ的CTOD特性(在溫度為一40°C以下的CTOD特性)，極局部區(qū)域的韌性處于支配地位，這部分的微觀組織的控制和脆化元素的降低是很重要的。換句話說，CTOD特性不是受到材料的平均特性、而是受到局部的脆化區(qū)域的支配，如果鋼材中存在著即使是極少部分也會造成脆化的區(qū)域，則鋼板的CTOD特性將會顯著地受到損害。具體地說，對CTOD特性產(chǎn)生最大影響的局部區(qū)域是M大、側板條鐵素體(FSP)等硬化相。為抑制這樣的硬化相的生成，以前必須將鋼的淬硬性抑制在較低的水平，從而成為高強度化的阻礙因素。本發(fā)明的特征在于發(fā)現(xiàn)了如下的規(guī)律，并具體表現(xiàn)在HAZ韌性較高的鋼中。艮P:1)對于小中線能量焊接的HAZ，通常焊接后冷卻時間大約為60sec以內(nèi)。發(fā)現(xiàn)在這樣的冷卻條件下，如果C含量充分地低，則通過適當?shù)乜刂破渌拇嗷?，即使將Mn添加至l」2.7M左右，對韌性產(chǎn)生不良影響的M女也不會生成。圖l表示了在0.05。/。C一0.15。/。Si中、使Mn從1.7%變化到2.7%時的1^*分數(shù)。由圖l可知即使Mn量發(fā)生變化，如果800500'C的冷卻時間大約為60sec以內(nèi)，則M女分數(shù)也非常少。其結果是，可以提高以前一般認為由于使韌性劣化而不能大量添加的Mn的含量。2)發(fā)現(xiàn)在基體無A1的鋼中，可以使鋼成分均衡化。3)通過將鋼中作為雜質(zhì)存在的A1、Nb、V控制在一定界限以下，除去了預料不到的降低韌性的因素。也就是說，通過采用基體無Al的鋼，就可以切實地生成TiO，從而使韌性有效地得以提高。通過組合這3個方面，便可以實現(xiàn)迄今為止不能實現(xiàn)的小中線能量焊接HAZ在一2(TC以下的苛刻溫度條件下的良好的CTOD特性。即使在M女的生成極少的情況下，也必須控制作為脆化元素的C、Si、Cu、Ni、Nb以及V等。具體地說，必須將C+l/4Si—l/24Mn+l/48Cu+1/32]^+1/0.4^)+1/2￥的值(CeH)控制在規(guī)定的范圍。圖2是在20kg的真空熔解爐中熔煉鋼成分為0.05%C—0.15%Si一1.72.7c/。Mn的鋼，并將其制作成鋼板，然后采用再現(xiàn)熱循環(huán)裝置賦予該鋼板以實際焊接接縫的3次熱過程而實施CTOD試驗的結果。TSc0.1(670.9CeH—67.6)是在各試驗溫度下，3片鋼板的CTOD試驗值的最低值顯示為0.1mm時的溫度，很明顯，當CeH降低時，TSc0.1(CTOD特性)具有大致呈直線地變得良好的傾向?？芍擟eH降低到0.01左右時，TSc0.1達到一60°C。也就是說，通過滿足本發(fā)明鋼的條件并控制CeH，可以得到所期望的CTOD特性。在本發(fā)明鋼中，根據(jù)所要求的CTOD特性控制CeH值是本發(fā)明的特征之一。除控制CeH值以外，使其它合金元素的含量均衡化，是實現(xiàn)兼?zhèn)涓邚姸群蛢?yōu)良的CTOD特性的鋼所必要的。以下說明其限定范圍和理由。為了獲得強度，C需要0.02。/。以上，但超過0.06%時，將使焊接HAZ的韌性劣化而不能獲得良好的CTOD特性，所以上限設定為0.06%。Si因為損害HAZ韌性，所以為獲得良好的HAZ韌性，優(yōu)選的含量以較少者為好。但是，在發(fā)明鋼中由于不添加A1，所以為了脫氧而必須添加0.05%以上。但是，當含量超過0.30Q/()時損害HAZ韌性，所以上限設定為0.30%。Mn在使微觀組織均衡化方面是效果大且廉價的元素，并且由于降低CeH，所以不會因其添加而損害小中線能量的HAZ特性，故而為了實現(xiàn)高強度化，優(yōu)選增加其含量。但超過2.7%會促進板坯的偏析，容易生成對韌性有害的Bu，所以含量以2.7%為上限。另外，不足1.7%時效果較少，所以下限設定為1.7%。此外，從韌性的角度考慮，更優(yōu)選的是超過2.0%。P、S從母材韌性、HAZ韌性的角度考慮，都是以較少者為好，但是，其降低也受到工業(yè)生產(chǎn)的制約，其上限分別為0.015%、0.010%，分別優(yōu)選為0.008%、0.005%。Al在本發(fā)明中并不是有意添加的，但作為雜質(zhì)混入鋼中是不可避免的。因為會形成Al氧化物而妨礙Ti氧化物的生成，所以優(yōu)選的含量以較少者為好，但是，其降低受到工業(yè)生產(chǎn)的制約，其上限為0.004%。Ti生成Ti氧化物，使微觀組織微細化，由此大大有助于韌性的提高，但含量過多時，則生成TiC，從而導致HAZ韌性的劣化，所以合適的范圍是0.0050.015%。O是在大量生成Ti氧化物時所需要的，不足0.0010%時效果較少，另一方面，超過0.0045%時會生成粗大的Ti氧化物，使韌性極端劣化，所以將含有范圍設定為0.0010—0.0045%。N是為了形成微細的Ti氮化物、從而改善母材韌性和HAZ韌性所必要的，但是，不足0.002%時效果較少，超過0.006%時會在鋼坯制造時發(fā)生表面缺陷，所以上限設定為0.006%。另外，Nb、V本質(zhì)上是脆化元素，如(A)式中的較大的系數(shù)所表示的那樣，由于它們的存在，將極大地提高CeH，從而使HAZ韌性明顯降低，所以在本發(fā)明中有意不進行添加。在作為雜質(zhì)混入鋼中的情況下，為了確保韌性，Nb必須限制在0.003M以下。另外，V必須限制在0.030%以下，優(yōu)選限制在0.020%以下。Cu、Ni因其添加而引起的HAZ韌性的劣化較少，具有使母材的強度得以提高的效果，在特性的進一步提高方面是有效的，但是，因為使制造成本增加，所以添加時的含量的上限分別設定為Cu:0.25%、Ni:0.50%。即使如上述那樣限定鋼的成分，但如果不通過適當?shù)闹圃旆椒ㄐ纬蛇m當?shù)慕M織，則作為目標的效果也不能發(fā)揮出來。為此，有關制造條件也是必要考慮的。本發(fā)明鋼在工業(yè)上優(yōu)選采用連續(xù)鑄造法進行制造。其原因在于鋼水的凝固冷卻速度快，在板坯中可以大量生成微細的Ti氧化物和Ti氮化物。在板坯的軋制時，其再加熱溫度必須設定為iiocrc以下。這是因為，如果再加熱溫度超過110(TC，則Ti氮化物就會粗大化，從而不能期待母材的韌性劣化和HAZ韌性的改善效果。其次，在再加熱后的制造方法中，加工熱處理是必須的。其原因在于即使能夠獲得優(yōu)良的HAZ韌性，當母材的韌性發(fā)生劣化時，作為鋼材也是不充分的。作為加工熱處理的方法，可以列舉出l)控制軋制，2)控制軋制一加速冷卻，3)軋制后直接淬火一退火等，優(yōu)選的方法是控制軋制一加速冷卻法和軋制后直接淬火一退火法。此外，該鋼在制造后，即使以脫氫等為目的，將其再加熱到Ar3相變點以下的溫度，也不會損害本發(fā)明的特征。另外，上述的方法是本發(fā)明鋼的制造方法的一個例子，本發(fā)明鋼的制造方法并不局限于上述的方法。實施例用轉爐一連續(xù)鑄造一厚板工序制作各種鋼成分的厚鋼板，并實施了母材強度和焊接接縫的CTOD試驗。焊接一般采用作為試驗焊接所使用的埋弧焊(SAW)方法，在K坡口以4.55.0kJ/mm的焊接線能量來實施，以便使焊接熔合線(FL)變得垂直。CTOD試驗是采用t(板厚)X2t的尺寸，缺口是將50c/。疲勞龜裂引入FL位置來實施的。表l表示了本發(fā)明的實施例和比較例。本發(fā)明制作的鋼板(本發(fā)明鋼120)，其屈服強度(YS)為430N/mm2以上，一20°C、一40°C、一60。C下的CTOD值均為0.27mm以上，表現(xiàn)出良好的破壞韌性。與此相對照，比較鋼2126的強度和CTOD值比本發(fā)明鋼要差，作為在苛刻環(huán)境下使用的鋼板，不具有必要的特性。比較鋼21因為添加有Nb，以致鋼板的Nb含量過多，CeH的數(shù)值也提高了，所以CTOD值為較低的值。比較鋼22由于C含量過多，從而CeH值過大，所以CTOD值為較低的值。比較鋼23、24的CeH較低，但Al含量過高，Ti氧化物的生成不充分，從而微觀組織的微細化不充分。比較鋼25的CeH與發(fā)明鋼的程度相同，但由于C過低，O過多，所以母材強度低，CTOD值也是較低的值。比較鋼26由于作為雜質(zhì)而混入的Nb量過多，所以盡管CeH較低，但母材強度和CTOD值均為較低的值。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage10</column></row><table>表2<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>加工熱處理法CR控制軋制(在強度和韌性最優(yōu)的溫度區(qū)域的軋制)ACC加速冷卻(在控制軋制后，水冷到40060(TC的溫度區(qū)域)DQ軋制后立刻淬火一退火處理200680006614.4勢溢也被9/10:a;根據(jù)本發(fā)明制作的鋼，表現(xiàn)出高強度、且在焊接時韌性劣化最嚴重的FL部的CTOD特性極為良好的優(yōu)良的韌性。由此，可以制造海洋結構件、抗震性建筑物等在嚴酷的環(huán)境下所使用的高強度鋼材。權利要求1、一種焊接熱影響區(qū)的韌性優(yōu)良的鋼，其特征在于以質(zhì)量％計含有C0.02～0.06％、Si0.05～0.30％、Mn1.7～2.7％、P0.015％以下、S0.010％以下、Ti0.005～0.015％、O0.0010～0.0045、N0.0020～0.0060％，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構成，作為雜質(zhì)的混入量被限制為Al0.004％以下、Nb0.003％以下、V0.030％以下，而且用(A)式表示的CeH為0.04以下的范圍；CeH＝C+1/4Si-1/24Mn+1/48Cu+1/32Ni+1/0.4Nb+1/2V(A)其中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Nb、V分別表示以質(zhì)量％計的鋼成分。2、根據(jù)權利要求l所述的焊接熱影響區(qū)的韌性優(yōu)良的鋼，其特征在于所述CeH為O.Ol以下的范圍。3、根據(jù)權利要求1或2所述的焊接熱影響區(qū)的韌性優(yōu)良的鋼，其特征在于以質(zhì)量％計，進一步含有Cu:0.25%以下、Ni:0.50%以下之中的一種或兩種。4、一種焊接熱影響區(qū)的韌性優(yōu)良的鋼的制造方法，其特征在于將滿足權利要求l所述的鋼成分和CeH的鋼坯加熱到1100'C以下的溫度，然后進行加工熱處理。5、一種焊接熱影響區(qū)的韌性優(yōu)良的鋼的制造方法，其特征在于將滿足權利要求3所述的鋼成分和CeH的鋼坯加熱到IIO(TC以下的溫度，然后進行加工熱處理。全文摘要本發(fā)明提供一種焊接熱影響區(qū)的韌性優(yōu)良的鋼，其特征在于以質(zhì)量％計含有C0.02～0.06％、Si0.05～0.30％、Mn1.7～2.7％、P0.015％以下、S0.010％以下、Ti0.005～0.015％、O0.0010～0.0045、N0.0020～0.0060％，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構成，作為雜質(zhì)的混入量被限制為Al0.004％以下、Nb0.003％以下、V0.030％以下，而且用(A)式表示的CeH為0.04以下的范圍。CeH＝C+1/4Si-1/24Mn+1/48Cu+1/32Ni+1/0.4Nb+1/2V(A)其中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Nb、V分別表示鋼成分(質(zhì)量％)。文檔編號C22C38/00GK101292055SQ20068000661公開日2008年10月22日申請日期2006年12月20日優(yōu)先權日2006年12月20日發(fā)明者千千巖力雄,植森龍治,渡部義之,福永和洋,長井嘉秀申請人:新日本制鐵株式會社