專利名稱：在焊接熱影響區具有優良CTOD性能且屈服強度不低于460MPa的厚鋼板的制作方法
技術領域：
本發明涉及一種在焊接熱影響區(HAZ)具有優良CTOD(裂紋尖端張開位移)性能且屈服強度不低于460MPa，優選的是在500-550MPa級的鋼板，主要用于海上的結構，也用于要求同水平的強度和HAZ韌性(CTOD)的其它焊接結構中。
背景技術：
在北海中使用的海上結構要求在-10℃的焊接區CTOD性能。作為要求這種嚴格HAZ韌性的鋼制品，使用鈦-氧化物鋼，例如在“第12次國際OMAE會議論文集，1993，Glasgow，UK，ASME，第III-A卷，第207-214頁”中所述。因為靠近熔合線的HAZ部分被加熱到1,400℃或更高，所以，TiN顆粒的釘扎作用喪失，奧氏體(γ)晶粒明顯粗化，因此降低了其韌性。已經開發了上述Ti-氧化物鋼作為解決這種問題的一種鋼。
這種技術提供了一種鋼，其中，使用針狀鐵素體晶粒細化HAZ結構，這些針狀鐵素體晶粒是用熱穩定的Ti氧化物顆粒作為由于TiN顆粒釘扎效應的喪失而粗化的γ晶粒中的相變晶核產生的，例如，如日本未審專利公開S63-210235和H6-075599所述。有效細化粗γ晶粒的針狀鐵素體晶粒稱為晶粒內相變的鐵素體(IGF)晶粒。
然而，這種T-氧化物鋼的屈服強度不大于420MPa，并且沒有開發出保證在其HAZ內的CTOD性能且屈服強度大于420MPa的鋼板。同時，通過減小重量降低海上結構的建造成本有強烈的需求，所以，為了降低海上結構的重量，要求具有更高屈服強度的鋼板。即，強烈需求能保證CTOD性能并且屈服強度不低于460MPa(比任何可以得到的鋼板強度更高)的鋼板。
本發明的內容本發明的目的是提供一種屈服強度不低于460MPa，優選的是在500-550MPa等級，在-10℃，在HAZ內的CTOD不小于0.2毫米。
本發明是一種在焊接熱影響區內具有優良CTOD性能并且屈服強度不低于460MPa的鋼板，特征在于用質量％表示，化學組成包括C0.04-0.14％，Si0.4％或更少，Mn1.0-2.0％.
P0.02％或更少，S0.001-0.005％，Al0.001-0.01％，Ti0.005-0.03％，Nb0.005-0.05％，Mg0.0003-0.005％，O0.001-0.005％，和N0.001-0.01％；另外，在需要時，還包括下列成分的一種或多種，用質量％表示Ca0.0005-0.005％，REM0.0005-0.01％，Zr0.0005-0.01％，Cu0.05-1.5％，Ni0.05-3.0％，Cr0.05-0.5％，Mo0.05-0.5％，V0.005-0.05％，和B0.0001-0.003；
其中，Ca、REM和Zr的總量不大于0.02％，Cu、Ni、Cr和Mo的總量不大于3.0％；其余由鐵和不可避免的雜質組成；且含有0.01-0.5微米的TiN顆粒，數目為不小于10,000個/平方毫米，所述TiN顆粒內包由Mg和Al組成的氧化物；含有顆粒尺寸為0.5-10微米的顆粒，數目為不小于10個/平方毫米，該顆粒含有以氧化物和硫化物的復合形式存在的不小于0.3質量％的Mn。
附圖簡述
圖1(a)-(d)是表示對于根據本發明的在其焊接熱影響區內具有優良CTOD性能并且屈服強度不小于460MPa的鋼板，表示HAZ結構控制概念的示意說明。圖1(a)表示在傳統的Ti氧化物鋼中的HAZ結構，圖1(d)表示在本發明的鋼中的HAZ結構。在圖1中，參考數字1代表焊接金屬，2代表焊接熱影響區(HAZ)，3代表熔合線。在HAZ結構中，4代表γ晶界，GBF代表晶界鐵素體晶粒，FSP代表鐵素體側板狀晶粒，IGF代表晶粒內相變的鐵素體晶粒，Bu代表上貝氏體，MA代表馬氏體-奧氏體成分。
實施本發明的最佳方式下面詳細解釋本發明。
圖1(a)-(d)是示意表示HAZ結構控制的概念的圖解。圖1(a)表示傳統的Ti-氧化物鋼的HAZ結構，圖1(d)表示在本發明的鋼中的HAZ結構。在圖1中，參考數字1代表焊接金屬，2代表焊接熱影響區(HAZ)，3代表熔合線。在HAZ結構中，4代表γ晶界，GBF代表晶界鐵素體晶粒，FSP代表鐵素體側板狀晶粒，IGF代表晶粒內相變的鐵素體晶粒，Bu代表上貝氏體，MA代表馬氏體-奧氏體組成。
當Ti-氧化物鋼的屈服強度從目前的420MPa增大到500MPa級時，超過460PMa，并且通過添加合金元素進一步增大到550MPa時，靠近熔合線的HAZ變硬，因此使其難以保證足夠的CTOD性能。在這種狀態下的HAZ結構示意表示于圖1(a)中。使HAZ變硬的基本原因是隨著HAZ硬度的增大，沿著粗γ晶粒的晶界產生的粗晶粒-晶界鐵素體(GBF)晶粒和鐵素體側-板狀(FSP)晶粒增大了HAZ對脆性斷裂的敏感性，即使粗γ晶粒內部被其中形成的晶粒內相變的鐵素體(IGF)晶粒細化。因此，必須通過細化GBF晶粒和FSP晶粒降低對脆性斷裂的敏感性。硬化的第二原因是為了提高強度而加入的合金元素量增大提高了HAZ的可硬化加工性，并且產生大量稱為MA(馬氏體-奧氏體成分)的微觀脆性相，這加速了脆性斷裂的發生。同時，在要獲得不低于460MPa的屈服強度時，必須在最大可能程度上降低MA。從上述內容可知，為了在高屈服強度下獲得令人滿意的焊接區域的CTOD性能，除去上述兩個脆性原因并保持Ti-氧化物鋼的金相作用(IGF)是一個指導方針。換言之，本發明要點是控制HAZ結構，以便同時滿足下列三點(1)細化沿著在靠近熔合線的HAZ中的γ晶粒的晶界產生的GBF晶粒和FSP晶粒。
(2)通過在其中產生IGF晶粒細化在靠近熔合線的HAZ中的γ晶粒內部。
(3)降低在靠近熔合線的HAZ中產生的MA的量。
首先，將解釋獲得項(1)的一種手段。為了細化粗GBF晶粒和FSP晶粒，這兩種粗晶粒是產生脆性斷裂的原因，必須使γ晶粒更小。為了強烈抑制在靠近1400℃加熱的熔合線的HAZ區內的γ晶粒長大，對各種鋼組成進行了廣泛的研究。結果，發明了一種技術，其中，通過適當控制Mg和Al，把大量超細0.01-0.1微米的由Mg和A1組成的氧化物顆粒分散在鋼中，0.01-0.5微米的TiN顆粒以與用作晶核的氧化物顆粒復合的形式沉淀。以復合形式沉淀的TiN顆粒是熱穩定的，即使靠近熔合線也不長大或溶解，所以，它們強烈釘扎γ晶界，阻礙其移動。即使用大量的焊接熱輸入進行焊接，在靠近熔合線附近的γ晶粒尺寸也能保持在100微米數量級。在某些情況下，這些在γ晶界存在的釘扎顆粒本身直接作為GBF晶粒和FSP晶粒的相變晶核，所以，相變位置的增加也是GBF晶粒和FSP晶粒細化的原因。不小于10,000個/平方毫米以復合形式沉淀的這種TiN顆粒的存在把GBF晶粒和FSP晶粒細化到一定的尺寸，該尺寸不會對CTOP性能產生不良影響。如果以復合形式沉積的TiN顆粒小于10,000個/平方厘米，γ晶粒的細化和γ晶界上的相變晶核數量變得不足，因此，GBF晶粒和FSP晶粒不能充分細化，因此降低了CTOD性能。在某些情況下，硫化物以復合形式沉積在TiN顆粒上，但是這不會不良影響其作為釘扎顆粒或相變晶核的上述作用。
圖1(b)是表示僅對其應用上述第(1)項技術的HAZ結構的示意圖。雖然GBF晶粒和FSP晶粒被細化，γ晶粒內部被包含稱為上貝氏體的MA的脆性結構覆蓋，僅用該技術不可能獲得足夠的CTOD。所以，必須結合使用下文解釋的第(2)項的技術。
下面將解釋獲得第(2)項的措施。根據本發明，為了大量產生上述超細氧化物顆粒，有意加入Mg。由于也以普通尺寸(數微米)的氧化物顆粒形式含有Mg，在本發明過程中，利用這種較大含Mg氧化物顆粒進行研究來產生IGF晶粒。結果，發現下列三個條件對于IGF相變晶核是重要的。
①至少存在最少量的顆粒。
②顆粒具有適當的尺寸。
③顆粒含有Mn。
從條件①來看，在靠近熔合線的HAZ內必須以穩定的方式存在至少不小于10個/平方毫米的IGF相變晶核。如果IGF相變晶核小于10個/平方毫米，HAZ結構的細化變得不穩定。
從條件②來看，為了有效地作為IGF相變晶核，顆粒必須具有不小于0.5微米的尺寸。如果顆粒尺寸小于0.5微米，其作為IGF相變晶核的能力明顯降低。為了滿足該條件，在本發明過程中，研究了使用不小于0.5微米的氧化物顆粒作為IGF相變晶核。然而，大于10微米的氧化物顆粒是不希望的，因為它們作為脆性斷裂開始的源。
關于條件③的方面，發現為了有效地作為IGF相變晶核，顆粒需要含有不小于0.3質量％的Mn。為此，希望的是向0.5-10微米的氧化物顆粒中引入Mn。為了產生超細化的釘扎顆粒，Mg、Al和Ti對于本發明是必需的，它們由第(1)項中解釋的(Mg，Al)氧化物和Ti的氮化物組成。由于這些元素具有比Mn更強的脫氧能力，因此，0.5-10微米的氧化物顆粒主要由Mg、Al和Ti組成。所以，向0.5-10微米的氧化物顆粒中穩定引入不小于0.3質量％的Mn是困難的。由于這一點，在本發明過程中，已經考慮了含Mn硫化物以復合形式沉淀在氧化物顆粒上。通過使用與此類似的措施，復合顆粒中的Mn含量可以穩定地增大到0.3質量％或更高，這些顆粒可以有效地作為IGF相變晶核。為了尋找在氧化物顆粒上以復合形式沉淀含Mn硫化物，進行了研究，因此，已經證明在氧化物顆粒中的Mg含量是重要的。在含有不小于10質量％Mg的氧化物顆粒情況下，含Mn硫化物與氧化物顆粒復合。另一方面，在Mg含量小于10質量％的氧化物顆粒的情況下，硫化物不能與其復合而是單獨存在。為了總結，發現通過向氧化物顆粒不小于10質量％的Mg，含Mn硫化物能穩定地與0.5-10微米的氧化物顆粒復合并沉積在其上。作為其結果，以氧化物和硫化物的復合形式可以保證不小于10個/平方毫米的0.5-10微米并含有不小于0.3質量％的Mn的IGF相變晶核。然而，應該注意，如果Ca、REM和Zr的總加入量大于0.02質量％，Mn不再引入到與氧化物復合的硫化物中，導致復合的顆粒中Mn含量降低到小于0.3質量％。
圖1(c)是表示對其結合應用上面解釋的第(1)項和第(2)項技術的HAZ結構的示意圖。除了GBF晶粒和FSP晶粒的細化以外，由于產生大量IGF晶粒，細化了HAZ結構。如果加入的合金成分量不足，產生的MA量增大，降低CTOD性能。所以，必須通過結合使用下面解釋的第(3)項技術穩定地提高CTOD性能。
下面將解釋獲得第(3)項的措施。眾所周知，在HAZ中產生MA的行為很大程度上依賴于其可淬性和冷卻速度。在本發明中，HAZ的可淬性在很大程度上不僅受鋼的組成影響，而且受γ晶粒的尺寸及其產生IGF的能力影響。在傳統鋼的情況下，關于HAZ的可淬性，幾乎沒有考慮γ晶粒的尺寸及其IGF產生能力。另一方面，本發明的鋼中，γ晶粒更小，另外，IGF產生能力更高，引起在γ晶界上和γ晶粒內相變位置的增加，本發明的這種鋼相對于具有相同化學組成的傳統鋼，具有HAZ的可淬性顯著降低的特征。關于具有這種特征的本發明的鋼，用進行海上結構的焊接中使用的冷卻速度和本發明的C和Mn的范圍作為先決條件，廣泛研究了合金含量對MA產生的作用。結果，下列兩點已經明顯④Nb含量增大到比以前更高的水平幾乎不能增大在HAZ中產生的MA量。
⑤在Cu、Ni、Cr和Mo總量與HAZ中的MA量之間有一種不連續的但是強烈相關性的關系。
從第④點看出，已經發現，即使Nb含量增大到0.05質量％，它對HAZ中產生的MA量的作用不明顯。為了給出在海上結構的傳統鋼板(對于焊縫保證CTOD的鋼)中實際使用Nb的實例，在“第12屆OMAE國際會議論文集，1993，Glasgow，UK，ASME，第III-A卷，第207-214頁”的情況下，0.02質量％是420MPa級屈服強度的鋼中Nb的上限，在“第12屆OMAE國際會議論文集，1993，Glasgow，UK，ASME，第III-A卷，第199-205頁”的情況下，0.021質量％是460MPa級屈服強度的鋼中Nb的上限，在“第12屆OMAE國際會議論文集，1993，Glasgow，UK，ASME，第III-A卷，第307-314頁”的情況下，對于420MPa級屈服強度的鋼，Nb為0.024質量％。如上所述，在0.02質量％數量級上的Nb含量基本是上限。相反，本發明具有可以有效使用最多0.05質量％的Nb的優點。
從第⑤點來看，已經發現，當Cu、Ni、Cr和Mo總量超過3質量％時，HAZ中的MA量突然增大。從上述發現獲得了組成設計的指導原則，例如，在板厚度增大到76.2毫米數量級并保持屈服強度不低于460MPa，特別是在500-550MPa級的情況下，盡可能多地利用Nb增大較厚板的基礎金屬強度，同時減少加速MA產生的Cu、Ni、Cr和Mo。同時，在合金成本方面，Cu、Ni、Cr和Mo的減少是希望的。
圖1(d)是表示對其結合應用上述第(3)項技術和第(1)項和第(2)項技術的HAZ結構的示意圖。HAZ結構被充分細化，而且MA量穩定減小，所以，對于更高的強度，獲得了令人滿意的焊縫的CTOD性能。因此，通過同時實施第(1)、(2)和(3)項的技術，本發明成為可行的。
下面將描述限制化學成分的原因。在下述化學成分的描述中，％指的是質量％。
為了保證基礎金屬和HAZ的強度和韌性，不小于0.04％的C是必需的。然而，如果C含量超過0.14％，基礎金屬和HAZ的韌性降低，同時可焊性降低，所以，0.14％是上限。
為了脫氧，可以加入Si。然而，如果Si超過0.4％，HAZ韌性降低。在本發明中，Al、Ti或Mg也可以用于脫氧，所以，從HAZ韌性方面來看，Si含量應該盡可能小。因為Si促進HAZ中的MA產生，所以，對于本發明，它是一種不希望的元素。
不小于1％的Mn是必需的，以保證基礎金屬和HAZ的強度。同時，Mn對于形成構成IGF相變晶核的硫化物是重要的。然而，如果Mn含量大于2.0％，基礎金屬和HAZ變脆，同時可焊性降低，所以，2.0％是上限。
對于本發明，P是一種雜質元素，為了保證令人滿意的基礎金屬和HAZ的質量，必須降低到0.02％以下。
對于本發明，S是一種必需的元素，為了在氧化物顆粒上以復合形式沉積硫化物作為IGF晶核，不小于0.001％的S必須保證。然而，如果S含量大于0.005％，基礎金屬和HAZ的韌性降低，所以，0.005％是上限。
Nb在提高基礎金屬強度并且使HAZ的韌性降低最小化方面是非常有效的。同時，Nb在通過基礎金屬結構的細化提高韌性方面也是有效的。例如，對于76.2毫米的板厚，為了獲得令人滿意的基礎金屬韌性并獲得500MPa級的屈服強度，不小于0.005％的Nb是必要的。然而，如果Nb含量大于0.05％，由于MA量增大或者由于沉淀硬化而降低HAZ的韌性，所以，0.05％是上限。為了成功制造根據本發明的基礎金屬，Nb是肯定應該使用的元素，希望的是有效利用不小于0.02％的Nb。
Al與Mg一起，形成0.01-0.1微米的超細氧化物顆粒，與以復合形式沉淀在氧化物顆粒上的TiN共同作為釘扎顆粒，并且進一步作為GBF顆粒和FSP晶粒的相變晶粒，從而細化HAZ結構。為了實現這一點，不小于0.001％的Al是必需的。如果Al小于0.001％，為了獲得不小于10,000個/平方毫米的復合的TiN顆粒而保證要求的超細氧化物顆粒的數量是不可能的，所以，γ晶粒的細化和在γ晶界上的相變晶核數量變得不足。結果，GBF晶粒和FSP晶粒都沒有充分細化，因此降低了HAZ韌性。但是，如果Al大于0.01％，在構成IGF相變晶核的氧化物中Al含量增大，為了抵消這一點，氧化物中的Mg含量降低到10質量％以下。結果，含Mn的硫化物幾乎不沉淀在氧化物顆粒上，導致它們失去作為IGF相變晶核的能力，所以，以穩定的方式保證不小于10個/平方毫米的IGF相變晶核變得困難。
如上所述，當IGF相變晶核數量變得不足時，HAZ韌性降低。因此，Al的上限是0.01％。
Ti在超細氧化物顆粒上以尺寸為0.01-0.5微米的復合形式沉淀為TiN，并作為釘扎顆粒，并且進一步作為GBF晶粒和FSP晶粒的相變晶核。為此，不小于0.005％的Ti是必需的。如果Ti小于0.005％，保證不小于10,000個/平方毫米的復合形式的TiN是不可能的。結果，GBF晶粒和FSP晶粒都不能充分細化，從而降低HAZ韌性。如果Si和Al接近其下限，脫氧元素有時變得不夠，所以，為了使Ti接替脫氧作用，希望加入不小于0.01％的Ti。然而，如果Ti超過0.03％，沉淀出TiC或者TiN顆粒粗化到數微米大的尺寸，從而使基礎金屬和HAZ脆化。由于上述原因，Ti的上限為0.03％。
Mg在本發明中起最重要的作用。Mg的主要作用是與Al一起形成0.01-0.1微米的超細氧化物顆粒，與以復合形式沉淀在氧化物顆粒上的TiN共同作為釘扎顆粒，并進一步作為GBF晶粒和FSP晶粒的相變晶核，從而細化HAZ結構。Mg的次要作用是通過向其中引入10質量％或更多為氧化物顆粒提供作為相變晶核的作用，加速含Mn的硫化物以復合形式在0.5-10微米的氧化物顆粒上的沉淀，從而細化HAZ結構。為了同時實現這兩個作用，不小于0.0003％，優選的是不小于0.005％是必須的。如果Mg小于0.0003％，在氧化物中的Si、Al、Ti等的含量增大，為了補償這一點，氧化物中的Mg含量降低到10質量％以下。結果，含Mn硫化物幾乎不能沉淀在氧化物顆粒上，導致它們失去其作為IGF相變晶核的能力，所以，IGF相變晶核數量變得不足。同時，為獲得不小于10,000個/平方毫米的化合的TiN顆粒而保證要求的超細(Mg，Al)氧化物顆粒數量變得困難。然而，如果Mg超過0.005％，其金相學作用飽和，所以，該值被確定為其上限。
O構成具有HAZ釘扎作用的超細(Mg，Al)氧化物顆粒，并且它構成在HAZ中的IGF相變晶核的0.5-10微米的含Mg氧化物顆粒。為了實現這兩個作用，不小于0.001％的O是必需的。如果0小于0.001％，為了獲得不小于10,000個/平方毫米的化合的TiN顆粒并保證不小于10個/平方毫米的0.5-10微米的氧化物顆粒而保證必須的超細氧化物顆粒數量變得困難。然而，如果O超過0.005％，大量產生大于10微米的粗氧化物顆粒，并且它們作為基礎金屬或HAZ中脆性斷裂開始的源，所以，確定0.005％為上限。
N形成尺寸為0.01-0.5微米的復合形式的超細(Mg，Al)氧化物顆粒上沉淀的TiN，作為釘扎顆粒，并且進一步作為GBF晶粒和FSP晶粒的相變晶核，從而細化HAZ結構。為此，不小于0.001％的N是必需的。如果N小于0.001％，保證不小于10,000個/平方毫米的復合形式的TiN顆粒是不可能的。但是，如果N超過0.01％，溶解的N增加，導致基礎金屬和HAZ脆化，并且鑄板的表面性能降低，所以，確定該值為上限。
下文將解釋限制選擇的元素的原因。
可以加入Ca、REM和Zr作為脫氧劑或脫硫劑。它們通過作為脫氧劑而降低O含量。作為脫硫劑，它們降低S含量并控制硫化物的形狀。為了通過這些作用提高基礎金屬和HAZ的質量，要求每種元素的含量為0.0005％或更多。如果這些元素含量太大，它們混入IGF相變晶核中，降低構成IGF相變晶核的氧化物和硫化物中的Mg含量和Mn含量，因此，IGF相變晶核失去其作用。在這種意義上，Ca、REM和Zr的上限分別為0.005％、0.01％和0.01％，并且必須限制這三種元素的總量為0.02％或更小。這里，REM表示鑭系元素，如La和Ce，即使加入這些元素混合在一起組成的稀土混合物金屬，也可以獲得上述效果。
Cu、Ni、Cr和Mo可以用于提高基礎金屬的強度、韌性、抗腐蝕性等。為此，這些元素的任一種含量必須為0.05％或更多。到目前為止，在必須同時獲得基礎金屬的強度和韌性提高和板厚范圍增大的情況下，肯定使用這些元素。在本發明中，從保證HAZ的CTOD性能方面來看，希望在可能的程度上減少這些元素。在這種意義上，Cu、Ni、Cr和Mo的上限必須分別控制到1.5％、3.0％、0.5％和0.5％，另外，這些元素的總量必須調整到不超過3.0％。如果這些元素的任意一種超過其上限，或者這些元素的總量超過3.0％，HAZ的CTOD性能明顯降低。
V通過沉淀強化有效提高基礎金屬和HAZ的強度。為此，不小于0.005％的V是必需的。然而，如果V含量超過0.05％，可焊性和HAZ韌性降低，所以，確定0.05％作為上限。
B在提高基礎金屬的強度和韌性方面是有效的。為此，不小于0.0001％的B是有效的。然而，如果B含量超過0.003％，可焊性明顯降低，所以，確定0.003％為上限。
本發明的鋼經過把化學組成調節到特定值，并在煉鋼工業中的煉鋼過程中連續澆鑄成厚板，通過再加熱、軋制、冷卻和熱處理過程(這些過程用各種方法控制)，把該厚板制造成鋼板。對于厚度為例如76.2毫米的厚板，為了獲得460MPa，優選的是500-550MPa級的屈服強度，在軋制后使用直接淬冷或加速冷卻是有效的，以便最大可能地利用Nb含量。另外，可以通過回火調節強度和韌性。同時，可以應用供熱軋制而不曾冷卻澆鑄厚板。HAZ韌性不僅由化學組成而且由釘扎顆粒的分散狀態和IGF相變晶核的分散狀態決定。這些顆粒的分散狀態在制造基礎金屬過程中不會產生很大變化。因此，HAZ的韌性不會非常大地取決于基礎金屬的制造過程，所以，再加熱、軋制和熱處理過程的每個過程可以是任何類型的。
在本發明中說明的夾雜物的分散狀態通過下面所述的那些方法定量測量。
內包Mg和Al組成的氧化物的0.01-0.5微米的TiN顆粒數量由下列方法確定制備取自基礎金屬鋼板的任意位置的取樣復型樣品，使用透射電子顯微鏡(TEM)在10,000-50,000倍的放大倍數下觀察樣品，以便覆蓋至少1,000平方微米的區域，測量尺寸在預定范圍內的TiN顆粒數量，并轉變成單位面積上的顆粒個數(個/平方毫米)。這里，使用附加在TEM上的能量散射X-射線譜(EDS)通過組成分析和使用TEM的電子衍射圖像的晶體結構分析進行帶有TiN顆粒的(Mg，Al)氧化物顆粒的鑒定。如果這樣的鑒定太復雜而不能對于要測量的所有種類的化合夾雜物進行測量，使用下面的更簡單的方法，首先，正方形夾雜物被認為是TiN顆粒，測量其中有夾雜物并且尺寸在預定范圍內的TiN顆粒的數量。然后，關于在以復合形式沉淀的TiN顆粒中的至少10個顆粒，通過這種方法測量其數量，根據上面說明的過程進行詳細鑒定，來確定其中(Mg，Al)氧化物與TiN復合的比例。此后，先測量的復合形式沉淀的TiN顆粒數量乘以該比例。如果鋼中的碳化物顆粒阻礙上述TEM觀察，通過在500℃或更低溫度的熱處理來聚集并粗化碳化物顆粒，可以使預定的復合夾雜物的觀察更容易。
通過如下面所述的方法，可以測量通過使氧化物與含Mn硫化物復合形成的0.5-10微米的顆粒數量。首先，通過在基礎金屬鋼板的任意位置上切下的一小塊試樣來制備具有鏡面拋光表面的拋光試樣，使用光學顯微鏡，在1,000倍的放大倍數下觀察試樣，以便覆蓋至少3平方毫米的面積，測量尺寸在預定范圍內的顆粒數量，并把測量的數量轉變成單位面積的顆粒數(個/平方毫米)。然后，從相同試樣中選取且尺寸在預定范圍內的至少10個隨即選取的顆粒使用附加在掃描電子顯微鏡(SEM)上的波長散射X射線譜(WDS)進行組成分析。這里，如果在這些顆粒的分析值中檢測到基礎金屬中的Fe，從分析值中去掉Fe，然后確定顆粒的組成。在所測量的顆粒中，其中同時檢測到O和S并且包含不小于0.3質量％Mn的顆粒被認為有效地作為IGF相變晶核，從而確定了IGF相變晶核與0.5-10微米顆粒的比例。通過光學顯微鏡先測量的顆粒數乘以該比例。作為一種更簡單的方法，在上述試樣上進行元素分布測量，從而測量了其中O、S和Mn三種元素共同存在的0.5-10微米顆粒的數量。
實施例表1表示連鑄鋼的化學組成，表2表示每種鋼板的厚度、其制造方法、釘扎顆粒數量、IGF相變晶核數量、基礎金屬的材料質量、焊接條件和每種HAZ的韌性。
本發明的鋼具有38.1-76.2毫米的板厚，基礎金屬屈服強度(YS)為510-570MPa，在通過埋弧焊用3.5-10.0kJ/mm的焊接熱輸入獲得的多層焊縫連接區(CGHAZ)中，在-10℃有大于0.2毫米的令人滿意的CTOD。
另一方面，由于不合適的化學組成，對于76.2毫米的板厚，對比鋼在基礎金屬質量或HAZ質量方面都比較差。鋼12因為S太少而使IGF相變晶核數量不足，HAZ韌性差。鋼13因為S量太大而在基礎金屬韌性和HAZ韌性方面差。鋼14因為Nb含量太少而在基礎金屬的強度和韌性方面差。鋼15因為Nb含量太大而在HAZ韌性方面差。鋼16因為Al量太小而使釘扎顆粒數量不足，在HAZ韌性方面較差。鋼17因為Al量太大而使IGF相變晶核數量不足，在HAZ韌性方面較差。鋼18因為Ti量太小而使釘扎顆粒數量不足，在HAZ韌性方面較差。鋼19因為Ti量太大而在基礎金屬韌性和HAZ韌性方面較差。鋼20和鋼21分別因為Mg和O數量太小，而在釘扎顆粒數量和IGF相變晶核數量方面不足，在HAZ韌性方面較差。鋼22因為N含量太小而使釘扎顆粒數量不足，在HAZ韌性方面較差。鋼23因為Cu、Ni、Cr和Mo的總量太大而在HAZ韌性方面較差。鋼24因為Ca、REM和Zr的總量太大而使IGF相變晶核數量不足，在HAZ韌性方面較差。
表1(wt％)
用化學分析法來分析Mg
表2
表2注1)DQ直接淬冷，ACC加速冷卻，T回火，CR控制軋制2)內包由Mg和Al組成的氧化物的0.01-0.5微米的TiN顆粒3)以氧化物和硫化物的復合形式存在并含有不小于0.3質量％Mn的0.5-10微米顆粒4)在板厚的中心位置測試YS、TS和vTrs；RAZ是3個樣品的平均值5)通過埋弧焊、V凹槽的多層焊接6)服從BS7448，沒有PWHT，表示3個樣品的最低值，CGHAZ是粗晶HAZ的縮寫，在I凹槽側上的熔合線上切疲勞切口工業實用性本發明明顯改善了高強度超重鋼板的焊縫的CTOD性能，結果，它為海上結構的重量降低和向上優化鋪平了道路。這使得海上結構的建造成本可以明顯降低并且可以進行更深海域的能源開發。
權利要求
1.一種在焊接熱影響區具有優異CTOD性能且屈服強度不低于460MPa的鋼板，特征在于用質量％表示，具有下列化學組成C0.04-0.14％，Si0.4％或更少，Mn1.0-2.0％，P0.02％或更少，S0.001-0.005％，Al0.001-0.01％，Ti0.005-0.03％，Nb0.005-0.05％，Mg0.0003-0.005％，O0.001-0.005％，和N0.001-0.01％；余量由鐵和不可避免的雜質組成；并且該鋼板含有0.01-0.5微米的TiN顆粒不小于10,000個/平方毫米，所述TiN顆粒內包由Mg和Al組成的氧化物，該鋼板還含有以氧化物和硫化物復合形式存在的不小于0.3質量％的Mn的0.5-10μm的顆粒不小于10個/平方毫米。
2.一種根據權利要求1的在焊接熱影響區具有優異CTOD性能且屈服強度不低于460MPa的鋼板，特征在于用質量％表示，其化學組成還包含Ca0.0005-0.005％，REM0.0005-0.01％，和Zr0.0005-0.01％中的一種或多種，其中，Ca、REM和Zr的總量不大于0.02％。
3.一種根據權利要求1或2的在焊接熱影響區具有優異CTOD性能且屈服強度不低于460MPa的鋼板，特征在于用質量％表示，其化學組成還包含Cu0.05-1.5％，Ni0.05-3.0％，Cr0.05-0.5％，Mo0.05-0.5％，V0.005-0.05％，和B0.0001-0.003％中的一種或多種，其中，Cu、Ni、Cr和Mo總量不大于3.0％。
全文摘要
一種厚鋼板,特征在于它具有用質量%表示的下列化學組成:C:0.04－0.14%,Si:0.4%或更少,Mn:1.0－2.0%,P:0.02%或更少,S:0.001－0.005%,Al:0.001－0.01%,Ti:0.005－0.03%,Nb:0.005－0.05%,Mg:0.0003－0.005%,O:0.001－0.005%,N:0.001－0.01%和余量:Fe和不可避免的雜質,包含由Mg和Al組成的氧化物且尺寸為0.01－0.5微米的TiN顆粒的存在量為10,000個/平方毫米或更多,含有0.3質量%或更多的Mn且尺寸為0.5－10微米的氧化物和硫化物復合材料顆粒的存在量為10個/平方毫米或更多。該鋼板的屈服強度為460MPa或更高,在－10℃,HAZ的CTOD為0.2毫米或更大。
文檔編號C22C38/16GK1380910SQ01801553
公開日2002年11月20日 申請日期2001年5月9日 優先權日2000年5月9日
發明者兒島明彥, 寺田好男, 吉田讓, 田中和明, 清瀬明人, 植森龍治, 足達智彥, 今井嗣郎 申請人:新日本制鐵株式會社