焊接用鋼材及其制造方法

專利名稱：焊接用鋼材及其制造方法
技術領域：
本發明涉及從小熱量輸入到中熱量輸入的焊接中的焊接熱影響部(HAZ)的CTOD 特性優良的焊接用鋼材及其制造方法。特別涉及在從小熱量輸入到中熱量輸入的焊接中韌性最劣化的FL部及IC部的CTOD特性非常優良的焊接用鋼材及其制造方法。本申請基于2009年5月22日在日本提出申請的特愿2009-1M614號、2009年5 月21日在日本提出申請的特愿2009-1234 號及2009年8月21日在日本提出申請的特愿2009-192387號并主張其優先權，這里引用其內容。
背景技術：
近年來，一直要求可在嚴酷環境下使用的鋼材。例如，作為在北極圈等寒冷地區使用的適合于海洋結構物或耐震性建筑物等的鋼結構物的高強度的鋼材，要求斷裂韌性的指標即CTOD(裂紋尖端張開位移，Crack Tip Opening Displacement)特性優良的鋼材。特別是鋼材的焊接部需要優良的CTOD特性。焊接熱影響部(HAZ)的CTOD特性根據FL部[熔合線=Fusion Line,即麗(焊接金屬)和HAZ (焊接熱影響部)的邊界]及IC部[臨界焊接熱影響部=IntercriticaI HAZ, 即HAZ和BM(母材)的邊界]這兩處的位置(缺口部)的試驗結果來評價。但是，以前只評價了認為可得到最低的CTOD特性的FL部。在_20°C左右的試驗溫度不太嚴酷的條件下，只要FL部的CTOD特性充分，則IC部的CTOD特性也充分，因此不需要對IC部的CTOD特性進行評價。但是，在_60°C左右的嚴酷的試驗條件下，鋼材的IC部的CTOD值不充分的情況較多，需要提高IC部的CTOD特性。例如，有公開了在從小熱量輸入到中熱量輸入的焊接后在嚴酷的試驗溫度(例如-60°C)下CTOD特性良好的焊接接頭的技術(例如參照專利文獻2)。但是，在這些技術中，沒有公開IC部的CTOD特性。此外，例如有公開了大熱量輸入焊接后的夏比吸收能良好的焊接接頭的技術(例如參照專利文獻3 6)。但是，在這些技術中，沒有公開作為結構材料的重要指標即CTOD 特性(脆性裂紋的發生特性)，或只對更高的溫度條件(例如-io°c )進行了試驗。在上述技術中，例如，為了充分確保作為用于生成FL部的晶粒內相變鐵素體 (IGF Intragranular Ferrite)的相變核的Ti的氧化物的生成量，在鋼中含有較多的0。 此外，例如，為了使焊接后的組織微細化，添加一定量以上的使奧氏體穩定化且使淬火性提高的元素。但是，在這些方法中，難以在確保作為焊接用結構材料所必需的特性(例如母材的強度或韌性、FL部的CTOD值)的同時，確保_60°C左右的嚴酷環境下的鋼材的IC部的 CTOD 值。現有技術文獻專利文獻專利文獻1 日本特開2007-002271號公報
專利文獻2 日本特開2008-169429號公報專利文獻3 日本特開2002-030380號公報專利文獻4 日本特開平5-171341號公報專利文獻5 日本特開2004-162150號公報專利文獻6 日本特開平11-279684號公報

發明內容
發明所要解決的問題因而，本發明提供一種高強度鋼材及其制造方法，該鋼材在從小熱量輸入到中熱量輸入(例如以板厚為50mm計為1.5 6. OkJ/mm)的焊接(例如多層焊接)中，具有_60°C 的FL部的CTOD特性和IC部的CTOD特性均充分的優良的CTOD (斷裂韌性)特性。用于解決問題的手段本發明人等對由從小熱量輸入到中熱量輸入的焊接導致韌性最劣化的焊接部的 FL部和IC部雙方的CTOD特性進行提高的方法進行了銳意研究。其結果是，本發明人等發現為了提高FL部和IC部雙方的CTOD特性，降低非金屬夾雜物是最重要的，特別是降低0(鋼中氧)是必須的。此外，本發明人等發現通過降低0， 晶粒內相變鐵素體(IGF)減少，因此需要降低使FL部的CTOD特性劣化的合金元素。另外， 本發明人等發現為了提高IC部的CTOD特性，除了降低鋼中氧以外，降低硬度也是有效的。 本發明人等由上述發現完成了本發明。本發明的要旨如下。(1)本發明的一形態的焊接用鋼材，以質量％計，含有C含量[C]為0.010% 0. 065% 的 C、Si 含量[Si]為 0. 05% 0. 20% 的 Si、Mn 含量[Mn]為 1. 52% 2. 70% 的 Mn、Ni 含量[Ni]為 0. 10% 1.50%的 Ni、Ti 含量[Ti]為 0. 005% 0. 015%的 Ti、O 含量
為 0. 0010 % 0. 0045 % 的 O、N 含量[N]為 0. 002 % 0. 006 % 的 N、Mg 含量[Mg] 為0. 0003 % 0. 003 %的Mg、Ca含量[Ca]為0. 0003 % 0. 003 %的Ca，剩余部分包含鐵及不可避免的雜質；將P含量[P]限制在0. 008%以下、將S含量[S]限制在0. 005%以下、 將Al含量[Al]限制在0.004%以下、將Nb含量[Nb]限制在0. 010%以下、將Cu含量[Cu] 限制在0.50%以下、將V含量[V]限制在0.020%以下，在將鋼成分參數Pctqd定義為下式 ⑴，且將鋼成分硬度參數CeqH定義為下式⑵時，所述P·為0. 065%以下，且所述CeqH 為0. 235%以下，Pctod = [C]+ [V]/3+[Cu]/22+[Ni]/67 (1)CeqH = [C] + [Si]/4. 16+[Mn]/14. 9+[Cu]/12. 9+[Ni]/105+1. 12 [Nb] + [V]/1. 82⑵。(2)在上述(1)所述的焊接用鋼材中，也可以進一步將Cu含量[Cu]限制在0. 03 0. ，將Ni含量[Ni]限制在0. 10 0.49%。(3)在上述⑴或⑵所述的焊接用鋼材中，也可以進一步將Mg和Ca的合計含量限制在0. 0030%以下。(4)本發明的一形態的焊接用鋼的制造方法，其通過將上述(1)或( 所述的焊接用鋼材進行連續鑄造而制造，加熱到950 1100°C的溫度，進行加工熱處理。
發明的效果根據本發明，能夠提供一種從小熱量輸入到中熱量輸入的焊接中的HAZ韌性優良的鋼材。特別是，能夠提供由從小熱量輸入到中熱量輸入的多層焊接等焊接而導致韌性最劣化的FL部及IC部的CTOD特性(低溫韌性)優良的鋼材。所以，能夠為海洋結構物、耐震性建筑物等可在嚴酷環境下使用的結構物提供高強度且高韌性的鋼材。


圖1是表示鋼成分參數Pctqd和FL等效再現熱循環試驗中的CTOD特性(Ts。Q.i(FL)) 的關系的圖。圖2是表示ICHAZ等效再現熱循環試驗中的HAZ硬度和CTOD特性(Τ δ c0.1(ICHAZ))的關系的圖。圖3是表示CeqH和ICHAZ等效再現熱循環試驗中的HAZ硬度的關系的圖。圖4A是表示CTOD試驗的FL缺口位置的概略圖。圖4B是表示CTOD試驗的IC缺口位置的概略圖。圖5是表示鋼成分硬度參數CeqH和IC部在_60°C下的CTOD (δ c)值的關系的圖。
具體實施例方式以下，對本發明進行詳細說明。根據本發明人等的研究，為了充分提高在從小熱量輸入到中熱量輸入(例如以板厚為50mm計為1. 5 6. OkJ/mm)的焊接中在_60°C下的FL部及IC部的CTOD特性，降低氧化物系的非金屬夾雜物是最重要的，0(鋼中氧)的降低是必須的。在以往的技術中，為了得到具有優良的FL部的CTOD特性的鋼材，作為晶粒內相變鐵素體(IGF =Intragranular Ferrite)的相變核，利用以Ti氧化物為代表的氧化物系的非金屬夾雜物，且需要添加一定程度的O。根據本發明人等的研究，為了提高_60°C時的FL部及IC部的CTOD特性，需要降低氧化物系的非金屬夾雜物。為了通過降低O來減少IGF，需要降低使FL部的CTOD特性劣化的合金元素。圖1 中示出FL等效再現HAZ的CTOD特性(Tseaito))和鋼成分參數Pctqd的關系。這里，式⑴ 中示出的鋼成分參數Pctqd是在實驗室中試驗多種熔化鋼，通過解析FL等效再現HAZ的CTOD 特性(Ts。a1(Fu)和鋼成分而導出的經驗式。Pctod= [C]+ [V]/3+[Cu]/22+[Ni]/67 (1)這里，[C]、[V]、[Cu]、[Ni]分別是鋼中的C、V、Cu、Ni的含量(質量％ )。例如， 在不含Cu時，Cu含量為0%。關于圖1所示的FL等效再現HAZ，根據通過多次實驗得到的見識，_110°C以下的 CTOD特性(Tseaiw)為作為結構物用鋼材的目標水平(1^..)彡-110°0。在該目標水平下，在板厚為50 IOOmm的鋼板的實際接頭的FL缺口試驗中，能夠在_60°C下穩定地確保 0. 25mm以上的CTOD ( δ c)值。從圖1得知，在FL等效再現HAZ中，為了使Ts。α丨(FL)在-110°C 以下，需要將鋼成分參數PeTOD控制在0.065%以下。再有，CTOD(Sc)值越大，韌性(例如塑性變形帶來的能量吸收)越高。FL等效再現HAZ是以下所示的實施了 FL等效再現熱循環的試驗片的與FL部的熱量輸入量對應的部分。在以下的條件下對斷面為IOmmX 20mm的試驗片實施了該FL等效再現熱循環處理(三個循環)。第一循環最高加熱溫度為1400°C (在800 500°C之間冷卻22秒)第二循環最高加熱溫度為760V (在760 500°C之間冷卻22秒)第三循環最高加熱溫度為500°C (在500 300°C之間冷卻60秒)如圖4A中所示，焊接部2的FL缺口 7的位置是HAZ4和麗3的邊界的FL部5。在利用FL缺口的以下的CTOD試驗中，測定了載荷和該FL部5的開口位移的關系。通過BS5762法(英國標準)的CTOD試驗對該試驗片進行了評價，得到了圖1的 ^。αι(Ρ 。這里，T5c0.1(FL)是在各試驗溫度下采用3條試驗片得到的CT0D( δ c)值的最低值超過0. Imm的溫度(°C )。再有，如果考慮到CTOD試驗中的板厚的影響，對于在板厚為50 IOOmm的鋼板的實際接頭的FL缺口部(FL部)，為了在_60°C下穩定地確保0. 25mm以上的 CTOD(Sc)值，如上所述，需要使Tscaito)在-110°C以下。另外，本發明人等發現要提高IC部的CTOD特性，除了降低鋼中氧以外，降低硬度也是有效的。圖2中示出受到了后述的ICHAZ(臨界焊接熱影響部，IntercriticalHAZ)等效的再現熱循環的試驗片的CTOD特性和ICHAZ等效的再現HAZ的硬度的關系。此外，圖3中示出鋼成分硬度參數CeqH和ICHAZ等效的再現HAZ的硬度的關系。這里，為了使圖2所示的ICHAZ等效的再現HAZ(斷面為10_X20mm)的T s。Q. i (ICHAZ) 在-110°c以下，需要使HAZ硬度(IOkgf的載荷的維氏試驗)在Hvl76以下。因此，從圖3 得知需要將鋼成分硬度參數CeqH控制在0.235%以下。為了進一步降低硬度，鋼成分硬度參數CeqH優選為0. 225%以下。再有，作為韌性的試驗方法，應用了 BS5762法(英國標準)的CTOD試驗。此外， ICHAZ等效再現熱循環處理(三個循環)如下。第一循環最高加熱溫度為950°C (在800 500°C之間冷卻20秒)第二循環最高加熱溫度為770V (在770 500°C之間冷卻22秒)第三循環最高加熱溫度為450°C (在450 300°C之間冷卻65秒)如圖4B中所示，焊接部2的IC缺口 8的位置是母材1和HAZ4的邊界的IC部 (ICHAZ部)6。在利用IC缺口的CTOD試驗中，測定了載荷和該IC部6的開口位移的關系。這里，鋼成分硬度參數CeqH是通過鋼的特性(硬度)和成分的多元回歸而得到的經驗式。定義為CeqH = [C] + [Si]/4. 16+ [Mn]/14. 9+ [Cu]/12. 9+ [Ni] /105+1. 12 [Nb] + [V] / 1. 82(2)。再有，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Nb]、[V]是鋼中的 C、Si、Mn、Cu、Ni、Nb、V 的含量(質量％)。例如，在不含Cu時，Cu含量為0%。如上所述，即使限制PCTffl)&CeqH，如果不適當調節鋼中的各個合金元素的量，就不能制造兼備高強度和優良的CTOD特性的鋼材。以下，對鋼成分的限定范圍和鋼成分的限定理由進行說明。這里，所述的％為質量％。C :0. 010 0. 065%為了得到足夠的強度，需要含有0.010%以上的C。但是。在C含量[C]超過0.065%時，焊接HAZ的特性劣化，-60°C時的CTOD特性不足。因此，C含量[C]的上限為 0. 065%。所以，C 含量[C]為 0. 015% 0. 065%。Si :0· 05 0. 20%為了得到良好的HAZ韌性，Si含量[Si]越少越優選。但是，如后述由于限制了 Al 含量[Al]，因此脫氧上需要0. 05%以上的Si含量[Si]。但是，在Si含量[Si]超過0. 20% 時，損害HAZ韌性，因此Si含量[Si]的上限為0.20%。所以Si含量[Si]為0.05%
0.20%。為了得到更好的HAZ韌性，Si含量[Si]優選為0.15%以下或0. 13%以下。Mn :1· 52 2. 70%Mn是使顯微組織適當化的效果大的廉價元素。此外，通過添加Mn，損害HAZ韌性的可能性減小。從這些方面出發，優選Mn的添加量大。但是，在Mn含量超過2. 70%時，ICHAZ 的硬度增加，韌性劣化。因此。Mn含量[Mn]的上限為2. 70%。此外，在Mn含量[Mn]低于 1.52%時，改善顯微組織的效果減小，因此Mn含量[Mn]的下限為1.52%。所以，Mn含量 [Mn]為1. 52% 2. 70%。為了進一步改善HAZ韌性，Mn含量[Mn]優選為1. 55%以上或 1.6%以上，更優選為1.7%以上。Ni :0. 10 1. 50%Ni是不太使HAZ韌性劣化、使母材的強度及韌性提高、不太使ICHAZ的硬度增加的元素。但是，Ni是高價的合金元素，如果在鋼中過剩地含有，則有時產生表面缺陷。因此， Ni含量[Ni]的上限為1.50%。另一方面，為了充分享受上述Ni的添加效果，需要至少含有0. 10%的Ni。所以，Ni含量[Ni]為0. 10% 1.50%。為了在不太使ICHAZ的硬度增加的情況下進一步提高母材的強度及韌性，Ni含量[Ni]優選為0. 20%以上，更優選為0. 30% 以上。另外，為了對鋼材賦予耐候性，優選Ni含量[Ni]為0.40%以上，更優選為0.50%以上。此外，為了更可靠地防止表面缺陷，Ni含量[Ni]優選為1. 20%以下，更優選為1.0%以下。在能夠通過添加其它元素來充分確保母材的強度及韌性的情況下，為了進一步確保經濟性，Ni含量[Ni]最優選為0. 80%以下。再有，如后所述，在根據需要添加Cu的情況下， 為了抑制鑄坯的Cu裂紋，Ni含量[Ni]優選為Cu含量[Cu]的1/2以上。此外，在確實確保了 ICHAZ韌性的基礎上，為了確保母材的強度及韌性，更優選對 Mn含量[Mn]和Ni含量[Ni]的合計量進行調整。為了更可靠地確保ICHAZ韌性，在Mn為
1.52 2. 0%時，優選將Ni限制在0. 5 1. 50%。同樣，在Mn為2. 0 2. 7%時，優選將 Ni限制在0. 10 0.50%。P :0· 008 % 以下(包含 0 % )S :0· 005 % 以下(包含 0 % )P及S是使韌性降低、作為不可避免的雜質而含有的元素。因此，為了確保母材韌性及HAZ韌性，需要使P含量[P]及S含量[S]都降低。但是，因為有工業生產上的制約，P 含量[P]的上限及S含量[S]的上限分別為0.008%及0.005%。為了得到更好的HAZ韌性，優選將P含量[P]限制在0.005%以下，優選將S含量[S]限制在0.003%以下。Al :0.004% 以下(不包含 0% )由于需要生成Ti氧化物，因此Al含量[Al]越少越優選。但是，因為有工業生產上的制約，Al含量[Al]的上限為0.004%。Ti :0· 005 0. 015%
Ti生成Ti氧化物，使顯微組織微細化。但是，如果Ti含量[Ti]過多，則Ti生成 TiC，使HAZ韌性劣化。因此，Ti含量[Ti]在0.005% 0.015%是適合的范圍。為了進一步改善HAZ韌性，Ti含量[Ti]優選為0.013%以下。Nb :0· 010% 以下(包含 0% )Nb有時作為雜質而含有，使母材的強度及韌性提高，但使HAZ韌性降低。使HAZ韌性不顯著降低的Nb含量[Nb]的范圍為0.010%以下。因此，將Nb含量[Nb]限制在0.010% 以下。為了進一步改善HAZ韌性，優選限制在0.002%以下(包含0%)。0 :0· 0010 0. 0045%為了確保作為FL部的IGF生成核的Ti的氧化物的生成量，0含量
為0. 0010% 以上是必須的。可是，如果0含量
過多，則氧化物的尺寸及個數過大，因此IC部的CTOD 特性劣化。因此，將0含量
限制在0.0015% 0.0045%的范圍。為了得到更良好的 HAZ韌性，0含量
優選為0. 0030%以下，更優選為0. 00 %以下。N :0· 002 0. 006%N對于生成Ti氮化物是必要的。但是，在N含量[N]低于0.002%時，生成Ti氮化物的效果小。此外，在N含量[N]超過0. 006%時，在制造鋼坯時發生表面缺陷，因此N含量[N]的上限為0.006%。所以，N含量[N]為0.002% 0.006%。為了得到更良好的HAZ 韌性，N含量[N]優選為0.005%以下。Mg :0· 0003 0. 003%Mg是本發明的重要的合金元素，主要作為脫氧劑或硫化物生成元素而添加。如果以Mg含量[Mg]達到0. 003%以下的方式進行添加，則不生成粗大的氧化物或硫化物，可得到優選的母材及HAZ韌性。此外，為了充分期待生成作為釘扎粒子所必需的氧化物，需要添加0.0003%以上。所以，將Mg含量[Mg]的范圍規定為0. 0003 0. 003%。Ca :0· 0003 0. 003%Ca通過生成硫化物來抑制伸長MnS的生成，改善鋼材的板厚度方向的特性，特別是耐層狀撕裂性。另外，Ca具有與Mg同樣的效果，因此是本發明的重要元素。為了充分得到上述效果，需要添加0.0003%以上。此外，如果將Ca含量[Ca]限制在0. 003%以下，則可抑制Ca的粗大氧化物個數，可充分得到超微細的氧化物或硫化物的個數。以上的Mg和Ca可同時添加，它們都是強力的脫氧元素。在將Mg和Ca的合計含量規定在0. 0030%以下時，能夠更有效地抑制粗大的夾雜物的生成，可得到有余量的充分的韌性。Cu :0· 50 % 以下(包含 0 % )Cu是不太使HAZ韌性劣化、提高母材的強度及韌性、也不太使ICHAZ硬度增加的元素。只要通過C或MruNi等元素可充分確保鋼材的強度，也不一定必須添加Cu。也可以根據強度等的要求添加Cu。可是，Cu是比較高價的合金元素，與Ni相比上述效果小，過多地添加會導致鑄坯產生Cu裂紋的危險性增高。因此，將Cu含量[Cu]限制在0.50%以下。根據需要，也可以限制在0. 以下或0. 10%以下。另外，在鋼中添加Cu、或作為雜質含有Cu 時，為了防止鑄坯的Cu裂紋，優選使Cu含量[Cu]為Ni含量[Ni]的兩倍以下。此外，由于 Cu在鐵素體(aFe)中的固溶度低，因此通過焊接的熱過程ε Cu在焊接HAZ中析出，有使低溫韌性降低的可能性。如果將Cu含量[Cu]規定為0.03%以下，則能夠更可靠地擔保制品的低溫韌性。特別是在采用大熱量的焊接方法時等，如果將Cu含量[Cu]規定為0.01%以下，則能夠更可靠地確保低溫韌性。V :0· 020 % 以下(包含 0 % )V對于提高母材強度是有效的。因此，也可以根據需要添加V。可是，如果添加超過0.020%的V，則HAZ韌性大大降低。因此，將V含量[V]限制在0.020%以下。為了充分抑制HAZ韌性的降低，優選將V含量[V]限制在0.010%以下。如果通過C或MruNi等元素可充分確保鋼材的強度，也不一定必須添加V。即使在從強度上的理由出發有選擇性地添加V時，也優選將V含量[V]盡量抑制在較少。所以，更優選V含量[V]為0.005%以下。本發明的焊接用鋼材含有或限制上述成分，剩余部分包含鐵及不可避免的雜質。 但是，對于本發明的鋼板，除上述成分以外，以進一步改善鋼板本身的耐腐蝕性及熱加工性為目的，或者作為來自鐵屑等副原料的不可避免的雜質，也可以含有其它合金元素。但是， 為了充分發揮上述成分(Ni等)的上述效果(提高母材韌性等)，優選按以下所述限制其它各合金元素(Cr、Mo、B、Ca、Mg、Sb、Sn、As、REM)。這些各元素的含量包含0%。Cr使HAZ韌性降低，因此Cr含量[Cr]優選為0. 1 %以下，更優選為0. 05%以下， 最優選為0. 02%以下。Mo使HAZ韌性降低，因此Mo含量[Mo]優選為0. 05%以下，更優選為0. 03%以下， 最優選為0.01%以下。B提高HAZ硬度，使HAZ韌性降低，因此B含量[B]優選為0. 0005%以下，更優選為0. 0003%以下，最優選為0. 0002%以下。Sb損害HAZ韌性，因此Sb含量[Sb]優選為0. 005%以下，更優選為0. 003%以下， 最優選為0.001%以下。Sn損害HAZ韌性，因此Sn含量[Sn]優選為0. 005%以下，更優選為0. 003%以下， 最優選為0.001%以下。As損害HAZ韌性，因此As含量[As]優選為0. 005%以下，更優選為0. 003%以下， 最優選為0.001%以下。REM具有抑制Ti氧化物生成的效果，因此REM含量[REM]優選為0. 005%以下，更優選為0. 003%以下，最優選為0. 001 %以下。如上所述，本發明的焊接用鋼材作為鋼成分含有或限制上述成分，剩余部分包含鐵及不可避免的雜質。但是，本發明的焊接用鋼材由于可作為結構材料使用，因此鋼材最小尺寸(例如板厚)優選為6mm以上。如果考慮到作為結構材料的用途，鋼材最小尺寸(例如板厚)可以為IOOmm以下。在本發明的焊接用鋼材鋼的制造方法中，使用如上所述限定了各元素的含量及各參數(P·及CeqH)的鋼。在本發明的焊接用鋼材的制造方法中，采用連續鑄造法從上述鋼(鋼水)制造板坯(鑄坯)。在連續鑄造法中，鋼水的冷卻速度(凝固速度)快，可在板坯中大量生成微細的Ti氧化物和Ti氮化物。在軋制板坯時，需要使板坯的再加熱溫度在950°C 1100°C。在超過1100°C的再加熱溫度下，Ti氮化物粗大化，母材的韌性劣化，難以改善HAZ韌性。此外，在低于950°C的再加熱溫度下，軋制的負荷大，阻礙生產率。因此，再加熱溫度的下限為950°C。所以，需要在950°C 1100°C的溫度下進行軋制。接著，在再加熱后進行加工熱處理。在加工熱處理中，在將軋制溫度控制在與鋼成分相應的狹窄范圍后，根據需要實施水冷。通過該加工熱處理，能夠進行奧氏體晶粒的微細化及顯微組織的微細化，并能夠改善鋼材的強度及韌性。優選通過軋制進行控制，使最終的鋼材(例如厚鋼板)的厚度(最小尺寸)達到6mm以上。通過該加工熱處理，能夠制造不僅焊接時的HAZ韌性充分，而且母材的韌性也充分的鋼材。作為加工熱處理的方法，例如，可列舉出利用控制軋制的方法、將控制軋制和加速冷卻組合的方法(控制軋制-加速冷卻)、軋制后直接淬火回火的方法(軋制后立即淬火-回火)。該加工熱處理的方法優選將控制軋制和加速冷卻組合的方法。再有，在制造了該鋼材后，即使以脫氫及強度最佳化等為目的再加熱到Ar3相變點以下的溫度，也不損害鋼材的特性。實施例以下，基于實施例及比較例說明本發明。經由轉爐、連續鑄造、厚板(軋制)的工序，制造各種鋼成分的厚鋼板，對這些厚鋼板實施了母材強度的抗拉試驗及焊接接頭的CTOD試驗。作為CTOD試驗中使用的焊接接頭，利用作為通常焊接試驗采用的埋弧焊接(SAW) 法，以4. 5 5. OkJ/mm的焊接熱量輸入制作。如圖4A及圖4B所示，對于該焊接接頭的FL 部5，以焊接熔合線(FL) 9相對于厚鋼板的端面大致垂直的方式，采用K焊縫坡口來形成。在CTOD試驗中，使用t (板厚)X 2t的斷面尺寸的試驗片，在該試驗片上形成了與 50%疲勞裂紋相對應的缺口。缺口位置(FL缺口 7及IC缺口 8)如圖4A及圖4B所示，為 FL部(麗3和HAZ4的邊界)5或IC部(HAZ4和BMl的邊界)6。在CTOD試驗中，對FL缺口 7及IC缺口 8分別在_60°C下實施了 5條試驗片的試驗(合計10次)。表1及表2中示出鋼的化學成分，表3及表4中示出厚鋼板(母材)的制造條件、 母材(BM)的特性和焊接接頭的特性。此外，表3及表4中的熱處理法的符號表示如下。CR 控制軋制(為了改善鋼材的強度及韌性，在最佳溫度區進行軋制)ACC 控制軋制-加速冷卻(控制軋制后將鋼材進行水冷、放冷到400°C 600°C的溫度區)DQ 軋制后立即淬火-回火(軋制后立即將鋼材水冷到200°C以下的溫度，然后進行回火)此外，在表3及表4中的焊接接頭的CTOD試驗結果中，δ c (av)表示5條試驗片的CTOD值的平均值，δ c (min)表示5條試驗片中的CTOD值的最低值。在實施例1 7及15 四中，屈服強度(YS)為430N/mm2 (MPa)以上，抗拉強度為 502N/W (MPa)以上，母材強度充分。此外，關于_60°C時的CTOD值(δ c)，FL缺口的CTOD 值的最小值S c (min)為0. 42mm以上，IC缺口的CTOD值的最小值δ c (min)為0. 60mm以上，斷裂韌性優良。與此相對應，在比較例中，雖具有與實施例同等的強度，但與實施例相比，CTOD值較差，不適合作為在嚴酷環境下使用的鋼材。
在比較例8及30中，鋼中的C含量高，鋼成分參數Pctmi及鋼成分硬度參數CeqH也高。因此，FL缺口的CTOD值和IC缺口的CTOD值雙方都低。在比較例9、12 14及30、31、34、35中，鋼成分硬度參數CeqH高。因此，特別是 IC缺口的CTOD值低。在比較例10及32中，鋼中的Al含量高。因此，特別是FL部的組織控制不充分， FL缺口的CTOD值低。在比較例13及36中，鋼中的Nb含量高。因此，特別是IC缺口的CTOD值低。在比較例12及34中，鋼中的Si含量高，鋼成分硬度參數CeqH高。因此，特別是 IC缺口的CTOD值低。在比較例14及35中，鋼中的V含量高，鋼成分參數Pera及鋼成分硬度參數CeqH 都高。因此，FL缺口的CTOD值和IC缺口的CTOD值雙方都低。比較鋼10因Al量高、比較鋼11因沒有添加MgXa,比較鋼12因Si量高、比較鋼 13因Mg+Ca量過剩且Nb也過剩因而CeqH也高、比較例14因Ca過剩且V量過剩因而Pctod 及CeqH高，所以CTOD值都為低值。比較鋼31因Mn量過剩且CeqH值高，所以IC缺口的CTOD值為低值。比較鋼32因Al量高，雖Pera及CeqH值適當，但FL附近的組織控制不充分，因而 FL缺口的CTOD值低。比較鋼33因Mg+Ca過剩，且Pctqd及CeqH值也高，因此FL、IC缺口的CTOD值都為低值。比較鋼34因Si量過剩，沒有添加Mg、Ca，CeqH也高，因此FL、IC缺口的CTOD值都為低值。比較鋼35因V量過剩，比較鋼22因Nb量過剩，所以CeqH增高，特別是IC缺口的 CTOD值為低值。在上述比較例8 14及30 38中，關于_60°C時的CTOD值(δ c)，FL缺口的 CTOD值的最小值δ c (min)低于0. 43mm, IC缺口的CTOD值的最小值δ c (min)低于0. 60mm, 斷裂韌性不充分。圖5中示出將表1 表4中的鋼成分硬度參數CeqH和IC部的_60°C時的 CTOD(Sc)值的關系匯總的結果。如圖5所示，在鋼中的各成分及鋼成分參數Pctot滿足上述條件的情況下，通過將鋼成分硬度參數CeqH抑制在0. 235%以下，制造了 IC缺口的CTOD 值的最小值Sc(Kiin)在0.25mm以上的鋼材。再有，即使鋼成分硬度參數CeqH在0. 235% 以下，在鋼中的各成分及鋼成分參數Pctod沒有滿足上述條件的情況下，也不能制造CTOD值的最小值δ c (min)在0. 25mm以上的鋼材(例如比較例8及37)。[表1]
權利要求
1.一種焊接用鋼材，其特征在于， 以質量％計，含有C 含量[C]為 0. 010% 0. 065%的 C、 Si 含量[Si]為 0. 05% 0. 20%的 Si、 Mn 含量[Mn]為 1. 52% 2. 70% 的 Mn、 Ni 含量[Ni]為 0. 10% 1. 50%的 Ni、 Ti 含量[Ti]為 0. 005% 0. 015%的 Ti、 0 含量
為 0. 0010%— 0. 0045%的 0、 N 含量[N]為 0. 002% 0. 006% 的 N、 Mg 含量[Mg]為 0. 0003 % 0. 003 % 的 Mg、 Ca 含量[Ca]為 0. 0003 % 0. 003 % 的 Ca， 剩余部分包含鐵及不可避免的雜質； 將P含量[P]限制在0. 008%以下、 將S含量[S]限制在0. 005%以下、 將Al含量[Al]限制在0. 004%以下、 將Nb含量[Nb]限制在0.010%以下、 將Cu含量[Cu]限制在0. 50%以下、 將V含量[V]限制在0. 020%以下；在將鋼成分參數Pctmi定義為下式(1)，且將鋼成分硬度參數CeqH定義為下式O)時， 所述Pctod為0. 065%以下，且所述CeqH為0. 2；35%以下， Pctod = [C] + [V] /3+ [Cu] /22+ [Ni]/67 (1)CeqH = [C] + [Si]/4. 16+[Mn]/14. 9+[Cu]/12. 9+[Ni]/105 + 1. 12 [Nb] + [V]/1. 82⑵。
2.根據權利要求1所述的焊接用鋼材，其特征在于，進一步將Cu含量[Cu]限制在 0. 03%以下。
3.根據權利要求1或2所述的焊接用鋼材，其特征在于，進一步將Mg和Ca的合計含量限制在0. 0030%以下。
4.一種焊接用鋼的制造方法，其特征在于，通過連續鑄造制造權利要求1或2所述的成分的板坯，并將所述板坯加熱到950 1100°C的溫度，然后進行加工熱處理。
全文摘要
本發明提供一種焊接用鋼材，其含有下述成分[C]為0.010％～0.065％、[Si]為0.05％～0.20％、[Mn]為1.52％～2.70％、[Ni]為0.10％～1.50％、[Ti]為0.005％～0.015％、[O]為0.0010％～0.0045％、[N]為0.002％～0.006％、[Mg]為0.0003％～0.003％、[Ca]為0.0003％～0.003％，剩余部分包含鐵及不可避免的雜質，PCTOD為0.065％以下，且鋼成分硬度參數CeqH為0.235％以下。
文檔編號C21D8/02GK102197154SQ20108000307
公開日2011年9月21日 申請日期2010年5月21日 優先權日2009年5月21日
發明者兒島明彥, 千千巖力雄, 植森龍治, 渡部義之, 福永和洋 申請人:新日本制鐵株式會社