具有優異的可焊性和焊接區沖擊韌性的鋼的制作方法
【專利摘要】根據本發明，對合金組成和顯微組織進行控制，從而提高焊接區的物理性能和沖擊韌性。
【專利說明】
具有優異的可焊性和焊接區沖擊初性的鋼
技術領域
[0001 ]本公開設及具有優異的可焊性和焊接區沖擊初性的鋼。
【背景技術】
[0002] 近來，鑒于在國內和國際上對航運、海事、建筑和±木工程領域中待使用的結構的 設計要求，已經存在對開發具有高強度性能的超厚鋼板的需求。在結構設計中包括高強度 鋼的情況下，由于利用厚度相對減小的鋼板時，結構的重量減輕同時可W容易地進行加工 和焊接操作，因此可W獲得經濟效益。
[0003] 然而，由于在超高強度鋼的情況下，在焊接操作期間，焊接熱影響區化AZ)中的顯 微組織包含具有高強度的低溫轉變相，因而存在如下限制:焊接HAZ的性能特別是初性顯著 降低。為此，在結構材料的特性方面確保焊接區中的初性是重要的，但是在具有SOOMPa或更 大的拉伸強度的超高強度鋼的情況下，可能在技術上很難同時確保基體材料和焊接區的性 能。
[0004] 與此同時，在具有600M化或更大的拉伸強度的現有技術的高強度鋼的情況下，焊 接HAZ中的顯微組織利用TiN析出物來細化W確保焊接區性能(專利文獻1)，或者利用氧化 物冶金技術來促進焊接HAZ中產生晶間鐵素體(晶間鐵素體抑制上貝氏體的產生）W提高焊 接HAZ中的初性(專利文獻2)。
[0005] 然而，在焊接具有SOOMPa或更大的拉伸強度的超高強度鋼的情況下，焊接HAZ-般 由如具有顯著低初性的馬氏體組織而非針狀鐵素體組織或貝氏體組織組成。另外，在形成 馬氏體組織的情況下，由TiN析出物的形成引起的晶粒細化的效果在確保焊接HAZ的初性方 面具有局限性。此外，在氧化物冶金技術的情況下，由于關于氧化物冶金技術的有效性的問 題，氧化物冶金技術的應用可能性相對低。
[0006] 專利文獻1:韓國專利公開公報第2009-0069818號
[0007] 專利文獻2:韓國專利公開公報第2002-0091844號
【發明內容】
[000引技術問題
[0009]根據本公開的一方面，可W通過對鋼的合金組成和顯微組織進行控制來提供具有 優異的可焊性和焊接區沖擊初性的鋼，W提高鋼的可焊性能和焊接區沖擊初性。
[0010]技術方案
[0011] 根據本公開的一方面，具有優異的可焊性和焊接區沖擊初性的鋼可W包含按重量 (Wt.) %計0.1 %至0.3 %的碳(C)、11 %至13 %的儘(Mn)、作為鋼的剩余組分的鐵(Fe) W及 其他不可避免的雜質，并且運種鋼可W包括呈層狀形式的正偏析區和負偏析區。
[0012] 此外，正偏析區可W包含奧氏體和e馬氏體，負偏析區可W包含a馬氏體和按面積 分數計少于5%的e馬氏體。
[0013] 另外，前述技術方案并未列出本公開的全部特征。下文將參照具體的示例性實施 方案來更詳細地理解本公開的各種特征W及由此的優勢和效果。
[0014] 有利效果
[0015] 在根據本公開中的示例性實施方案的具有優異的可焊性和焊接區沖擊初性的鋼 中，通過對鋼的合金組成和顯微組織進行控制，可W防止焊接區中出現開裂，并且可W提高 鋼的焊接區沖擊初性。此外，本公開中的鋼可W應用于超厚鋼板。
【附圖說明】
[0016] 圖1是本發明的實施例1的負偏析區的電子背散射衍射化BSD)照片。
[0017] 圖2是本發明的實施例3的正偏析區的邸SD照片。
【具體實施方式】
[0018] 為了解決存在的問題并且同時確保沖擊初性相比于現有技術得到提高，本公開的 發明人進行了研究，從而設計出通過對合金設計W及顯微組織的面積分數進行控制來提高 沖擊初性和可焊性的方法。更具體地，本公開的發明人提出本公開W解決下述問題:現有技 術的具有a馬氏體組織和e馬氏體組織（與圖1所示出的組織相同）的高儘鋼(該高儘鋼具有 優異的沖擊初性)當在實際生產過程中使用時引起的組織的非均勻分布。
[0019] 現有技術的Fe-12Mn二元合金可W通過使顯微組織形成為格狀來確保顯著優異的 強度和沖擊初性。然而，由于正偏析區和負偏析區是通過添加大量的儘(Mn)而形成的，因此 存在碳(C)在實際生產過程中不能被排除的問題。此外，在生產該二元合金的情況下，由于 添加了少量的CW及在正偏析區中產生了大量的e馬氏體，因此儘的偏析程度顯著高并且沖 擊初性降低，并且因此，該二元合金不能作為化-12Mn多相組成體系被商品化。
[0020] 為了解決C不能W與實際生產過程中相同的方式被完全排除的情況W及由于偏析 區的存在而形成了非均勻的a馬氏體組織和e馬氏體組織的問題，本公開的發明人進行了研 究，從而設計出本公開。
[0021] 換言之，在負偏析區中通過添加大量的C確保了細的e馬氏體和a馬氏體組織，而在 正偏析區中通過使C和Mn富集而產生了奧氏體和部分e馬氏體組織，因此確保了具有S種相 的組織。因此，在焊接熱影響區化AZ)中形成的與基體材料的組織相同的組織導致能夠提供 具有優異的焊接區性能的鋼，因此設計出本公開。
[0022] 下文中，根據本公開的一方面，將對具有優異的可焊性和焊接區沖擊初性的鋼進 行詳細描述。
[0023] 根據本公開的一個示例性實施方案，具有優異的可焊性和焊接區沖擊初性的鋼可 W包含按重量(Wt.) %計0.1 %至0.3 %的C、11 %至13 %的Mn、作為鋼的剩余組分的鐵(Fe) W及其他不可避免的雜質，并且運種鋼可W包括呈層狀形式的正偏析區和負偏析區。另外， 正偏析區可W包含按面積分數計50%或更多的奧氏體W及作為余量的e馬氏體，負偏析區 可W包含按面積分數計少于5%(不包括0%)的e馬氏體和作為基體的a馬氏體。
[0024] 碳(C) :0.1 wt. %至0.3wt. %
[0025] 碳(C)是在正偏析區中提高奧氏體的穩定性的有效組分。在包含大量C的情況下， 在負偏析區中存在e馬氏體和a馬氏體的生成被抑制的問題。因此，C的上限可W被設定為 0.3wt. %。另一方面，在包含顯著少量的C的情況下，在正偏析區中產生了大量的e馬氏體。 因此，由于存在沖擊初性降低的問題，因而C的下限可W被設定為O.lwt. %。
[0026] 儘(Mn): Ilwt. %至 13wt. %
[0027] 儘(Mn)是本公開中最重要的組成元素。根據一個示例性實施方案，為了形成顯微 組織，可W包含Ilwt. %或更多的Mn。同時，在儘的含量顯著高的情況下，存在下述問題:在 負偏析區中形成大量的e馬氏體，從而使負偏析區的組織粗大，并且由于e馬氏體而降低了 沖擊初性。因此，Mn的上限可W被設定為13wt. %。
[0028] 本公開的剩余組分是鐵(Fe)。然而，由于非有意滲雜的雜質可能從材料或周圍環 境不可避免地進入典型的生產過程，因而不能排除雜質。如本領域技術人員將意識到的，在 雜質的情況下，在具體陳述中并未描述雜質的整體含量。
[0029] 通過該合金組合物形成的組織可W呈現為包括呈層狀形式的正偏析區和負偏析 區，并且該組織可W為允許e馬氏體和a馬氏體在負偏析區中具有格狀結構的組織。
[0030] 負偏析區可W包含按面積分數計少于5%的e馬氏體并且包含作為基體的a馬氏 體。在本公開的組織的情況下，在冷卻期間首先產生了少于5% (不包括0%)的e馬氏體，顯 微組織被細小地切割，并且由沒有轉變成e馬氏體的剩余的奧氏體生成了 a馬氏體，從而確 保具有優異的強度和沖擊初性的顯微組織。
[0031] 負偏析區可W通過確保作為基體的a馬氏體而具有高的強度。另外，可W通過確保 少于5%的e馬氏體來防止產生粗大的a馬氏體。此外，在產生大量的e馬氏體的情況下，存在 下述問題:具有較低延展性水平的e馬氏體被改性W快速地轉變成a馬氏體并產生應力，從 而導致破裂。因此，e馬氏體的面積分數可W被控制成少于5%。在沒有產生e馬氏體的情況 下，存在下述問題:原奧氏體組織未被e馬氏體分割，從而使a馬氏體組織粗大，因此降低了 沖擊初性。因此，可W包含e馬氏體。此外，a馬氏體具有3皿或更小的尺寸。在a馬氏體的有效 晶粒尺寸大于3WI1的情況下，可能存在沖擊初性會被降低的問題。
[0032] 正偏析區按面積分數計可W包含50%或更多的奧氏體W及作為余量的e馬氏體。 在e馬氏體多于50%的情況下，存在下述問題：當外部應力集中時，e馬氏體容易轉變成a馬 氏體，從而降低延伸率和沖擊初性。因此，e馬氏體的面積分數可W被限制成少于50%。
[0033] 鋼的焊接區沖擊初性在-60°C的溫度處可W是64J或更大。焊接區沖擊初性在-60 °C的溫度處可W確保是64J或更大，運是由于在碳鋼的情況下，大量的低溫轉變相因焊接 HAZ的高冷卻速度而產生，因此降低了焊接HAZ的沖擊初性，而本公開中的鋼由于其顯微組 織的特性而可W不受冷卻速度的影響，并且可W確保焊接HAZ中與基體材料相同的顯微組 織。
[0034] 本公開中所提出的鋼可W確保在正偏析區中包含具有優異的物理性能如強度等 的奧氏體組織的組織作為基體，并且在負偏析區中確保精細地產生e馬氏體組織和具有優 異的強度和沖擊初性的a馬氏體組織的復合組織，并且因此確保高的強度和初性。另外，由 于鋼的顯微組織特性，W從顯著慢的冷卻速度至快的冷卻速度的冷卻速度產生了相同的顯 微組織。因此，本公開中所提出的鋼可W應用于生產超厚鋼板。
[0035] 由于本公開中所提出的鋼在0. TC/秒至IOOtV秒的冷卻速度處可W不管社制條 件如何而始終具有相同的組織，并且焊接HAZ的顯微組織也可W不管熱效應如何而始終具 有相同的組織，因此鋼的焊接HAZ的性能優異。一般而言，在包含馬氏體組織的碳鋼的情況 下，焊接之后在焊接HAZ中因應力而產生大量低溫裂紋的情況很多。然而，在本公開中所提 出的鋼的情況下，由于正偏析區中存在大量的奧氏體，并且具有優異的延展性的奧氏體吸 收了由在相對較低的溫度處的馬氏體轉變引起的應力，因此鋼的可焊性W及鋼對低溫裂紋 的抵抗能力優異。
[0036] 用于制造本公開中的鋼的方法可W不受限制，并且可W采用一般方法。根據示例 性實施方案，滿足該組成的鋼錠W鑄造的方式被制造為呈板巧形式。板巧在ll〇〇°C至1300 °C的溫度處被重新加熱，并且鋼通過熱社及冷卻工藝來制造。
[0037] 工業實用性
[0038] 下文中，將通過一個示例性實施方案對本公開進行更詳細地描述。然而，W下示例 性實施方案意在通過其說明來更詳細地描述本公開，但并不限制本公開的權利范圍，因為 本公開的權利范圍是由所附權利要求的內容W及根據運些內容合理推斷的內容來確定的。
[0039] (示例性實施方案）
[0040] 鋼W下述方式制造:具有下表1中所列舉的組成的板巧在115(TC的溫度處加熱兩 個小時，W在精加工工藝中在1000°C的溫度處被熱社，并且Wrc/秒、15°C/秒和70°C/秒的 冷卻速度被冷卻。接下來，顯微組織相的面積分數通過借助于電子背散射衍射化BSD)和掃 描電子顯微鏡（沈M)對每種鋼的顯微組織進行觀測W及利用圖像分析來測量，并且其結果 在表1中示出。另外，實施了焊接，并且對沖擊初性W及焊接區中是否存在裂紋進行了觀測， 如表1中所示。
[0041] 表 1
[0042]
[0043] 由于滿足本公開中所提出的整個范圍的本發明實施例1至3確保了本公開中所提 出的顯微組織，因此本發明實施例1至3可W確保高的強度W及優異的沖擊初性。如圖1中所 示，由于利用EBSD拍攝了本發明實施例1中的負偏析區，因此可W確認的是，a馬氏體具有格 狀結構。此外，盡管圖1中沒有表示出e馬氏體，但e馬氏體W薄板形狀存在于a馬氏體組織的 晶界中。e馬氏體通過在產生a馬氏體之前將原奧氏體晶粒的內部分成格狀結構而預先產 生。
[0044] 圖2是本發明實施例3的正偏析區的照片。另外，如圖2中所示，可W確認的是，與暗 區對應的e馬氏體已經在與亮區對應的奧氏體內W薄板形狀產生。
[0045] 同時，比較例1中的碳(C)和儘(Mn)的成分范圍低于本公開中所提出的C和Mn的成 分范圍。由于C成分和Mn成分，在負偏析區中沒有產生e馬氏體，并且全部顯微組織都轉變成 a馬氏體，并且因此負偏析區的組織變得明顯粗大。此外，在正偏析區的情況下，產生了大量 的e馬氏體，并且因此焊接熱影響區（HAZ)的沖擊初性顯著相對較低。另外，可W確認的是， 由于在負偏析區中產生了大量的粗大的馬氏體，因此在焊接期間出現低溫裂紋。
[0046] 另外，比較例2和比較例3中的C和Mn的成分范圍高于本公開中所提出的C和Mn的成 分范圍。另外，在負偏析區中產生了大量的e馬氏體，使得顯微組織變得粗大，并且降低了負 偏析區的沖擊初性。因此可W確認的是，盡管正偏析區中產生了大量的奧氏體，但仍降低了 焊接HAZ的沖擊初性。
[0047] 盡管上文已經示出W及描述了示例性實施方案，但對本領域技術人員而言將明顯 的是，在不背離本發明的由所附權利要求限定的范圍的情況下，可W做出改型和變型。
【主權項】
1. 一種具有優異的可焊性和焊接區沖擊韌性的鋼，包含： 按重量(wt.) %計0.1 %至0.3 %的碳(C)、11 %至13 %的錳(Μη)、作為所述鋼的剩余組 分的鐵(Fe)以及其他不可避免的雜質，并且所述鋼包括呈層狀形式的正偏析區和負偏析 區， 其中所述正偏析區包含奧氏體和ε馬氏體，所述負偏析區包含α馬氏體和按面積分數計 少于5%的ε馬氏體。2. 根據權利要求1所述的具有優異的可焊性和焊接區沖擊韌性的鋼，其中所述ε馬氏體 和所述α馬氏體在所述負偏析區中具有格狀結構。3. 根據權利要求1所述的具有優異的可焊性和焊接區沖擊韌性的鋼，其中所述正偏析 區包含50%或更多的奧氏體以及作為余量的ε馬氏體。4. 根據權利要求1所述的具有優異的可焊性和焊接區沖擊韌性的鋼，其中所述α馬氏體 的有效晶粒尺寸為3μπι或更小。5. 根據權利要求1所述的具有優異的可焊性和焊接區沖擊韌性的鋼，其中所述鋼的所 述焊接區沖擊韌性在_60°C的溫度下為64J或更大。
【文檔編號】C22C38/04GK105849301SQ201380081810
【公開日】2016年8月10日
【申請日】2013年12月26日
【發明人】李學哲, 徐仁植, 金龍進, 樸仁圭
【申請人】株式會社Posco