專利名稱：焊接性優(yōu)良的鋼制厚壁材料及其制造方法
本申請發(fā)明涉及焊接性優(yōu)良的鋼制厚壁材料及其制造方法。更詳細(xì)地說，本申請發(fā)明涉及高強(qiáng)度且高韌性，另外焊接性優(yōu)良的鋼制厚壁材料及其制造方法。
已知細(xì)化的鐵素體晶粒對改善鋼的強(qiáng)度和韌性是有效的。對于鋼制棒材、線材、異型材等的厚壁材料，作為組織細(xì)化的方法，建議進(jìn)行孔型熱軋和再結(jié)晶處理一系列的工序。由此，與軋制方向成直角的面的整體形成公稱粒徑2μm以下的鐵素體主體組織，可研制出直徑或短邊長5mm以上的鋼制厚壁材料。
另一方面，在焊接時在鋼的焊接熱影響區(qū)(HAZ)生成粗大的針狀魏氏鐵素體，并發(fā)現(xiàn)晶粒粗大化現(xiàn)象。晶粒粗大化降低焊接熱影響區(qū)的韌性。
本申請發(fā)明的目的是提供上述鋼制厚壁材料強(qiáng)度和韌性進(jìn)一步改善的，同時焊接性也改善的鋼制厚壁材料及其制造方法。
解決上述課題，本申請發(fā)明提供特征在于直徑或短邊長5mm以上的，粒徑1μm以下的氧化物以10000～100000個/mm2的分散密度均勻分散，并在與軋制方向成直角的面的整體中形成粒徑2μm以下的均勻的鐵素體晶粒的焊接性優(yōu)良的鋼制厚壁材料(權(quán)利要求1)。
另外，本申請發(fā)明還提供特征在于在組織中結(jié)晶出粒徑1μm以下的氧化物，并以10000～100000個/mm2的分散密度均勻分散后，在400℃以上Ac3以下的溫度區(qū)域進(jìn)行孔型軋制，接著進(jìn)行再結(jié)晶處理，并在與軋制方向成直角的面中形成粒徑2μm以下的均勻的鐵素體晶粒，得到直徑或短邊長5mm以上的焊接性優(yōu)良的鋼制厚壁材料的制造方法(權(quán)利要求2)。
本申請發(fā)明的焊接性優(yōu)良的鋼制厚壁材料的制造方法是將鋼水配置在氧化物熔渣中并過冷，在組織中結(jié)晶出粒徑1μm以下的氧化物，并以10000-100000個/mm2的分散密度均勻地分散(權(quán)利要求3)，且該鋼水的化學(xué)組成含有C、Si和Mn，含量分別為C材料中碳化物的體積率為20％以下的量，Si0.8％(重量)以下，Mn0.05-3.0％(重量)，同時單獨(dú)或以混合體形式含有0.3％(重量)以下的形成氧化物的Ti、Mg或Al中的1種或2種以上，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)(權(quán)利要求4)。
圖1是顯示實施例1鋼制棒材的組織的以圖代替的掃描電子顯微鏡照片。
圖2<a>、<b>分別是顯示實施例1和比較例2構(gòu)成棒材的再現(xiàn)HAZ熱處理后的組織的以圖代替的掃描電子顯微鏡照片。
本申請發(fā)明的焊接性優(yōu)良的鋼制厚壁材料，顧名思義是鋼制材料，通過一系列孔型熱軋和再結(jié)晶處理來制造，是在與軋制方向成直角的面的整體中形成粒徑2μm以下的均勻鐵素體晶粒的直徑或短邊長5mm以上的厚壁材料。其形態(tài)可為棒材、線材、異型材等各種形態(tài)。
而且，本申請發(fā)明的焊接性優(yōu)良的鋼制厚壁材料，在其組織中粒徑1μm以下的氧化物以10000～100000個/mm2的分散密度均勻地分散。
該粒徑1μm以下的氧化物在軋制加工時在材料內(nèi)部產(chǎn)生的變形量增加，可將再結(jié)晶時產(chǎn)生的鐵素體晶粒確定以2μm以下粒徑細(xì)化。鐵素體晶粒細(xì)化的鋼制厚壁材料強(qiáng)度高且韌性高。例如，可實現(xiàn)具有抗拉強(qiáng)度660MPa以上的鋼制厚壁材料。規(guī)定氧化物粒徑1μm以下是考慮鋼制厚壁材料的強(qiáng)度和韌性的結(jié)果。反之，如氧化物粒徑超過1μm，鋼制厚壁材料的強(qiáng)度和韌性受到不良影響。
另外，為使粒徑1μm以下的氧化物在組織中以10000～100000個/mm2的分散密度均勻地分散，在焊接時，在焊接熱影響區(qū)(HAZ)以分散的氧化物為核促進(jìn)鐵素體的生成?？煞乐咕Я５拇只Ｒ种拼执筢槧畹奈菏翔F素體生成，可改善焊接熱影響區(qū)(HAZ)的韌性。
由此，本申請發(fā)明的焊接性優(yōu)良的鋼制厚壁材料，與以前產(chǎn)品比較，強(qiáng)度高、韌性高，且具有優(yōu)良的焊接性。而且改善這樣的特性不必象以前那樣添加Ni(鎳)等強(qiáng)化元素，而是通過使規(guī)定粒徑的氧化物以規(guī)定的分散密度均勻分散和在與軋制方向成直角的面的整體中形成規(guī)定粒徑的鐵素體晶粒來實現(xiàn)，這一點是特別值得一提的。
本申請發(fā)明的焊接性優(yōu)良的鋼制厚壁材料的制造方法如下所述。
即，在組織中結(jié)晶出粒徑1μm以下的氧化物，并以10000～100000個/mm2的分散密度均勻分散后，在400℃以上，Ac3以下的溫度區(qū)域進(jìn)行孔型軋制，接著進(jìn)行再結(jié)晶處理，在與軋制方向成直角的面中形成粒徑2μm以下的均勻的鐵素體晶粒，得到直徑或短邊長5mm以上的焊接性優(yōu)良的鋼制厚壁材料。
進(jìn)行孔型軋制加工，例如通過有槽軋輥加工從多方向?qū)摬募庸ぃ簿褪沁M(jìn)行多軸加工，這對組織細(xì)化是有效的，另外，組織細(xì)化的工序簡單。
孔型軋制加工時的加工溫度為400℃以上，Ac3以下。其理由是如不到400℃，軋制加工中組織成為單純的鐵素體組織，伸長停止，無等軸化，強(qiáng)度方向性變大，如超過Ac3，軋制加工后的晶粒生長過快，引起組織粗大化、強(qiáng)度和韌性降低兩方面問題。
該孔型軋制，由于連續(xù)進(jìn)行再結(jié)晶，在與軋制方向成直角的面中形成粒徑2μm以下的均勻的鐵素體晶粒。
本申請發(fā)明的焊接性優(yōu)良的鋼制厚壁材料的制造方法，首先進(jìn)行一系列的孔型軋制和再結(jié)晶處理，如上所述，在組織中結(jié)晶出粒徑1μm以下的氧化物，并以10000～100000個/mm2的分散密度均勻地分散。這種方法經(jīng)反復(fù)思考，發(fā)現(xiàn)即使在過程中間利用過冷的方法也是理想的。
即，將鋼水配置在氧化物的熔渣中并過冷的方法。過冷是在熔點以下的溫度保持熔融液的狀態(tài)。這時的過冷度最大值為材料熔點的1/5。過冷鋼水的凝固速度比急冷凝固還大，而且為急冷凝固不能達(dá)到的凝固速度。其結(jié)果，在鋼水中不存在的、由凝固時從固相排到鋼水中的氧生成的二次脫氧生成物，即要分散的氧化物的凝聚可被防止，可抑制結(jié)晶的氧化物粒徑的增加。其結(jié)果促進(jìn)氧化物的細(xì)化，并且可能高密度分散。在過冷場合得到的氧化物的分散密度為急冷凝固法場合的2倍以上。
具體地說，這樣的過冷使鋼水包在熔渣中，或可使鋼水流入溶渣內(nèi)。
使用的鋼水中含有C、Si和Mn，含量分別為C材料中的碳化物的體積率為20％以下的量，Si0.8％(重量)以下，Mn0.05-3.0％(重量)，同時單獨(dú)或以混合體的形式含有0.3％(重量)以下的形成氧化物的Ti、Mg或Al中的一種或二種以上；，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)，這構(gòu)成其化學(xué)組成。以上各成分元素的含量的規(guī)定基于以下事實。
C(碳)由于在材料中如果滲碳體等碳化物超過20％(體積)，引起韌性降低。因此，材料中碳化物的體積率為20％以下的碳量是理想的。
Si(硅)如果含量超過0.8％(重量)，鋼顯著脆化。
Mn(錳)為了確保強(qiáng)度，0.05％(重量)以上是必要的。如果超過3.0重量％，焊接性嚴(yán)重惡化。因此，0.05-3.0％(重量)是理想的。
另外，形成氧化物的Ti(鈦)、Mg(鎂)或Al(鋁)的含量為0.3％(重量)以下是對應(yīng)氧化物以粒徑1μm、分散密度100000個/mm2在組織中分散場合的量。
當(dāng)然，以顯現(xiàn)各種特性為目的，在鋼水中可添加上述以外的成分元素。但是，該添加以氧化物粒徑和分散密度，以及軋制加工性等不惡化為前提進(jìn)行是必要的。
實際上，含有作為氧化物生成元素Ti的鋼水包在多種氧化物構(gòu)成的熔渣中，由于90K的過冷度，抑制從鋼水表面生成核，使二次脫氧生成物之一的Ti的氧化物以粒徑1μm以下，且50000個/mm2以上的分散密度分散。
下面用實施例更詳細(xì)地說明本申請發(fā)明的焊接性優(yōu)良的鋼制厚壁材料及其制造方法。實施例表1
將具有上述表1所示化學(xué)組成的鋼埋在SiO2、Al2O3和Na2O構(gòu)成的混合氧化物粉末或顆粒內(nèi)，在非氧化氣氛中用感應(yīng)爐或電阻加熱熔化，使該鋼水包進(jìn)玻璃狀的混合氧化物的熔渣中，加熱到液相線溫度以上50K。靜置直到一次脫氧生成物吸附在熔渣中。
接著，將靜置的鋼水過冷，在固相線溫度以下60K開始凝固，制造40Φ×60mm的鑄件。
將該鑄件再加熱到1200℃后，通過鍛造加工成30×30×85mm，水冷后，在爐中在640℃保持300秒進(jìn)行再結(jié)晶。此后，進(jìn)行作為孔型軋制的一道次斷面收縮率約10％的有槽軋輥軋制，接著在爐中在640℃保持300秒進(jìn)行再結(jié)晶處理。重復(fù)該孔型軋制和連續(xù)進(jìn)行的再結(jié)晶處理直到總斷面收縮率為90％，此后水冷。
然后得到直徑5mm的鋼制棒材(實施例1)。
圖1是顯示由此得到的實施例1的鋼制棒材組織的用圖代替的掃描電子顯微鏡照片。
該圖1的照片是與軋制方向垂直的斷面，即C斷面的像，氧化物以白色，鐵素體+碳化物組織以黑色繪出。氧化物是Ti-Mn-Si的復(fù)合氧化物，其分散密度為54000個/mm2。另外，由圖1的照片可確認(rèn)鐵素體+碳化物組織以平均粒徑0.75μm，從表層到中心大體上均勻地分布。
然后測定該棒材的抗拉強(qiáng)度(TS)、下屈服點(LYS)、均勻延伸率(U.EL)和總延伸率(T.EL)。為了比較，同樣測定氧化物分散密度數(shù)百個/mm2，鐵素體+碳化物組織的平均粒徑0.79μm的鋼制棒材(比較例1)。
其結(jié)果示于表2表2
從表2可知，實施例1的鋼制棒材抗拉強(qiáng)度(TS)、下屈服點(LYS)都在700MPa以上，與氧化物分散少的比較例1的鋼制棒材相比，可確認(rèn)強(qiáng)度更高。另外，實施例1的鋼制棒材均勻延伸率(U.EL)為2％以上，總延伸率(T.EL)為10％以上，并可確認(rèn)具有足夠的韌性。
將實施例1和比較例1的2個鋼制棒材進(jìn)行焊接性比較。
將棒材分別以100k/s的速度加熱到1400℃后，以50K/s速度冷卻到900℃，再以10K/s的速度冷卻到300℃，再現(xiàn)焊接時產(chǎn)生的熱影響區(qū)(HAZ)。其結(jié)果顯示為圖2<a>、<b>的掃描電子顯微鏡照片。
實施例1的鋼制棒材中，如圖2<a>圖中箭頭所示，生成韌性優(yōu)良的多邊形鐵素體。另外，可確認(rèn)由于氧化物分散，在奧氏體晶粒內(nèi)生成鐵素體。而且，顯示韌性的脆性斷口遷移溫度為-40℃，可充分確保韌性。
另一方面，在比較例1的鋼制棒材中，如圖2<b>圖中箭頭所示，生成粗大的針狀魏氏鐵素體。可確認(rèn)該魏氏鐵素體是焊接熱影響區(qū)(HAZ)韌性降低的因素。
當(dāng)然，本申請發(fā)明不受以上實施例限制。不用說，鋼制厚壁材料的形態(tài)、制造條件等細(xì)節(jié)有各種形式是可能的。
如以上詳細(xì)說明，按照本申請發(fā)明，可提供細(xì)小氧化物以高密度均勻分散，比強(qiáng)度和韌性高，另外焊接性優(yōu)良的，具有棒材、線材、異型材等各種形態(tài)的鋼制厚壁材料。
權(quán)利要求
1．一種焊接性優(yōu)良的鋼制厚壁材料，其特征在于它是直徑或短邊長5mm以上的鋼制厚壁材料，粒徑1μm以下的氧化物以分散密度10000～100000個/mm2均勻地分散，在與軋制方向成直角的面的整體中形成粒徑2μm以下的均勻的鐵素體晶粒。
2．一種焊接性優(yōu)良的鋼制厚壁材料的制造方法，其特征在于在組織中結(jié)晶出粒徑1μm以下的氧化物，并以分散密度10000～100000個/mm2均勻地分散后，在400℃以上Ac3以下的溫度區(qū)域進(jìn)行孔型軋制，接著進(jìn)行再結(jié)晶處理，在與軋制方向成直角的面中形成粒徑2μm以下的均勻的鐵素體晶粒，得到直徑或短邊長5mm以上的焊接性優(yōu)良的鋼制厚壁材料。
3．權(quán)利要求2記載的焊接性優(yōu)良的鋼制厚壁材料的制造方法，其特征在于將鋼水配置在氧化物的熔渣中并過冷，在組織中結(jié)晶出粒徑1μm以下的氧化物，并以分散密度10000～100000個/mm2均勻地分散。
4．權(quán)利要求3記載的焊接性優(yōu)良的鋼制厚壁材料的制造方法，其特征在于鋼水的化學(xué)組成含有C、Si和Mn，含量分別為C材料中的碳化物的體積率為20％以下的量，Si0.8％(重量)，Mn0.05～3.0％(重量)，同時單獨(dú)或以混合體的形式含有0.3％(重量)以下的形成氧化物的Ti、Mg和Al中的一種或二種以上，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。
全文摘要
提供一種高強(qiáng)度、高韌性且焊接性優(yōu)良的棒材、線材、異型材等的鋼制厚壁材料。直徑或短邊長為5mm以上,粒徑1μm以下的氧化物以分散密度10000～100000個/mm
文檔編號C22C38/14GK1297063SQ0010266
公開日2001年5月30日 申請日期2000年2月25日 優(yōu)先權(quán)日1999年2月25日
發(fā)明者中嶼宏, 鳥冢史朗, 津崎兼彰, 長井壽 申請人:科學(xué)技術(shù)廳金屬材料技術(shù)研究所長代表的日本國, 三菱重工業(yè)株式會社