大熱輸入焊接用鋼材的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種在進行焊接熱輸入量超過300KJ/cm的大熱輸入焊接時焊接部韌性依然良好、屈服應力在460MPa以上的大熱輸入焊接用鋼材。具體地，是一種含有C：0.03～0.08質量％、Si：0.01～0.15質量％、Mn：1.8～2.6質量％、P：0.012質量％以下、S：0.0005～0.0040質量％、Al：0.005～0.1質量％、Nb：0.003～0.03質量％、Ti：0.003～0.03質量％、N：0.0025～0.0070質量％、B：0.0003～0.0025質量％，并使碳當量Ceq在0.33～0.45范圍內，進行焊接熱輸入量超過300KJ/cm的大熱輸入焊接時接合部附近的熱影響部組織中的島狀馬氏體在1體積％以下的大熱輸入焊接用鋼材。
【專利說明】大熱輸入焊接用鋼材
[0001] 本申請為專利申請200980159406. 1(申請日：2009年9月29日，發(fā)明創(chuàng)造名稱： 大熱輸入焊接用鋼材）的分案申請。 【技術領域】
[0002] 本發(fā)明涉及一種船舶（ship)、建筑、土木（civil engineering)等領域的各種 鋼結構物（various structures)中使用的鋼材，尤其涉及一種適合焊接熱輸入量超過 300KJ/cm 的大熱輸入焊接（high heat input welding)用鋼材。 【背景技術】
[0003] 船舶、建筑和土木等領域中使用的鋼結構物，通常通過焊接接合，制成所希望形狀 的結構物。因此，從確保安全性的角度出發(fā)，要求這些構造物所用的鋼材不僅要母材韌性 (parent-metal toughness)優(yōu)異，焊接部韌性（weld-zone toughness)也要優(yōu)異。
[0004] 而且，近年來，上述船舶和鋼結構物越來越大型化，所用的鋼材也不斷向高強 度化、加厚化方向發(fā)展。隨著這些變化，焊接施工中也已采用埋弧焊（submerged arc welding)、電氣焊（electrogas welding)、電禮:焊（electroslag welding)等高效、大熱輸 入的焊接方法（high-efficiency high heat input welding)。因此，在用大熱輸入焊接 (high heat input welding)進行焊接施工（weld-fabrication)時，也要求是焊接部韌性 優(yōu)異的鋼材。
[0005] 這里，對焊接部組織進行說明。圖1為焊接部截面的宏觀組織照片 (macrostructure)，其顯示的狀態(tài)是，焊接部的中央存在烙融的母材與由焊接材料 (welding consumables)生成的烙敷金屬（deposit metal)兩者以烙融狀態(tài)基本均勻地混 合、凝固而成的焊接金屬（weld metal)部分，其兩側存在因焊接時投入的熱而受到熱影響、 母材組織和特性出現(xiàn)改性的熱影響部（Heat Affected Zone ;HAZ)，再在其兩側存在母材。 上述焊接金屬和熱影響部的界面部（圖中虛線部）通常被稱為"接合部（bond)"。該接合 部附近的熱影響部（HAZ)即使在熱影響部中，也尤其因被加熱到烙點（melting point)附 近的高溫后再被急速冷卻，而使得其硬度多呈最高硬度。
[0006] 此外，已經(jīng)知道，對于上述焊接熱影響部（HAZ)而言，若焊接時的熱輸入量大，則 晶粒會粗大，韌性顯著下降。針對這種伴隨大熱輸入焊接而產生的HAZ韌性下降，迄今也已 研究了多種對策。例如將TiN微分散在鋼中來抑制奧氏體晶粒（austenite grain)粗大化 和作為鐵素體相變形核點（ferrite nucleation site)來使用等技術已實用化。此外，通 過分散Ti的氧化物而達到與上述相同效果的技術也在開發(fā)中（例如，可參見專利文獻1)。
[0007] 然而，應用TiN的上述技術由于焊接熱影響部在大熱輸入焊接時被加熱到TiN的 溶解溫度區(qū)（TiN dissolution temperature),因而存在TiN分解、使得上述分散效果消失 和因 TiN分解產生的固溶Ti及固溶N會使鋼的微組織脆化、韌性顯著下降等問題。此外， 應用Ti氧化物的技術存在難以均一、微細地分散氧化物的問題。
[0008] 作為針對此類問題的技術，例如專利文獻2中公開了這樣一項技術：為了提高超 過400KJ/cm的大熱輸入焊接的焊接熱影響部的韌性,適當調整為控制硫化物形態(tài)（sulfide shape control)而添加的Ca的量，使CaS結晶析出，將其有效用作鐵素體相變形核點。與 氧化物相比，該CaS在低溫下結晶析出，因此可使其微細分散在鋼中，而且，由于在冷卻中 以其為核，MnS、TiN、BN等鐵素體相變生成核會微細分散，從而可使焊接熱影響部的組織形 成為微細的鐵素體珠光體組織（ferrite and pearlite structure),實現(xiàn)高韌性化。
[0009] 此外，在應用TiN的技術中，有人提出一種為防止固溶N伴隨TiN溶解而增多所導 致的接合部附近的脆化，添加 B來固定固溶N的技術。但是，B的添加雖然對防止接合部附 近的脆化有效，但在遠離接合部的位置，卻存在B反而成為脆化要因的缺點。
[〇〇1〇] 因此，專利文獻3中公開了這樣一種技術：使添加在鋼中的B的量為不對韌性 產生不良影響的程度，在焊接金屬部中添加足以抑制從奧氏體晶界（austenite grain boundary)生成的側板條鐵素體（ferrite side plate)析出的量的B，并使固定由TiN分 解而生成的固溶N(soluted nitrogen)所需的最小量的B從焊接金屬部向焊接熱影響部擴 散，由此使大熱輸入焊接中的焊接金屬、焊接熱影響部及接合部的韌性全都提高。
[0011] 通過專利文獻2和專利文獻3的技術開發(fā)，大熱輸入焊接所伴有的韌性下降已在 一定程度上得到抑制。然而，之后的研究發(fā)現(xiàn)，對于屈服應力在460MPa以上、添加有較大 量的C、合金元素的鋼，當進行焊接熱輸入量超過300KJ/cm的大熱輸入焊接時，在接合部附 近的熱影響部會有數(shù)體積％的被稱作島狀馬氏體（martensite island,M-A constituent) (ΜΑ)的硬質脆化組織（brittle structure)形成，其阻礙焊接部韌性的進一步改善。因此， 要改善此類高強度鋼大熱輸入焊接部的韌性，除了將鐵素體相變形核點微細分散、減少固 溶N、固溶B以外，還有必要抑制島狀馬氏體在上述接合部附近的熱影響部中生成。
[0012] 關于減少上述島狀馬氏體的技術，例如，專利文獻4中公開了這樣一項技術：在降 低C量的同時增加 Μη量、降低相變開始溫度，由此降低C在未轉變奧氏體（untransformed austenite)中的分配，抑制島狀馬氏體的生成。此外，專利文獻5中披露，除了降低C、Si 含量外，P含量的降低對島狀馬氏體的降低也有效。此外，專利文獻6中公開了這樣一項技 術：通過積極地添加 Cr、Mo、V等，貝U即使冷卻速度緩慢，也能使低溫轉變貝氏體（bainite transformed at lower temperature)生成，而且，在使非塊狀的、膜狀（film like)島狀馬 氏體生成的同時，使作為極低C生成的島狀馬氏體微細化。此外，專利文獻7中公開了一項 對焊接熱影響部的島狀馬氏體的分數(shù)設定上限的技術。
[0013] 專利文獻1 :特開昭57-051243號公報
[0014] 專利文獻2 :特許3546308號公報
[0015] (特開 2〇〇2-256379 號公報）
[0016] 專利文獻3 :特開2005-2476號公報
[0017] 專利文獻4 :特開2007-084912號公報
[0018] 專利文獻5 :特開2008-163446號公報
[0019] 專利文獻6 :特許3602471號公報
[0020] 專利文獻7 :特公平06-076615號公報
[0021] (特開昭62-214126號公報）
【發(fā)明內容】
[0022] 然而，專利文獻4中記載的技術雖能減少島狀馬氏體，但為了補償C降低所引發(fā)的 強度降低，必須添加〇. 03質量％以上的Nb，但由此而生成島狀馬氏體則令人擔憂。進而，該 技術由于用Ti氧化物作為相變生成核，因此在微細分散方面存在難題。此外，專利文獻5 中記載的技術也能減少島狀馬氏體，且通過添加適量Ca可微細分散鐵素體相變形核點，但 由于必須添加 Ni，存在合金成本高的問題。
[0023] 此外，專利文獻6中記載的技術是一項主要著眼于調節(jié)島狀馬氏體形狀而非減少 馬氏體的技術，難以從根本上改善大熱輸入焊接部的韌性。
[0024] 再者，專利文獻7中記載的技術不以本發(fā)明針對的超過300KJ/cm的大熱輸入焊接 為對象，而是以130KJ/cm以下的焊接為對象，因此，焊接熱影響部的冷卻速度慢，不能直接 適用于以島狀馬氏體更易生成為條件的大熱輸入焊接。
[0025] 因此，本發(fā)明的目的在于通過抑制接合部附近的焊接熱影響部中島狀馬氏體相的 生成，提供一種即使進行焊接熱輸入量超過300KJ/cm的大熱輸入焊接、焊接部韌性依然優(yōu) 異的、屈服應力在460MPa以上的大熱輸入焊接用鋼材。
[0026]
【發(fā)明者】們?yōu)榱私档蛯ηυ?60MPa以上的高強度鋼材進行焊接熱輸入量超 過300KJ/cm的大熱輸入焊接時在接合部附近的熱影響部（HAZ)生成的島狀馬氏體的存在 量，對合金元素和島狀馬氏體存在量之間的關系進行了深入的研究。結果發(fā)現(xiàn)，在積極地添 加具有盡量不使島狀馬氏體生成、提高強度的效果的Μη的同時，將雜質元素 P的含量降低 到0. 012質量％以下，能夠使大熱輸入焊接后的冷卻中生成的未轉變奧氏體易分解為滲碳 體，從而降低島狀馬氏體的存在量，并由此完成了本發(fā)明。即，本
【發(fā)明者】取得了這樣的發(fā)現(xiàn)， 若積極地添加上述Μη，代替增加以往所知道的具有提高強度效果的C和合金元素，則具有 在盡量不使島狀馬氏體生成的條件下提高鋼材強度的效果。此外還獲得了以往所不知的新 發(fā)現(xiàn)，即，通過將雜質元素 Ρ的含量降到0. 012質量％以下，在大熱輸入焊接后的冷卻中生 成的未轉變奧氏體易分解為滲碳體。其結果，本
【發(fā)明者】發(fā)現(xiàn)，即使使鋼材高強度化，也能減 少島狀馬氏體的存在量，并由此完成了本發(fā)明。
[0027] S卩，本發(fā)明涉及一種大熱輸入焊接用鋼材，其含有C :0.03?0.08質量％、Si : 0· 01 ?0· 15 質量％、Mn :1· 8 ?2. 6 質量％、P :0· 012 質量％ 以下、S :0· 0005 ?0· 0040 質 量 ％、A1 :0· 005 ?0· 1 質量 ％、Nb :0· 003 ?0· 03 質量 ％、Ti :0· 003 ?0· 03 質量 ％、N : 0. 0025?0. 0070質量％、B :0. 0003?0. 0025質量％，且以使以下式（1)表示的碳當量 (carbon equiva)Ceq在0. 33?0. 45的范圍內的方式含有上述成分：
[0028] Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15 · · · (1)
[0029] 式中，元素符號表示各元素的含量（質量％ )，剩余部分含有由Fe及不可避免的雜 質構成的成分組成，進行焊接輸入熱量超過300KJ/cm的大熱輸入焊接時的接合部附近的 熱影響部組織中的島狀馬氏體在1體積％以下。
[0030] 本發(fā)明的大熱輸入焊接用鋼材的特征在于，除上述成分組成外，還含有V :0. 2質 量％以下。
[0031] 此外，本發(fā)明的大熱輸入焊接用鋼材的特征在于，除上述成分組成外，還含有選自 Cu :1. 0質量％以下、Ni :1. 0質量％以下、Cr :0. 4質量％以下及Mo :0. 4質量％以下的1種 或2種以上。
[0032] 此外，本發(fā)明的大熱輸入焊接用鋼材的特征在于，除上述成分組成外，還含有選自 Ca :0· 0005 ?0· 0050 質量 ％、Mg :0· 0005 ?0· 0050 質量 ％、Zr :0· 001 ?0· 02 質量 ％ 及 REM :0.001?0.02質量％的1種或2種以上。
[0033] 根據(jù)本發(fā)明，可獲得即使進行超過300KJ/cm的大熱輸入焊接，焊接熱影響部的韌 性依然優(yōu)異的鋼材。因此，本發(fā)明的鋼材可良好地適用于通過埋弧焊、電氣焊、電渣焊等大 熱輸入焊接而構建的船舶和大型鋼結構物。 【專利附圖】
【附圖說明】
[0034] 圖1是用于說明焊接接合部截面的宏觀組織（macro structure)的照片。
[0035] 圖2是顯示P含量和HAZ的MA分數(shù)（體積％ )之間關系的圖。
[0036] 圖3是顯示HAZ的MA分數(shù)（體積％ )和HAZ的vTrs (°C )之間關系的圖。 【具體實施方式】
[0037] 首先對作為本發(fā)明鋼材的特征的接合部附近的熱影響部的組織進行說明。島狀馬 氏體：1體積％以下。
[0038] 圖3為顯示HAZ的MA分數(shù)（體積％ )和HAZ的vTrs (°C )之間關系的圖?？梢灾?道，使HAZ的MA分數(shù)在1體積％以下時，vTrs在一 55°C以下。本發(fā)明中所要求的HAZ的韌 性水平以vTrs計在一 55°C以下。
[0039] 如前所述，本發(fā)明為一種通過抑制焊接部的熱影響部（HAZ)，尤其是暴露于最高 溫、奧氏體（austenite)發(fā)生粗大化的接合部附近的熱影響部中島狀馬氏體生成，以求提 高大熱輸入焊接部韌性的技術。為了得到這種效果，必須將上述接合部附近的熱影響部中 的島狀馬氏體的分數(shù)控制在1體積％以下。此處，在本發(fā)明中，接合部附近的熱影響部是 指距接合部500μπι以內范圍的熱影響部。接合部附近的熱影響部中的島狀馬氏體可通過 對接合部的截面進行研磨、蝕刻（etching)、通過SEM(scanning electron microscope)進 行觀察來確認。接合部附近的熱影響部的組織為除了含有上述島狀馬氏體外，還主要含 有針狀鐵素體（acicularferrite)、貝氏體（bainite)、并含有鐵素體（ferrite)、珠光體 (perlite)等的組織。
[0040] 接著，對為將接合部附近的熱影響部中的島狀馬氏體的存在量降至上述范圍內、 并達到高強度，本發(fā)明的鋼材所應具有的成分組成進行說明。
[0041] C :0· 03 ?0· 08 質量％
[0042] C是提高鋼材強度的元素，為確保作為結構用鋼（structural steel)所必需的強 度，必須含有0. 03質量s%以上。另一方面，由于C超過0. 08質量％時容易有島狀馬氏體 生成，因此將上限設定為0. 08質量％。更優(yōu)選為0. 035?0. 068質量％。
[0043] Si :0· 01 ?0· 15 質量％
[0044] Si是作為烙鋼時的脫氧劑（deoxidizing agent)而添加的元素，必須添加0· 01質 量％以上。但是，超過0. 15質量％時，除了母材的韌性降低外，進行了大熱輸入焊接的熱影 響部會有島狀馬氏體生成，容易導致韌性下降。因此，將Si設定在0.01?0. 15質量％的 范圍內。更優(yōu)選為0.01?0.10質量％。
[0045] Μη :1· 8 ?2. 6 質量 ％
[0046] Μη既有增強母材強度的效果，又有在大熱輸入焊接后的冷卻中易將在接合部附近 的HAZ中生成的島狀未轉變奧氏體分解為滲碳體、使其無害化的作用和效果，是本發(fā)明中 極為重要的元素。為了獲得上述效果，必須添加1.8質量％以上。但是，當添加超過2. 6質 量％時，反而會降低焊接部的韌性。因此，將Μη設定在1.8?2. 6質量％的范圍內。優(yōu)選 在1.9?2. 3質量％的范圍內。更優(yōu)選為超過2.0%?2. 3%。
[0047] P :0.012 質量％ 以下
[0048] P是一種在大熱輸入焊接后的冷卻中使在接合部附近的HAZ中生成的島狀未轉變 奧氏體難以分解為滲碳體、降低韌性的元素，尤其在超過〇. 012質量％的含量下，上述不良 影響變得更顯著。圖2中顯示了僅改變P含量的鋼材（表1的No. 3、17、18及19)的HAZ 的MA分數(shù)。隨著P含量的降低，HAZ的MA分數(shù)減少，P在0. 012質量％以下時，MA分數(shù)在 1體積％以下。
[0049] 因此，本發(fā)明中，為了抑制上述弊端，將P限定在0. 012質量％以下。優(yōu)選在0. 010 質量％以下。更優(yōu)選在0.006質量％以下。
[0050] S :0· 0005%?0· 0040 質量％
[0051] S是生成能形成鐵素體成核位點的MnS或CaS的必要元素，為了得到這種效果，必 須含有0.0005質量％以上。但是，超過0.0040質量％時，母材的韌性反而降低。因此，將 S設定在0· 0005%?0· 0040質量％范圍內。更優(yōu)選為0· 0015%?0· 0030質量％。
[0052] A1 :0· 005%?0· 1 質量％
[0053] A1是為了鋼的脫氧而添加的元素，必須含有0. 005質量％以上。但是，當添加超 過0. 1質量％時，不僅會使母材的韌性、也會使焊接金屬的韌性降低。因此，將A1設定在 0. 005?0. 1質量％范圍內。更優(yōu)選為0. 03?0. 06質量％。
[0054] Nb :0· 003 ?0· 03 質量％
[0055] Nb是對確保母材強度、韌性及焊接接合處強度有效的元素。但是，若添加量小 于0. 003質量％，則上述效果小，另一方面，添加超過0. 03質量％時，焊接熱影響部會有島 狀馬氏體生成，使韌性降低。因此，將Nb設定在0.003?0.03質量％范圍內。更優(yōu)選為 0· 005 ?0· 02 質量％。
[0056] Ti :0· 003 ?0· 03 質量％
[0057] Ti在凝固時會形成TiN而析出，抑制焊接熱影響部的奧氏體粒粗大化，并會形成 鐵素體的相變形核點，有助于焊接部的高韌性化。為了得到這樣的效果，必須添加〇. 003質 量％以上。另一方面，添加超過0.03質量％時，析出的TiN粗大化，不能達到上述效果。因 此，將Ti設定在0. 003?0. 03質量％范圍內。更優(yōu)選為0. 005?0. 02質量％。
[0058] N :0· 0025 ?0· 0070 質量％
[0059] N是生成上述TiN所必需的元素，為了確保必要量的TiN,必須含有0. 0025質量％ 以上。但是，添加超過0. 0070質量％時，在TiN因焊接輸入熱而熔化的區(qū)域中固溶N量增 力口，反而使焊接部的韌性降低。因此，將N設定在0.0025?0.0070質量％范圍內。更優(yōu)選 為 0· 0040 ?0· 0060 質量 ％。
[0060] B :0· 0003 ?0· 0025 質量％
[0061] B在焊接熱影響部生成BN、減少固溶N(solid solution N)的同時，還起鐵素體相 變形核點的作用，因此，是對焊接熱影響部的高韌性化有用的元素。為了得到這樣的效果， 必須添加〇. 0003質量％以上。但是，當添加超過0. 0025質量％時，淬硬性提高，反而導致 韌性降低。因此，將B設定在0.0003?0.0025質量％范圍內。更優(yōu)選為0.0005?0.0020 質量％。
[0062]碳當量 Ceq :0· 33 ?0· 45
[〇〇63] 在本發(fā)明的鋼材中，除了上述成分含量滿足上述組成范圍之外，其含量還必須使 以下式⑴表示的碳當量ceq在0. 33?0. 45范圍內：
[0064] Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15 · · · (1)
[0065] 式中，元素符號表示各元素的含量（質量％ )。
[0066] 碳當量Ceq小于0. 33時，得不到必要的母材強度。另一方面，碳當量Ceq大于0. 45 時，因大熱輸入焊接而在接合部附近的熱影響部生成的島狀馬氏體的量會超過1體積％， 熱影響部的韌性降低。因此，優(yōu)選C eq在0.37?0.42范圍內。更優(yōu)選Ceq在0.39?0.42 范圍內。
[0067] 此外，在本發(fā)明的鋼材中，除上述必須成分之外，還可按下述范圍添加 V。
[0068] V :0.2質量％以下
[〇〇69] V作為VN析出，既有助于母材強度和韌性的提高，還起鐵素體生成核的作用，因 此，可根據(jù)需要進行添加。但是，由于過量添加反而導致韌性降低，因此優(yōu)選將上限設定為 0.2質量％。更優(yōu)選在0.1質量％以下。
[0070] 在本發(fā)明的鋼材中，除上述成分以外，為了提高強度等目的，可按下述范圍添加選 自Cu、Ni、Cr及Mo的1種或2種以上。Cu :1· 0質量％以下，Ni :1· 0質量％以下，Cr :0· 4% 質量％及Mo :0. 4質量％以下。
[0071] Cu、Ni、Cr及Mo為對母材高強度化有效的元素，但為了得到該效果，Cu、Ni的添加 必須在0. 05質量％以上，Cr、Mo的添加必須在0. 02%以上。但是，各元素過量添加時，會對 韌性產生不良影響，因此，添加時，優(yōu)選Cu、Ni分別在1. 0質量％以下，優(yōu)選Cr、Mo分別在 〇. 4質量％以下。更優(yōu)選Cu、Ni分別在0. 4質量％以下。
[0072] 此外，在本發(fā)明的鋼材中，除上述成分外，可按下述范圍添加選自Ca、Mg、Zr及REM 的至少1種或2種以上。
[0073] Ca :0· 0005 ?0· 0050 質量％
[0074] 為了獲得通過固定S和分散氧化物、硫化物而產生的韌性改善效果，可以添加 Ca。 為了獲得上述效果，至少必須添加〇. 0005質量％以上。但是，即使添加量超過0. 0050質 量％，也僅是上述效果達到飽和而已。因此，添加 Ca時，優(yōu)選在0. 0005?0. 0050質量％范 圍內。更優(yōu)選為0.0010?0.0030質量％。
[0075] Mg :0· 0005 ?0· 0050 質量 ％，Zr :0· 001 ?0· 02 質量 ％，REM :0· 001 ?0· 02 質 量％
[0076] Mg、Zr及REM均為具有通過分散氧化物而改善韌性的效果的元素。為了使這種效 果顯現(xiàn)出來，必須添加 MgO. 0005質量％以上、Zr及REM0. 001質量％。另一方面，即使添加 Mg超過0. 0050質量％、Zr及REM超過0. 02質量％，也僅是其效果達到飽和而已。因此，添 加這些元素時，優(yōu)選上述范圍。更優(yōu)選為Mg :0. 0010?0. 0030質量％，Zr :0. 005?0. 015 質量％，REM :0· 005 ?0· 015 質量％ .
[0077] 本發(fā)明的鋼材中除上述成分以外的其余部分為鐵及不可避免的雜質。但是，只要 是在不妨害本發(fā)明的作用和效果的范圍內，不拒絕含有其他元素。例如，作為不可避免的雜 質，可容許ο :〇. 005質量％以下。更優(yōu)選在0.003質量％以下。
[0078] 接著，對本發(fā)明的高張力鋼的組織進行說明。
[0079] 本發(fā)明的高張力鋼的組織是以微細貝氏體為主體的組織，其優(yōu)選面積率在60%以 上，更優(yōu)選70%以上。微細貝氏體的面積率在60%以下、粗大的上貝氏體組織增加時，韌性 降低。對面積率的上限無特殊限制。此外，本發(fā)明的高張力鋼的微細貝氏體組織是與多邊 形鐵素體（polygonal ferrite)和粗大的上貝氏體組織（coarse upper bainite)不同的 組織。
[0080] 本發(fā)明的鋼材可用以往公知的方法制造，制造條件上無特殊限制。
[0081] 例如，本發(fā)明的鋼材通過如下方法來制造。首先，將鐵水用轉爐精煉成鋼后，RH脫 氣，經(jīng)連續(xù)鑄造或造塊-分塊工程制成鋼板坯。將其在1250°C以下的溫度下再加熱，通過熱 軋在從加熱溫度到650°C的溫度范圍內軋壓至規(guī)定板厚后，用空氣冷卻或以1?40°C /s的 冷卻速度進行加速冷卻，在200?600°C停止冷卻后用空氣冷卻。也可采用在上述熱軋后， 從650°C以上的溫度范圍起直接淬火，在500±150°C下退火的方法。還可通過在從850°C到 950°C的溫度范圍內再加熱進行淬火，在500±150°C下進行退火，1000°C以下的溫度下再加 熱正火，在650°C以下的退火等工序進行制造。此外，在通過連軋機進行熱軋時也可在通常 使用的制造條件下進行制造。此外，本發(fā)明的鋼板的尺寸為板厚6_以上的厚鋼板或熱軋 鋼板。
[〇〇82] 此外，對用于本發(fā)明鋼材的焊接方法無特殊限制，也可采用氬弧焊、埋弧焊、電渣 焊、電氣焊、其他熱源的焊接方法。
[0083] 實施例
[0084] 用150kg的高頻烙爐（high-frequency melting furnace)烙制具有表1所示成 分組成的No. 1?25的鋼，鑄造成鋼塊后，熱乳（hot rolling)成厚70mm的鋼述。將該鋼 坯在1150°C加熱2小時后，在板厚中心溫度在850°C以上的條件下熱軋成板厚30mm的厚鋼 板，隨后，在板厚中心冷卻速度為8°C/sec的條件下加速冷卻（accelerated cooling)。該 加速冷卻條件是在30mm的板厚中心模擬板厚60mm的厚鋼板的l/4t的冷卻速度。
[0085] 另外，表1中的No. 26及27是具有與〔專利文獻2〕特開2002 - 256379號公報 (專利3546308號公報）（其 申請人:與本發(fā)明的相同）的表2中的No. 39及43的鋼材分別 基本相同的組成的鋼材。
[0086] 此外，對于表1中的No. 2和5組成的鋼，還就熱軋后在板厚中心的冷卻速度為 25°C /sec的條件下加速冷卻、使母材強度提高了約150MPa的鋼材進行了 HAZ韌性評價（分 別為表2的No. 28及29)。
[0087] 接著，對上述30mm的厚鋼板進行500 °C X 10min的退火處理（annealing treament)后，從上述厚鋼板上，以使試樣軸向與板寬方向一致的方式采取平行段 14 Φ X 85mm、標距（gauge length) 70mm的圓棒拉伸試樣，測定母材強度（屈服應力YS，拉伸 強度TS)。此外，從上述厚鋼板中以使試樣軸向與壓延方向一致的方式采取2mm V型槽口 夏比試樣（V notch charpy specimen),在一 100?40°C的范圍內進行適宜的夏比沖擊試 驗（Charpy impact test),求出延性斷裂率（ductile fracture ratio)為 50%時的斷裂 轉變溫度（fracture transition temperature) vTrs，評價其韌性。
[0088] 還有，為了評價焊接熱影響部的韌性，從上述厚鋼板上采取寬80mmX長80mmX厚 15mm的試樣，加熱到1450°C進行熱處理，然后在800?500°C冷卻270sec，隨后，采取2mm V 型槽口夏比試樣，按上述相同的方法進行韌性評價。此處，上述熱處理條件相當于進行了熱 輸入量400KJ/cm的電氣焊焊接的熱影響部的熱循環(huán)（heat cycle)。
[0089] 此外，研磨上述熱處理后的厚鋼板的截面后，用2步蝕刻法（two-step etching method)現(xiàn)出島狀馬氏體后，用SEM在2000倍下拍攝5個視野的組織照片，對其進行圖像解 析（imaging analysis),求出島狀馬氏體的平均面積分數(shù)，將其作為接合部附近的熱影響 部（HAZ)的MA體積分數(shù)。
[0090] 表2中顯示了母材（厚鋼板）的拉伸特性和韌性及進行了模仿焊接熱影響部的熱 處理的試樣的島狀馬氏體分數(shù)和韌性的測定結果。從表2可知，發(fā)明例No. 1?11、28及29 的鋼板，其島狀馬氏體的分數(shù)均在1體積％以下，熱影響部的vTrs也均在一 55°C以下，獲得 了優(yōu)異的焊接部韌性。
[0091] 此外，作為參考，還測定了本發(fā)明例中熱影響部在一 l〇°C及一 40°C的吸收能量 (分別記作vE - 1Q、vE - 4Q)。一 10°C時熱影響部的吸收能量vE - 1Q為257?297J，一 40°C時熱影響部的吸收能量vE - 4(|為217?242J。這些吸收能量均高于專利文獻3、5及 6中公開的接合部附近熱影響部的吸收能量，從而能確認本發(fā)明例中獲得了優(yōu)異的焊接部 韌性。
[0092] 與此相對，No. 12?25、26及27 (No. 23除外）的比較例中的鋼板為由于C、Μη、P、 等均偏離本發(fā)明范圍而導致島狀馬氏體的分數(shù)超過1體積％、熱影響部的vTrs上升、韌 性降低的例子。此外，No. 22的比較例中的鋼板為由于N含量過低而導致接合部附近的游 離B(free B)過剩、淬硬性（hardinability)增高、島狀馬氏體的分數(shù)增加的例子。No. 23 的比較例中的鋼板則是由于N含量過高而導致島狀馬氏體的分數(shù)雖小于1體積％但固溶N 增加、韌性降低的例子。
[0093] No. 26及27是具有與〔專利文獻2〕特開2002-256379號公報（專利3546308號公 報）（其 申請人:與本發(fā)明的相同）的表2中的No. 39及43的鋼材分別基本相同的組成的鋼 材，但由于壓延后的冷卻速度和壓下率等制造條件不同（壓延后的冷卻速度：l〇°C /sec和 8°C /sec的差異）（壓下率：從100mm到20mm的壓下和從70mm到30mm的壓下的差異），因 此，所得母材的機械性能與〔專利文獻2〕中公開的母材的機械性能相比，雖然強度降低，但 韌性水平基本相同。然而，No. 26及27的HAZ的MA分數(shù)均為1. 2體積％，超過了本發(fā)明所 規(guī)定的1%。因此，vTrs均為一 30°C，韌性水平低。"一 30°C"這一結果與〔專利文獻2〕的 表3中公開的HAZ的一 46°C、一 48°C相比分別出現(xiàn)了劣化。這是因為，相對于〔專利文獻2〕 中公開的最高加熱溫度條件為1400°C，本實施例的最高加熱溫度的條件高，為1450°C (即， 相當于熱輸入量更大的焊接條件）。
[0094] 表2中的No. 28和29分別為將表1中的No. 2和5的組成的鋼制成板厚30mm的 厚鋼板后、以25°C /sec的冷卻速度冷卻、使母材強度提高了約150MPa的試樣，對于母材強 度提高了約150MPa的情況，也確認了能夠獲得和本發(fā)明同樣優(yōu)良的HAZ韌性。
[0095] 產業(yè)上應用的可能性
[〇〇96] 通過本發(fā)明，可獲得即使進行超過300KJ/cm的大熱輸入焊接、焊接熱影響部的韌 性依然良好的鋼材。因此，本發(fā)明的鋼材大大有助于提高通過埋弧焊、電氣焊、電渣焊等大 熱輸入焊接進行構建的造船和建筑領域等的大型鋼結構物的品質。
【權利要求】
1. 大熱輸入焊接用鋼材，其含有c :0. 035?0. 068質量％、Si :0. 01?0. 15質量％、 Μη :1· 9 ?2. 3 質量％、P :0· 012 質量％ 以下、S :0· 0005 ?0· 0040 質量％、A1 :0· 005 ?0· 1 質量％、Nb :0· 003 ?0· 03 質量％、Ti :0· 003 ?0· 03 質量％、N :0· 0025 ?0· 0070 質量％、 B :0. 0005?0. 0020質量％，且以使下式（1)表示的碳當量Ceq在0. 33?0. 45的范圍內的 方式含有上述成分，其余部分具有由Fe及不可避免的雜質構成的成分組成，進行焊接熱輸 入量超過300KJ/cm的大熱輸入焊接時的接合部附近的熱影響部組織中的島狀馬氏體在1 體積％以下， Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15 · · · (1) 式中，元素符號表示各元素的含量（質量％)。
2. 根據(jù)權利要求1所述的大熱輸入焊接用鋼材，其特征在于，除上述成分組成外，還含 有V :0. 2質量％以下。
3. 根據(jù)權利要求1或2所述的大熱輸入焊接用鋼材，其特征在于，除上述成分組成外， 還含有選自Cu :1. 0質量％以下、Ni :1. 0質量％以下、Cr :0. 4質量％以下及Mo :0. 4質量％ 以下的1種或2種以上。
4. 根據(jù)權利要求1?3中任一項所述的大熱輸入焊接用鋼材，其特征在于，除上述 成分組成外，還含有選自Ca :0. 0005?0. 0050質量％、Mg :0. 0005?0. 0050質量％、Zr : 0. 001?0. 02質量％及REM :0. 001?0. 02質量％的1種或2種以上。
【文檔編號】C22C38/58GK104087829SQ201410257989
【公開日】2014年10月8日 申請日期:2009年9月29日 優(yōu)先權日:2009年5月22日
【發(fā)明者】橫田智之, 西村公宏, 鹿內伸夫 申請人:杰富意鋼鐵株式會社