焊接用钢材及其制造方法

专利名称：焊接用钢材及其制造方法
技术领域：
本发明涉及从小热量输入到中热量输入的焊接中的焊接热影响部(HAZ)的CTOD 特性优良的焊接用钢材及其制造方法。特别涉及在从小热量输入到中热量输入的焊接中韧性最劣化的FL部及IC部的CTOD特性非常优良的焊接用钢材及其制造方法。本申请基于2009年5月19日在日本提出申请的特愿2009-1211 号和2009年 5月19日在日本提出申请的特愿2009-121129号并主张其优先权，这里引用其内容。
背景技术：
近年来，一直要求可在严酷环境下使用的钢材。例如，作为在北极圈等寒冷地区使用的适合于海洋结构物或耐震性建筑物等的钢结构物的高强度的钢材，要求断裂韧性的指标即CTOD(裂纹尖端张开位移，Crack Tip Opening Displacement)特性优良的钢材。特别是钢材的焊接部需要优良的CTOD特性。焊接热影响部(HAZ)的CTOD特性根据FL部[熔合线=Fusion Line,即丽(焊接金属)和HAZ (焊接热影响部)的边界]及IC部[临界焊接热影响部=IntercriticaI HAZ, 即HAZ和BM(母材)的边界]这两处的位置(缺口部)的试验结果来评价。但是，以前只评价了认为可得到最低的CTOD特性的FL部。在_20°C左右的试验温度不太严酷的条件下，只要FL部的CTOD特性充分，则IC部的CTOD特性也充分，因此不需要对IC部的CTOD特性进行评价。但是，在_60°C左右的严酷的试验条件下，钢材的IC部的CTOD值不充分的情况较多，需要提高IC部的CTOD特性。例如，有公开了在从小热量输入到中热量输入的焊接后在严酷的试验温度(例如-60°C)下CTOD特性良好的焊接接头的技术(例如参照专利文献1 2)。但是，在这些技术中，没有公开IC部的CTOD特性。在上述技术中，例如，为了充分确保作为用于生成FL部的晶粒内相变铁素体 (IGF Intragranular Ferrite)的相变核的Ti的氧化物的生成量，使钢中含有较多的0。 此外，例如，为了使焊接后的组织微细化，添加一定量以上的使奥氏体稳定化且使淬火性提高的元素。但是，在这些方法中，难以在确保作为焊接用结构材料所必需的特性(例如母材的强度或韧性、FL部的CTOD值)的同时，也确保_60°C左右的严酷环境下的钢材的IC部的 CTOD 值。现有技术文献专利文献专利文献1 日本特开2007-002271号公报专利文献2 日本特开2008-169429号公报

发明内容
发明所要解决的问题
因而，本发明提供一种高强度钢材及其制造方法，该钢材在从小热量输入到中热量输入(例如以板厚为50mm计为1.5 6. OkJ/mm)的焊接(例如多层焊接)中，具有_60°C 的FL部的CTOD特性和IC部的CTOD特性均充分的优良的CTOD (断裂韧性)特性。用于解决问题的手段本发明人等对由从小热量输入到中热量输入的焊接导致韧性最劣化的焊接部的 FL部和IC部双方的CTOD特性进行提高的方法进行了锐意研究。其结果是，本发明人等发现为了提高FL部和IC部双方的CTOD特性，降低非金属夹杂物是最重要的，特别是降低 0(钢中氧)是必须的。此外，本发明人等发现通过降低0，晶粒内相变铁素体(IGF)减少， 因此需要降低使FL部的CTOD特性劣化的合金元素。另外，本发明人等发现为了提高IC 部的CTOD特性，除了降低钢中的氧以外，降低硬度也是有效的。本发明人等由上述见识完成了本发明。本发明的要旨如下所述。(1) 一种焊接用钢材，以质量％计，含有C含量[C]为0.015% 0.045%的C、Si 含量[Si]为 0.05% 0. 20% 的 Si、Mn 含量[Mn]为 1. 5% 2. 0% 的 Mn、Ni 含量[Ni]为 0. 10% 1. 50% 的 Ni、Ti 含量[Ti]为 0. 005% 0. 015% 的 Ti、0 含量
为 0. 0015% 0. 0035%的0、N含量[N]为0. 002% 0. 006%的N，剩余部分包含铁及不可避免的杂质； 将P含量[P]限制在0.008%以下、将S含量[S]限制在0.005%以下、将Al含量[Al]限制在0. 004%以下、将Nb含量[Nb]限制在0. 005%以下、将Cu含量[Cu]限制在0. 24%以下、将V含量[V]限制在0.020%以下；后述式(1)的钢成分参数PCTOD为0.065%以下，且后述式O)的钢成分硬度参数CeqH为0.235%以下。(2)上述(1)所述的焊接用钢材，以质量％计，所述Cu含量[Cu]也可以为0.03% 以下。(3)通过BS5762法的CTOD试验得到的FL部在_60°C下的CTOD( δ c)值和IC部在-60°C下的CTOD( δ c)值均可以为0. 25mm以上。(4) 一种焊接用钢材的制造方法，通过连续铸造满足上述⑴或(2)所述的钢成分的钢来制作钢坯，并将所述钢坯加热到950°C 1100°C的温度，然后进行加工热处理。发明的效果根据本发明，能够提供一种从小热量输入到中热量输入的焊接中的HAZ韧性优良的钢材。特别是，能够提供由从小热量输入到中热量输入的多层焊接等焊接而导致韧性最劣化的FL部及IC部的CTOD特性(低温韧性)优良的钢材。所以，能够对海洋结构物、耐震性建筑物等可在严酷环境下使用的结构物提供高强度且高韧性的钢材。


图1是表示钢成分参数Pctqd和FL等效再现热循环试验中的CTOD特性(Ts。Q.i(FL)) 的关系的图。图2是表示ICHAZ等效再现热循环试验中的HAZ硬度和CTOD特性(T s。Q. i(IC；HAZ))的关系的图。图3是表示钢成分硬度参数CeqH和ICHAZ等效再现热循环试验中的HAZ硬度的关系的图。
图4A是表示CTOD试验的FL缺口位置的示意图。图4B是表示CTOD试验的IC缺口位置的示意图。图5是表示钢成分硬度参数CeqH和IC部在_60°C下的CTOD (δ c)值的关系的图。
具体实施例方式以下，对本发明进行详细说明。根据本发明人等的研究，为了充分提高在从小热量输入到中热量输入(例如以板厚为50mm计为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属夹杂物是最重要的，O(钢中的氧)的降低是必须的。在以往的技术中，为了得到具有优良的FL部的CTOD特性的钢材，作为晶粒内相变铁素体(IGF =Intragranular Ferrite)的相变核，利用以Ti氧化物为代表的氧化物系的非金属夹杂物，且需要添加一定程度的O。根据本发明人等的研究，为了提高_60°C下的FL部及IC部的CTOD特性，需要降低氧化物系的非金属夹杂物。为了通过降低O来减少IGF，需要降低使FL部的CTOD特性劣化的合金元素。图1 中示出FL等效再现HAZ的CTOD特性(Tseaito))和钢成分参数Pctqd的关系。这里，式⑴ 中示出的钢成分参数Pctqd是在实验室中试验多种熔化钢、通过解析FL等效再现HAZ的CTOD 特性(Ts。a1(Fu)和钢成分而导出的经验式。Pctod = [C]+ [V]/3+[Cu]/22+[Ni]/67 (1)这里，[C]、[V]、[Cu]、[Ni]分别是钢中的C、V、Cu、Ni的含量(质量％ )。例如， 在不含Cu时，Cu含量为0%。关于图1所示的FL等效再现HAZ，根据通过多次实验得到的见识，_110°C以下的 CTOD特性(Tseaiw)为作为结构物用钢材的目标水平(1^..)彡-110°0。在该目标水平下，在板厚为50 IOOmm的钢板的实际接头的FL缺口试验中，能够在_60°C下稳定地确保 0. 25mm以上的CTOD ( δ c)值。从图1得知，在FL等效再现HAZ中，为了使Ts。α丨(FL)在-110°C 以下，需要将钢成分参数PeTOD控制在0.065%以下。再有，CTOD(Sc)值越大，韧性(例如塑性变形带来的能量吸收)越高。FL等效再现HAZ是以下所示的实施了 FL等效再现热循环的试验片的与FL部的热量输入量对应的部分。在以下的条件下对断面为IOmmX 20mm的试验片实施了该FL等效再现热循环处理(三组循环)。第一循环最高加热温度为1400°C (在800 500°C之间冷却15秒)第二循环最高加热温度为760V (在760 500°C之间冷却22秒)第三循环最高加热温度为500°C (在500 300°C之间冷却60秒)如图4A中所示，焊接部2的FL缺口 7的位置是HAZ4和丽3的边界的FL部5。在利用FL缺口的以下的CTOD试验中，测定了载荷和该FL部5的开口位移的关系。通过BS5762法(英国标准)的CTOD试验对该试验片进行了评价，得到了图1的 ^。αι(Ρ 。这里，T5c0.1(FL)是在各试验温度下采用3条试验片得到的CT0D( δ c)值的最低值超过0. Imm的温度(°C )。再有，如果考虑到CTOD试验中的板厚的影响，对于在板厚为50 IOOmm的钢板的实际接头的FL缺口部(FL部)，为了在_60°C下稳定地确保0. 25mm以上的 CTOD(Sc)值，如上所述，需要使Tscaito)在-110°C以下。
另外，本发明人等发现要提高IC部的CTOD特性，除了降低钢中的氧以外，降低硬度也是有效的。图2中示出受到了后述的ICHAZ(临界焊接热影响部，htercritical HAZ)等效的再现热循环的试验片的CTOD特性和ICHAZ等效的再现HAZ的硬度的关系。此外，图3中示出钢成分硬度参数CeqH和ICHAZ等效的再现HAZ的硬度的关系。这里，为了使图2所示的ICHAZ等效的再现HAZ(断面为10_X20mm)的T s。Q. i (ICHAZ) 在-110°c以下，需要使HAZ硬度(IOkgf的载荷的维氏试验)在Hvl76以下。因此，从图3 得知需要将钢成分硬度参数CeqH控制在0.235%以下。为了进一步降低硬度，钢成分硬度参数CeqH优选为0. 225%以下。再有，作为韧性的试验方法，应用了 BS5762法(英国标准)的CTOD试验。此外， ICHAZ等效再现热循环处理(三组循环)如下。第一循环最高加热温度为950°C (在800 500°C之间冷却20秒)第二循环最高加热温度为770。C (在770 500°C之间冷却22秒)第三循环最高加热温度为450°C (在450 300°C之间冷却65秒)如图4B中所示，焊接部2的IC缺口 8的位置是母材1和HAZ4的边界的IC部 (ICHAZ部)6。在利用IC缺口的CTOD试验中，测定了载荷和该IC部6的开口位移的关系。这里，钢成分硬度参数CeqH是通过钢的特性(硬度)和成分的多元回归而得到的经验式。定义为CeqH = [C] + [Si]/4. 16+[Mn]/14. 9+[Cu]/12. 9+[Ni]/105+1. 12 [Nb] + [V]/1. 82⑵。再有，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Nb]、[V]是钢中的C、Si、Mn、Cu、Ni、Nb、V 的
含量(质量％)。例如，在不含Cu时，Cu含量为0%。如上所述，即使限制Pctod及CeqH，如果不适当调节钢中的各个合金元素的量，就不能制造兼备高强度和优良的CTOD特性的钢材。以下，对钢成分的限定范围和钢成分的限定理由进行说明。这里，所述的％为质量％。除了对上述的钢成分参数P·及钢成分硬度参数CeqH的限制以外，通过如下所述对钢成分进行限定，能够得到通过BS5762法的CTOD试验得到的FL部在-60°C下的CT0D( δ c) 值和IC部在-60°C下的CTOD( δ c)值均为0. 25mm以上的焊接用钢材。C :0· 015 0. 045%为了得到足够的强度，需要含有0.015%以上的C。但是。在C含量[C]超过 0.045%时，焊接HAZ的特性劣化，-60°C时的CTOD特性不足。因此，C含量[C]的上限为 0. 045%。所以，C 含量[C]为 0. 015% 0. 045%。Si :0· 05 0. 20%为了得到良好的HAZ韧性，Si含量[Si]越少越优选。但是，如后述由于限制了 Al 含量[Al]，因此脱氧上需要0. 05%以上的Si含量[Si]。但是，在Si含量[Si]超过0. 20% 时，损害HAZ韧性，因此Si含量[Si]的上限为0.20%。所以Si含量[Si]为0.05% 0.20%。为了得到更好的HAZ韧性，Si含量[Si]优选为0. 15%以下。Mn :1.5 2.0%
Mn是使显微组织适当化的效果大的廉价元素。此外，通过添加Mn，损害HAZ韧性的可能性减小。因此，Mn的添加量越多越优选。但是，在Mn含量超过2. 0%时，ICHAZ的硬度增加，韧性劣化。因此，Mn含量[Mn]的上限为2.0%。此外，在Mn含量[Mn]低于1.5% 时，改善显微组织的效果较小，因此Mn含量[Mn]的下限为1.5%。所以，Mn含量[Mn]为 1. 5% 2. 0%。为了进一步改善HAZ韧性，Mn含量[Mn]优选为1. 55%以上，更优选为1. 6% 以上，最优选为1.7%以上。Ni :0. 10 1. 50%Ni是不太使HAZ韧性劣化、使母材的强度及韧性提高、不太使ICHAZ的硬度增加的元素。但是，Ni是高价的合金元素，如果在钢中过剩地含有，则有时产生表面缺陷。因此， Ni含量[Ni]的上限为1.50%。另一方面，为了充分享受上述Ni的添加效果，需要至少含有0. 10%的Ni。所以，Ni含量[Ni]为0. 10% 1.50%。为了在不太使ICHAZ的硬度增加的情况下进一步提高母材的强度及韧性，Ni含量[Ni]优选为0. 20%以上，更优选为0. 30% 以上，最优选为0.40%或0.51%以上。此外，为了更可靠地防止表面缺陷，Ni含量[Ni]优选为1.20%以下，更优选为1.0%以下。在能够通过添加其它元素来充分确保母材的强度及韧性的情况下，为了进一步确保经济性，Ni含量[Ni]最优选为0. 80%以下。再有，如后所述，在添加Cu的情况下，为了抑制铸坯的Cu裂纹，Ni含量[Ni]优选为Cu含量[Cu]的 1/2以上。P :0· 008 % 以下(包含 0 % )S :0· 005 % 以下(包含 0 % )P及S是使韧性降低、作为不可避免的杂质而含有的元素。因此，为了确保母材韧性及HAZ韧性，需要使P含量[P]及S含量[S]都降低。但是，因为有工业生产上的制约，P 含量[P]的上限及S含量[S]的上限分别为0.008%及0.005%。为了得到更好的HAZ韧性，优选将P含量[P]限制在0.005%以下，优选将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]越少越优选。但是，因为有工业生产上的制约，Al含量[Al]的上限为0.004%。Ti :0· 005 0. 015%Ti生成Ti氧化物，使显微组织微细化。但是，如果Ti含量[Ti]过多，则Ti生成 TiC，使HAZ韧性劣化。因此，Ti含量[Ti]在0.005% 0.015%是适合的范围。为了进一步改善HAZ韧性，Ti含量[Ti]优选为0.013%以下。Nb :0· 005% 以下(包含 0% )Nb有时作为杂质而含有，使母材的强度及韧性提高，但使HAZ韧性降低。使HAZ韧性不显著降低的Nb含量[Nb]的范围为0. 005%以下。因此，将Nb含量[Nb]限制在0. 005% 以下。为了进一步改善HAZ韧性，优选限制在0.001%以下(包含0%)。0 :0· 0015 0. 0035%为了确保作为FL部的IGF生成核的Ti的氧化物的生成量，0含量
为0.0015% 以上是必须的。可是，如果0含量
过多，则氧化物的尺寸及个数过大，因此IC部的CTOD 特性劣化。因此，将0含量
限制在0.0015% 0.0035%的范围。为了得到更良好的 HAZ韧性，0含量
优选为0. 0030%以下，更优选为0. 00 %以下。
N :0· 002 0. 006%N对于生成Ti氮化物是必要的。但是，在N含量[N]低于0.002%时，生成Ti氮化物的效果小。此外，在N含量[N]超过0. 006%时，在制造钢坯时发生表面缺陷，因此N含量[N]的上限为0.006%。所以，N含量[N]为0.002% 0.006%。为了得到更良好的HAZ 韧性，N含量[N]优选为0.005%以下。Cu :0. 以下(包含 0% )Cu是不太使HAZ韧性劣化、提高母材的强度及韧性、也不太使ICHAZ硬度增加的元素。因此，可以根据需要来添加Cu。可是，Cu是比较高价的合金元素，与Ni相比上述效果小，过多地添加会导致铸坯产生Cu裂纹的危险性增高。因此，将Cu含量[Cu]限制在0. 24% 以下。另外，在钢中添加Cu、或作为杂质含有Cu时，为了防止铸坯的Cu裂纹，优选使Cu含量[Cu]为Ni含量[Ni]的两倍以下。此外，由于Cu在铁素体(α ^)中的固溶度低，因此通过焊接的热过程ε Cu在焊接HAZ中析出，有使低温韧性降低的可能性。因此，优选将Cu 含量[Cu]限制在0.20%以下，更优选限制在0. 10%以下。如果通过C或Mn、Ni等元素可充分确保钢材的强度，就不一定必须添加Cu。即使在从强度上的理由出发选择性地添加Cu 时，也优选将Cu含量[Cu]尽量抑制在较少。所以，最优选Cu含量[Cu]为0.03%以下。V :0· 020 % 以下(包含 0 % )V对于提高母材强度是有效的。因此，可以根据需要添加V。可是，如果添加超过 0.020%的V，则HAZ韧性大大降低。因此，将V含量[V]限制在0.020%以下。为了充分抑制HAZ韧性的降低，优选将V含量[V]限制在0.010%。如果通过C或Mn、Ni等元素可充分确保钢材的强度，就不一定必须添加V。即使在从强度上的理由出发选择性地添加V时， 也优选将V含量[V]尽量抑制在较少。所以，更优选V含量[V]为0.005%以下。本发明的焊接用钢材含有或限制上述成分，剩余部分包含铁及不可避免的杂质。 但是，对于本发明的钢板，除上述成分以外，以进一步改善钢板本身的耐腐蚀性及热加工性为目的，或者作为来自铁屑等副原料的不可避免的杂质，也可以含有其它合金元素。但是， 为了充分发挥上述成分(Ni等)的上述效果(提高母材韧性等)，优选按以下所述限制其它各合金元素(Cr、Mo、B、Ca、Mg、Sb、Sn、As、REM)。这些各元素的含量包含0%。Cr使HAZ韧性降低，因此Cr含量[Cr]优选为0. 1 %以下，更优选为0. 05%以下， 最优选为0. 02%以下。Mo使HAZ韧性降低，因此Mo含量[Mo]优选为0. 05%以下，更优选为0. 03%以下， 最优选为0.01%以下。B提高HAZ硬度，使HAZ韧性降低，因此B含量[B]优选为0. 0005%以下，更优选为0. 0003%以下，最优选为0. 0002%以下。Ca具有抑制Ti氧化物的生成的效果，因此Ca含量[Ca]优选为低于0. 0003%，更优选为低于0. 0002%。Mg具有抑制Ti氧化物的生成的效果，因此Mg含量[Mg]优选为低于0.0003%，更优选为低于0. 0002%。Sb损害HAZ韧性，因此Sb含量[Sb]优选为0. 005%以下，更优选为0. 003%以下， 最优选为0.001%以下。Sn损害HAZ韧性，因此Sn含量[Sn]优选为0. 005%以下，更优选为0. 003%以下，最优选为0.001%以下。As损害HAZ韧性，因此As含量[As]优选为0. 005%以下，更优选为0. 003%以下， 最优选为0.001%以下。REM具有抑制Ti氧化物生成的效果，因此REM含量[REM]优选为0. 005%以下，更优选为0. 003%以下，最优选为0. 001 %以下。如上所述，本发明的焊接用钢材作为钢成分含有或限制上述成分，剩余部分包含铁及不可避免的杂质。但是，本发明的焊接用钢材由于可作为结构材料使用，因此钢材最小尺寸(例如板厚)优选为6mm以上。如果考虑到作为结构材料的用途，钢材最小尺寸(例如板厚)可以为IOOmm以下。为了更确实地获得本发明的CTOD特性，可以通过以下的制造方法来制造焊接用钢材。在本发明的焊接用钢材钢的制造方法中，使用如上所述限定了各元素的含量及各参数(PCT0D及CeqH)的钢。在本发明的一实施方式的焊接用钢材的制造方法中，采用连续铸造法从上述钢 (钢水)制造板坯(铸坯)。在连续铸造法中，钢水的冷却速度(凝固速度)快，可在板坯中大量生成微细的Ti氧化物和Ti氮化物。在轧制板坯时，需要使板坯的再加热温度在950°C 1100°C。在超过1100°C的再加热温度下，Ti氮化物粗大化，母材的韧性劣化，难以改善HAZ韧性。此外，在低于950°C的再加热温度下，轧制的负荷大，阻碍生产率。因此，再加热温度的下限为950°C。所以，需要在950°C 1100°C的温度下进行再加热。接着，在再加热后进行加工热处理。在加工热处理中，在将轧制温度控制在与钢成分相应的狭窄范围后，根据需要实施水冷。通过该加工热处理，能够进行奥氏体晶粒的微细化及显微组织的微细化，并能够改善钢材的强度及韧性。优选通过轧制进行控制，使最终的钢材(例如厚钢板)的厚度(最小尺寸)达到6mm以上。通过该加工热处理，能够制造不仅焊接时的HAZ韧性充分、而且母材的韧性也充分的钢材。作为加工热处理的方法，例如，可列举出利用控制轧制的方法、将控制轧制和加速冷却组合的方法(控制轧制-加速冷却)、轧制后直接淬火回火的方法(轧制后立即淬火-回火)。该加工热处理的方法优选将控制轧制和加速冷却组合的方法。再有，在制造了该钢材后，即使以脱氢及强度最佳化等为目的再加热到Ar3相变点以下的温度，也不损害钢材的特性。
实施例以下，基于实施例及比较例说明本发明。经由转炉、连续铸造、厚板(轧制)的工序，制造各种钢成分的厚钢板，对这些厚钢板实施了母材强度的抗拉试验及焊接接头的CTOD试验。作为CTOD试验中使用的焊接接头，利用作为通常焊接试验采用的埋弧焊接(SAW) 法，以4. 5 5. OkJ/mm的焊接热量输入制作。如图4A及图4B所示，对于该焊接接头的FL 部5，以焊接熔合线(FL) 9相对于厚钢板的端面大致垂直的方式，采用K焊缝坡口来形成。在CTOD试验中，使用t (板厚)X 2t的断面尺寸的试验片，在该试验片上形成了与50%疲劳裂纹相对应的缺口。缺口位置(FL缺口 7及IC缺口 8)如图4A及图4B所示，为 FL部(丽3和HAZ4的边界)5或IC部(HAZ4和BMl的边界)6。在CTOD试验中，对FL缺口 7及IC缺口 8分别在_60°C下实施了 5条试验片的试验(合计10次)。表1及表2中示出钢的化学成分，表3及表4中示出厚钢板(母材)的制造条件、 母材(BM)的特性和焊接接头的特性。此外，表3及表4中的热处理法的符号表示如下。CR 控制轧制(为了改善钢材的强度及韧性，在最佳温度区进行轧制)ACC 控制轧制-加速冷却(控制轧制后将钢材进行水冷、放冷到400°C 600°C的温度区)DQ 轧制后立即淬火-回火(轧制后立即将钢材水冷到200°C以下的温度，然后进行回火)此外，在表3及表4中的焊接接头的CTOD试验结果中，δ c (av)表示5条试验片的CTOD值的平均值，δ c (min)表示5条试验片中的CTOD值的最低值。在实施例1 7及16 30中，屈服强度(YS)为432N/mm2 (MPa)以上，抗拉强度为 500N/W (MPa)以上，母材强度充分。此外，关于_60°C时的CTOD值(δ c)，FL缺口的CTOD 值的最小值S c (min)为0. 43mm以上，IC缺口的CTOD值的最小值δ c (min)为0. 60mm以上，断裂韧性优良。与此相对应，在比较例中，虽具有与实施例同等的强度，但与实施例相比，CTOD值较差，不适合作为在严酷环境下使用的钢材。在比较例8及31中，钢中的C含量高，钢成分参数Pctmi及钢成分硬度参数CeqH也高。因此，FL缺口的CTOD值和IC缺口的CTOD值双方都低。在比较例9及32中，钢中的Mn含量高，钢成分硬度参数CeqH高。因此，特别是IC 缺口的CTOD值低。在比较例10及33中，钢中的Al含量高。因此，特别是FL部的组织控制不充分， FL缺口的CTOD值低。在比较例11及34中，钢中的Nb含量高。因此，特别是IC缺口的CTOD值低。在比较例12及35中，钢中的Si含量高，钢成分硬度参数CeqH高。因此，特别是 IC缺口的CTOD值低。在比较例13及36中，钢中的V含量高，钢成分参数Pera及钢成分硬度参数CeqH 都高。因此，FL缺口的CTOD值和IC缺口的CTOD值双方都低。在比较例14中，钢中的Cu含量高。因此，热轧时产生裂纹(Cu裂纹)，钢材的制造困难。特别是，由于没有添加抑制Cu裂纹的元素，所以如表3所示不能实施焊接接头的 CTOD试验。在比较例37中，钢中的0含量高。因此，FL缺口的CTOD值和IC缺口的CTOD值双方都低。在比较例15中，钢成分参数CeqH高。因此，IC缺口的CTOD值低。 在上述比较例8 14及31 37中，关于_60°C时的CTOD值(δ c)，FL缺口的CTOD 值的最小值δ c (min)低于0. 25mm, IC缺口的CTOD值的最小值δ c (min)低于0. 25mm,断裂韧性不充分。另外，在上述比较例15中，关于-60°C下的CTOD值(δ c)，FL缺口的CTOD值的最小值δ c(min)为0.25mm以上，但IC缺口的CTOD值的最小值δ c (min)低于0. 25mm， 因此断裂韧性不充分。 图5中示出将表1 表4中的钢成分硬度参数CeqH和IC部的_60°C下的 CTOD(Sc)值的关系汇总的结果。如图5所示，在钢中的各成分及钢成分参数Pctot满足上述条件的情况下，通过将钢成分硬度参数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以上的钢材。再有，即使钢成分硬度参数CeqH在0. 235% 以下，在钢中的各成分及钢成分参数Pctod没有满足上述条件的情况下，也不能制造CTOD值的最小值δ c (min)在0.25mm以上的钢材(例如比较例10、11、14、33、34、37)。
权利要求
1.一种焊接用钢材，其特征在于，以质量％计，其含有 C 含量[C]为 0. 015% 0. 045%的 C、Si 含量[Si]为 0. 05% 0. 20%的 Si、 Mn 含量[Mn]为 1. 5% 2. 0%的 Mn、 Ni 含量[Ni]为 0. 10% 1. 50%的 Ni、 Ti 含量[Ti]为 0. 005% 0. 015%的 Ti、 0 含量
为 0. 0015%— 0. 0035%^ 0、 N 含量[N]为 0. 002% 0. 006% 的 N， 剩余部分包含铁及不可避免的杂质； 将P含量[P]限制在0. 008%以下、 将S含量[S]限制在0. 005%以下、 将Al含量[Al]限制在0. 004%以下、 将Nb含量[Nb]限制在0. 005%以下、 将Cu含量[Cu]限制在0. M%以下、 将V含量[V]限制在0. 020%以下；下述式(3)的钢成分参数Pctod为0.065%以下，且下述式的钢成分硬度参数CeqH 为0. 2；35%以下，其中，Pctod = [C] + [V] /3+ [Cu] /22+ [Ni]/67 (3)CeqH = [C] + [Si]/4. 16+[Mn]/14. 9+[Cu]/12. 9+[Ni]/105 + 1. 12 [Nb] + [V]/1. 82⑷。
2.根据权利要求1所述的焊接用钢材，其特征在于，以质量％计，其含有所述Cu含量 [Cu]为0. 03%以下的Cu。
3.根据权利要求1或2所述的焊接用钢材，其特征在于，通过BS5762法的CTOD试验得到的FL部在-60°C下的CTOD ( δ c)值和IC部在_60°C下的CTOD ( δ c)值均为0. 25mm以上。
4.一种焊接用钢材的制造方法，其特征在于，通过连续铸造满足权利要求1或2所述的钢成分的钢来制作钢坯，并将所述钢坯加热到950°C 1100°C的温度，然后进行加工热处
全文摘要
本发明提供一种焊接用钢材，以质量％计，含有C含量[C]为0.015％～0.045％的C、Si含量[Si]为0.05％～0.20％的Si、Mn含量[Mn]为1.5％～2.0％的Mn、Ni含量[Ni]为0.10％～1.50％的Ni、Ti含量[Ti]为0.005％～0.015％的Ti、O含量[O]为0.0015％～0.0035％的O、N含量[N]为0.002％～0.006％的N，剩余部分包含铁及不可避免的杂质。该焊接用钢材中，将P含量[P]限制在0.008％以下、将S含量[S]限制在0.005％以下、将Al含量[Al]限制在0.004％以下、将Nb含量[Nb]限制在0.005％以下、将Cu含量[Cu]限制在0.24％以下、将V含量[V]限制在0.020％以下；钢成分参数PCTOD为0.065％以下，且钢成分硬度参数CeqH为0.235％以下。
文档编号C22C38/16GK102282281SQ20108000465
公开日2011年12月14日 申请日期2010年5月18日 优先权日2009年5月19日
发明者儿岛明彦, 千千岩力雄, 植森龙治, 渡部义之, 福永和洋 申请人:新日本制铁株式会社