专利名称：焊接热影响区有优异韧性的钢的制作方法
技术领域：
本发明涉及一种在焊接热影响区(HAZ)具有优异低温韧性的钢。本发明用于进行电弧焊、电子束焊、激光焊等的结构钢材料。
更准确地，本发明涉及一种具有优异HAZ韧性的钢，其方法是向钢中添加Ti和Mg，控制氧量、精细分散这些元素的氧化物和复合氧化物。
用于结构例如轮船、建筑物、压力容器、管道等的钢材料必需的最重要特征性之一是HAZ韧性。近年来热处理技术、可控轧制和机加工热处理方法已取得了显著的进步，已很容易提高钢材本身的低温韧性。然而，由于焊接HAZ被加热到某一高温，故完全失去了钢材的精细组织，并且其显微组织变得极粗因而带来HAZ韧性的显著劣化。因此已研究了作为重新细化HAZ组织的措施(1)通过TiN限制奥氏体晶粒长大的技术(2)通过Ti的氧化物形成晶间铁素体的技术，并把它们付诸实际使用。例如，CAMP-ISIJ vol3(1990)808描述了在氧化钛型钢中N对晶间铁素体转变的影响；vol 79(1993)No.10描述了在含钛的氧化物的钢中B对晶间铁素体转变的影响，但通过这些技术得到的HAZ韧性值并不完全令人满意。从而，从实施焊接的角度来看，强烈要求一种具有更高强度、能在低温使用并具有高输入热量的钢材。
本发明提供了一种具有优异HAZ韧性的钢材(例如厚钢板、热卷带、型钢、钢管等)。
为了提高钢材的HAZ韧性，本发明的发明人对钢材的化学成分(组成)和它们的显微组织已进行了大量研究，并已发明了一种有高HAZ韧性的新型钢。
本发明的目标在于提供了一种钢，含有以重量％表示C 0.01～0.15，Si 不大于0.6，
Mn 0.5～2.5，P不大于0.030，S不大于0.005，Ti 0.005～0.025，Al 不大于0.02，Mg 0.0001～0.0010，O0.001～0.004，和N0.001～0.006必要时可进一步含有至少一种下列成分Nb0.005～0.10，V 0.001～0.10，Ni0.05～2.0，Cu0.05～1.2，Cr0.05～1.0，Mo0.05～0.8，并且其余为Fe和不可避免的杂质，并且含有至少40pcs/mm2(粒子/mm2)的粒径为0.001到5.0μm的Ti和Mg的氧化物及复合氧化物。
当熔化上述钢时，用由铁箔包裹的金属Mg作为Mg的添加成分。
在下文中将阐述本发明的内容。
下述说明中所用的术语“％”表示“重量％”。
本发明的特征在于向一种低碳钢中同时添加Ti和Mg并通过控制O(氧)量在钢中精细分散含Ti和Mg的氧化物及复合氧化物(另外含有MnS，CuS，TiN等)。
此外，术语“含Ti和Mg的氧化物及复合氧化物(另外含有MnS，Cus，TiN等)”主要是指化合物例如钢中Ti的氧化物、Mg的氧化物或Ti和Mg的复合氧化物，其它元素例如Mn、Si、Al、Zr等的氧化物和复合氧化物，以及化合物例如Mn、Cu、Ca、Mg等的硫化物和复合硫化物。这些化合物可进一步包含氮化物例如TiN。
已阐明，精细分散的Ti和Mg的复合氧化物限制了(1)已长大的奥氏体晶粒内精细晶间铁素体的形成和/或(2)奥氏体晶粒的长大，使HAZ组织细化并显著地提高HAZ韧性。另外，可通过钢中的Mg量和Mg添加组分的种类达到HAZ韧性的提高。换句话说，已发现，若用铁箔包裹纯Mg金属(至少99％)并把它添加到钢中，当Mg量不大于0.0020％时有第(1)条的效果，当Mg量超过0.0020％时有第(2)条的效果。另外，Ti和Mg复合氧化物的尺寸和稠密度是重要影响因素。
然而，有这样的情况即当Mg量高时除Ti和Mg复合氧化物外还存在Mg的氧化物。也有这样的情况即当Mg量低时除Ti和Mg复合氧化物外还存在Ti的氧化物。然而，只要Ti、Mg的各自氧化物以及Ti和Mg复合氧化物的尺寸为从0.001到5.0μm，由于它们是精细分散，故不发生任何问题。氧化物或复合氧化物的尺寸优选地为0.001到2μm。
也已阐明，该复合氧化物比只添加Ti时形成的Ti的氧化物有更高数量和更精细的分散，而且其在上述第(1)和(2)条上的效果也更高。为了得到这些效果，首先必须限制Ti和Mg量分别为0.005～0.25％和0.0001～0.0010％，这些量是为精细分散大量复合氧化物所需的最小量。Ti量的上限必须为0.025％以便防止因在HAZ处形成TiC而造成低温韧性的劣化，尽管Ti量随O和N量变化，但从钢生产的角度来看极难于分散大量Mg的氧化物。由于这个原因，Mg量的上限设定为0.0010％。
当Ti和Mg复合氧化物的尺寸小于0.001μm时氧化物太小而不能达到限制奥氏体晶体长大的效果或形成晶间铁素体的效果。当尺寸超过5.0μm时，氧化物太大也不能达到限制奥氏体晶体长大的效果或形成晶间铁素体的效果。当Ti和Mg复合氧化物的稠密度小于40pcs/mm2(粒子/mm2)时分散的氧化物数太小而不能达到晶间转变的效果。因而，稠密度必须至少40pcs/mm2。为了得到更精细的、更多量的Ti和Mg氧化物，限制O量很重要。当O量太小时得不到大量的复合氧化物，相反当它太大时损害了钢的清洁性，因而O量限制在0.001～0.004％。
在下文将阐述限制组分元素的原因。
C量限制在0.01～0.15％，碳是一种用来提高钢强度的极其有效的元素，碳量必须至少0.01％以得到晶粒的细化效果。当C量太高时，基底金属、基底金属以及HAZ的低温韧性大大劣化。因此，上限设定为0.15％。
硅是一种为了脱氧和提高强度而添加的元素。然而当硅量太高时，HAZ韧性显著劣化，因而其上限设定在0.6％，甚至通过Ti或Al能进行钢的充分脱氧，故并不需要总添加Si。
锰是为确保强度和低温韧性的平衡而不可缺少的一种元素，其下限为0.5％。然而当锰量太高时，钢的淬透性增大，从而不但HAZ韧性劣化，而且促进了连续铸(扁坯)的中心偏析，基底金属的低温韧性也恶化。因而，上限设定为2.5％。
添加Ti形成了很细TiN，限制了重新加热扁坯和HAZ时奥氏体晶粒的长大，使显微组织细化并提高了基底金属和HAZ的低温韧性。当Al量小时，Ti形成氧化物，作为形成HAZ内晶间铁素体的晶核并使HAZ组织细化。为得到添加Ti的这种效果，必须添加至少0.005％的Ti。然而如果Ti量太高，则由于TiC而出现TiN的长大和沉淀硬化。因而，其上限设定为0.025％。
铝是一种一般钢中含有的作为脱氧元素的元素。然而，若Al量超过0.02％，则不易形成Ti和Mg复合氧化物。因而，其上限设定为0.020％。通过Ti或Si能充分脱氧，故不需总加入Al。
镁是一种强脱氧元素并且当它与氧结合时生成精细氧化物(含痕量Ti的复合氧化物等)。精细分散在钢中的镁的氧化物即使在高温下也比TiN稳定，限制了整个HAZ内γ-晶粒的长大或在已长大奥氏体晶粒内生成精细晶间铁素体，并提高HAZ韧性。为得到这些效果，必须添加至少0.0001％的Mg。然而，从钢生产的角度来看在钢中极难添加大量Mg。因而，其上限设定为0.0010％。
在添加Ti和Mg时为了充分得到精细氧化物，尽可能降低强脱氧元素Al的数量和把O量控制在0.001～0.01％是有效的。
氮能形成TiN，限制了重新加热扁坯时和在焊接HAZ内奥氏体晶粒的粗化并提高基底金属和HAZ的低温韧性。为达到该目的所需的最小量为0.001％。然而当N量太高时，由于N的固溶而出现扁坯的表面裂痕和HAZ韧性的劣化。因而，上限须设定在0.006％。
本发明中，作为杂质元素的P和S量分别限定在不高于0.030％和不大于0.005％，主要原因是为了进一步提高基底金属和HAZ的低温韧性。降低P量减小了扁坯的中心偏析，防止了晶界断裂并提高了低温韧性。降低S量通过控制轧制和提高韧性减少了MnS划痕。
下面将阐述加入Nb、V、Ni、Cu、Cr和Mo的目的。
把这些元素加入到基本成分的主要目的是为了进一步提高例如强度/低温韧性、HAZ韧性等特性和为了在不降低本发明钢的优异性能下增大可生产钢的尺寸，因而，自然必须限制它们的添加量。
当与Mo同时存在时，Nb限制了可控轧制过程中奥氏体的再结晶，使晶粒细小，但却提高了沉淀硬化和淬透性并使钢韧且强。必须添加至少0.005％的Nb。然而，当Nb添加量太高时，对HAZ韧性有害。因而，其上限设定为0.10％。
钒基本上有与Nb同样的效果但据认为它比Nb的效果低。必须添加至少0.01％的V。从HAZ韧性的角度看，其上限设定为0.10％。
添加镍是为了提高强度和低温韧性。已发现与添加Mn、Cr和Mo相比，添加Ni时在轧制组织(尤其在扁坯的中心偏析区)中形成的硬化组织少，这种组织不利于低温韧性，并发现添加痕量的Ni也有利于提高HAZ韧性(对HAZ韧性特别有效的Ni量为至少0.3％)。然而如果添加量太高，不但HAZ韧性劣化，而且也损害了经济效果，因而，其上限设定为2.0％。添加Ni也有利于在连铸和热轧过程中防止Cu脆裂纹。这种情况下添加的Ni量必须至少为Cu量的1/3。
Cu有基本上象Ni同样的效果，并有利于提高耐腐性和抗氢脆性。Cu的添加量为至少约0.5％时因沉淀硬化大大提高了强度。然而添加过量时由于沉淀硬化和热轧过程中因沉淀硬化产生的开裂而造成基底金属韧性下降。因而其上限设定为1.2％。
铬提高了基底金属和焊接区的强度。然而，当其数量太高时HAZ韧性显著劣化。因而，Cr量的上限设1.0％。
当与Ni同时存在时，钼强烈限制了可控轧制过程中奥氏体的再结晶，并且也有利于细化奥氏体组织。然而过量添加Mo会劣化HAZ韧性，故其上限设定为0.80％。
Ni，Cu，Cr和Mo的每种元素的下限0.05％是最低数量，这时由于添加这些元素，对材料的影响变得显著。
下面，将阐述Ti和Mg复合氧化物粒子的尺寸和数目。
当Ti和Mg复合氧化物粒子的尺寸小于0.001μm时，得不到形成晶间铁素体的效果或限制奥氏体晶粒长大的效果。当超过5.0μm时，氧化物粒子变得太大以至氧化物不能提供晶间铁素体的形成效果。并且不能达到限制奥氏体晶粒长大的效果。
当Ti和Mg复合氧化物粒子的稠密度小于40pcs/mm2时、分散的氧化物粒子数太少，氧化物粒子没有晶间转变的效果。因而下限设定在至少40pcs/mm2。
另外，测定Ti和Mg单独的氧化物或它们的复合氧化物的稠密度的方法是，通过从1/4厚度的位置采集试样，通过使用CMA(计算机显微分析仪)把直径1μm的光束辐射到试样表面上0.5mm×0.5mm的范围，计算单位面积内氧化物粒子的数目。
然后，将阐述添加材料Mg。本发明使用由铁箔包裹的金属Mg(至少99％)作为Mg添加材料并把它熔化到钢内。如果把金属Mg直接加进熔融钢内，反应太剧烈以致熔融钢可能溅射。因而，用铁箔包裹金属Mg。使用铁箔的原因是为了避免杂质元素进入熔融钢内，但使用基本上与该产品组成相同的铁合金箔也不出现问题。偶而，可使用Mg合金例如Fe-Si-Mg合金或Ni-Mg合金作为Mg添加材料。
通过实验室熔化制备不同含Mg量的扁坯，钢中加入了用铁箔包裹的纯Mg金属(至少99％)。在不同条件下把这些扁坯轧制成厚度为13到20mm的板。研究它们的机械性能。在横断面方向测量机械性能(屈服强度Ys、抗拉强度Ts，-40℃下摆锤式冲击能vE-40和摆锤式冲击转变温度vTrs)。通过再生产热循环机(最高加热温度1400℃，从800℃到500℃的冷却时间(At800-500)27秒)复制HAZ而评价HAZ韧性(-20℃下的摆锤式冲击能vE-20)，通过使用直径1μm的光束进行CMA分析而测定Ti和Mg复合氧化物粒子的尺寸和数目。
通过电子显微镜观测确定氧化物粒子。
实施例列在表1中，对于根据本发明制备的钢板，-20℃下HAZ内摆锤式冲击能为至少150J，并且有优异的HAZ韧性。相反，由于比较钢板具有不适宜的化学成分或Ti和Mg复合氧化物粒子有不适且的尺寸或稠密度，-20℃下HAZ内它们的摆锤式冲击能极低。
由于15号试样钢中O量低，故Ti和Mg复合氧化物粒子的稠密度小且HAZ内的摆锤式冲击能低。由于16号试样钢中Al量太高，故几乎不存在Ti和Mg复合氧化物粒子且HAZ内的摆锤式冲击能低。由于17号试样钢中Ti量太高，Ti和Mg的复合氧化物稠密度小且HAZ内摆锤式冲击能低。由于18号试样钢中Ti量太高，故HAZ内摆锤式冲击能多少有点低。由于19号试样钢中O含量高，故Ti和Mg复合氧化物粒子的粒径大且HAZ内的摆锤式冲击能低。由于20号试样钢中没加入Mg，故HAZ内摆锤式冲击能多少有点低。表1-1钢化学组成(重量％，*PPm) 其它C SiMnP*S*Ti AlN*O*Mg*本发明钢 1 0.060 0.29 1.96 120 20 0.012 0.002 33 30 3 Ni0.42，Cu0.98，Mo0.42，Nb0.0402 0.090 0.35 1.72 65 18 0.015 0.004 45 40 4 Ni0.50，Cu1.07Nb0.0263 0.065 0.20 1.85 74 13 0.024 0.003 59 33 8 Cr0.38，Cu1.00，Ni0.40，Nb0.0204 0.070 0.29 1.82 52 17 0.018 0.002 48 42 7 Mo0.50，Cu0.99，Ni0.35，Nb0.0405 0.071 0.25 1.71 128 18 0.020 0.003 37 20 10 Ni0.45，Cu1.036 0.069 0.05 1.92 84 16 0.018 0.002 39 22 8 V0.071，Mo0.42，Cu0.96，Ni0.357 0.078 0.24 1.84 65 10 0.019 0.002 30 33 9 Ni0.38，V0.080，Cu0.99，Nb0.0408 0.070 0.15 1.95 78 15 0.015 0.005 38 40 4 V0.08，Cu0.10，Ni0.35，Nb0.0409 0.127 0.28 1.71 70 18 0.018 0.004 39 26 4 Ni0.39，Cu0.90Nb0.03010 0.072 0.20 1.84 40 17 0.016 0.002 46 30 2 Mo0.43，Cu0.92，Ni0.3511 0.080 0.26 2.17 160 18 0.017 0.002 32 29 8 Cr0.40，Cu0.93，Ni0.3512 0.072 0.20 1.75 40 10 0.015 0.005 46 16 9 Ni0.38，Cu0.9313 0.075 0.29 1.96 60 15 0.020 0.002 39 20 5 Mo0.42，Cu0.90，Ni0.3414 0.082 0.40 1.87 90 24 0.018 0.003 35 28 3 Ni0.42，Mo0.45，Cu1.01，Nb0.039表1-2钢 Mg，Ti复合氧化物平均稠密度 力学性能 HAZ韧性粒径颗粒数YS TS vE-40vTrs vE-20(μm)/mm2) (MPa) (MPa) (J) (℃) (J)本发明钢 1 1.1 80 855990 200 -90 1902 0.5 85 9001000 180 -80 1653 2.0 89 810950 185 -85 1604 1.3 85 796902 190 -85 1805 0.6 80 851970 190 -90 1606 1.0 88 852953 180 -80 1657 0.5 80 876982 190 -85 1658 1.0 85 796940 200 -85 1959 1.1 90 857958 160 -75 15010 1.3 81 856963 159 -65 15011 0.6 86 897977 194 -85 16812 0.3 83 840973 201 -85 15213 0.1 80 791902 190 -60 15614 1.5 82 810821 180 -80 158表1-3钢化学组成 (重量％，*PPm) 其它C SiMn P*S*Ti AlN*O*Mg*比较钢15 0.077 0.26 1.78 55 13 0.019 0.001 55 5 6 V0.070，Cu0.10，Ni0.35，Nb0.02616 0.073 0.26 1.86 45 26 0.015 0.025 35 14 4 V0.080，Ni0.45，Cu0.10，Nb0.03817 0.072 0.26 1.86 50 16 0.004 0.005 34 26 4 Ni0.3518 0.078 0.26 1.86 50 16 0.030 0.004 37 16 8 Mo0.4219 0.078 0.26 1.86 50 16 0.013 0.004 38 50 4 Cu0.44 Nb0.03820 0.078 0.28 1.86 50 16 0.014 0.004 30 30 0 Cr0.60 Nb0.034[表4]表1-4钢 Mg，Ti复合氧化物平均稠密度力学性能 HAZ韧性粒径 颗粒数YS TS vE-40vTrsvE-20(μm)/mm2) (MPa) (MPa)(J)(℃) (J)比较钢15 2.0 10 754 865 150-90 2016 1.5 7 812 930 80 -80 3017 2.5 38 832 820 180-65 4018 2.1 80 716 835 160-90 7019 5.1 70 725 838 99 -75 4520 5.3 70 759 851 110-85 30
本发明可稳定地大量制备具有优异HAZ韧性的钢材，并能用于例如轮船，建筑物、压力容器、管道等等的结构。结果，可显著提高轮船、建筑物、压力容器、管道等的安全性。
权利要求
1.一种在焊接热影响区有优异韧性的钢，它含有，以重量％表示C 0.01～0.15，Si 不大于0.6，Mn 0.5～2.5，P 不大于0.030，S 不大于0.005，Ti 0.005～0.025，Al 不大于0.02，Mg 0.0001～0.0010，O 0.001～0.004，和N 0.001～0.006其余为Fe和不可避免的杂质，并且含有至少40pcs/mm2的粒径为0.001～5.0μm的Ti和Mg的氧化物和复合氧化物粒子。
2.根据权利要求1的在焊接热影响区有优异韧性的钢，它进一步含有至少一种下列元素Nb 0.005～0.10，V0.01～0.10，Ni 0.05～2.0，Cu 0.05～1.2，Cr 0.05～1.0，Mo 0.05～0.8，并且含有至少40pcs/mm2的粒径为0.001～5.0μm的Ti和Mg的氧化物及复合氧化物粒子。
3.根据权利要求1或2的在焊接热影响区有优异韧性的钢，它是通过使用由铁箔包裹的金属Mg作为Mg添加材料而制备的一种钢。
全文摘要
一种具有优异HAZ韧性的钢能用于轮船、建筑物、压力容器、管道等等。这种钢是含有至少40pcs/mm
文档编号C22C38/14GK1189193SQ97190373
公开日1998年7月29日 申请日期1997年4月17日 优先权日1996年4月17日
发明者原卓也, 朝日均, 为广博, 植森龙治, 齐藤直树 申请人:新日本制铁株式会社