焊接用钢材的制作方法
【专利摘要】本发明的目的在于获得即使在焊接线能量为200kJ/cm以上的情况下也具有出色的焊接部韧性和接头强度，并且屈服应力为460MPa以上的钢材。本发明的钢材具有规定的成分组成，而且，将Ti和N的质量％比设为2.0以上且不足4.0、将下记式子(1)中规定的A值设为10以上25以下、将下记式子(2)中规定的Ceq设为0.38～0.43、将钢材中的固溶B量设为5质量ppm以上。A＝2256×Ti?7716×N+10000×B……(1)Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15……(2)其中，各元素符号表示各元素的钢中含量(质量％)。
【专利说明】
焊接用钢材
技术领域
[0001] 本发明涉及一种作为船舶、土木建筑等领域的各种钢结构物所使用的、屈服应力 为460MPa以上的焊接用钢材，尤其涉及一种适合焊接线能量超过200kJ/cm的大线能量焊接 的钢材，详细而言，涉及一种即使在实施了上述大线能量焊接的情况下，也具有出色的焊接 部韧性和接头强度的钢材。
【背景技术】
[0002] 在船舶、海洋结构物、建筑以及钢管等领域所使用的钢结构物，通常通过焊接接合 来制成所希望的形状的结构物。因此，从确保安全性的角度出发，要求这些结构物除了要确 保所使用的钢材的母材特性、即强度和韧性以外，焊接部的韧性也要出色。
[0003] 近年来，上述船舶等的钢结构物越来越大型化，使得所使用的钢材不断地向高强 度化和加厚化发展。伴随着这些变化，焊接施工也已采用埋弧焊、气体保护焊以及电渣焊等 高效且大线能量的焊接方法，在利用这样的大线能量焊接进行焊接施工的情况下，也需要 焊接部的韧性出色的钢材。
[0004] 然而，多处可见难以使高强度钢、厚壁钢板兼顾母材的机械特性(特别是低温韧 性)和焊接热影响部(Heat Affected Zone;以下，记为HAZ)的低温韧性这两者的报告。
[0005] 针对该报告，例如如专利文献1和专利文献2所记载的那样，公开一种利用控制乳 制、控制冷却来实现兼顾母材的低温韧性和HAZ的低温韧性这两者的技术。
[0006] 接下来，说明实施了大线能量焊接时的HAZ组织。HAZ中的与焊接金属相接的部分 通常被称为"接合部(bond部)"。接合部附近的HAZ暴露在热影响部中的特别是熔点附近的 高温中，因此，存在晶粒粗大化且韧性显著下降的倾向。另一方面，在稍稍离开接合部的地 方，由于晶粒变为细颗粒区域而形成软化区域，这成为接头强度降低的主要原因。
[0007] 如上所述，大线能量焊接引起HAZ的韧性降低，针对该HAZ韧性降低，迄今也研究了 很多对策。例如使TiN细微地分散在钢中来抑制奥氏体晶粒的粗大化或者将TiN作为铁素体 相变形核来使用这样的技术已经得到实用化。此外，通过使Ti的氧化物分散来达成像上述 那样的抑制奥氏体晶粒粗大化的效果的技术也在开发中。
[0008] 然而，在使用TiN的上述技术中，存在如下问题：由于在接受大线能量焊接之际，焊 接热影响部被加热到TiN的溶解温度区域，这使得TiN分解而引起上述分散效果消失，或者 由于TiN的分解而产生的固溶Ti和固溶N引起钢的基础组织脆化，这些都使得焊接热影响部 的韧性显著降低。
[0009] 此外，在使用Ti氧化物的技术中，存在难以使氧化物均匀、细微地分散这样的问 题。作为解决此类问题的技术，例如在专利文献3中公开了如下技术:为了提高实施了超过 200kJ/cm的大线能量焊接的焊接热影响部的韧性，对控制硫化物的形态所使用的Ca的添加 量进行适当调整，使CaS结晶，并且将析出物作为铁素体相变形核来进行有效地使用。
[0010] 与氧化物相比，上述CaS在低温下结晶，因此，能够细微地分散在钢中，而且，在钢 板冷却之际，MnS、TiN、BN等铁素体相变生成核会以此为核进行细微地分散，从而能够使焊 接热影响部的组织形成为细微的铁素体-珠光体组织，并且能够实现高韧性化。因此，利用 专利文献3的技术，能够在一定程度上抑制伴随着大线能量焊接而来的HAZ韧性低下。
[0011]但是，之后的研究发现，对于进行了使钢板的屈服应力达到460MPa以上的高强度 化，且添加了较大量的C、合金元素的钢而言，当进行焊接线能量超过200kJ/cm的大线能量 焊接时，在接合部附近的HAZ上将会形成几个体积％的被称作岛状马氏体（以下，在本发明 中，也记为MA)的硬质脆化组织，该脆化组织阻止焊接部的韧性进一步改善。
[0012] 即，发现了在这样的改善高强度钢的大线能量焊接部的接合部附近的HAZ韧性方 面，除了要抑制奥氏体晶粒粗大化、使铁素体相变形核细微分散、减少固溶N以外，还有必要 抑制岛状马氏体的生成。
[0013] 关于减少HAZ部的岛状马氏体的技术，例如，在专利文献4中公开了如下技术:除了 降低C、Si的含量是有效的以外，降低P的含量对于减少HAZ部的岛状马氏体也很有效。
[0014] 而且，在专利文献5中，通过积极地添加 Μη并且极力地减少P，能够获得减少接合部 附近ΗΑΖ的岛状马氏体并且韧性出色的屈服应力为460MPa程度的钢材。
[0015] 另一方面，关于抑制伴随着大线能量焊接而带来的HAZ软化的技术，并未公开像 HAZ韧性对策那么多的内容。上述的专利文献3、4以及5中任一项专利文献也未记述与HAZ软 化相关的内容。可以认为这样做的理由是，在进行最初大线能量焊接用钢的设计之际，以能 够确保接头强度作为前提。
[0016] 因此，关于抑制HAZ软化的内容，对已公开的技术进行说明。
[0017] 在这些技术中，存在利用Nb、V等析出强化元素的技术和利用由B带来的淬火性能 提高的效果的技术。
[0018] 例如在专利文献6中，在提高C量的同时减少Si、Mn的量，并且通过包含Nb、V，以此 来减少HAZ软化。
[0019] 另一方面，在专利文献7中，为了实现由B带来的淬火性能提高，通过规定含有比N 量多的Ti、B以及Nb这样的成分式来抑制HAZ软化。
[0020] 此外，在专利文献8中，通过规定固溶B量，实现由B带来的淬火性能提高，从而抑制 HAZ软化。
[0021] 专利文献1:日本特开昭57-134518号公报 [0022] 专利文献2:日本特开昭59-83722号公报 [0023] 专利文献3:日本特许第3546308号公报 [0024] 专利文献4:日本特开2008-163446号公报 [0025] 专利文献5:日本特开2011-6772号公报 [0026] 专利文献6:日本特开昭60-67622号公报 [0027] 专利文献7:日本特开2007-177327号公报 [0028] 专利文献8:日本特许第4233033号公报
[0029] 然而，如上所述，专利文献3所记载的技术是一种改善特别在针对屈服应力为 390MPa程度的钢材实施了大线能量焊接之际的、接合部的韧性的技术，对于针对屈服强度 进一步提高，例如屈服应力:460MPa程度的钢材的大线能量HAZ韧性和HAZ软化而言，有时不 能够充分地应对。
[0030] 此外，专利文献4所记载的技术是将屈服应力为460MPa程度的钢材作为对象，通过 减少C、Si以及P的含量来减少接合部附近的HAZ的岛状马氏体，并且通过添加适量Ca来使铁 素体相变形核细微地分散，从而确保HAZ韧性，但是该文献中，未对HAZ软化进行描述，而且， 因必须添加 Ni而存在会引起合金成本提高的可能性。
[0031]此外，专利文献5所记载的技术是将屈服应力为460MPa程度的钢材作为对象，通过 积极地使用Μη来减少岛状马氏体，从而廉价地获得所需的钢材，但是，其还是与专利文献4 一样，没有关于ΗΑΖ软化的描述。
[0032]另一方面，专利文献6所记载的技术虽然采用了提高C量且使用Nb、V等析出强化元 素的方法对HAZ软化进行充分处理，但令人忧虑的是，在大线能量焊接时会在接合部附近 HAZ上形成大量岛状马氏体，从而使接合部附近的HAZ的韧性显著降低。
[0033]此外，专利文献7和8所记载的技术是使用B的淬火性能来抑制HAZ软化的技术，其 中的专利文献7是以添加大量的Ti、B以及N为前提，令人担心的是，存在制造性能方面的问 题，同时令人担心会在接合部附近的TiN恪化区域中，因固溶N而引起HAZ的韧性降低。
[0034]除此之外，专利文献8所记载的技术是以不存在Nb为前提，在以屈服应力：460MPa 程度的钢材作为对象的情况下，残留有难以确保接头强度这样的问题。
【发明内容】
[0035]本发明是鉴于上述情况而开发出来的，其目的在于廉价地提供一种即使实施了焊 接线能量超过200kJ/cm的大线能量焊接，仍在焊接热影响部的硬度不降低的、耐软化性和 接合部附近的HAZ韧性方面出色的、屈服应力为460MPa以上的大线能量焊接用钢材。
[0036] 为了解决上述课题，
【发明人】们对组织因子对在针对屈服应力为460MPa以上的高强 度钢材实施了焊接线能量超过200kJ/cm的大线能量焊接时的、接合部附近的HAZ韧性和HAZ 最软化部区域的硬度带来的影响进行了详细研究。其结果发现:关于接合部附近的HAZ韧 性，即使有少量的岛状马氏体存在也会对韧性产生不良影响，相反，通过产生岛状马氏体能 够提高最软化部区域的硬度。
[0037] 因此，
【发明人】们针对在抑制接合部附近的HAZ的岛状马氏体的产生的基础上，提高 最软化部区域的岛状马氏体的生成量的方法进行了研究。其结果发现:对于接合部附近的 HAZ而言，在将C、Si、P量抑制得较低的同时，通过积极地含有Μη来弥补由C量降低造成的母 材强度下降，能够尽量不产生对接合部附近的ΗΑΖ韧性带来不良影响的岛状马氏体，有效地 提高母材强度。
[0038] 此外，发现通过将最软化部区域中的Ti、N以及Β控制在适宜的范围内且应用Β的提 高淬火性能效果，能够不增加接合部附近HAZ的岛状马氏体地促进最软化部区域的岛状马 氏体的形成。
[0039] 即、对于B而言，在暴露于熔点附近的高温中的接合部附近的HAZ中，未产生自伴随 着上部贝氏体的生成、成长而远离晶界的移动，使得残留在贝氏体板条(bainite lath)之 间的未相变奥氏体的淬火性能未得到提高，不过，在由热影响带来的温度上升比较小的HAZ 软化区域中，B伴随着铁素体相变扩散并且通过在未相变奥氏体的晶界上发生偏析而使其 淬火性能提高，因而存在促进岛状马氏体的形成的效果。
[0040]但是，HAZ软化区域因为由热影响带来的温度上升比较小，所以几乎未产生析出物 的溶解，有助于淬火性能的B的存在量依赖于制造工序时的状态。而且，在母材制造工序的 控制乳制和冷却的各个阶段，B因制造条件的差异有时形成氮化物，在该情况下，无法发挥 其提高淬火性能的效果。
[0041] 因此，
【发明人】们经过进一步反复研究，结果发现:在钢板制造工序中，通过以下方 法能够尽量限制B氮化物的析出，并且连同上述的成分最优化一起，获得出色的HAZ特性，至 此，开发出本发明，该方法如下:首先，最初在奥氏体再结晶温度区域实施了乳制之后，加速 冷却至奥氏体未再结晶温度区域，接着实施奥氏体未再结晶温度区域乳制，之后，再次实施 加速冷却。
[0042] gp、本发明的主要结构如下。
[0043] 1. 一种焊接用钢材，其含有C: 0.030质量％~0.080质量％、Si : 0.01质量％~0.10 质量％、]^:1.80质量％~2.40质量％、？:0.010质量％以下、5 :0.0005质量％~0.0040质 量％)1:0.005质量％~0.100质量％、恥:0.003质量％~0.030质量％、11 :0.010质量％~ 0.050质量％川:0.0030质量％~0.0120质量％以及8:0.0005质量％~0.0025质量％，而且 Ti和N的质量％K(Ti/N)为2.0以上且不足4.0,在以下的式子（1)中规定的A值为3以上25以 下、在以下的式子(2)中规定的Ceq为0.38~0.43的范围，余部是由Fe及不可避免的杂质构 成的成分组成，屈服应力为460MPa以上并且固溶B量为5质量ppm以上，在实施了焊接线能 量：200kJ/cm以上的线能量焊接时，热影响部的接合部附近的组织中的岛状马氏体为 lvol%以下，并且热影响部的最软化部区域的组织中的岛状马氏体为5vol%以上。
[0044] A = 2256XTi-7716XN+10000XB……(1)
[0045] Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V )/5+( Cu+Ni )/15 ……(2)
[0046] 其中，各元素符号表示各元素的钢中质量％含量。
[0047] 2.根据上记1所述的焊接用钢材，在其上述成分组成中，还含有从V:0.20质量％以 下、Cu:0.30质量％以下、Ni :0.30质量％以下、Cr:0.40质量％以下以及Mo:0.40质量％以下 中选择的一种以上的元素。
[0048] 3.根据上记1或上记2所述的焊接用钢材，在其上述成分组成中，还含有从Ca: 0.0005质量 ％~0·0050 质量 ％、Mg:0.0005质量 ％~0·0050质量 ％、Zr:0.0010 质量 ％~ 0.0200质量％、REM:0.0010质量％~0.0200质量％中选择的一种以上的元素。
[0049] 发明效果
[0050]采用本发明，能够获得在实施了大线能量焊接时，兼有良好的接头强度和焊接热 影响部韧性的钢材，对于通过埋弧焊、电渣焊这样的大线能量焊接而构建成的船舶、大型结 构物的品质提高有较大帮助。特别是，如果在板厚超过50mm的钢材中应用本发明，与以往技 术中的钢材相比，在焊接的接头强度和焊接热影响部的韧性这两方面，显示出更显著的优 越性。
【具体实施方式】
[0051]接下来，具体说明本发明。此外，在本发明中作为对象的钢材指的是通过热乳制制 造出来的钢材。
[0052]在本发明中，重要是分别控制钢材的成分组成、强度以及因超过200kJ/cm的大线 能量焊接而形成的焊接热影响部的软化区域中的最小的硬度（以下，也称为HAZ最软化部区 域的硬度）。
[0053]首先，对作为本发明的钢材的特征的热影响部的岛状马氏体的体积分数进行说 明。
[0054]热影响部的接合部附近的组织中的岛状马氏体为1 vo 1 %以下 [0055]在焊接热影响部(HAZ)中，通过抑制暴露在高温中而发生奥氏体粗大化的、热影响 部的接合部附近的岛状马氏体的生成，能够提高大线能量焊接部的韧性。为了获得这样的 效果，需要将上述接合部附近的岛状马氏体的体积分数抑制在lvol %以下。此外，上述岛状 马氏体的体积分数的下限值并未特别限定，即使是〇v〇l%亦可。此外，本发明的热影响部的 接合部附近指的是自接合部起算600μπι以内的范围的焊接热影响部，该组织是除了具有上 述岛状马氏体以外，以针状铁素体、贝氏体为主，且包含铁素体、珠光体的公知的组织。 [0056]热影响部的最软化部区域的岛状马氏体为5vol%以上
[0057]对屈服应力:460MPa以上的钢材进行焊接而产生的接头需要达到与母材相同的抗 拉强度、即抗拉强度达到570MPa以上。在这里，作为对接头的抗拉强度产生影响的因素，主 要是焊接金属的强度、板厚、HAZ最软化部区域的硬度等，特别是热影响部的最软化部区域 的组织带来的影响较大。而且，屈服应力为460MPa以上的钢材的软化区域的组织是铁素体 和第二相组织，作为第二相组织，能够通过产生5vol%以上的体积分数的岛状马氏体，获得 所希望的接头强度。
[0058]此外，在本发明中，热影响部的软化区域指的是距离接合部10mm左右的、在受到由 焊接带来的加热之后，奥氏体形成为细微颗粒的热影响部。
[0059]此外，在本发明中，热影响部的最软化部区域指的是对以1mm左右的等间隔呈格子 状测量维氏硬度HV(JIS Z 2244(1998))，以表示最低硬度的点为中心，将距离中心最近的 四处测量点彼此连起来而成的区域。
[0060]在本发明中，为了在对HAZ的最软化部区域的组织进行如上所述的控制的同时，实 现高强度，对钢材所应具有的成分组成做出如下规定。此外，以下，关于钢材的成分组成 的％指的是质量％。
[0061 ] C:0.030 质量 ％~0.080 质量 ％
[0062] C是用于提高钢材的强度的元素，为了确保作为结构用钢所需的强度，C需要含有 0.030质量％以上。另一方面，如果C超过0.080质量％，容易产生接合部附近的HAZ的MA，因 此，将上限设为0.080质量％。
[0063] Si:0.01 质量 ％~0.10 质量 ％
[0064] Si是作为熔化钢时的脱氧剂所添加的元素，需要添加0.01质量％以上。另一方面， 如果超过0.10质量％，除了母材的韧性降低以外，在大线能量焊接而成的接合部附近HAZ产 生MA，容易导致韧性降低。于是，将Si设定在0.01质量％~0.10质量％的范围内。
[0065] Μη:1·80 质量 ％~2.40 质量 ％
[0066] Μη是与C 一样用于提高强度的元素，比被称为Mo、V的合金元素便宜，并且不促进接 合部附近的HAZ的MA生成，因此，在本发明中积极地添加。而且，为了确保所需强度并且获得 上述效果，需要添加1.80质量％以上，更优选添加1.90质量％以上，进一步优选添加2.00质 量％以上。另一方面，如果含有过量的Μη，反而损害焊接部韧性，需要添加2.40质量％以下， 更优选添加2.20质量％以下，进一步优选添加2.10质量％以下。
[0067] Ρ:〇·〇1〇质量％ 以下
[0068] P是作为杂质而含有的元素的一种，因为其使钢板母材和HAZ的韧性降低，所以优 选在考虑到熔制毛坯时的经济性的基础上，在可能的范围内减少其含量。因此，将P量限制 在0.010质量％以下。优选的是0.008质量％以下。
[0069] S:0.0005 质量 ％~0.0040 质量 ％
[0070] S是用于形成作为铁素体的成核位点而发挥作用的MnS或者CaS的必要元素。因此， 添加0.0005质量％以上。然而，如果过度添加，反而导致母材韧性降低，因此，将上限设为 0.0040 质量 ％。
[0071] Α1:0·005 质量 ％~0.100 质量 ％
[0072] Α1是为了钢的脱氧而添加的元素，需要含有0.005%以上。另一方面，如果含量超 过0.100质量％，不仅会使母材的韧性下降，而且也会使焊接金属的韧性下降。于是，将Α1设 定在0.005质量％~0.100质量％的范围内。优选的是0.010质量％~0.100质量％的范围。
[0073] Nb:0.003 质量 ％~0.030 质量 ％
[0074] Nb是对确保母材强度、HAZ最软化部硬度以及焊接接头强度有效的元素。但是，在 添加量不足〇. 003质量％的情况下，上述效果将会变小，但如果含量超过0.030质量％，将会 在接合部附近的HAZ产生MA而使韧性降低。于是，将Nb设定在0.003质量％~0.030质量％的 范围内。
[0075] Ti:0.010 质量 ％~0.050 质量 ％
[0076] Ti在凝固时会形成TiN而析出，抑制接合部附近HAZ的奥氏体晶粒的粗大化。此外， Ti在成为铁素体的相变核而有助于HAZ的高韧性化的同时，通过减少要与B结合的N来确保 固溶B，在确保HAZ最软化部硬度以及焊接接头强度的基础上有效地发挥作用。为了获得这 样的效果，需要添加0.010质量％以上，优选添加0.015质量％以上。另一方面，如果含量超 过0.050质量％，析出的TiN将会粗大化，无法获得上述效果。于是，将Ti设定在0.010质量％ ~0.050质量％的范围内。
[0077] Ν:0·0030 质量 ％~0.0120 质量 ％
[0078] Ν在凝固时形成TiN，有助于抑制接合部附近的ΗΑΖ的奥氏体晶粒的粗大化，同时，Ν 产生BN，该BN作为铁素体相变形核发挥作用使得接合部附近的HAZ的组织细微化，有助于钢 材的高韧性化。而且，为了确保这样的TiN达到所需要量，需要含有N为0.0030质量％以上， 优选含有〇. 0050质量％以上。更加优选含有0.0070质量％以上。另一方面，如果过度含有N， 在根据焊接线能量条件的差异，而在使TiN熔化的区域中，固溶N量增加，反而使HAZ的韧性 降低。因此，将上限设为0.0120质量％以下。优选设为0.0100质量％以下。
[0079] Β:0·0005 质量 ％~0.0025 质量 ％
[0080] Β是用于提高钢的淬火性能的元素，通过降低奥氏体的相变温度来促进贝氏体、马 氏体这样的硬质组织的产生，有助于母材钢板的高强度化。同样，也抑制ΗΑΖ软化部的作为 软质相的铁素体的产生，使得ΗΑΖ软化部的强度提高。为了获得这样的效果，需要含有Β为 0.0005质量％以上。另一方面，如果Β的含量超过0.0025质量％，将引起淬火性能过剩，反而 导致母材钢板和ΗΑΖ的韧性降低。因此，将Β设定在0.0005质量％~0.0025质量％的范围内。
[0081] 固溶Β量设为5质量ppm以上
[0082] 在本发明中，钢材中的固溶B量设为5质量ppm以上。在钢材中的固溶B量不足5ppm 的情况下，在HAZ软化区域的组织形成时使未相变奥氏体的淬火性能提高的效果不足，无法 获得用于取得所希望的硬度的岛状马氏体量。
[0083] Ti和N的质量％K(Ti/N):2.0以上且不足4.0
[0084] 将Ti/N规定为后述的A值，同时，在本发明中，Ti/N是重要的要素。Ti/N对于HAZ的 接合部的、TiN的细微分散状况和由固溶N引起的韧性劣化有较大影响，需要进行适宜地控 制。即、如果Ti/N为4.0以上，由于BN不析出、而Ti的硼碳化物等析出，导致HAZ韧性大幅降 低，但如果Ti/N低于2.0，由于固溶N引起的HAZ韧性的降低和HAZ的BN析出，无法确保B的淬 火性能，从而难以确保所需要的HAZ最软化部硬度。因此，Ti/N的值设为2.0以上且不足4.0。 优选的是，Ti/N的值在2.5以上3.5以下的范围内。
[0085] A值：3以上25以下
[0086] 在以下所示的式子(1)中规定的A值是本发明中最为重要的项目之一。在钢材受到 与大线能量焊接的热影响部相当的热过程之际，即使TiN、BN等的产生反应未在符合平衡理 论地进行的情况下，为了使固溶B发挥出提高淬火性能的效果，除了在Ti、N以及B方面满足 上述的钢材的添加量的基础上，还需要A值为3以上。但是，如果A值超过25，钢材的淬火性能 将会过剩，从而对HAZ的韧性产生不良影响。因此，在本发明中，将A值设为3以上25以下。优 选为6~15的范围。
[0087] A = 2256 X Ti-7716 X N+10000 X B ……（1)
[0088] 其中，各元素符号(Ti、N、B)表示各元素的钢中含量(质量％)。
[0089] Ceq: 0.38 ~0.43
[0090] 本发明的大线能量焊接用钢材由于焊接时的线能量，导致在制造母材时所实施的 TMCP等组织控制的效果完全无效。因此，即使在焊接时的加热和冷却下，也需要兼顾焊接接 头的强度和韧性，所以需要将作为淬火性能的指标的碳当量(^控制在适当的范围内。
[0091] 具体而言，需要以使以下的式子(2)所定义的碳当量ceq为0.38~0.43的范围的方 式控制各成分的组成。在上述Ceq不足0.38时，淬火性能不足，最软化部区域的硬度显著降 低，因此，无法确保所希望的焊接接头的强度。另一方面，如果C eq超过0.43，则淬火性能过 剩，接合部附近的铁素体的产生被抑制，并且促进岛状马氏体产生，因此，无法确保充分的 韧性。优选的是，C eq在0.39~0.42的范围内。
[0092] Ceq = C+Mn/6+(Cr+Mo+V )/5+( Cu+Ni )/15 ……(2)
[0093] 在这里，上述式子中的各元素符号表示各自的元素(^11、0、1〇、￥、(：11、附）的含量 (质量％)。
[0094]在以上的本发明的基本成分组成中，余部就是Fe和不可避免的杂质。此外，作为不 可避的杂质，例如只要0为0.0050%以下就能够被允许。
[0095] 在本发明的钢材中，除了上述成分以外，以提高强度等为目的，能够在下记的范围 内含有从￥、&!、附、&以及此之中选择的一种以上元素作为可选元素。
[0096] ￥:0.20质量％以下、〇1:0.30质量％以下、附 ：0.30质量％以下、0:0.40质量％以 下以及Mo:0.40质量％以下
[0097] ￥、〇!、附、&以及此是对母材的高强度化有效的元素，为了获得该效果，优选的是， V、Cu以及Ni添加0.05质量％以上、Cr和Mo添加0.02质量％以上。但是，如果大量添加任一种 元素，都将会对韧性产生不良影响，还有，Ni关系到合金成本增加，因此，在含有这些元素的 情况下，希望将V设为0.20质量％以下、将Cu设为0.30质量％以下、将Ni设为0.30质量％以 下、将Cr和Mo设为0.40质量％以下。
[0098]而且，本发明的钢材除了上述成分以外，能够在下记的范围内含有从Ca、Mg、Zr以 及REM之中选择的一种以上元素作为可选元素。
[0099] Ca:0.0005 质量 ％~0.0050 质量 ％
[0100]能够为了获得S的固定、由分散氧化物、硫化物带来的韧性改善效果而含有Ca。为 了获得上述效果，优选的是，至少含有〇. 0005质量％。但是，即使添加量超过0.0050质量％， 也只是上述效果达到饱和而已。于是，在含有Ca的情况下，优选设定在0.0005质量％~ 0.0050质量％的范围。
[0101] ]\^:0.0005质量％~0.0050质量％、21:0.0010质量％~0.0200质量％、1^]\1 : 0.0010质量％~0· 0200质量％
[0102] Mg、Zr以及REM中的任一种，均是具有分散氧化物带来韧性改善效果的元素。为了 体现这样的效果，优选的是，含有Mg为0.0005质量％以上、含有Zr和REM为0.0010质量％以 上。另一方面，即使添加的Mg超过0.0050质量％、添加的Zr和REM超过0.0200质量％，也只是 该效果达到饱和而已。于是，在含有这些元素的情况下，优选将它们设定在上述范围。
[0103] 制造方法
[0104] 优选的是，使用转炉或者电炉等常用的焊接方法对具有上述成分组成的钢进行熔 制，并且利用连续铸造方法或者铸锭法等常用的工序形成用于制造钢板的板坯原料。以下， 针对本发明使用的优选的钢板制造条件进行说明。
[0105] 加热温度：105(TC ~120(TC
[0106] 为了使钢还中的Nb碳氮化物完全固溶，优选的是，将钢还的加热温度设定为1050 °C以上。另一方面，如果加热温度超过1200°C，在加热时将会引起奥氏体晶粒径的粗大化， 对母材韧性带来不良影响，因此，优选将上限设为1200°C。
[0107] 奥氏体再结晶温度区域的乳制
[0108] 奥氏体再结晶温度区域的乳制具有使加热时的奥氏体晶粒一定程度细微化的效 果，希望最低1次以上乳制，优选的是，实施累积压下率20%以上。只要是上述成分范围的 钢，奥氏体再结晶温度区域的下限温度就大约是900°C~1000°C的范围。
[0109] 从奥氏体再结晶温度区域到奥氏体未再结晶温度区域的一次冷却
[0110] 本工序在制造工序之中是最为重要的项目之一。如上所述，在HAZ软化区域中，能 够使组织的淬火性能提高的固溶B量相当于在制造钢板时的状态下所能够确保的固溶B量。
[0111] 因此，在制造钢板时有大量B的氮化物析出的情况下，存在用于确保淬火性能的固 溶B不足，导致无法在HAZ软化区域获得足够的硬度的情况。
[0112] 此外，希望在制造钢板时的冷却过程中，与B的氮化物产生的温度区域相当的、从 奥氏体再结晶温度区域到奥氏体未再结晶温度区域的冷却速度尽可能快。通常，该工序作 为热乳制的温度降低待机时间而进行空冷，但是在本发明中，通过实施具有比空冷的冷却 速度快的冷却速度的加速冷却，在缩短到达作为下道工序的控制乳制工序的时间的同时， 能够防止因 B的氮化物的析出引起的固溶B的减少。此外，该加速冷却特别是在从1000°C到 600 °C的温度范围内实施是有效的。
[0113] 在本发明中，为了与后述的奥氏体未再结晶温度区域的乳制后的冷却进行区别， 将紧接着在奥氏体再结晶温度区域的乳制所实施的加速冷却称为一次冷却。在该一次冷却 中，优选的是，利用水冷的加速冷却设备、或者除去在乳制中在钢板表面上产生的氧化皮的 所谓的除锈设备等，达到比空冷快的冷却速度。具体而言，优选3°C/秒以上的冷却速度。
[0114] 奥氏体未再结晶温度区域的累积压下率40 %以上的乳制
[0115] 接着上述加速冷却，在奥氏体未再结晶温度区域实施控制乳制。在该控制乳制过 程中的累积压下率较小的情况下，难以获得规定的母材韧性。因此，将累积压下率的下限设 为40%。虽然希望累积压下率较高，但是在工业方面，存在将80%左右作为上限的情况，优 选的是50%~80%。
[0116] 奥氏体未再结晶温度区域乳制之后，从Ar3相变点以上的温度到550°C以下的温度 区域的二次冷却
[0117] 二次冷却是以使通过控制乳制而加工成的奥氏体组织发生相变为目的的冷却。而 且，为了使组织的相变完成，需要冷却至550°C以下的温度区域，优选冷却完成温度的下限 为550°C。二次冷却的冷却速度是需要比空冷快的冷却速度，优选进行5°C/秒以上的强制冷 却。更加优选的是，进行1 〇 °C /秒以上的强制冷却。冷却方法并未特别限定，希望是水冷的冷 却。
[0118] 在这里，本发明的钢材温度表示钢材的表面温度和板厚中心部的温度的平均温 度。Ar3相变点根据钢材的组成而不同，因此，能够简单地根据下式求出。此外，在下式中，各 元素符号表示各元素的钢中含量(质量％)。不含有的情况下表示为0。
[0119] Ar3( °C) = 910-273C-74Mn-56Ni-16Cr-9M〇-5Cu
[0120] 实施例
[0121] 利用转炉熔制出具有表1所示的组成的钢之后，利用连续铸造法形成板坯，然后利 用表2所示的控制乳制、控制冷却条件制造出40mm~80mm厚的钢板。表2所示的副编号表示 钢成分相同但制造条件不同的情况。此外，一次冷却是通过设置在乳制机出口侧的水冷设 备来实施的，确认了冷却中的平均冷却速度为3°C以上。
[0122] [表 1]
[0127]
[0128] 针对利用上述组成和经由制造工序所制造出来的厚钢板，从板厚方向1/4的位置 取下平行部14πιπιΦ的拉伸试验片，基于JIS Z 2241(1998)的规定实施拉伸试验，并且求出 了 0.2%耐力(YS)和抗拉强度(TS)。
[0129] 此外，自板厚方向1/4的位置，基于JIS Ζ 2202(1998)规定为准，取下V型切口标准 尺寸的夏比冲击试验片，并且基于JIS Z 2242(1998)的规定实施冲击试验，求出了断裂转 变温度(vTrs)。
[0130] 在这里，vTrs的目标值为-60°C以下。
[0131] 此外，为了对实施了焊接线能量:200kJ/cm以上的线能量焊接之际的、热影响部的 最软化部区域的硬度进行评价，自板厚方向1/4位置取下3πιπιΦ X 10mm的小型试验片，在加 热到相当于相变点正上位置的温度900 °C之后，执行了在800 °C~500 °C之间进行390秒冷却 的热处理。以1mm左右的间隔呈格子状测量在执行了这些处理之后的小型试验片的维氏硬 度HV(JIS Z 2244(1998))，将其中最低的硬度作为最软化部硬度。最软化部硬度的目标值 设为160以上。此外，HAZ最软化部区域是以表示最低硬度的点为中心，将距离中心最近的测 量点彼此相连而成的区域。
[0132] 此外，利用硝酸酒精(nital)腐蚀液对与上述HAZ最软化部区域相对应的部位进行 蚀刻而现出了组织。使用SEM在1000倍下拍摄3个视野的组织照片，并且对其进行图像解析， 求出MA的平均面积分数，然后将该MA的平均面积分数作为HAZ最软化部区域的MA体积分数 (vol %) 〇
[0133] 为了对实施了焊接线能量:200kJ/cm以上的线能量焊接之际的、热影响部的接合 部附近部的韧性进行评价，从上述厚钢板取下宽度:80mm X长度:80_ X厚度：15mm的试验 片，然后在加热到1450°C之后，在800°C~500°C之间进行390秒冷却之后，取下2mmV型切口 夏比试验片，与上述一样，将执行夏比冲击试验的冲击试验温度设为_40°C，并且利用三个 试验的平均值进行评价。目标值设为在-40°C的平均吸收能量(vE- 4Q°C)为50J以上。此外，与 上述一样，对热过程实施后的试验片截面的Μ的面积分数进行了评价。
[0134] 表3中示出了通过上记顺序实施了评价后的钢材的母材特性、ΗΑΖ特性以及ΗΑΖ中 的ΜΑ体积分数(vol % )的测量结果。
[0135] [表 3]
[0136] 表3
[0137]
[0139] [注1]下划线表示本发明范围外的内容。
[0140] 根据该表可知：在钢板组成No. 1~12的副编号A的例子中，能够获得母材以及HAZ 出色的特性。与此相对，对于钢板组成No. 1~4的副编号B的钢板而言，受到制造条件的影 响，未满足本发明的要素，母材特性和HAZ特性差。此外，可知在钢板组成No. 13~27中，化学 成分在本发明规定的范围之外，因此，即使是副编号A，HAZ特性也差。
【主权项】
1. 一种焊接用钢材，其含有(：:0.030质量％~0.080质量％、3丨 ：0.01质量％~0.10质 量％、Mn: 1.80质量％~2.40质量％、Ρ:0·010质量％以下、S:0.0005质量％~0.0040质 量％)1:0.005质量％~0.100质量％、恥:0.003质量％~0.030质量％、11 :0.010质量％~ 0.050质量％川:0.0030质量％~0.0120质量％以及8:0.0005质量％~0.0025质量％，而且 Ti和N的质量％K(Ti/N)为2.0以上且不足4.0,该焊接用钢材的特征在于， 在以下的式子（1)中规定的A值为3以上25以下、在以下的式子(2)中规定的Ceq为0.38 ~0.43的范围，余部是由Fe及不可避免的杂质构成的成分组成，屈服应力为460MPa以上并 且固溶B量为5质量ppm以上，在实施了焊接线能量:200kJ/cm以上的线能量焊接时，热影响 部的接合部附近的组织中的岛状马氏体为lvol%以下，并且热影响部的最软化部区域的组 织中的岛状马氏体为5vol %以上， A = 2256 XTi-7716 XN+10000 XB……(1) Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15……(2) 其中，各元素符号表示各元素的钢中质量％含量。2. 根据权利要求1所述的焊接用钢材，其中， 在所述成分组成中，还含有从V:0.20质量％以下、Cu:0.30质量％以下、Ni :0.20质量％ 以下、Cr:0.40质量％以下以及M〇:0.40质量％以下中选择的一种以上的元素。3. 根据权利要求1或2所述的焊接用钢材，其中， 在所述成分组成中，还含有从Ca: 0.0005质量％~0.0050质量％、Mg: 0.0005质量％~ 0.0050 质量 ％、21:0.0010质量％~0.0200质量％、1^]\1:0.0010质量％~0.0200质量％中选 择的一种以上的元素。
【文档编号】C21D8/02GK105899702SQ201580003317
【公开日】2016年8月24日
【申请日】2015年3月13日
【发明人】荒尾亮, 村上善明, 长谷和邦, 远藤茂
【申请人】杰富意钢铁株式会社