利用摩擦搅拌焊的高强度和刚度的钢结构的制作方法

专利名称：利用摩擦搅拌焊的高强度和刚度的钢结构的制作方法
技术领域：
本发明总体上涉及钢化学成分和钢结构。具体地，本发明涉及利用摩擦搅拌焊接件的钢化学成分和钢结构。更具体地，本发明涉及利用呈现出有利的强度和刚度特性的摩擦搅拌焊接件的钢化学成分和钢结构。
背景技术：
主要通过熔焊来实现诸如成形件、锻件、铸件或板件之类的金属部件的连接，以构成用于各种工业的任意数量的结构或元件。例如，主要通过常见的电弧焊或熔焊来实现使用管道和管材形成用于油、气和地热井等的管线的构造。数十年来，管道业已经广泛地使用了多种熔焊技术，例如用于管道构造的有保护的金属电弧焊(SMAW)和机械化的气体保护金属电弧焊(GMAW)。已经做出了相当大的努力来发展能提供合适的焊接件特性(例如强度、刚度)的焊材和焊接工艺。电弧焊或熔焊涉及被焊接的材料的熔化，以形成接缝。在这样的过程中，管径越大或管壁越厚，则焊接越慢，因为必须熔化更大量的金属并使其沉积在焊缝中。对于陆上管道，尤其是在偏远区域，由于与工人调度和通行(ROW)管线的设备相关的大的花费，焊接尽可能地省钱是重要的。对于海上管道，由于与布管驳船相关的大的花费，焊接尽可能地省钱是重要的。对于陆上或海上管线，在焊接和布置管线期间可能存在多方面原因导致的显著的应力。例如，在布管驳船操作期间，从布管驳船悬下的完成的管线会产生大的弯曲应力。 管线除了包含内部压力之外可能还必须支承地面运动。此外，传统的熔焊焊缝可能会遭受与热相关的破坏，这降低了焊缝的机械完整性。这种品质的示例是残余张应力、加氢裂化、 未熔合缺陷和低刚度。根据管道厚度，利用广泛使用的熔焊工艺的管线钢的环形焊缝一般包括3-20条焊道。在标准的陆上管线构造过程中，通过具有与焊道数量大约一样多的许多焊接站来完成连接，每个站设计用于产生一条或两条特定的焊道，这限制了焊接速度。因此，整个过程需要相当多的人力和供其住宿所需的相关费用(尤其是在偏远的地方)以及时间，这影响了管线构造成本。在高碳钢、例如具有在大约0. 48-1. 00范围内的CE的套管钢的情况下，当前的焊接技术要求将工件预热到100-400°C并且利用低氢技术形成焊缝。这些程序是必要的，以便将造成裂化可能性的硬HAZ的形成和与焊缝相关的氢的吸收减到最小。由于与这样的焊接技术相关的困难，通常使用各种连接件来机械连接高碳钢工件。传统的熔焊在焊接金属或HAZ中均可以呈现出裂纹，这些裂纹是在焊接过程中或在某使用期之后形成的。焊接件的硬的低刚度区域尤其是HAZ可能容易在使用中产生裂纹，尤其是在将被焊接元件用在酸性场合或其他腐蚀性处理环境中时。在石化工业中，每年安装数千英里的管道来输送气体、石油和流体，维修成本是显著的。在这些裂纹发展到可能灾害性地传播的临界尺寸之前对其进行维修是很重要的。对于焊接低熔点材料(例如铝合金)，已经认识到并使用了摩擦搅拌焊接法(FSW)。将FSW应用到钢和其它高熔点材料的连接主要受限于缺乏能在高温(在 1000-1400°C范围内)下操作的合适的工具材料。因此，在连接钢的领域内当前的FSW工作集中在工具改进上。很少有工作关注于理解钢中摩擦搅拌焊缝的微结构以获得适合于结构应用的机械特性。类似地，基本上没有发现用来解释基本钢化学成分和微结构对FSW连接特性(尤其是强度和刚度)的影响的工作。在油气工业中，FSW的潜在的应用包括管线、船只、压力容器、储罐和海上结构的制造。FSW潜在地可应用于需要大量焊接的任何应用中，并且鼓励使用高热输入焊接程序、更快焊接工艺、或减少焊道数量。但是，对于这种应用，为了利用广泛使用的熔焊来完成FSW， 必须克服许多挑战。在确定FSW对于管线连接的技术可行性方面的一个主要挑战是在接缝中获得所需的强度和刚度。在传统的熔焊中，接缝的目标特性是通过焊接金属化学成分和焊接程序来获得的，包括对于焊材如焊丝、保护气体和/或焊剂的仔细选择。在FSW中，基本上失去了选择独立的焊接金属化学成分的自由度，这些特性必须通过对基本金属的热机械加工来获得。就这点而言，需要形成最佳结构钢的方法与FSW相容。为了获得可接受的强度和刚度特性，可以通过传统过程将用于FSW的基本金属熔化或对其进行二次精炼，这些传统过程包括但不局限于使用电弧炉、真空炉、高炉/鼓风炉或氧气顶吹转炉，但是这里需要合适地选择化学成分、处理过程和粒度。许多结构钢具有20-75微米的粒度。具有更大处理程度的钢具有10-20微米范围内的粒度。更先进的热机械控制工艺(TMCP)处理能够产生5-10微米粒度的基本金属。更先进的TMCP处理能够形成具有1-5微米粒度的基本金属。根据基本金属和摩擦搅拌焊接件的最终应用，可以选择起始粒度并使其与合适的FSW 程序匹配以产生所需的特性。因此，存在对于新的有效的焊接技术的需要来制作钢结构。这包括使用摩擦搅拌焊制作的具有改进的焊接件强度和刚度的结构。还存在对于更快、更简单、资金耗费更少的焊接钢结构(尤其是管线构造)的方法的需要，以降低管线构造成本。还需要使形成和生产基本金属的方法与摩擦搅拌焊相容，以及根据摩擦搅拌焊接制成品的最终应用选择特定的基本金属。定义为了方便起见，在该说明书和权利要求中使用的各种结构钢和焊接术语定义如下。可接受的焊接件强度始终高于基本金属的强度等级的强度等级。可接受的焊接件刚度在低于或等于0°C下通过裂尖张开位移(CTOD)测试测量到的高于0. 05mm的刚度。HAZ:热影响区。热影响区临近焊接线并且受焊接热影响的基本金属。刚度抵抗断裂的能力。疲劳强度在周期载荷下抵抗断裂(裂纹萌生和传播)的能力。屈服强度与载荷承载对应而没有永久变形的强度。FS:摩擦搅拌。FSW:摩擦搅拌焊。摩擦搅拌焊用于在两工件之间形成焊缝的固态连接过程，其中，通过在工件之间插入转动工具并沿着接合面来回移动所述工具来产生用于连接金属工件的热量。FSP 摩擦搅拌处理。摩擦搅拌处理通过将销部分地插入到结构中使得FSW工具压向结构表面来处理和调节结构表面的方法。粒度对基本显微结构单元尺寸的度量，其中，每个单元与相邻单元相比具有明显不同的晶体取向和/或基本显微结构。这里使用的粒度指的是金属的平均粒度，其可以通过对于冶金学领域的技术人员来说公知的多种技术中的一种进行测量。在ASTM E1382中描述了一种这样的技术。焊缝包含有熔化金属或在热机械方面发生改变的金属以及在熔化金属附近但超出熔化金属的基本金属的焊缝。被认为是在熔化金属附近范围内的基本金属部分根据对于焊接工程领域技术人员公知的因素而变化。焊接件通过焊接连接的元/部件的组件。可焊性焊接特定金属或合金的可行性。影响可焊性的多种因素包括化学因素、表面光洁度、热处理倾向、缺陷形成倾向等等。碳当量用于定义钢的可焊性的参数，由公式CE = C+Mn/6+ (Cr+Mo+V) /5+ (Ni+Cu)/15表达，其中所有单位均是重量百分比。加氢裂化在焊接之后发生在焊缝中的裂化，其是由于被吸收的氢、诸如残余应力之类的应力、以及像马氏体之类的敏感显微结构的存在造成的。TMAZ 热机械影响区。热机械影响区经历了温度周期变化和塑性变形的FSW焊缝区域。TMAZ-HZ =TMAZ硬区，在FSW焊接件中最硬的区域。双相体包含两相(尤其是奥氏体和铁素体)的不锈钢。结构钢在使用中承受某种机械载荷的钢。马氏体奥氏体成分(MA):铁素体钢或焊缝中的显微结构的残留区域，其在冷却时转化成马氏体和残留奥氏体的混合物。这些区域通常是在冷却时最后转化的区域。MA区域由于来自已在较高温度下转化的周围区域的碳排斥而被稳定化。由于稳定化，奥氏体到MA 的转化是在比周围区域更低的温度下发生的。MA区域一般马氏体占优，而仅含有小体积分数的残余奥氏体(少于10% )。MA通常可见于经历双重热循环的焊缝或HAZ的原始奥氏体晶粒边界上。MA还可见于退化上贝氏体和下贝氏体的基于板条的显微结构的板条边界上。 一般在存在于结构钢中的任意数量的板条、晶包或晶粒边界上观察到MA。针状铁素体(AF) :AF通常是钢焊缝中在冷却期间从奥氏体转化的第一分解产物， 尽管有时会首先形成先共析铁素体(多角形铁素体)。AF在小的非金属内含物上集结，然后通过贝氏体式转化机理快速生长。AF晶粒一般呈现针状形态，并根据冷却速率和化学成分而具有大约2 1至20 1的长宽比。这种转化涉及剪切和扩散分量。转化温度控制着扩散和剪切分量之间的相互影响，从而确定AF形态。粒状贝氏体(GB)指的是围绕位于中心的马氏体-奥氏体(MA)小“岛”的一簇3-5 个相对来讲各方等大的贝氏体铁素体晶粒。一般的“晶粒”直径大约1-2 μ m。上贝氏体(UB)指的是点缀有诸如渗碳体之类的碳化物相的脉道或薄膜的针状或板条贝氏体铁素体的混合物。钢中最常见的碳含量高于大约0. 15wt%。
退化上贝氏体(DUB)—种贝氏体产物，其中每个集群通过剪应力成长成一组 (群)平行板条。在板条生长期间以及在板条生长之后立即拒绝一些碳进入条间奥氏体。 由于相对低的碳含量，内部奥氏体的碳富集不足以触发渗碳体板片的晶核生成。这种晶核生成确实发生在中碳含量和较高碳含量的钢中，导致传统的上贝氏体(UB)的形成。在DUB 中的条间奥氏体上的较少的碳含量富集导致马氏体或马氏体-奥氏体(MA)混合物的形成， 或者可以被保留为残余奥氏体(RA)。DUB可与传统的上贝氏体(UB)混淆。数十年前在中碳钢中首先识别出的UB类型包括两个关键的特征(1)成群生长的平行板条组，和(2)在板条边界上的渗碳体薄膜。UB与DUB类似，因为二者都含有成群的平行板条；但是，关键的区别在于条间材料。当碳含量是大约0.15-0. 40时，可以在板条间形成渗碳体(Fe3C)。这些“薄膜”相比于DUB中的间断MA而言是相对连续的。对于低碳钢，不形成条间渗碳体；而是残余奥氏体最终形成MA、马氏体或RA。下贝氏体(LB)类似于DUB，LB具有成群的平行板条。LB还包括小的条内碳化物沉淀。这些板状颗粒总是沉淀在单个结晶态变体上，其取向成与主板条生长方向(板条的长尺寸)成大约55°。板条马氏体(LM) :LM作为成群的细平行板条出现。板条宽度一般小于大约 0.5μπι。没有回火的马氏体板条集群是没有碳化物的，而自动回火的LM呈现出条内碳化物沉淀。自动回火的LM中的条内碳化物形成在多于一个结晶态变体上，例如在马氏体的 {110}面上。通常渗碳体不沿一个方向对齐，而是沉淀在多个面上。回火马氏体(TM) :ΤΜ指的是钢中经热处理的马氏体形式，其中热处理是在熔炉中或者通过区域性装置(例如使用加热包)执行的。这种形式的回火是在焊接成型操作之后实施的。在能实现渗碳体沉淀、但对于奥氏体形成而言太低的温度范围内的变化期间，当亚稳结构马氏体引起渗碳体沉淀时，显微结构和机械特性改变。自动回火板条马氏体在从诸如焊接之类的操作进行冷却期间发生自回火的马氏体。冷却时就地发生渗碳体沉淀，并且不像传统的回火那样需要再加热。珠光体一般是由铁素体和渗碳体(Fe53C)的交替层构成的两相层状混合物。在低碳结构钢中，珠光体通常以所谓的集群出现，集群的意思是具有共同层状取向的不同珠光体区的组群。晶粒多晶物质中的单个结晶体。晶界指的是金属中的窄带，其对应于从一个晶体取向到另一个晶体取向的过渡， 从而将一个晶粒与另一个晶粒分开。晶粒粗化温差Α3温度与发生快速晶粒生长的温度之间的温度范围。发生快速晶粒生长的温度取决于钢的化学成分和显微结构以及在高温下花费的时间量。原始奥氏体粒度指的是钢元件冷却到产生较低温度转化产物(例如AF、GB、DUB、 LB或LM)的温度范围之前存在的平均奥氏体粒度。

发明内容
本发明提供了钢结构，该钢结构包括通过摩擦搅拌焊接件连接的结构钢元件，该摩擦搅拌焊接件具有有利的显微结构，以产生提高的焊接件强度和焊接件刚度。本发明还提供了制造这种钢结构的方法。
在本发明的一种形式中，一种有利的钢结构包括通过传统的熔化或二次精炼技术生产的两个或多个结构钢元件，以及将这些元件的接合面连接在一起的摩擦搅拌焊接件，其中，起始结构钢的化学成分和粒度满足如下的一条或多条标准a)0. 02wt%< Ti+Nb < 0. 12wt%,b)0. 7 < Ti/N < 3· 5，c)0. 5wt%< Mo+ff+Cr+Cu+Co+Ni < 1. 75wt%,d)0. 01wt%< TiN+NbC+TiO/MgO < 0. Iwt%,e)至少2微米的平均粒度，其中，摩擦搅拌焊接件具有介于5-60微米之间的原始奥氏体粒度以及小于 50vol %的马氏体-奥氏体成分，摩擦搅拌焊接件强度高于起始结构钢，并且通过裂尖张开位移测试在小于或等于0°C下测量到的摩擦搅拌焊接件刚度高于或等于0. 05mm，或者通过夏比(Charpy)V型缺口冲击测试在小于或等于0°C下测量到的摩擦搅拌焊接件刚度高于 40J。在本发明的另一种形式中，一种用于焊接结构钢的有利的方法包括提供两个或多个通过传统的熔化或二次精炼技术生产的结构钢元件，其中，起始结构钢的化学成分和粒度满足如下的一条或多条标准a) 0. 02wt % < Ti+Nb < 0. 12wt%,b)0. 7 < Ti/N < 3· 5，c)0. 5wt%< Mo+ff+Cr+Cu+Co+Ni < 1. 75wt%,d)0. 01wt%< TiN+NbC+TiO/MgO < 0. Iwt%,e)至少2微米的平均粒度，在足够形成摩擦搅拌焊接件的条件下对要被焊接的结构钢元件的接合面进行摩擦搅拌焊接，其中，摩擦搅拌焊接件具有介于5-60微米之间的原始奥氏体粒度以及小于 50vol %的马氏体-奥氏体成分，摩擦搅拌焊接件强度高于起始结构钢，并且通过裂尖张开位移测试在小于或等于0°C下测量到的摩擦搅拌焊接件刚度高于或等于0. 05mm,或者通过夏比V型缺口冲击测试在小于或等于0°C下测量到的摩擦搅拌焊接件刚度高于40J。本发明所披露的钢结构和用于焊接结构钢的方法的这些和其它形式及其有利的应用和/或用途将会从如下的详细描述中显而易见，尤其是在结合附图进行阅读时。


为了帮助相关领域的普通技术人员制造和使用本文所述的主题，可参照附图，其中图1是通过摩擦搅拌焊连接两个管状结构钢元件的方法的示意图。图2示出了在通过摩擦搅拌焊连接两个管状结构钢元件时使用金属垫片。图3示出用于通过摩擦搅拌焊连接两个管状结构钢元件的摩擦搅拌焊工具部件 (销和凸肩)。图4在上部示出了当摩擦焊工具从右向左通过结构钢上方时对于结构钢的冷却和加热，在下部相应地示出了结构钢的温度和塑性应变随时间的变化。图5示出了通过两个市售管线钢板产生的FSW接缝中的搅拌区中的CTOD刚度的变化。图6示出了 NbC的固溶温度随Nb和C含量的变化。图7示出了 TEM显微照片，显示了(a)在钢1中的细( 10nm)Nb (C, N)沉淀物和 (b)在钢2中的较粗( 200nm)Ti (C，N)沉淀物的基本金属显微结构。图8示出了 SEM显微照片，显示了(a)钢3(本发明的钢)和(b)钢2(作为比较的钢)的X80钢的基本金属显微结构。
具体实施例方式这里详细描述和权利要求中的所有数值都是由“大约”或“大致”修饰的指定值， 并且考虑了本领域普通技术人员可以预期到的实验误差和变化。通过引用全文结合于此的US专利公开文献No. 20070175967披露了一种焊接和修补金属部件中的裂纹的方法，该方法基于焊接件的预期用途在足够提供具有预先选定的特性或一组特性的焊缝或裂纹修补的条件下使要被焊接的金属部件经受摩擦搅拌焊和使要被修补的裂纹经受摩擦搅拌处理。通过引用全文结合于此的US专利公开文献No. 20070181647披露了摩擦搅拌处理和摩擦搅拌焊接方法在天然气输送和存储、油气井钻井完成和生产、以及油气精炼和化工厂的应用中用于连接和修补金属结构和元件的用途。通过引用全文结合于此的US专利公开文献No. 20080032153披露了油气和/或石油化工应用中的摩擦搅拌和激光冲击处理的应用。通过引用全文结合于此的PCT专利公开文献No. W02008/045631披露了一种钢复合物以及由其制造双相钢的方法。在一种形式中，双相钢包括含量按重量计大约0. 05%到大约0. 12wt%的碳；含量大约0. 005wt%到大约0. 03wt%的铌；含量大约0. 005wt%到大约0. 02wt%的钛；含量大约0. OOlwt %到大约0. Olwt %的氮；含量大约0. Olwt %到大约 0. 5wt%的硅；含量大约0. 5wt%到大约2. 0衬％的锰；和总量少于大约0. 15wt%的钼、铬、 钒和铜。所述钢具有由铁素体构成的第一相和包括从由碳化物、珠光体、马氏体、下贝氏体、 粒状贝氏体、上贝氏体和退化上贝氏体构成的集合中选出的一种或多种成分的第二相。通过引用全文结合于此的日本专利公开文献No. JP2008-31494披露了低合金结构钢，其对于在高于600°C时的扩大铁素体区和混合双相(铁素体+奥氏体)区或者对于通过添加铁素体稳定元素而形成的平衡相图中的减小的奥氏体相区具有设计的化学成分，所述铁素体稳定元素例如是Si (0. 4 4% )、Al (0. 3% 3% )、Ti (0. 3% 3% )和/或其混合物。舰这里提供了钢结构以及制造这种钢结构的方法，该钢结构包括通过传统的熔化或二次精炼技术生产的结构钢元件，这些结构钢元件通过具有有利的显微结构的摩擦搅拌焊接件连接，以产生提高的焊接件强度和焊接件刚度。这里所披露的钢结构以及制造这种钢结构的方法在摩擦搅拌焊接件中提供了 “可接受的”强度和刚度。所述钢结构和制造这种钢结构的方法教导了结构钢化学成分的范围、包括粒度在内的原始结构钢显微结构、以及获得这种可接受的焊接件强度和焊接件刚度的结合所需的摩擦搅拌处理参数。这里所披露的钢结构以及制造这种钢结构的方法在广泛的碳和合金钢应用中具有实用性，尤其是用于油气工业中的管线。其他应用包括管线、船只、压力容器、储罐和海上结构的制造。这里所披露的钢结构以及制造这种钢结构的方法在需要大量焊接的应用中也是有用的，并且其对于使用高热输入焊接工艺、更快焊接过程或者对于焊道数量的减少具有诱惑力。这里所披露的利用摩擦搅拌焊接的钢结构以及制造这种钢结构的方法的非限制性的示例性优点包括相比于熔焊降低了制造成本、相比于熔焊减少了焊接件缺陷、降低了 NDE需求、降低了维修成本、以及减少了对熟练工人的需求。摩擦搅拌焊工艺摩擦搅拌焊(FSW)是固态连接技术，其不像熔焊那样涉及熔化和凝固。在摩擦搅拌焊期间，使用转动工具由通过摩擦和塑炼产生的热量来将两个不同的工件焊接在一起。 将非消耗的转动工具推入要被焊接的材料中，然后使后面带有凸肩的中心销或探头与要被连接的两个部件接触。工具的转动将工件的材料加热并使其软化到塑性状态、但不达到工件材料的熔点。当工具沿着接合线运动时，工具前面的材料掠过被塑炼的环形物到达后部， 从而消除接口。一些进入塑炼区的材料在从焊缝后部附近出来之前可以围绕转动工具行进多于一转，然后冷却到室温。参见图1，示出了两个管状工件1和2，它们定位成使得它们的接合面3和4彼此接触。要将工件1和2沿着它们的接合面3和4彼此焊接。如图1中所示，摩擦搅拌焊(FSW) 工具包括具有肩部5和摩擦销6的焊接头。肩部和销的相对尺寸或形状可以改变以适合特殊的焊接需要，并且对于本发明多种几何形状都是合适的。工件1和2通过诸如夹钳之类的机械装置保持在一起，以便在开始焊接之前和焊接期间所述接合面3和4实体上彼此接触。使摩擦搅拌焊接头5如由箭头7所示那样转动，向下插入到工件1和3中，正如由箭头 8所示，并且沿周向推进，正如由箭头9所标示出的。对于单侧焊缝，工具插入的深度基本是被焊接的工件或元件的厚度。对于双侧焊缝，该深度可以大致是被焊接的工件的厚度的一半。因此，产生了环形焊缝。FSW工具可以由能够高温接合的任何工具材料构成，包括陶瓷、金属、复合材料以及它们的其他衍生材料。在修补例如管状工件中的表面开口裂纹的情况下，使用与结合图1描述的程序类似的程序，除了所述销6不是一直地而是在表面上插入到工件中、并且推进工具的方向是沿着裂纹的轮廓之外。这被称作是不同于摩擦搅拌焊的摩擦搅拌修补或摩擦搅拌处理。修补和/或加工也称做处理。在图2中示出的示例性实施方式中，工件1和2具有插置于接合面3和4之间的金属垫片11。这些工件布置成使得接合面与垫片11接触。FSW工具被推进以便于形成焊缝，该焊缝结合有工件1和2以及金属垫片11的基本金属。这被称作是不同于摩擦搅拌修补或摩擦搅拌处理的摩擦搅拌焊。容易意识到的，在上面实施方式中描述的工件(也称做结构钢元件)可以由相同的基本金属(结构钢类型)构成，或者它们可以具有不同的钢类型。类似地，所述金属垫片可以由与用于连接的工件相同的金属构成，或者其可以具有特种合金来增强焊缝性能。因此，根据应用，用于摩擦搅拌焊的结构钢元件和金属垫片可以由相同的钢类型或由不同的材料构成。可以通过传统的熔化或二次精炼技术生产结构钢，包括但不局限于在真空炉、电弧炉、高炉/鼓风炉或氧气顶吹转炉中的熔化，并且一般具有2微米至100微米的平均基本金属粒度。非限制性的示例性结构钢包括从)(50、)(52、)(60、)(65、X70、X80、X90、X100和X120中选出的API (美国石油学会)5L管规范的管等级或者更高强度的钢。在另一个方面中，结构钢可以包括普通碳钢和合金钢，包括但不局限于AISI 1010、1020、1040、1080、1095、A36、 A516、A440、A633、A656、4063、4;340、6150以及其他AISI等级(包括高强度等级)。在又一个实施方式中，结构钢可以包括ASTM等级A^5、A387、A515、A516、A517以及其他ASTM等级的低碳合金钢。正如在图3中更详细示出的，FSW工具100包括两部分，摩擦销110和工具肩部 120。所述肩部120是在FSW期间产生热量的主要装置，并且其阻止材料排出并且有助于工具周围的材料运动。摩擦销110的功能是主要使工具周围的材料变形，而其次要功能是产生热量。用在铝的FSW中的FSW工具一般具有圆柱形销，其具有多个小的特征，例如大的插入压力，限制了工具材料的选择和工具设计。对于钢的焊接，由W-Re或PCBN制成的可变销直径工具是有利的。多种FSW工具几何形状是与本发明相容的。本发明关注用于提高摩擦搅拌焊特性的基本金属冶金学结构/性质的选择。这里所描述的工具形成了必要的热机械循环，本发明的基本金属将很好地响应于所述热机械循环。通过使用正确的工具设计和工艺参数可以形成无缺陷FSW。这些工艺参数包括但不局限于如下的一个或多个摩擦搅拌焊工具的焊接运行速度、摩擦搅拌焊工具的转速、施加到摩擦搅拌焊工具的扭转载荷、摩擦搅拌焊工具上的向下力载荷或平移载荷、以及焊接件的冷却速率。工具设计和前面提到的工艺参数影响材料流动，其可以被控制以在处理期间补偿高应变率和温度。FSW的好处主要来源于如下的特征(1)相比于熔焊，实施连接需要较低的温度， 接缝中较低的温度在接缝和被连接的基本金属(例如粗晶粒)中均造成了更少的不利影响；( 由工具的转动导致的高度塑性变形，这形成了有助于提高强度和刚度的细粒度； (3)相比于熔焊，避免了焊接件中的氢脆化，熔焊通常容易由于电弧中的残余水分的分解而形成氢脆化。当连接结构钢时在FSW接缝中同时获得强度和刚度的困难通过图4中的示意图可以图示出来。图4示出了当FSW工具在FSW过程中通过接缝中的任意点时的温度和应变变化。图表中的实线表示温度变化，而图表中的虚线表示塑性应变的变化。水平虚线表示铁素体与奥氏体之间的转化。当工具通过时，接缝中的每个点会经历三个热机械阶段加热、加热+变形和最终冷却。在该说明中，冶金学结构的变化是针对假设固定点进行描述的，该假设固定点在温度和应变的改变方面被监控。在加热阶段，所述点的温度在工具到达之前由于热传导而升高，该热传导来自由前面区域中的变形产生的热量。温度的升高导致从铁素体到奥氏体的相变以及奥氏体晶粒的生长。在第二阶段，当工具到达该点时，晶粒经历塑性变形，由于动态再结晶导致晶粒细化。在第三阶段，动态再结晶的晶粒经历静态回复和再结晶以及随后的晶粒生长。根据钢铁化学成分、处理条件、包括粒度在内的初始显微结构、以及焊缝冷却速率，再结晶晶粒最后在冷却期间转变成一种可能的显微结构或可能的显微结构的混合物，这些可能的显微结构包括板条马氏体、自动回火板条马氏体、诸如粒状贝氏体或退化上贝氏体或下贝氏体之类的各种贝氏体中的任何一种、和/或马氏体奥氏体组分、 或残留奥氏体。因为摩擦搅拌焊接件或接缝的强度和刚度随着接缝显微结构而变化，所以FSW工艺参数可以用于提供目标显微结构。因为最终的显微结构是最终冷却之前的所有热机械处
12理的产物，所以控制FSW方法的工艺参数是必要的，以确保接缝中目标特性的获得。这里所披露的摩擦搅拌焊接缝的显微结构和机械特性取决于基本材料(结构钢)的化学成分、处理历史、显微结构和粒度以及FSW处理参数(摩擦搅拌焊工具的焊接运行速度、摩擦搅拌焊工具的转速、施加到摩擦搅拌焊工具的扭转载荷、摩擦搅拌焊工具上的向下力载荷或平移载荷、以及焊接件的冷却速率)。因此，结构钢的FSW接缝可以具有可变的刚度，根据基本金属的化学成分和显微结构以及FSW处理参数，一些满足规定的可接受性CTOD或夏比V型缺口目标，一些不满足。 图5描绘了在两个市售管线钢中产生的FSW接缝的搅拌区中的CTOD刚度的变化。低焊缝刚度的主要来源产生于具有高碳马氏体-奥氏体(MA)组分的大粒度和粗粒贝氏体的不理想显微结构。因此，存在控制摩擦搅拌焊的处理参数和基本钢(钢化学成分、包括粒度在内的原始显微结构)的需要，以便于所得的接缝具有总是满足所规定的可接受值的强度和刚度值。这里所披露的钢结构以及制造这种钢结构的方法规定了这些参数的范围，以生产具有总是满足或超出焊接件强度和刚度的可接受性指导准则的摩擦搅拌焊缝的钢结构。示例件钢结构这里所披露的钢结构的一种形式包括通过传统熔化技术生产的两个或多个结构钢元件以及将这些元件的接合面连接在一起的摩擦搅拌焊接件，其中起始结构钢的化学成分和粒度满足如下的一条或多条标准a. 0. 02wt % < Ti+Nb < 0. 12wt%,b. 0. 7 < Ti/N < 3. 5，c. 0. 5wt%< Mo+ff+Cr+Cu+Co+Ni < 1. 75wt%,d. 0. 01wt%< TiN+NbC+TiO/MgO < 0. Iwt%,e.至少2微米的平均粒度，其中，摩擦搅拌焊接件具有5至60微米的原始奥氏体粒度以及小于50vOl%的马氏体-奥氏体成分，摩擦搅拌焊接件强度高于起始结构钢，并且通过裂尖张开位移测试在小于或等于0°c下测量到的摩擦搅拌焊接件刚度高于0. 05mm，或者通过夏比V型缺口冲击测试在小于或等于0°C下测量到的摩擦搅拌焊接件刚度高于40J。在一种形式中，摩擦搅拌焊接件可以具有小于或等于60、50或40、或30、或20、或 10、或5微米的原始奥氏体粒度。在另一种形式中，摩擦搅拌焊接件可以具有高于或等于2、 或5、或7、或10、或15、或20微米的原始奥氏体粒度。在FSW期间原始奥氏体粒度可以通过像钢化学成分、包括粒度在内的初始基本金属显微结构、FSW参数、刚好在FSW搅拌作用之前的加热速率、以及FSW搅拌作用之后的冷却速率这样的因素来控制。在确定原始奥氏体粒度时多个因素是有影响的，这控制FSW接缝中的最终室温粒度。动态和静态再结晶现象是特别有影响力的因素。在焊接期间在搅拌区内达到的最高温度的量级以及在这些温度下的时长也是特别有影响力的因素。FSW热机械循环的最高温度部分之前和之后的晶粒生长程度也是一个因素，在该期间的晶粒生长由温度、在该温度下的时间、以及对晶粒生长的显微结构的阻力控制。关于通过动态再结晶的晶粒细化，多个因素控制粒度，包括但不局限于变形温度、 塑性应变以及应变率。就重要性而言，温度对粒度可以具有显著的影响，接着是应变率，然后是应变。在该排列中，假设塑性应变超过了动态再结晶的临界应变。当塑性应变超过所述临界应变时，其对粒度没有额外的影响，而如果塑性应变小于所述临界应变，则其具有显著的影响。基于先前的研究，FSW期间的塑性应变超过了临界应变，因此，当显微结构在最高温度附近并且引起显著的由FSW施加的应变时，该应变不被当作一个主要因素。应变率对粒度有影响，应变率越高，粒度越细。但是，应变率的影响相比于温度是不太显著的。可以采用应变率的多个级别的幅度改变以产生可与10-20%的温度改变相当的影响。温度和应变率具有相反的效果；因此，温度降低以及较高的应变率造成更细的(动态)再结晶粒度， 反之亦然。当在FSW期间材料经受高温时，所达到的温度以及在高温下花费的时间量是影响粒度的重要因素。在其他研究者的过去的工作中，在钢的FSW期间发生的温度估计大约 1000°C。已经发现，根据例如焊接区内的位置的变化，在钢的摩擦搅拌焊期间的实际温度可以高达1100°C，或者1200°C，或者甚至是1300°C。这些高温使新方法成为必要，以控制并优化搅拌区显微结构。较高的温度以及在较高温度下较长的时间增大了粒度。根据图4，影响晶粒生长的温度是那些等于或高于铁素体-奥氏体临界温度的温度，正如由水平虚线示意性表示的。该图实际上是示意性的，对于晶粒生长重要的温度或温度范围不可能仅由单个温度值表示。对于铁素体钢，正如对于冶钢领域的工程技术人员公知的，当温度分别在所谓的下和上临界温度Al和A3附近时发生像铁素体、贝氏体和马氏体这样的室温显微结构与较高温度的奥氏体结构之间的转化。当被焊接的材料的温度明显高于A3温度(这里也称做晶粒粗化温差)并且在该温度下花费的时间足够长时，在FSW期间发生晶粒生长。根据钢显微结构以及化学成分，晶粒粗化温差可以改变。确定晶粒粗化温度是有利的，以更好地理解如何选择FSW参数和条件以最终控制显微结构粗度。正如对于冶钢领域的技术人员、尤其是对于高温钢处理领域的技术人员公知的，可以实施使用Gleeble或其他热循环模拟器的一系列实验来确定特定钢的晶粒粗化温度。可以实施热扭转或热压缩实验，籍此对一系列样本施加从900°C到1300°C、或者甚至高达1400°C的不同峰值温度。可以选择应变循环以模拟被研究的工艺，例如FSW。在达到预先规定的峰值温度并且将样本保持在该温度特定的时长之后，然后对样本进行淬火。淬火之后，可以使用标准金相技术测量原始奥氏体粒度。可以使用一系列实验来确定任何特定钢的晶粒粗化温度和温差，在实验中，系统地改变峰值温度以及在该峰值温度下的时间。 作为对实验性方法的替换，可以使用许多模型化方法中的其中一种来预测钢的晶粒粗化行为。虽然不像前面提到的对于特定钢的实验技术那样精确，但是晶粒粗化行为的模型化预测可以足够精确地提供必要的信息以选择最佳的焊接条件来控制显微结构粗度。FSW期间的晶粒生长可以刚好发生在热机械循环的高应变部分之前、刚好发生在该循环(如图4中所标示出的)之后，或者取决于FSW参数和运行速度，对于某种晶粒生长现象还可以发生在热循环的最高温度部分期间。不管其何时发生，是焊接热循环早期、中期或晚期，焊缝材料(搅拌区)达到的温度以及在这些温度上花费的时间量是控制粒度的主要因素。可以通过对FSW焊接参数的选择以及对FSW周围环境的温度控制来控制这些温度以及在高于A3温度的温度下花费的时间。FSW焊接参数可以包括例如焊接运行速度、工具转速和FSW工具上施加的力等项目。控制周围环境的温度可以包括基本材料的局部加热或冷却。已经发现，如果FSW期间搅拌区温度在A3温度之上大于或等于100°C、或200°C、或300°C、或400°C并且在这些温度下保持长于数秒，则晶粒生长可以发生，导致粗粒度、大量MA和其他不理想的显微结构特征，并最终使性能退化。晶粒粗化温差在这里定义为FSW 期间搅拌区的温度与被焊接的钢的A3温度之间的温度差。根据摩擦搅拌焊缝的用途限制晶粒粗化温差是所希望的。根据通过FSW生产的钢结构的应用以及被焊接的钢类型，晶粒粗化温差可以控制到小于或等于100°C、或200°C、或300°C、或400°C的量级。对于一些对强度和刚度仅有不过分的要求的一般应用，晶粒粗化温差可以控制到小于或等于400°C的量级。对于对机械特性有更高要求的其他应用，晶粒粗化温差可以控制到小于或等于300°C、 或200°C、或100°C的量级。因此，根据应用，晶粒粗化温差的范围可以从0至400°C、或0至 300°C、或 0 至 200°C、或 0 至 100°C。关于在高于A3温度下花费的时间，根据由FSW生产的结构的应用以及被焊接的钢，将该时间控制到10秒或更少可能便足够了。在更高要求的结构应用中，可能有必要将在高于A3温度下花费的时间限制到8秒或更少。对于更高刚度的应用，可能需要将在高于晶粒粗化温度下花费的时间控制到6秒或更少，或者可选择地控制到4秒或更少。对于具有特别严格的刚度要求的结构应用，可以将在晶粒粗化温度之上花费的时间限制到2秒或更少，或者可选择地限制到1秒或更少。可以通过对诸如FSW工具类型、焊接参数和二次温度控制(例如预热或增强冷却) 之类的变量的选择来控制温度和时间(即，焊接热循环)。正如对于FSW领域的技术人员公知的，具有较高摩擦系数的工具材料相比于以类似焊接参数运行但具有较低摩擦系数的工具而言将会产生更高的温度。施加到FSW工具的较高的转速造成更高的温度。较慢的焊接运行速度也在焊缝中产生较高的温度。较慢的运行速度也使焊缝材料保持在较高温度更长的时间。工具几何形状影响(例如较大的肩部区域)也可以产生较高的温度。因此，对于焊接工程师而言，许多参数都可用于改变焊接热循环。焊接运行速度和工具转速是控制焊接热循环中有影响力的FSW工艺变量。为了避免这里所披露的钢结构中的粗晶粒、大量MA、粗显微结构以及退化的机械性能(像低刚度)，应该仔细地选择和控制FSW焊接参数以适合由FSW制造的钢结构的应用。太慢的焊接运行速度或太高的工具转速或者这二者的任意组合可以导致不可接受的显微结构和机械特性。对于一般的应用，以小于或等于5英寸每分钟的运行速度操作FSW工艺可能便足够了。对于更高要求的应用，可能需要运行速度高于或等于5英寸每分钟，或者高于或等于 10英寸每分钟。对于希望有高刚度的甚至更高要求的应用，可能需要焊接运行速度高于或等于15英寸每分钟，或者高于或等于20英寸每分钟。因此，根据应用，FSW工具的运行速度的范围可以为1至30英寸每分钟，或者5至30英寸每分钟，或者10至30英寸每分钟， 或者15至30英寸每分钟，或者20至30英寸每分钟。至于工具转速，对于一般的应用，对于必要的显微结构和特性以小于或等于 SOOrpm的速度操作FSW工艺可能便足够了。对于更高要求的应用，可能需要工具速度小于或等于600rpm，或者小于或等于500rpm，或者小于或等于400rpm。对于希望有高刚度的甚至更高要求的应用，可能需要工具速度小于或等于300rpm，或者小于或等于200rpm。因此， 根据应用，FSW工具的工具转速的范围可以为100至800rpm，或者100至600rpm，或者100 至500rpm，或者100至400rpm，或者100至300rpm，或者100至200rpm。对于为了生产率目的而希望以高运行速度(例如15英寸每分钟或者以上)运行的某些具体应用，可能有必要使用高工具转速，例如IOOOrpm，或者2000rpm，但是在该操作期间产生的热量可以由运行速度抵消。通过这种抵消，搅拌区显微结构仍然可以使用这里所披露的新方法来控制，以获得目标显微结构和特性。结构钢的初始显微结构可以不仅具有小到2微米的细的粒度，而且还可以在其内具有细的弥散粒子。这些细的弥散粒子可以包括但不局限于氮化物(例如TiN，BN)、碳化物 (例如 NbC)、碳氮化物(例如 Nb (C，N)，Ti (C，N))、氧化物(例如 TiO, TiO2、MgO、TiO/MgO)、 过渡元素的硼化物(例如TiB2Je2B, Cr2B)以及它们的组合。在用于这里所披露的摩擦搅拌焊的结构钢的一种形式中，TiN+NbC+TiO/MgO的组合wt %的范围可以从高于0. Olwt %到小于0. Iwt %，或者可选地从高于0. 03衬％到小于0. 07wt%。结构钢的起始显微结构以更细的初始粒度影响最终粒度的发展，导致更快的再结晶动力和更细的再结晶粒度，这是因为再结晶的成核现象优选地发生在晶界上。根据这里所披露的新的FSW工艺的结构钢(这里也称做“起始结构钢”或“原始结构钢”)的基本金属的起始粒度可以小到2微米。没必要给基本金属粒度设置上界，因为对于具有较粗晶粒的钢，根据特定钢化学成分和焊接条件， 该新的FSW工艺将会产生网精细化并且呈现出60微米或更小的最终原始奥氏体粒度。起始结构钢显微结构中细的弥散粒子(其在FSW温度下是稳定的)的存在延缓了 FSW期间热机械循环的所有阶段中的晶粒生长。一般地，这些细的弥散粒子的存在还与起始显微结构中更细的粒度有关，因为这些粒子在用于板制造的热机械控制处理(TMCP)期间延缓了晶粒生长。因此，起始结构钢显微结构中的细的粒度和细的第二相弥散粒子的结合对于这里所披露的钢结构和形成该钢结构的方法而言是有利的。还可以使用某些合金元素例如Ti和Mg来在起始结构钢中产生细弥散粒子。存在在奥氏体晶粒内部的这些细弥散粒子可以作为用于间粒状铁素体(IGF)或针状铁素体 (AF)以及沉淀钉扎的核以抑制晶粒生长。IGF形成在细弥散粒子周围，结果将奥氏体晶粒分成了更细的晶粒，这造成增强的强度和刚度。因此，在这些钢中抑制了奥氏体晶粒的粗化，IGF形成在它们内部，从而可以显著地改善显微结构。起始结构钢的初始显微结构还可以没有碳隔离相，例如珠光体团。诸如珠光体团之类的粗的碳隔离相的存在可以导致FSW接缝中的低刚度，这是因为在该相中高的碳浓度可以在FSW期间增强粗MA成分的形成。MA可以形成在搅拌区中或附近区域(例如TMAZ或 HAZ)中。在用于这里所披露的摩擦搅拌焊的结构钢的一种形式中，可以包括少于25ν01%、 或少于20vol%、或者少于15vol%、或者少于10vol%的珠光体。控制最终粒度的另一个因素是FSW热循环后期中的晶粒生长。即使在通过动态再结晶产生细晶粒时，也可以通过利用第二相粒子进行的晶界钉扎或由溶质元素施加的拖曳避免晶粒生长。可以使用这两种方法中的一种或两种来细化粒度。可以仅通过对基本钢化学成分和处理过程的修改来结合这些方法。对于通过粒子钉扎产生的晶粒生长延缓，可以使用第二相粒子，包括但不局限于氮化物(例如TiN, BN)、碳化物(例如NbC)、碳氮化物(例如Nb (C，N)，Ti (C，N))、氧化物 (例如110、1102、1%0、110/1%0)、文中所述形式的过渡元素的硼化物(例如Ti&，Fe2B, Cr2B) 以及它们的组合。根据与摩擦搅拌焊一起发生的峰值温度的发现来选择这些粒子。这些粒子能够在高于iooo°c下进行边界钉扎。例如，这些粒子对于iioo°c、i2(Krc、i3(Krc或者甚
16至1400°C的峰值温度是有用的。对于通过溶质拖曳产生的晶粒生长延缓，相比于铁具有不同原子大小的溶质元素可能是有利的。非限制性的示例性溶质元素是钨、钼和铌。与铁相比在原子尺寸上没有大的不同的元素可以对晶粒生长产生次要作用，这些元素包括但不局限于铬、铜、钒、镍以及它们的组合。对于晶粒生长延缓而言，已经发现了对于粒子设计可能较为重要的两个因素。第一个因素是粒子间距，较大的粒子间距允许晶界成环通过，并因此对晶粒生长提供了较少的阻力。相反，小的粒子间距可以防止晶界成环，并从而对晶粒生长提供了增加的阻力。这些粒子的粒子间距可以小于100、或80、或60、或40、或20、或lOnm。第二相粒子尺寸可以由化学结构和钢制造期间的处理来控制。例如，TiN粒子的粒子间距可以通过低的Ti/N比率来减小，即，比氮化物的化学计量比(3.4 更低，而较高的比率提供了具有更大粒子间距的更粗粒子。在第二相粒子的设计中可决定晶粒生长延缓的第二个因素是它们在FSW温度下的稳定性。不太稳定的粒子会变粗，从而增大了粒子间距，而更稳定的粒子不会变粗。对于钢的焊接应用有用的多个粒子的相对稳定性的列表的非限制性示例如下BN > Τ 02 > TiN > TiB2 > NbC > VC该列表不是穷举性的，而是可以例如扩展到包括Nb或V的许多碳化物和碳氮化物。钉扎元素的浓度可以影响FSW温度下的稳定性，使粒子在1000°C以上的温度下稳定是重要的。图6描绘了在高温下钢中NbC的计算出的溶解性。正如可以从图表中看出的， 在0. 1至0. 15wt%范围内的铌浓度可以在FSW温度下提供稳定的粒子。生长的延缓还可以通过在钢中结合特定溶质元素来实现。在固溶体中的微合金化元素例如Nb、Ti、V、Mo和W延缓了钢中大部分的扩散受控过程。任意特定元素的原子尺寸与狗原子的原子尺寸差别越大，则延缓越强。Nb、Mo和W在本文中可以是有利的微合金化元素。但是，诸如Nb、Mo、W之类的元素还可以促进MA成分的形成，浓度高的MA成分会降低刚度。因此，不能以高浓度添加这些元素。可以添加不会促进MA成分形成的第二组元素以提供对晶界运动的适度延缓。这些元素的示例包括但不局限于Cu、Cr、Co、Ni和Mn。通过将合金元素进行组合可以显著增强溶质拖曳效果。Nb和B的组合添加可以对溶质拖曳产生强的协同效应，这是由于在高温下形成了(Nb，B)合成体。在奥氏体晶界上这些合成体的存在还可以通过增强Nb原子的溶质拖曳力来减小边界移动速度。基于前面的讨论，通过溶质拖曳和粒子钉扎，起始结构钢中的化学成分的如下范围可以减小晶粒生长。
权利要求
1.一种钢结构，包括通过传统的熔化或二次精炼技术生产的两个或多个结构钢元件以及将这些元件的接合面连接在一起的摩擦搅拌焊接件，其中，起始结构钢的化学成分和粒度满足如下的一条或多条标准a)0.02wt%< Ti+Nb < 0. 12wt%,b)0.7 < Ti/N < 3. 5，c)0.5wt % < Mo+ff+Cr+Cu+Co+Ni < 1. 75wt%,d)0.01wt%< TiN+NbC+TiO/MgO < 0. Iwt%,e)至少2微米的平均粒度，其中，摩擦搅拌焊接件具有介于5-60微米之间的原始奥氏体粒度以及小于50vOl%的马氏体-奥氏体成分，其中，摩擦搅拌焊接件强度高于起始结构钢，并且通过裂尖张开位移测试在小于或等于0°C下测量到的摩擦搅拌焊接件刚度高于或等于0. 05mm，或者通过夏比V型缺口冲击测试在小于或等于0°C下测量到的摩擦搅拌焊接件刚度高于40J。
2.根据权利要求1所述的钢结构，其中，所述起始结构钢包括少于IOOppm的硫和少于 150ppm 的磷。
3.根据权利要求2所述的钢结构，其中，所述起始结构钢包括少于50ppm的硫和少于 75ppm的磷。
4.根据权利要求1所述的钢结构，其中，所述起始结构钢包括少于25ν01%的珠光体。
5.根据权利要求4所述的钢结构，其中，所述起始结构钢包括少于15ν01%的珠光体。
6.根据权利要求1所述的钢结构，其中，所述摩擦搅拌焊接件具有介于5-40微米之间的原始奥氏体粒度和少于25Vol%的马氏体-奥氏体成分。
7.根据权利要求6所述的钢结构，其中，所述摩擦搅拌焊接件具有介于5-20微米之间的原始奥氏体粒度和少于IOvol %的马氏体-奥氏体成分。
8.根据权利要求1所述的钢结构，其中，所述两个或多个结构钢元件是从)(50、X52, X60, X65, X70、X80、X90、XlOO和X120中选出的API (美国石油学会)5L管规范的管等级。
9.根据权利要求1所述的钢结构，其中，所述两个或多个结构钢元件是从AISI等级 1010、1020、1040、1080、1095、A36、A516、A440、A633、A656、4063、4340、6150 以及 ASTM 等级 A285、A387、A515、A516、A517选出的普通碳钢和合金钢。
10.根据权利要求1所述的钢结构，其中，通过裂尖张开位移测试在小于或等于o°c下测量到的所述摩擦搅拌焊接件刚度高于或等于0. 1mm。
11.根据权利要求10所述的钢结构，其中，通过裂尖张开位移测试在小于或等于0°C下测量到的所述摩擦搅拌焊接件刚度高于或等于0. 2mm。
12.根据权利要求1所述的钢结构，其中，通过夏比V型缺口冲击测试在小于或等于 0°C下测量到的所述摩擦搅拌焊接件刚度高于75J。
13.根据权利要求12所述的钢结构，其中，通过夏比V型缺口冲击测试在小于或等于 0°C下测量到的所述摩擦搅拌焊接件刚度高于150J。
14.根据权利要求1所述的钢结构，其中，所述起始结构钢还包括从5ppm至50ppm的硼。
15.根据权利要求1所述的钢结构，其中，所述起始结构钢包括每平方毫米少于100的平均粒度为0. 5微米或更大的非金属内含物。
16.根据权利要求15所述的钢结构，其中，所述起始结构钢包括每平方毫米少于50的平均粒度为0. 5微米或更大的非金属内含物。
17.根据权利要求16所述的钢结构，其中，所述起始结构钢包括每平方毫米少于20的平均粒度为0. 5微米或更大的非金属内含物。
18.一种用于焊接结构钢的方法，包括提供通过传统的熔化或二次精炼技术生产的两个或多个结构钢元件，其中，起始结构钢的化学成分和粒度满足如下的一条或多条标准a)0.02wt%< Ti+Nb < 0. 12wt%,b)0.7 < Ti/N < 3. 5，c)0.5wt % < Mo+ff+Cr+Cu+Co+Ni < 1. 75wt%,d)0.01wt%< TiN+NbC+TiO/MgO < 0. Iwt%,e)至少2微米的平均粒度，在足够形成摩擦搅拌焊接件的条件下对要被焊接的结构钢元件的接合面进行摩擦搅拌焊接，其中，摩擦搅拌焊接件具有介于5-60微米之间的原始奥氏体粒度以及小于50vOl%的马氏体-奥氏体成分，以及其中，摩擦搅拌焊接件强度高于起始结构钢，并且通过裂尖张开位移测试在小于或等于0°C下测量到的摩擦搅拌焊接件刚度高于或等于0. 05mm，或者通过夏比V型缺口冲击测试在小于或等于0°C下测量到的摩擦搅拌焊接件刚度高于40J。
19.根据权利要求18所述的方法，其中，所述起始结构钢包括少于IOOppm的硫和少于 150ppm 的磷。
20.根据权利要求19所述的钢结构，其中，所述起始结构钢包括少于50ppm的硫和少于 75ppm的磷。
21.根据权利要求18所述的方法，其中，所述起始结构钢包括少于25vol%的珠光体。
22.根据权利要求21所述的方法，其中，所述起始结构钢包括少于15ν01%的珠光体。
23.根据权利要求18所述的方法，其中，所述足够形成摩擦搅拌焊接件的条件选自于下列条件中的至少一个焊接期间搅拌区域的温度、焊接期间在搅拌区域的温度下花费的时间、摩擦搅拌焊接工具的焊接运行速度、摩擦搅拌焊接工具的转速、施加到摩擦搅拌焊接工具的扭转载荷、摩擦搅拌焊接工具上的向下力载荷或平移载荷、以及焊接件的冷却速率。
24.根据权利要求23所述的方法，其中，摩擦搅拌焊接工具的焊接运行速度的范围是每分钟1-30英寸。
25.根据权利要求M所述的方法，其中，摩擦搅拌焊接工具的焊接运行速度的范围是每分钟10-30英寸。
26.根据权利要求25所述的方法，其中，摩擦搅拌焊接工具的焊接运行速度的范围是每分钟15-30英寸。
27.根据权利要求23所述的方法，其中，摩擦搅拌焊接工具的转速的范围是 100-800rpm。
28.根据权利要求27所述的方法，其中，摩擦搅拌焊接工具的转速的范围是100-500rpm。
29.根据权利要求观所述的方法，其中，摩擦搅拌焊接工具的转速的范围是 100-200rpm。
30.根据权利要求23所述的方法，其中，摩擦搅拌焊接工具上的向下力载荷或平移载荷大于或等于IOOOlbf且小于或等于250001bf。
31.根据权利要求23所述的方法，其中，焊接件的冷却速率的范围是每秒10°C到每秒 400 "C。
32.根据权利要求18所述的方法，其中，所述摩擦搅拌焊接件具有介于5-20微米之间的原始奥氏体粒度和少于IOvol %的马氏体-奥氏体成分。
33.根据权利要求18所述的方法，其中，所述的两个或多个结构钢元件是从)(50、X52, X60, X65, X70、X80、X90、XlOO和X120中选出的API (美国石油学会)5L管规范的管等级。
34.根据权利要求18所述的方法，其中，所述的两个或多个结构钢元件是从AISI等级 1010、1020、1040、1080、1095、A36、A516、A440、A633、A656、4063、4340、6150 以及 ASTM 等级 A285、A387、A515、A516、A517选出的普通碳钢和合金钢。
35.根据权利要求18所述的方法，其中，通过裂尖张开位移测试在小于或等于0°C下测量到的所述摩擦搅拌焊接件刚度高于或等于0. 2mm。
36.根据权利要求18所述的方法，其中，通过夏比V型缺口冲击测试在小于或等于0°C 下测量到的所述摩擦搅拌焊接件刚度高于150J。
37.根据权利要求18所述的方法，其中，所述起始结构钢还包括从5ppm至50ppm的硼。
38.根据权利要求18所述的方法，其中，所述起始结构钢包括每平方毫米少于100的平均粒度为0. 5微米或更大的非金属内含物。
39.根据权利要求38所述的方法，其中，所述起始结构钢包括每平方毫米少于50的平均粒度为0. 5微米或更大的非金属内含物。
40.根据权利要求39所述的方法，其中，所述起始结构钢包括每平方毫米少于20的平均粒度为0. 5微米或更大的非金属内含物。
41.根据权利要求23所述的方法，其中，晶粒粗化温差小于或等于400°C。
42.根据权利要求41所述的方法，其中，晶粒粗化温差小于或等于300°C。
43.根据权利要求42所述的方法，其中，晶粒粗化温差小于或等于200°C。
44.根据权利要求43所述的方法，其中，晶粒粗化温差小于或等于100°C。
45.根据权利要求41所述的方法，其中，在晶粒粗化温差下的时间少于或等于10秒。
46.根据权利要求42所述的方法，其中，在晶粒粗化温差下的时间少于或等于8秒。
47.根据权利要求43所述的方法，其中，在晶粒粗化温差下的时间少于或等于6秒。
48.根据权利要求44所述的方法，其中，在晶粒粗化温差下的时间少于或等于2秒。
全文摘要
本发明提供了钢结构，该钢结构包括通过具有有利的显微结构的摩擦搅拌焊接件连接在一起的结构钢元件，以产生提高的焊接件强度和焊接件刚度。在本发明的一种形式中，所述钢结构包括通过传统的熔化或二次精炼技术生产的两个或多个结构钢元件以及将这些元件的接合面连接在一起的摩擦搅拌焊接件，其中，摩擦搅拌焊接件具有介于5-60微米之间的原始奥氏体粒度以及小于50vol％的马氏体-奥氏体成分；摩擦搅拌焊接件强度高于起始结构钢，并且通过裂尖张开位移测试在小于或等于0℃下测量到的摩擦搅拌焊接件刚度高于或等于0.05mm，或者通过夏比V型缺口冲击测试在小于或等于0℃下测量到的摩擦搅拌焊接件刚度高于40J。
文档编号B23K20/12GK102216483SQ200980145969
公开日2011年10月12日 申请日期2009年11月18日 优先权日2008年11月18日
发明者A·奥赛克森, D·P·费尔柴尔德, H·金, R·艾尔, S·J·福特 申请人:埃克森美孚研究工程公司