焊接用钢材的制作方法

焊接用钢材的制作方法
【专利摘要】本发明的焊接用钢材具有下述钢成分：PCTOD为0.065％以下，CeqH为0.225％以下，FB为0.0003％以上，并且Bp为0.09％～0.30％，在板厚方向截面的板厚中心部，当量圆直径为2μm以上的氧化物粒子为20个/mm2以下，并且0.05～0.5μm的Ti氧化物为1.0×103～1.0×105个/mm2。
【专利说明】焊接用钢材
【技术领域】
[0001]本发明涉及低热输入焊接(也称为小线能量焊接)至中热输入焊接(也称为中线能量焊接)的焊接热影响部(Heat Affected Zone ；HAZ)的CTOD特性优异的焊接用钢材及其制造方法，特别涉及低热输入焊接至中热输入焊接时韧性最为劣化的FL部(焊接熔合线,Fusion Line)即丽(焊接金属)与HAZ(焊接热影响部)的边界以及IC部(临界温度间热影响部，Intercritical HAZ)即HAZ与BM(母材)的边界的CTOD特性极为良好且显示优异的韧性的焊接热影响部的CTOD特性优异的焊接用钢材。
[0002]本申请基于2011年11月25日在日本申请的日本特愿2011-257688号主张优先权，在此援引其内容。
【背景技术】
[0003]近年来，伴随着推进对寒冷地区等的开发，要求可在严酷的使用环境下使用的钢材。例如，要求适于在北极圈等寒冷地区使用的海洋结构物和抗震性建筑物等钢结构物的高强度的钢材。与现有钢相比，上述那样的在寒冷地区使用的钢材对作为破坏韧性的指标的CTOD(裂纹尖端张开位移,Crack Tip Opening Displacement)特性的要求高,而且还需要CTOD特性在母材和焊接热影响部都优异。
[0004]焊接热影响部(HAZ)的CTOD特性主要通过在FL部以及IC部的两个位置切口的试验来进行评价。然而，迄今为止，几乎都是仅以FL部为改善CTOD特性的对象。
[0005]这据认为是因为，当试验温度并不是特别严酷的条件(例如-10°C左右)时，只要满足FL部的CTOD特性，IC部的CTOD特性就能得到充分的值。
[0006]但是，发现:在适于在北极圈等寒冷地区使用的钢材所要求的_80°C的严酷的试验条件下，迄今为止就算不加以考虑也不会有问题的IC部产生了低CTOD值。因此，需要使FL部的CTOD特性和IC部的CTOD特性这两个特性分别提高的技术。
[0007]例如，专利文献I中公开了以低至中热输入的焊接接头可在-60°C的试验条件下获得良好的CTOD特性的技术。但是，专利文献I中并没有记载IC部的CTOD特性。
[0008]专利文献2和专利文献3中公开了下述技术:不仅考虑到FL部还考虑到IC部，通过满足PeTOD和CeqH这样的参数，确保在_60°C环境下的CTOD特性。但是，本发明的
【发明者】们对于基于该技术制得的钢材在_80°C下的CTOD特性进行了研究，结果确认出其并不满足所要求的特性。此外，对于实接头在_80°C下的CTOD特性与再现热循环试验的结果的对应关系进行了详细的研究，结果发现:为了满足实接头在_80°C下的CTOD特性，需要使再现热循环试验中临界CTOD值成为0.1mm以上的下限温度Τδε0.1为-125°C以下。此外，还发现:为了使上述T δ。0.1达成T δ。0.1 < _125°C，在没有添加Ni的情况下，需要使专利文献2所规定的以下参数分别满足P。? ( 0.02、CeqH ( 0.225 ;在添加了 Ni的情况下，需要使专利文献3所规定的以下参数分别满足Pctmi ^ 0.02, CeqH ( 0.225。这里，Pctod是对影响FL部的CTOD特性T δ c0.1 (FL)的钢成分进行评价的参数；CeqH是对借助IC部的硬度来影响CTOD特性的钢成分进行评价的参数。[0009]Pctod = [C] +[Cu]/22+[Ni]/67+[V]/3 式 I
[0010]CeqH= [C] + [Si]/4.16+[Mn]/14.9+[Cu]/12.9+[Ni]/105+[V]/1.82 式 2
[0011]上述式中的成分元素为钢中的成分元素的含量(质量％ )。
[0012]然而，此时，Pctod和CeqH的限制值低，因此需要大幅地限制能够添加的合金成分量。因此，以结构材料通常使用的板厚6~IOOmm无法得到高强度钢。本发明中高强度是指屈服强度(YS)为355N/mm2以上且抗拉强度(TS)为480N/mm2以上。优选板厚为12mm~80mm,屈服强度为400N/mm2~550N/mm2,抗拉强度为610N/mm2以下。
[0013]此外，在实际的结构物中使用时，更优选板厚为30mm~60mm,屈服强度为420N/mm2~500N/mm2,抗拉强度为570N/mm2以下。钢材有厚钢板或钢管等，可以为厚钢板。
[0014]另一方面，例如专利文献4中公开了通过添加B而使低温的CTOD特性提高的技术。虽然示出了通过将B添加量控制在0.0005 %~0.0020 %来提高CTOD特性，但作为其目标的特性是_30°C及_50°C下的CTOD特性。本发明的
【发明者】们对于基于该技术制得的钢材，在本发明所主要设想的潜弧焊(SAW:Submerged arc welding)法的焊接条件下,对-80°C环境下的CTOD特性进行了研究，结果其并不满足所要求的特性。
[0015]另外，例如专利文献5中示出了通过添加0.0003 %~0.003 %的B且将固溶B量控制在0%来提高HAZ韧性。但是，其为设想成大热输入焊接的技术，而且其目标特性为-20°C下的HAZ韧性。本发明的
【发明者】们对于基于该技术制得的钢材，在本发明所主要设想的潜弧焊(SAW:Submerged arc welding)法的焊接条件下，对_80°C环境下的CTOD特性进行了研究，结果其并不满足所要求的特性。
[0016]现有技术文献
[0017]专利文献
[0018]专利文献1:日本特开2007-002271号公报
[0019]专利文献2:日本特开2010-248590号公报
[0020]专利文献3:国际公开公报W02010/134323A1
[0021]专利文献4:日本特开平9-1303号公报
[0022]专利文献5:国际公开公报W02009/072559A1

【发明内容】

[0023]发明所要解决的问题
[0024] 在HAZ部之中，FL部在焊接时经受最为高温的热历史；IC部则由于多层焊接而经受接近熔融温度的高温的热历史，然后经受紧随Acl温度(升温时的α — Y相变温度)以上的热历史，因此它们中的任一个的CTOD特性都特别容易劣化。据认为对于经受高温的热历史的FL部而言，韧性由于显微组织粗大化而劣化，因此使显微组织微细且均匀是有效的。另外，据认为对于FL部及IC部中的任一个而言，降低成为破坏起点的粗大的非金属夹杂物是重要的，而降低0(钢中氧)对于降低非金属夹杂物是有效的。然而，另一方面，若降低O,则晶粒内相变铁素体(Intragranular Ferrite ；IGF)减少，从而CTOD特性有可能会低下。
[0025]对于这些问题，如上所述，迄今为止并没有提供_80°C下的FL部的CTOD特性及IC部的CTOD特性(破坏韧性)满足要求值的高强度的焊接用钢材。因此，本发明的目的在于，提供-80°C下的FL部的CTOD特性及IC部的CTOD特性(破坏韧性)在低至中热输入的多层焊接等中满足要求值的高强度的焊接用钢材。
[0026]本发明中的低至中热输入是指当例如板厚为50mm时为1.5~5.0kJ/mm左右的热输入。
[0027]用于解决问题的手段
[0028]本发明的
【发明者】们对于在使得满足作为高强度钢的母材强度的同时使得满足进行了低至中热输入(当例如板厚为50mm时为1.5~5.0kJ/mm)焊接的钢材的HAZ中的脆化部即FL部和IC部在-80°C下的CTOD特性的手段进行了研究。
[0029]其结果是，发现:在降低O的基础上，对FL部中由于焊接时所赋予的热历史而生成的粗大晶界组织进行抑制来增大IGF分率，由此CTOD特性会显著地提高。上述的IGF是指以HAZ的原奥氏体晶粒内的Ti氧化物为核以花瓣状生成(以使Ti氧化物为中心而向周围扩散的方式生成)的针状铁素体。该IGF由于平均粒径为ΙΟμπι以下很微细，所以除了由其自身带来的微细化效果以外，还会因IGF大量生长而抑制从晶界生成的对韧性有害的粗大组织的生成，引起有效结晶粒径微细化，由此对CTOD特性的提高有显著贡献。
[0030]另外，作为使IGF分率增大的方法，发现添加B是最有效的。迄今为止，已知添加B会使钢材的相变温度下降，其有使组织变得微细且均匀的效果。但是，(i)微量添加而发挥效果的B由于与存在于钢中的N或O等元素结合会改变存在状态，有时无法挥发目标效果；(?)特别是对于焊接后的冷却速度会变大的焊接热输入为5.0kJ/mm以下的小、中热输入焊接，由于有时伴随着由添加B所带来的HAZ的硬度的上升而发生CTOD特性降低，所以还没有为了改善_80°C下的CTOD特性而充分地利用添加B的例子。本发明的
【发明者】们发现:对于上述(i)，以能够确保用于使B在钢中以固溶状态存在、发挥作为目标的效果所需的量即有效B量的参数进行控制；对于(ii)，使用由B量和C量构成的参数进行控制对于用于确保优异的CTOD特性(破坏韧性)是有效的。
[0031]此外，本发明的
【发明者】们发现:为了进一步利用上述B的效果，使钢中含有微细的Ti氧化物是有效的。
[0032]本发明是基于上述发现而构成的，为了解决上述问题而达成上述目的，采用了以下手段。
[0033](I) 即，本发明的一个方案的焊接用钢材具有下述钢成分: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 S1、Mn 含量[Mn]为 L 6%~2.5% 的 Mn、Ni 含量[Ni]为 0.1 %~L O % 的 N1、Ti 含量[Ti]为 0.005%~0.015% 的 T1、B 含量[B]为 0.0003%~0.0015% 的 B、N 含量[N]为 0.002%~0.006%的N和O含量[O]为0.0015%~0.0035%的0，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0.004%以下，将Cu含量[Cu]限制在0.5%以下，将V含量[V]限制在0.02%以下，剩余部分包含铁和不可避免的杂质，由下述式I所示的Pctoti为0.065%以下，由下述式2所示的CeqH为0.225%以下，由下述式3所示的FB为0.0003%以上，并且由下述式4所示的Bp为0.09%~0.30%，在板厚方向截面的板厚中心部，当量圆直径为2μπι以上的氧化物粒子为
20个/mm2以下，并且当量圆直径为0.05~0.5 μ m的Ti氧化物为1.0 X IO3~1.0 X IO5个
/mm ο[0034]其中，
[0035]Pctod = [C] +[Cu]/22+[Ni]/67+[V]/3 式 I
[0036]CeqH = [C] + [Si]/4.16+ [Mn]/14.9+ [Cu]/12.9+ [Ni] /105+ [V]/1.82 式 2
[0037]FB = [B]-0.77X ([N]-0.29X ([Ti]-2X ([O]-0.89X [Al])))式 3
[0038]Bp = (884 X [C] X (1-0.3 X [C]2) +294) XFB 式 4
[0039]式中，在使O’ = [O]-0.89 X [Al]的情况下，当O’≤O时，设定为O’ = O
[0040]在使Ti’ = [Ti]-20’的情况下，当Ti’≤O时，设定为Ti’ = O
[0041]在使N’ = [N]-0.29XTi’的情况下，当N’≤O时，设定为N’ = O ；
[0042]在FB≤O的情况下，设定为FB = O。
[0043](2)根据上述⑴所述的焊接用钢材，其中，上述Cu含量[Cu]可以为0.03%以下。
[0044](3)根据上述⑴或(2)所述的焊接用钢材，其中，上述B含量[B]可以为
0.0006% 以上。
[0045]如上所述，对于由本发明制得的钢而言，在低至中热输入的多层焊接等焊接时，韧性最为劣化的FL部及IC部的CTOD特性极为良好且显示优异的破坏韧性。由此，能够得到可在海洋结构物、抗震性建筑物等中使用的即使在严酷环境下也显示优异的CTOD特性的高强度焊接用钢材。
【专利附图】

【附图说明】
[0046]图1是表示FB与接头FL部的IGF分率之间的关系的图。
[0047]图2是表示Bp与FL部中的_80°C的接头CTOD特性的最小值之间的关系的图。
【具体实施方式】
[0048]本实施方式中，如上所述，为了使FL部的显微组织微细化而添加B。B在原奥氏体晶界偏析，使晶界能量降低，由此有显著延迟钢的铁素体相变的效果。因此，以具有粗大的奥氏体晶粒的HAZ组织对从晶界生成的粗大的铁素体等组织进行抑制。此外，通过与利用以Ti氧化物为代表的氧化物系的非金属夹杂物作为晶粒内相变铁素体(IGF)的相变核的技术相组合，使FL部的显微组织变得显著微细。其目标是:由于固溶的B而使得晶界部的相变得到抑制，变得容易从以相变核的形态存在于晶粒内的氧化物系非金属夹杂物发生铁素体相变，由此IGF增加。此外，由于粗大的夹杂物成为破坏的起点，因此需要减少粗大的夹杂物，作为相变核优选的是微细的夹杂物。
[0049]为了得到上述效果，需要在含有规定量的作为晶粒内相变的核的氧化物系非金属夹杂物的钢中确保以固溶状态存在的B (有效B ;FB)。然而，另一方面，通过添加B而带来的晶界部的铁素体相变的延迟效果意味着淬透性提高。因此，伴随着淬透性的提高而硬质组织增加，由此FL部的硬度提高，破坏韧性有可能会劣化。因此，如后所述那样在确保必要的固溶B量的同时避免由于添加B而造成FL部的硬度提高是有效的。
[0050]本发明的
【发明者】们发现:为了在确保使钢中以固溶状态存在的B (有效B)而有效利用由添加B所带来的FL部的显微组织的微细化和均匀化效果的基础上以实接头满足-80°C的CTOD特性，需要考虑由式3所定义的表示有效B量的参数FB和作为避免由于B而造成的HAZ硬度提高的参数的由式4所定义的B参数Bp。[0051 ] FB = [B]-0.77X ([N]-0.29X ([Ti]-2X ([O]-0.89X [Al])))式 3
[0052]式中，在O’ = [O]-0.89X [Al]≤ O 的情况下，O’ = O ；
[0053]在Ti’ = [Ti]-20’≤O 的情况下，Ti，= O ；
[0054]在N，= [N]-0.29XTi，≤ O 的情况下，N，= O ;
[0055]在FB = [B]-0.77 XN’≤ O 的情况下，FB = 0，
[0056]Bp = (884 X [C] X (1-0.3 X [C]2) +294) XFB 式 4
[0057]上述式中的成分元素为钢中的成分元素的含量(质量％ )。
[0058]式3是在考虑各个元素之间的结合力的强度的基础上，求出由化学计量比得到的钢中的固溶B量(有效B量；FB)的式子。在由该式求得的FB为0.0003%以上即有效B量为0.0003%以上的情况下，B如期望的那样对粗大的晶界组织进行抑制。其结果是，在能够通过分散在钢中的Ti氧化物而生成IGF的环境下，如图1所示，FL部中的IGF分率成为90%以上。Bp为从对大量的实验室熔炼钢进行的解析导出的经验式，其是以(根据C量而预测的最高硬度)X (FB的贡献)进行参数化而成的值。FB越多，则HAZ硬度也越容易变高，特别是对于本次这样的在极低温下的CTOD特性有很大影响。本发明的
【发明者】们发现:如图2所示，当Bp超 过0.30%时，FL部会发生显著的硬度的提高，在_80°C下不满足CTOD特性的目标值即0.25mm以上。另外，对于本实施方式的焊接钢材而言，当FB为0.0003%以上时，Bp必然为0.09%以上，所以，Bp低于0.09%是得不到作为本实施方式的焊接钢材的目标的固溶B的效果的区域，因此Bp设为0.09%以上。此外，对于图2所示的钢而言，除了Bp以外满足本实施方式的焊接钢材的范围。
[0059]当FB超过0.0010%时，Bp有可能会超过0.30 %，因此优选使FB的上限为0.0010%。
[0060]此外，本发明的
【发明者】们发现:为了使得以实接头满足_80°C的CTOD特性，以当量圆直径计为2 μ m以上的氧化物的个数为20个/mm2以下且在钢中具有1.0 X IO3~1.0 X IO5个/mm2的以当量圆直径计为0.05~0.5 μ m的Ti氧化物作为相变核是重要的。当量圆直径为2 μ m以上的氧化物个数超过20个/mm2时，该氧化物成为破坏发生起点，CTOD特性劣化。另外，当量圆直径为0.05~0.5μπι的Ti氧化物低于1.0 X IO3个/mm2时，作为IGF的生成核的Ti氧化物个数不充分；超过1.0X IO5个/mm2时，Ti氧化物成为破坏发生起点，由此在任一情况下CTOD特性都会劣化。
[0061]如上所示，通过同时满足Bp和FB，能够在抑制FL部的硬度显著提高的同时实现进一步的显微组织的微细化。另外，发现氧化物的控制是重要的。其结果是，发现:在使用了含有本实施方式所限定的范围的成分及氧化物的钢的情况下，在满足Bp和FB的基础上，还要满足用于确保_60°C下的CTOD特性所需的P。? ( 0.065%,而且以当量圆直径计为2 μ m以上的氧化物的个数为20个/mm2以下且在钢中具有1.0X IO3~1.0X IO5个/mm2的以当量圆直径计为0.05~0.5 μ m的Ti氧化物作为相变核，由此在_80°C下的FL部的CTOD特性得以满足。此外，Pctod由于后述的各元素的组成范围而成为0.016%以上。
[0062]另一方面，如上所述，在试验温度为_80°C这样的严酷的条件的情况下，即使FL部的CTOD特性满足目标值，IC部的CTOD特性值也有时不满足目标值。因此，对于IC部也进行了研究。其结果是，确认出:通过使以当量圆直径计为2μπι以上的氧化物的个数为20个/mm2以下，并且满足CeqH≥0.225%，由此可满足-80°C的CTOD特性。其中，CeqH由于后述的各元素的组成范围而成为0.135%以上。
[0063]以下，对于本实施方式的焊接钢材的限定理由进行说明。首先，对于本实施方式的焊接钢材的组成限定理由进行说明。对于以下的组成来说，％是指质量％。
[0064]C:0.015 ~0.045%
[0065] C是用于得到强度的元素，使C含量[C]为0.015%以上。为了廉价地制成高强度，优选为0.018%以上或0.020%以上，更优选为0.025以上％或0.030%以上。另一方面，当超过0.045%时，会使焊接HAZ的特性劣化，无法满足_80°C的CTOD特性，因此以0.045%为上限。为了获得更良好的CTOD特性，优选低于0.042%或低于0.040%。
[0066]S1:0.05 ~0.20%
[0067]为了得到良好的CTOD特性，Si越少越好，但从脱氧的观点考虑，使Si含量[Si]为
0.05%以上。优选为0.08%以上或0.10%以上。然而，当超过20%时，会损害FL部的CTOD特性，因此以0.20%为上限。为了得到更良好的CTOD特性，优选为0.18%以下或0.15%以下。
[0068]Mn: 1.6 ~2.5%
[0069]Mn是将显微组织优化的效果大且廉价的元素，并且具有抑制从对CTOD特性有害的晶界发生相变的效果，对于CTOD特性的损害少，因此希望增大添加量。当Mn含量[Mn]低于1.6%时，显微组织的优化的效果小，因此以下限为1.6%。下限优选为1.7%，更优选为1.8%。另一方面，当Mn含量[Mn]超过2.5%时，FL部中淬透性变得过高，或者ICHAZ的硬度增加，从而CTOD特性劣化。因此以2.5%为上限。上限优选为2.3%，更优选为2.2%，进一步优选为2.0%。
[0070]P:0.008% 以下
[0071]P作为不可避免的杂质含有，在晶界会偏析而使钢的韧性劣化，因此优选尽可能降低P含量[P]，但还存在工业生产上的制约，从而以0.008%为上限。为了得到更良好的CTOD特性，优选为0.005%以下。P为不可避免的杂质，其下限为O %。
[0072]S:0.005% 以下
[0073]S作为不可避免的杂质含有，从母材韧性、CTOD特性的观点考虑，都越少越好，但还存在工业生产上的制约，因此将S含量[S]的上限设为0.005%。为了得到更良好的CTOD特性，优选为0.003%以下或0.002%以下。S为不可避免的杂质，其下限为0%。
[0074]N1:0.1 ~1.0%
[0075]Ni具有CTOD特性的劣化少、使母材的强度提高的效果是有效的，并且其是ICHAZ的硬度增加也小的有效元素，但由于是昂贵的合金而导致成本上升，所以使Ni含量[Ni]为
1.0%以下。优选为0.8%以下，更优选为0.7%以下或0.6%以下，进一步优选为0.5%以下或0.45%以下。另一方面，为了得到添加了 Ni时的效果，使下限为0.1%。为了进一步利用Ni的效果，优选添加0.2%以上，更优选添加0.25%以上。在与合金成本的上升相比更优先提高母材的强度的情况下，也可以添加0.4%以上、0.5%以上或0.6%以上的Ni。
[0076]Al:0.004% 以下
[0077]Al由于使Ti氧化物生成而得到IGF，所以优选越少越好，因此使Al含量[Al]的上限为0.004%。为了得到更多的IGF，得到良好的CTOD特性，优选为0.003 %以下或0.002 %以下。其下限为0%。[0078]T1:0.005 ~0.015%
[0079]Ti使Ti氧化物生成而使显微组织微细化，但过多时，FL部会生成粗大的TiC，使CTOD特性劣化。另外，有时在IC部生成由TiC生成而产生的硬化组织，或者有时TiC成为破坏的发生的起点。因此，Ti含量[Ti]为0.005~0.015%是适合的范围。为了进一步利用Ti的效果，优选为0.007%以上，更优选为0.008%以上。另一方面，为了进一步改善CTOD特性，优选为0.013%以下。
[0080]Nb:0.004% 以下
[0081]从母材的强度和韧性的观点考虑，Nb是有益的，但对于FL部的CTOD特性是有害的，因此将Nb含量[Nb]限制在不显著降低CTOD特性的范围即0.004%以下。不过，为了进一步改善CTOD特性，更优选限制在0.003 %以下或0.002 %以下，进一步优选限制在
0.001%以下。其下限为0%。
[0082]B:0.0003 ~0.0015%
[0083]B是在HAZ的原奥氏体晶界偏析而具有抑制对CTOD特性有害的粗大的晶界组织生成的效果以及使FL部的显微组织变得均匀的效果的元素。因此，使B含量[B]为0.0003%以上。不过，为了进一步利用B的效果，优选为0.0004%以上或0.0006%以上。另一方面，由于因过量添加，FL部的硬度可能会显著提高而使CTOD特性劣化，因此以0.0015%为上限。为了进一步改善FL部的CTOD特性，优选为0.0013%或0.0011%以下。
[0084]N:0.002 ~0.006%
[0085]N对于生成Ti氮化物是必需的，但当低于0.002%时，效果小。因此，使N含量[N]的下限为0.002%。为了进一步利用N的效果，优选使下限为0.0025%，更优选为0.003%。另一方面，当超过0.006 %时，形成成为破坏发生起点的粗大的Ti氮化物，从而使CTOD特性劣化，因此使上限为0.006%。为了得到更良好的CTOD特性，优选为0.005%以下。更优选为0.0045%以下或0.004%以下。
[0086]O:0.0015 ~0.0035%
[0087]从FL部的作为IGF的生成核的Ti氧化物的生成性考虑，使O含量[O]为0.0015%以上。为了进一步利用O的效果，优选为0.0020%以上。但是，当O过多时，氧化物的尺寸和个数过大，从而使FL部及IC部的CTOD特性劣化，因此使上限为0.0035%。为了得到更良好的CTOD特性，优选为0.0030%以下，更优选为0.0028%以下或0.026%以下。
[0088]以上为本实施方式的焊接钢材中所必需的元素，在不损害这些效果的范围内添加以下的元素也是有效的。
[0089]Cu:0.5% 以下
[0090]Cu是具有提高母材的强度的效果、ICHAZ的硬度的增加也少的有效元素。然而，在Cu含量[Cu]添加超过0.5%的情况下，会促进成为破坏起点的岛状马氏体(Martensite-Austenite Constituent ；MA)生成，进一步抑制分解，因此导致 FL 部的 CTOD特性劣化。所以，作为不使CTOD特性劣化的范围，以0.5%以下为限制范围。不过，为了得到更加良好的CTOD特性，优选为0.3%以下或0.1%以下。为了确保更加稳定的CTOD特性，优选限制为0.05%以下或0.03%以下。其下限为0%。
[0091]V:0.02% 以下
[0092]V是对提高母材强度有效的元素。但是，当V含量[V]超过0.02%时，会损害CTOD特性，因此作为不会大幅度损害CTOD特性的范围，使[V]的上限为0.02%以下。为了确保更加优异的CTOD特性，优选为低于0.01 %。其下限为0%。
[0093]本实施方式的焊接用钢材含有或限制上述成分，剩余部分包含铁和不可避免的杂质。然而，在本实施方式的焊接钢材中，除了上述成分以外，为了进一步改善钢板本身的耐蚀性及热加工性，或者作为来自废铁等副原料的不可避免的杂质，也可以含有其他合金元素。不过，为了充分发挥上述成分(Ni等)的上述效果(提高母材的韧性等)，优选如下限制其他各合金元素(Cr、Mo、Ca、Mg、Sb、Sn、As、REM)。这些各元素的含量包括为0%。此外，即使有意添加这些合金元素，只要其添加量在后述的范围内，也可以视为不可避免的杂质。
[0094]Cr用于使CTOD特性降低，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。其下限为0%。[0095]Mo用于使CTOD特性降低，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。其下限为0%。
[0096]Ca具有抑制Ti氧化物生成的效果，因此Ca含量[Ca]优选低于0.0003%，更优选低于0.0002%或低于0.0001%。其下限为0%。
[0097]Mg具有抑制Ti氧化物生成的效果，因此Mg含量[Mg]优选低于0.0003%，更优选低于0.0002%或低于0.0001%。其下限为0%。
[0098]Sb会损害CTOD特性，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。其下限为0%。
[0099]Sn会损害CTOD特性，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。其下限为0%。
[0100]As会损害CTOD特性，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。其下限为0%。
[0101]REM(Rare Earth Metal，稀土金属)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，最优选为低于0.002%或低于0.001%。此外，在本实施方式的焊接用钢材中，除了上述元素以外，在不妨碍本实施方式的特性的范围内，还可以含有在制造工序等中不可避免地混入的杂质，但优选尽量不混入杂质。其下限为0%。
[0102]即使如上所述限定钢的成分，若制造方法不合适也无法发挥作为目标的效果。因此，在制造本实施方式的焊接用钢材时，优选设定为如下的制造条件。
[0103]本实施方式的焊接用钢材在工业上优选用连续铸造法制造。其理由是因为，钢水的凝固冷却速度快，能够避免成为破坏发生起点的粗大的氧化物的生成，而且板坯中能够更大量地生成微细的Ti氧化物。在本实施方式的焊接钢材的制造方法中，优选使从凝固点附近到800°C的铸坯的中心部的平均冷却速度为5°C /分钟以上。其理由是为了使钢中以当量圆直径计为2 μ m以上的氧化物的个数为20个/mm2以下且得到1.0X IO3~1.0X IO5个/mm2的以当量圆直径计为0.05~0.5μπι的Ti氧化物。在铸坯的冷却速度低于5°C /分钟的情况下，难以得到微细的氧化物，粗大的氧化物增加。另一方面，即便使平均冷却速度大于50°C /分钟，微细的Ti氧化物的数量也不会大幅增加，制造成本反而上升，因此可以使平均冷却速度为50°C /分钟以下。
[0104]此外，铸坯的中心部的平均冷却速度可以通过对铸坯表面的冷却速度进行测定而利用传热计算来求得。另外，平均冷却速度也可以通过对铸造温度或冷却水量等进行测定而利用传热计算来求得。
[0105]在轧制板坯时，优选使其再加热温度(加热温度)为950~1100°C。这是因为，当再加热温度超过1100°c时，Ti氮化物会粗大化而母材的韧性劣化和CTOD特性改善效果小。另外，在低于950°C的再加热温度下，轧制的负荷大，会明显阻碍生产率，因此优选以950°C为下限。从确保母材韧性和生产率的观点考虑，再加热温度优选为950~1100°C，在要求更加优异的母材韧性的情况下，再加热温度更优选为950~1050°C。
[0106]就再加热后的制造方法而言，优选进行加工热处理。这是因为，即使得到了优异的CTOD特性，若母材的韧性差，则作为钢材也是不够的。加工热处理为如下的处理:将轧制温度控制在适于钢成分的范围，然后根据需要实施水冷等，通过该处理，能够进行奥氏体晶粒的微细化以及显微组织的微细化。由此，能够使钢材的强度提高以及改善韧性。作为加工热处理法的条件，优选未再结晶区域温度(700~850°C)的累积压下率为30%以上。
[0107]作为加工热处理的方法,可以列举出:(i)控制轧制(CR Controlled Rolling,以下简称为CR) ； (ii)控制轧制-加速冷却(CR+ACC:Accelerated Cooling,以下简称为ACC);和(iii)控制轧制-加速冷却-回火(CR+ACC+T tempering,以下简称为ACC+T)。其中，优选的方法为Qi)控制轧制-加速冷却法。作为各种加工热处理方法的一个例子，可以列举出如下方法:(i)在控制轧制的情况下，将板坯加热到950~1100°C，以未再结晶温度区域(700~850°C )进行累积压下率为30%以上的轧制，轧制后进行空气冷却至常温；
(ii)在控制轧制-加速冷却的情况下，到轧制为止以与(i)相同的步骤进行，轧制后水冷装置以5°C /秒以上的冷却速度从650°C以上加速冷却到500°C以下；和(iii)在控制轧制-加速冷却-回火的 情况下，到加速冷却为止以与(ii)相同的步骤进行，加速冷却后在热处理炉中进行400~660°C的回火。此外，即使在加工热处理之后为了脱氢处理等而再次将该钢加热到Ar3相变点以下的温度，也不会损害本实施方式的焊接用钢材的特征。
[0108]<实施例>
[0109]以下，根据实施例对本发明进行说明。
[0110]将用转炉熔炼而成的钢水以连续铸造制成板坯，以厚板工序对该板坯进行加工热处理，由此制造各种钢成分的厚钢板。然后，对于制得的厚钢板，实施母材强度和焊接接头的CTOD试验。对于焊接接头，以通常作为试验焊接使用的潜弧焊(SAW)法，按照使焊接熔合线(FL)垂直的方式，制成K坡口，在焊接热输入为4.5~5.0kJ/mm的焊接条件下进行制作。
[0111]CTOD 试验基于 BS7448Partl (British Standard,英国标准)，以 t (板厚)X 2t 的试验片尺寸，其中，缺口以50%疲劳开裂来实施，缺口位置在FL部(WM与HAZ的边界)以及IC部(HAZ与BM(母材)的边界)的两个位置，在_80°C下分别实施5次试验。作为目标的CTOD值的Min./Ave.(最小值/平均值)都为0.25mm以上。
[0112]FL部的HAZ组织用硝酸乙醇腐蚀液来实施蚀刻，并用光学显微镜和SEM进行观察。对于IGF分率，使用以任意的倍率观察三个视场的组织照片，并用目测来测定面积率，求其平均。
[0113]钢材的氧化物粒子的个数用以下的方法来测定。从各钢材采取板厚方向的中央部的截面试样，对于当量圆直径为2μπι以上的粗大的氧化物，使用FE-SEM(Field EmissionScanningElectron Microscope,场发射扫描电子显微镜)进行观察,测定该粒子的尺寸和个数。对于当量圆直径为0.05~0.5 μ m的Ti氧化物，同样从板厚方向的中央部采取试样，从以 SPEED 法(Selective Potentiostatic Etching by Electrolyic Dissolution,利用电解溶解的选择性恒电位蚀刻)进行电解研磨而得到的试样，制作提取复型膜，以10000~1000000 倍的 FE-TEM(Field Emission Transmission Electron Microscope,场发射透射电子显微镜)进行观察。通过EDX法(Energy Dispersive X-ray Spectrometry,能量色散X射线光谱)，判定出从特性X射线求得的Ti的重量比为10%以上的氧化物为含Ti氧化物。由这些结果来测定含Ti氧化物的尺寸和个数。在各试样的板厚方向截面的板厚中心部进行20个视场以上的观察，计算出每单位面积的氧化物粒子的个数的平均值。将测定位置设为板厚中心部是因为，CTOD特性受到组成限制的影响的板厚中心部的韧性特别会受到影响。板厚方向截面是指沿着板厚方向(从钢板的表面朝背面的方向)将钢板切断时的截面。
[0114]表1、表2 表示钢的化学成分，表3、表4表示制造条件和母材、焊接接头的CTOD特性。表3、表4中的加工热处理方法的符号是指以下的热处理方法。
[0115]CR:控制轧制(在最适合强度、韧性的温度区域进行的轧制)
[0116]ACC:加速冷却(在控制轧制后水冷到400~600°C的温度区域后放冷)
[0117]ACC+T:刚轧制后淬火+回火处理(刚轧制后水冷到常温，然后回火处理)
[0118]此外，在表1、表2的化学成分中，不特意地对Cr、Mo、Ca、Sb、Sn、As、REM进行添加。
[0119]在表3、表4中的焊接接头的CTOD试验结果中，δ eAve表示5次试验结果的平均值，δ表示5次试验中的最低值。
[0120]本发明中制得的钢板(本发明钢I~33)显示了良好的破坏韧性，即，屈服强度(YS)为420N/mm2以上，抗拉强度(TS)为480N/mm2以上，并且_80°C的CTOD值以FL缺口的s Cmin计为0.30mm以上，以IC缺口的δ Cmin计为0.63mm以上。另外，此时的FL部的HAZ组织中的IGF分率均为90%以上。
[0121]钢34在化学成分上满足本发明，但是铸坯的冷却速度不满足优选的制造条件。其结果是，当量圆直径为2 μ m以上的氧化物粒子的个数或0.05~0.5 μ m的Ti氧化物的个数偏离本发明的范围，FL部、IC部的CTOD特性不满足目标。
[0122]另一方面，由表2可知，钢35~55是示出了化学成分偏离了本发明的比较例的钢。这些钢分别在C量(钢38)、Si量(钢43) ,Mn量(钢37、钢47) ,Ni量(钢35)、A1量(钢52)、Ti量(钢36、钢44、钢50)、B量(钢41、钢45、钢49)、Nb量(钢53)、O量(钢39、钢 55)、N 量(钢 51)、Cu 量(钢 42)、V 量(钢 46)、Pctod(钢 48)、CeqH(钢 37、钢 40、钢42、钢 48)、FB (钢 39、钢 45、钢 46、钢 47、钢 50、钢 51)、Bp (钢 38、钢 39、钢 41、钢 45、钢 46、钢47、钢49、钢50、钢51、钢54)的条件上与发明不同。另外，钢52的Al偏离本发明，由此当量圆直径为0.05~0.5μπι的Ti氧化物个数不满足发明的要求。尽管比较钢的强度的一部分有时低于目标强度，但大致与发明钢相同。然而，CTOD值差，不适合作为在严酷环境下使用的钢板。
【权利要求】
1.一种焊接用钢材，其特征在于，其具有下述钢成分: 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S1、Mn含量[Mn]为1.6%~2.5%的Mn、Ni含量[Ni]为0.1%~1.0%的N1、Ti含量[Ti]为 0.005% ~0.015% 的 T1、B 含量[B]为 0.0003 % ~0.0015 % 的 B、N 含量[N]为0.002 %~0.006 %的N和O含量[O]为0.0015 %~0.0035 %的O，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0.004%以下，将Cu含量[Cu]限制在0.5%以下，将V含量[V]限制在0.02%以下，剩余部分包含铁和不可避免的杂质，由下述式I所示的Pctqd为0.065%以下，由下述式2所示的CeqH为0.225%以下，由下述式3所示的FB为0.0003%以上，并且由下述式4所示的Bp为0.09%~0.30%， 在板厚方向截面的板厚中心部，当量圆直径为2 μ m以上的氧化物粒子为20个/mm2以下，并且当量圆直径为0.05~0.5 μ m的Ti氧化物为1.0 X 1O3~1.0 X 1O5个/mm2， 其中，
2.根据权利要求1所述的焊接用钢材，其特征在于，所述Cu含量[Cu]为0.03%以下。
3.根据权利要求1或2所述的焊接用钢材，其特征在于，所述B含量[B]为0.0006%以上。
【文档编号】B21B3/00GK103946410SQ201280057441
【公开日】2014年7月23日 申请日期:2012年6月29日 优先权日:2011年11月25日
【发明者】福永和洋, 渡部义之, 臼井真介, 千千岩力雄 申请人:新日铁住金株式会社