焊接热影响区的ctod特性优异的钢及其制造方法

专利名称：：焊接热影响区的ctod特性优异的钢及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及小线能量焊接至中线能量焊接的焊接热影响区(HAZ)的CTOD特性优异的钢及其制造方法，特别是涉及在小线能量焊接至中线能量焊接时韧性最劣化的FL部和IC部的CTOD特性极良好，显示优异的韧性的焊接热影响区的CTOD特性优异的钢及其制造方法。
背景技术：
：近年来需求在苛刻的使用环境下使用的钢材，例如，作为适合于在北极圏等的寒冷地区等使用的海洋结构物、抗震性建筑物等的钢结构物的高强度钢材，要求是作为断裂韧性的指标的CTOD(裂紋尖端张开位移；CrackTipOpeningDisplacement)特性优异的钢材，焊接区需要具有优异的CTOD特性。焊接热影响区(HAZ)的CTOD特性，可通过FL部(WM(焊缝金属)与HAZ(焊接热影响区)的边界)以及IC部((IntercriticalHAZ:HAZ与BM(母材)的边界)2处位置(切口)来评价，但迄今只有FL部作为对象。这是因为，在试验温度不太苛刻的条件下，如果满足FL部的CTOD特性，则IC部的CTOD特性可得到充分的值，因此不再成为问题。然而知道在-60。C左右的苛刻的试验条件下，在IC部产生低CTOD值的情况以相当的频度产生，探求了其对策。例如有显示出在小~中线能量的焊接接头中在-60°C的苛刻的试验温度下可得到良好的CTOD特性的技术(例如特开2007-002271号公报)，在此，没有记述IC部的CTOD特性。
发明内容因此，本发明的课题是，提供在小~中线能量的多层焊接等中，除了-60。C的FL部的CTOD特性以外，IC部的CTOD特性也满足的具有迄今所没有的优异的CTOD(断裂韧性)特性的高强度的钢及其制造方法。本发明者们对于使在小线能量焊接至中线能量焊接时韧性最劣化的焊接区的FL部和IC部两者的CTOD特性提高的情况进行了刻苦研究。其结果发现，为了提高FL部和IC部两者的CTOD特性，降低非金属夹杂物最重要，为此必须降低O(钢中氧)，但通过降低O,晶粒内相变铁素体(IGF)减少，因此降低使FL部的CTOD特性劣化的合金元素变得必要，并且，若只降低钢中氧的话，难以提高IC部的CTOD特性，而降低硬度是有效的，从而完成了本发明。本发明的要旨如下。(1)一种焊接热影响区的CTOD特性优异的钢，其特征在于，以质量%计，含有C:0.015~0.0450/0、Si:0.05~0.2%、Mn:1.50~2.0%、Cu:0.25~0.5%、Ni:0.70~1.5%、P:0.008%以下S:0.005%以下、Al:0.004°/0以下、Ti:0.005~0.0150/0、Nb:0.005%以下、O:0.0015~0扁5%、N:0.002~0.006%,PcTOD为0.065以下，CeqH为0.235以下，其余部分由铁以及不可避免的杂质构成，其中，尸ctod=C+丄Cw+丄7w函2267C一^C+丄&'+丄M"+丄C"+丄A7+1.12M4.1614.912.9105。(2)—种焊接热影响区的CTOD特性优异的钢，其特征在于，以质量%计，含有C:0.015~0.0450/0、Si:0.05~0.2%、Mn:1.50~2.0%、Cu:0.25~0.5%、Ni:0.70~1.50/0、P:0.008%以下S:0.005%以下、Al:0.004%以下、Ti:0.005~0.0150/0、Nb:0.005%以下、O:0.0015~0.0035%、N:0.002~0.0060/o，还含有V:0.005~0.020%，并且，PcroD为0.065以下，CeqH为0.235以下，其余部分由铁以及不可避免的杂质构成，其中，尸r腦=C+丄F+丄Cw+丄7w32267C-=C+&+丄她+丄Cw+丄+112Mj+丄F4.1614.912.91051.82(3)—种焊接热影响区的CTOD特性优异的钢的制造方法，其特征在于，将下述钢采用连铸法制成板坯，然后再加热至9501100。C的温度后进4亍加工热处理，所述钢以质量％计，含有C:0.015~0.045%、Si:0.05~0.2%、Mn:1.50~2.0%、Cu:0.25~0.5%、Ni:0.70~1.5%、P:0.008%以下S:0.005%以下、Al:0.004%以下、Ti:0.005~0.015%、Nb:0.005%以下、O:0.0015~0.0035%、N:0.002~0.006%,PcroD为0.065以下，CeqH为0.235以下，其余部分由铁以及不可避免的杂质构成，其中，6腦=C"+丄Cw+丄CTOZJ2267C一=C++丄她+丄Cw+丄+1,12M4.1614.912.9105。(4)一种焊接热影响区的CTOD特性优异的钢的制造方法，其特征在于，将下述钢采用连铸法制成板坯，然后再加热至9501100。C的温度后进行加工热处理，所述钢以质量％计，含有C:0.015~0.045o/o、Si:0.05~0.2%、Mn:1.5~2.0%、Cu:0.25~0.5%、Ni:0.7~1.5%、P:0.008%以下S:0.005%以下、Al:0.004%以下、Ti:0.005~0.0150/0、Nb:0.005%以下、O:0.0015~0.0035%、N:0.002~0.0060/0，还含有V:0.005~0.02o/0,并且，PcTOD为0.065以下，CeqH为0,235以下，其余部分由铁以及不可避免的杂质构成，其中，尸r詣=C+丄K+丄Cw+丄A732267Ce^/^C+丄5V+丄M"+丄Cw+丄M+U2Mj+丄^4.1614.912.91051.82。根据本发明制造的钢，在小~中线能量的多层焊接等的焊接时韧性最劣化的FL部以及IC部的CTOD特性极良好，显示出优异的韧性。由此可制造海洋结构物、抗震性建筑物等的在苛刻的环境下使用的高强度钢材。图1是表示Pctod和与FL相当的模拟热循环试验中的CTOD特性的关系的图。图2是表示与ICHAZ相当的模拟热循环试验中的HAZ的硬度与CTOD特性的关系的图。图3是表示CeqH和与ICHAZ相当的模拟热循环试验中的HAZ的硬度的关系的图。具体实施例方式以下详细说明本发明。根据本发明者们的研究发现，为了满足小~中线能量(在板厚50mm下，1.5~6.0kJ/mm)焊接HAZ的-60。C的FL部和IC部的CTOD特性，1)为了满足FL部的CTOD特性，提高IC部的CTOD特性，降低氧化物系的非金属夹杂物最重要，为此必须降低O(钢中氧)。即，现有技术为了获得优异的FL部的CTOD特性，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:IntragranularFerrite)的相变核，因此需要添加某种程度的O。根据本发明者的研究发现，为了提高-60'C的FL部和IC部的CTOD特性，需要降低氧化物系的非金属夹杂物。通过降低O，IGF减少，因此需要降低使FL部的CTOD特性劣化的合金元素。图l示出与FL相当的模拟HAZ的CTOD特性与PcTOD的关系。在此，作为钢成分参数的PcroD，是由多数的实验室熔化钢的与FL相当的模拟HAZ的CTOD特性(TSc(U(FL))和钢成分的解析导出的经验式。Pctod=C+V/3+Cu/22+讓7在图1所示的与FL相当的模拟HAZ中，T5c0.1(FL)巨-110。C这一目标水平是通过多数的实验得到的见解，是用于在板厚50~100mm的钢板的实际接头FL切口中，在-60。C下稳定地得到0.25mm以上的CTOD值的必要值。由图l可知，在与FL相当的模拟HAZ中，为了使Tsdu(fl)^-110。C，必须将钢成分参数PcTOD控制在0.065。/。以下。图l的Tsdu(fl)，是将实施了与FL相当的模拟热循环处理(Triplecycle)即lst:1400。C(8O0~500。C:15sec)、2nd:。C(760~500°C:22sec)、3rd:500。C(500~300°C:60sec)的截面10mmx20mm的试件通过BS5762法(BritishStandards)的CTOD试验得到的。该T&(u(FL)意指在各试验温度下3根试件实施试验的CTOD()值的最低值超过0.1mm的温度(。C)。另外，考虑到CTOD试验中的板厚效果，为了在板厚50100mm的钢板的实际接头FL切口，在-60。C下稳定地得到0.25mm以上的CTOD值，从经验上必须使T5du(FL)为-110。C以下。2)若只降低钢中氧的话，难以提高IC部的CTOD特性，而降低硬度是有效的。图2示出受到与后述的IntercriticalHAZ(ICHAZ)相当的模拟热循环的试件的CTOD特性和与ICHAZ相当的HAZ的硬度的关系，图3示出钢成分硬度参数CeqH和与ICHAZ相当的HAZ的硬度的关系。在此，图2所示的与ICHAZ相当的模拟HAZ(截面10mmx20mm)的T5c(U(ICHAZ)为-110。C以下这一目标水平是通过多数的实验得到的见解，是用于板厚50~100mm的钢板的实际接头的IC切口的在-60'(:下得到0.25111111左右的CTOD值的必^i。由图2、3可知，为了使模拟HAZ的T6co.mcHAz)为-110。C以下，必须将硬度控制在Hvl76以下，将钢成分硬度参数CeqH控制在0,235以下。为了使硬度更低，优选为0.225以下。另夕卜，作为试验方法，应用CTOD试验方法的BS5762法(BritishStandards)，与ICHAZ相当的模拟热循环条件(Triplecycle)是lst:PT950。C(800~500°C:20sec)、2nd:770°C(770~500。C:22sec)、3rd:450°C(450~300。C:65sec)。在此，定义为<formula>formulaseeoriginaldocumentpage11</formula>即使限制Pctod、CeqH的量，若不使其他的合金元素适当化，则也不能制造兼备高强度和优异的CTOD特性的钢。以下叙述钢成分的限定范围和理由。这里所记载的％意指质量％。C:0.015~0.0450/0、为了得到强度，C需为0.015。/o以上，但超过0.045。/o时，会使焊接HAZ的特性劣化，不能满足-6(TC的CTOD特性，因此将0.045。/。作为上限。Si:0.05~0.2%,优选为0.15%以下为了得到良好的HAZ韧性，Si少为好，但在发明钢中，由于没有添加Al，因此在脱氧上需要0.05%以上。然而，当超过0.2%时，会损害HAZ韧性，因此将0.2%作为上限。为了得到更良好的HAZ韧性，优选为0.15%以下。Mn:1.5~2.0%，优选为1.8%以下Mn是将显微组织适当化的效果大且廉价的元素，损害HAZ韧性的情况很少，因此希望增多添加量，但超过2.0%时，使ICHAZ的硬度增加，钿性劣化，因此将2.0%作为上限。另外，小于1.5%时，效果少，因此将下限确定为1.5%。为了更加改善HAZ韧性，优选为1.8%以下。P:0.008%以下，优选为0.005%以下S:0.005%以下，优选为0.003%以下P、S作为不可避杂质而含有，从母材韧性、HAZ韧性出发，均少为好，但也有工业生产的制约，各自将0.008%、0.005%作为上限。为了得到更良好的HAZ韧性，优选为P:0.005%以下、S:0.003%以下。Al:0.004%以下为生成Ti氧化物，Al少为好，但工业生产上存在制约，0.004%为上限。Ti:0.005~0.015%，优选为0.013%以下Ti生成Ti氧化物，使显微组织微细化，但若过多的话，会生成TiC，使HAZ韧性劣化，因此0.005~0.015%为适当范围。为了更加改善HAZ韦刃性，优选为0.013%以下。O:0.0015~0.0035%,优选为0.0030%以下从Ti的作为FL部的IGF的生成核的氧化物的生成性出发，O必须为0.0015%以上，可是，若O过多，则氧化物的尺寸和个数过大，会使IC部的CTOD特性劣化，因此将0.0015~0.0035%作为限制范围。为了得到更良好的HAZ韧性，优选为0.0030%以下，更优选为0.0028%以下。N:0.002~0.006%，优选为0.005%以下N是生成Ti氮化物所必需的，但若不到0.002%，则效果少，若超过0.006%,则在钢坯制造时，产生表面缺陷，因此上限确定为0.006%。为了得到更良好的HAZ韧性，优选为0.005%以下。V:0.005~0.02o/o在基本的成分中还添加V的目的是为了对母材强度的提高有效，但为了发挥该效果，需要确定为0.005%以上。另一方面，当添加量超过0.02%时，会损害HAZ韧性，因此作为不较大地损害HAZ韧性的范围，V的上限确定为0.02%以下。Cu:0.25~0.5%、Ni:0.7~1,5%，优选为0.9%以上Cu、Ni具有HAZ韧性的劣化少、使母材的强度提高的效果，ICHAZ的硬度的增加也少，虽然较有效，但由于是高价格的合金，因此各自将Cu:0.25~0.5%、Ni:0.7~1.5%作为限制范围。关于Ni，为了改善HAZ韧性，优选为0.9~1.5%。Nb:0.005%以下Nb从母材的强度和韧性的观点来看是有益的，但对HAZ韧性有害。因此，可添加到作为不显著降低HAZ韧性的范围的0.005。/。。但是，为了更加改善HAZ韧性，更优选限制在0.001%以下。即使将钢的成分如上述那样限定，如果制造方法不适当，则也不能发挥目标的效果。因此，对于制造条件也需要限定。本发明钢必须在工业上采用连铸法制造。其理由是因为，钢液的凝固冷却速度快，在板坯中可大量生成微细的Ti氧化物和Ti氮化物。在板坯轧制时，其再加热温度需为9501100。C。再加热温度超过1100。C时，Ti氮化物粗大化，母材的韧性劣化，不能期待HAZ韧性改善效果。另外，若为小于950。C的再加热温度，则轧制的负荷大，损害生产率，因此950'C为下限的再加热温度。接着，再加热后的制造方法必需加工热处理。加工热处理是将轧制温度控制在适合于钢成分的狭窄范围，然后根据需要实施水冷等的处理，通过该处理，可进行奥氏体晶粒的微细化和显微组织的微细化，是由此可提高钢材的强度、改善韧性的制造方法。因为即使是本发明钢，即使可得到优异的HAZ韧性，若母材的韧性力s差，则作为钢材也不充分，因此加工热处理法是必需的。作为加工热处理的方法，可例举出l)控制轧制、2)控制轧制-加速冷却、3)轧制后直接淬火-回火，但优选的方法是控制轧制-加速冷却法。另外，制造该钢后，出于脱氢等的目的，再加热至Ar3相变点以下的温度，也并不损害本发明的特征。实施例以下基于实施例以及比较例来说明本发明。采用转炉-连铸-厚板工序制造各种钢成分的厚钢板，实施了母材强度和焊接接头的CTOD试验。焊接是采用一般作为试验焊接而使用的埋弧焊接(SAW)法，采用K坡口在焊接线能量为4.55.0kJ/mm下实施，使得焊接熔合线(FL)垂直。CTOD试验，是以t(板厚)x2t的尺寸，切口为50%疲劳裂紋而实施，切口位置为FL(WM与HAZ的边界)和IC(HAZ与BM的边界)两处，在-60°C下分别实施了5根试件的试验。表l示出钢的化学成分，表2示出制造条件以及母材(BM)、焊接接头的特性。表2中的热处理方法的记号表示以下的热处理方法。CR:控制轧制(在最适合于强度和韧性的温度区中的轧制)ACC:加速冷却(在控制轧制中水冷到400。C600。C的温度区后空冷)DQ:刚轧制后淬火-回火处理(在刚轧制后，水冷到常温，然后回火处理)另外，在表2中的焊接接头的CTOD试验结果中，3cav表示各5根的平均值，Sc^表示各5根之中的最低值。由本发明制造的钢板(本发明钢)，屈服强度(YS)为423N/mn^以上，抗拉强度为501N/mm2以上，-60°C^々CTCMi,显示出FL切口的Sc最小值(min)为0,37mm以上，IC切口的Sc最小值(min)为0.53mm以上的良好的断裂韧性。与此相对，比较钢虽然强度与发明钢同等，但CTOD值差，不适合作为在苛刻的环境下使用的钢板。比较钢16虽然PcroD值在本发明钢的限制内，但由于添加了A1、Nb，因此FL切口的CTOD值为低的值。比较钢17由于C、Mn过多，也添加了Nb，因此PcTOD值、CeqH值在本发明钢的限制范围外，为FL切口和IC切口均4氐的CTOD值。比较钢18由于0过低，也添加了Nb，因此FL切口的CTOD值为低的值。比较钢19其PcTOD值在发明钢的限制内，但A1过多，也添加了Nb,FL切口的CTOD值为低的值。另外，由于CeqH过高，因此IC切口的CTOD值也为低的值。比较钢20由于O过低，因此FL切口的CTOD值为低的值。本发明中表示数值范围的"以上，，和"以下"均包括本数。<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>表2<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>权利要求1、一种焊接热影响区的CTOD特性优异的钢，其特征在于，以质量％计，含有C0.015～0.045％、Si0.05～0.2％、Mn1.5～2.0％、Cu0.25～0.5％、Ni0.7～1.5％、P0.008％以下S0.005％以下、Al0.004％以下、Ti0.005～0.015％、Nb0.005％以下、O0.0015～0.0035％、N0.002～0.006％，PCTOD为0.065以下，CeqH为0.235以下，其余部分由铁以及不可避免的杂质构成，其中，PCTOD＝C+Cu/22+Ni/67；CeqH＝C+Si/4.16+Mn/14.9+Cu/12.9+Ni/105+1.12Nb。2、一种焊接热影响区的CTOD特性优异的钢，其特征在于，以质量％计，舍有C:0.015~0.045%、Si:0.05~0.2%、Mn:1.5~2.0%、Cu:0.25~0.5%、Ni:0.7~1.5%、P:0.008%以下S:0.005%以下、Al:0.004%以下、Ti:0.005~0.0150/0、Nb:0.005%以下、O:0.0015~0.0035%、N:0.002~0.0060/0，还含有V:0.005~0.02%，并且，PcTOD为0.065以下，C叫H为0.235以下，其余部分由铁以及不可避免的杂质构成，其中，Pctod=C+V/3+Cu/22+画7;CeqH=C+Si/4.16+Mn/14.9+Cu/12.9+Ni/105+1.12Nb+V/1.82。3、一种焊接热影响区的CTOD特性优异的钢的制造方法，其特征在于，将下述钢采用连铸法制成板坯，然后再加热至950~IIOO'C的温度后进行加工热处理，所述钢以质量％计，含有C:0.015~0.045%、Si:0.05~0.2%、Mn:1.5~2.0%、Cu:0.25~0.5%、Ni:0.7~1.5%、P:0.008%以下S:0.005%以下、Al:0.004%以下、Ti:0.005~0.015%、Nb:0.005%以下、O:0.0015~0.0035o/o、N:0.002~0.006%,PcTOD为0.065以下，CeqH为(U35以下，其余部分由铁以及不可避免的杂质构成，其中，Pctod=C+Cu/22+画7;CeqH=C+Si/4.16+Mn/14.9+Cu/12.9+Ni/105+1.12Nb。4、一种焊接热影响区的CTOD特性优异的钢的制造方法，其特征在于，将下述钢采用连铸法制成板坯，然后再加热至950~110(TC的温度后进行加工热处理，所述钢以质量％计，含有C:0.015~0.045%、Si:0.05~0.2%、Mn:1.5~2.0%、Cu:0.25~0.5%、Ni:0.7~1.5%、P:0.008%以下S:0.005%以下、Al:0.004%以下、Ti:0.005~0.0150/0、Nb:0.005%以下、O:0.0015~0駕5%、N:0.002~0.006%,还含有V:0.005~0.02%,并且，PcTOD为0.065以下，CeqH为0.235以下，其余部分由铁以及不可避免的杂质构成，其中，Pctod=C+V/3+Cu/22+画7;CeqH=C+Si/4.16+Mn/14.9+Cu/12.9+画05+1.12Nb+V/1.82。全文摘要本发明提供在小～中线能量的多层焊接等中，除了-60℃的FL部的CTOD特性以外，也满足IC部的CTOD特性的具有迄今所没有的优异的CTOD(断裂韧性)特性的高强度的钢及其制造方法。本发明的钢，是焊接热影响区的CTOD特性优异的钢，其特征在于，以质量％计，含有C0.015～0.045％、Si0.05～0.2％、Mn1.5～2.0％、Cu0.25～0.5％、Ni0.7～1.5％、P0.008％以下、S0.005％以下、Al0.004％以下、Ti0.005～0.015％、Nb0.005％以下、O0.0015～0.0035％、N0.002～0.006％，P_CTOD为0.065以下，CeqH为0.235以下，其余部分由铁以及不可避免的杂质构成。文档编号C22C38/16GK101578384SQ20088000156公开日2009年11月11日申请日期2008年12月4日优先权日2007年12月7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,长井嘉秀申请人:新日本制铁株式会社