焊接用鋼材的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種焊接用鋼材，其以質(zhì)量%計(jì)含有：C：0.05%以上且低于0.12%、Mn：1.40%～1.80%、S：0.0020%～0.0080%、Al：0.020%～0.070%、Ti：0.004%～0.012%、B：0.0005%～0.0020%、Mg：0.0015%～0.0030%、N：0.0020%～0.0050%、O：0.0007%～0.0020%，焊接裂紋敏感性指數(shù)Pcm值為0.16%～0.23%，淬透性指數(shù)DI值為0.70～2.30，每1平方毫米含有1.0×104～3.0×105個(gè)的粒徑為0.015μm～0.2μm的含有Mg及Mn的硫化物，在所述含有Mg及Mn的硫化物中，Mg在Mg和Mn的合計(jì)量中所占的比例以原子%計(jì)為70%～90%。
【專利說明】焊接用鋼材
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及高層建筑等的箱形柱的組裝中應(yīng)用的電渣焊或造船及橋梁等中應(yīng)用的氣電焊等超大線能量焊接中的焊接熱影響區(qū)(Heat Affected Zone:以下稱為HAZ)的低溫韌性優(yōu)良的焊接用鋼材。特別是，即使線能量為200kJ/cm以上，例如為400~500kJ/cm左右也具有優(yōu)良的HAZ的低溫韌性。
【背景技術(shù)】
[0002]伴隨著最近的建筑結(jié)構(gòu)物的高層化，鋼制柱正在大型化。隨之，鋼制柱中使用的鋼材的板厚也增加。在對(duì)這樣的大型的鋼制柱進(jìn)行焊接組裝時(shí)，要求以高能率焊接，所以能夠以I道次來焊接極厚鋼板的電渣焊得到了廣泛的應(yīng)用。此外，在造船領(lǐng)域及橋梁領(lǐng)域中，以I道次對(duì)板厚為50mm左右以上的鋼板進(jìn)行焊接的氣電焊也得以廣泛應(yīng)用。在進(jìn)行這些電渣焊或氣電焊時(shí)，典型的線能量的范圍為200~500kJ/cm，為所謂超大線能量焊接。對(duì)于這樣的超大線能量焊接，與埋弧焊等大線能量焊接(線能量低于200kJ/cm)不同，在焊接熔合線(FL =Fusion Line)附近或HAZ接受的熱過程中在1350°C以上的高溫滯留時(shí)間變得極其長(zhǎng)。因此，奧氏體晶粒的粗大化非常顯著，難以確保HAZ的低溫韌性。因此，對(duì)于確保例如一 20 0C這樣的嚴(yán)酷的低溫環(huán)境下的建筑結(jié)構(gòu)物、船舶、橋梁等焊接鋼結(jié)構(gòu)物的安全性、提高這樣的超大線能量焊接的HAZ的低溫韌性是非常重要的課題。
[0003]關(guān)于以往進(jìn)行大線能量焊接時(shí)的HAZ (大線能量焊接HAZ)的韌性提高，如以下所示有許多見識(shí)及技術(shù)。但是，如上所述，在線能量為200kJ/cm以上的超大線能量焊接和大線能量焊接中，HAZ接受的熱過程、特別是1350°C以上時(shí)的滯留時(shí)間大不相同。因此，不能單純地將以往的提高大線能量焊接HAZ韌性的技術(shù)應(yīng)用于本發(fā)明的對(duì)象領(lǐng)域。
[0004]有關(guān)以往的提高大線能量焊接HAZ的韌性的技術(shù)，如果大致分類，則主要基于兩項(xiàng)基本技術(shù)。其中一項(xiàng)是利用鋼中粒子的釘扎效應(yīng)的防止奧氏體晶粒粗大化技術(shù)，另一項(xiàng)是利用奧氏體晶粒內(nèi)鐵素體相變的有效晶粒微細(xì)化技術(shù)。
[0005]例如，非專利文獻(xiàn)I中就各種鋼中氮化物及碳化物研究了抑制奧氏體晶粒生長(zhǎng)的效果，結(jié)果公開了:對(duì)于添加了 Ti的鋼，在鋼中生成TiN的微細(xì)粒子，能夠有效地抑制大線能量焊接HAZ中的奧氏體晶粒生長(zhǎng)。
[0006]專利文獻(xiàn)I中公開了下述技術(shù):在含有0.04~0.10%的A1、0.002~0.02%的Ti以及0.003~0.05%的稀土元素(REM =Rare Earth Metal)的鋼中，使線能量為150kJ/cm的大線能量焊接HAZ韌性提高。這是利用了通過REM形成氧/硫化物(氧化物和硫化物的復(fù)合粒子)而在大線能量焊接時(shí)防止HAZ組織粗粒化的作用的技術(shù)。
[0007]專利文獻(xiàn)2中公開了下述技術(shù):在含有粒徑為0.1~3.0 μ m、粒子數(shù)為5X IO3~IX 107個(gè)/mm3的Ti氧化物或Ti氧化物與Ti氮化物的復(fù)合體中的任一種的鋼中，在線能量為lOOkJ/cm的大線能量焊接HAZ內(nèi)，通過這些粒子作為鐵素體相變核發(fā)揮作用而使HAZ組織微細(xì)化，從而提高HAZ韌性。
[0008] 專利文獻(xiàn)3中公開了下述技術(shù):在適量含有Ti和S的鋼中，在大線能量焊接HAZ組織中以TiN及MnS的復(fù)合析出物作為核而生成晶粒內(nèi)鐵素體，使HAZ組織微細(xì)化，由此提高HAZ韌性。
[0009]專利文獻(xiàn)4中公開了下述技術(shù):在含有0.005~0.08%的Α1、0.0003~0.0050%的B，進(jìn)一步含有0.03%以下的T1、Ca、REM中的至少I種以上的鋼中，通過在大線能量焊接HAZ中以未熔化的REM及Ca的氧/硫化物或者TiN為起點(diǎn)，在冷卻過程中形成BN，由此生成鐵素體，從而提高大線能量HAZ韌性。
[0010]專利文獻(xiàn)5中公開了下述技術(shù):在每I平方毫米含有40000~100000個(gè)含Mg的氧化物、且每I平方毫米含有20~400個(gè)粒徑為0.20~5.0 μ m的由含Ti的氧化物和MnS形成的復(fù)合體的鋼中，通過抑制奧氏體晶粒生長(zhǎng)和促進(jìn)晶粒內(nèi)鐵素體相變而提高超大線能量焊接HAZ韌性。
[0011]專利文獻(xiàn)6中公開了下述技術(shù):在含有粒徑為0.005~0.5μπι的Mg0、MgS、Mg(0、S)中的2種以上的鋼中，通過利用這些微細(xì)粒子抑制奧氏體晶粒生長(zhǎng)而提高超大線能量焊接HAZ韌性。
[0012]專利文獻(xiàn)7中公開了下述技術(shù):在大量含有粒徑為0.005~0.5 μ m的(Mg、Mn)S粒子的鋼中，通過利用這些微細(xì)粒子抑制奧氏體晶粒生長(zhǎng)而提高超大線能量焊接HAZ韌性。
[0013]但是，上述的技術(shù)存在以下的問題。
[0014]非專利文獻(xiàn)I中公開的技術(shù)是通過利用以TiN為代表的氮化物來謀求抑制奧氏體晶粒生長(zhǎng)的技術(shù)。因此，在大線能量焊接中可發(fā)揮效果，但在本發(fā)明作為對(duì)象的超大線能量焊接中，由于1350°C以上的滯留時(shí)間非常長(zhǎng)，所以大部分的TiN固溶，失去抑制晶粒生長(zhǎng)的效果。此外，一部分熔剩下 的粗大的微米尺寸的TiN在一 20°C下的超大線能量HAZ中作為發(fā)生脆性斷裂的起點(diǎn)發(fā)揮作用，有時(shí)使韌性降低。所以，該技術(shù)不能適用于本發(fā)明作為目的的超大線能量焊接HAZ的韌性。
[0015]專利文獻(xiàn)I中公開的技術(shù)是利用REM的氧/硫化物而在大線能量焊接時(shí)防止HAZ的粗?；?。氧/硫化物與氮化物相比，由于1350°C以上的高溫下的穩(wěn)定性高，所以可維持抑制晶粒生長(zhǎng)的效果。但是，難以使氧/硫化物微細(xì)地分散。也就是說，由于氧/硫化物的個(gè)數(shù)密度低，所以即使維持各個(gè)粒子的釘扎效應(yīng)，超大線能量焊接HAZ的奧氏體粒徑的減小也具有限度，僅由此不能謀求韌性提高。此外，對(duì)于粗大的微米尺寸的REM的氧/硫化物，有時(shí)在一 20°C下的超大線能量HAZ中作為發(fā)生脆性斷裂的起點(diǎn)而發(fā)揮作用，使韌性降低。
[0016]專利文獻(xiàn)2中所述的技術(shù)是通過使Ti氧化物或Ti氧化物和Ti氮化物的復(fù)合體中的任一種的粒子作為鐵素體相變核發(fā)揮作用，使HAZ組織微細(xì)化，從而提高HAZ韌性的技術(shù)。如果考慮到Ti氧化物的高溫穩(wěn)定性，則即使在超大線能量焊接中也可以維持其效果。但是，從晶粒內(nèi)相變核生成的鐵素體的晶體取向并非完全無規(guī)則，受母相奧氏體的晶體取向的影響。所以，在超大線能量焊接中在奧氏體晶粒粗大化的情況下，僅通過晶粒內(nèi)相變使HAZ組織微細(xì)化具有限度。此外，粗大的微米尺寸的Ti氧化物或Ti氧化物和Ti氮化物的復(fù)合體有時(shí)在一 20°C下的超大線能量HAZ中作為發(fā)生脆性斷裂的起點(diǎn)而發(fā)揮作用，使韌性降低。
[0017]專利文獻(xiàn)3中公開的技術(shù)是從TiN-MnS復(fù)合析出物使鐵素體相變的技術(shù)。該方法如大線能量焊接那樣，在1350°C以上的滯留時(shí)間比較短時(shí)發(fā)揮效果。但是，在電渣焊或者氣電焊這樣的超大線能量焊接中，1350°C以上的滯留時(shí)間長(zhǎng)，在此期間因大量TiN固溶而使鐵素體相變核消失，不能充分發(fā)揮其效果。此外，粗大的微米尺寸的TiN-MnS復(fù)合析出物有時(shí)在一 20°C下的超大線能量HAZ中作為發(fā)生脆性斷裂的起點(diǎn)而發(fā)揮作用，使韌性降低。
[0018]專利文獻(xiàn)4中公開的技術(shù)通過從REM及Ca的氧/硫化物或形成于TiN上的BN生成鐵素體而使HAZ組織微細(xì)化的技術(shù)，即使在超大線能量焊接中也能夠期待微細(xì)化的效果。但是，難以使REM及Ca的氧/硫化物的個(gè)數(shù)增加。另外，由于TiN固溶掉，所以僅通過鐵素體相變而提高超大線能量焊接HAZ的韌性具有限度。此外，REM及Ca的氧/硫化物或在TiN上析出BN的粗大的微米尺寸的復(fù)合析出物有時(shí)在一 20°C下的超大線能量HAZ中作為發(fā)生脆性斷裂的起點(diǎn)而發(fā)揮作用，使韌性降低。
[0019]專利文獻(xiàn)5中公開的技術(shù)是通過利用0.01~0.20 μ m的微細(xì)的含Mg的氧化物而抑制奧氏體晶粒生長(zhǎng)、利用由0.20~5.0 μ m的含Ti的氧化物及MnS構(gòu)成的復(fù)合體來促進(jìn)晶粒內(nèi)鐵素體相變，從而提高超大線能量焊接HAZ韌性的技術(shù)。但是，在含Ti的氧化物的生成中需要將Al量抑制在0.005%以下，損害以往的添加Al的鋼的優(yōu)點(diǎn)。也就是說，在以往的Al量為0.010~0.5%左右的Al脫氧鋼中，通過利用鋼中的Al產(chǎn)生的氧化發(fā)熱而能夠容易控制鋼水溫度，可廉價(jià)且穩(wěn)定地進(jìn)行鋼的批量生產(chǎn)。如專利文獻(xiàn)5那樣，如果將Al添加量抑制在0.005%左右以下，則需要用鋼水加熱裝置進(jìn)行加熱等代替利用Al的氧化發(fā)熱來控制鋼水溫度的手段。鋼水中的Al還具有利用大氣中的氧來防止鋼水污染的作用，此外，眾所周知Al對(duì)于通過形成氮化物而確保材質(zhì)是有效的，如果Al量減至0.005%以下，則損害這些添加Al的優(yōu)點(diǎn)。
[0020]專利文獻(xiàn)6中公開的技術(shù)是在含有0.005~0.5 μ m的MgO、MgS、Mg (O, S)中的2種以上的鋼中，通過利用這些微細(xì)粒子來抑制奧氏體晶粒生長(zhǎng)，從而提高超大線能量焊接HAZ韌性的技術(shù)。但是，在微細(xì)的MgO的生成中需要將Al量抑制在0.01%以下，同樣，其課題是損害上述的添加Al的優(yōu)點(diǎn)。
[0021]專利文獻(xiàn)7中公開的技術(shù)是本
【發(fā)明者】等作出的技術(shù)，其是在以添加0.015%以上的Al為前提，大量含有粒徑為0.005~0.5μ m的(Mg、Mn) S粒子的鋼中，通過利用這些微細(xì)粒子來抑制奧氏體晶粒生長(zhǎng)，從而提高超大線能量焊接HAZ韌性的技術(shù)。但是，其HAZ韌性提高被認(rèn)可的評(píng)價(jià)溫度為一 5°C，對(duì)于確保在一 20°C這樣的嚴(yán)酷的低溫環(huán)境下的HAZ韌性，特別是對(duì)于在一 20°C下的夏比沖擊試驗(yàn)中穩(wěn)定地得到良好的值作為課題有所殘留。
[0022]現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0023]專利文獻(xiàn)
[0024]專利文獻(xiàn)1:日本特開昭60-184663號(hào)公報(bào)
[0025]專利文獻(xiàn)2:日本特開昭60-245768號(hào)公報(bào)
[0026]專利文獻(xiàn)3:日本特開平2-254118號(hào)公報(bào)
[0027]專利文獻(xiàn)4:日本特開昭61-253344號(hào)公報(bào)
[0028]專利文獻(xiàn)5:日本特開平9-157787號(hào)公報(bào)
[0029]專利文獻(xiàn)6:日本特開平11-286743號(hào)公報(bào)
[0030]專利文獻(xiàn)7:日本特開2002-3986號(hào)公報(bào)
[0031]非專利文獻(xiàn)
[0032]非專利文獻(xiàn)I 鉄i鋼”，日本鋼鐵協(xié)會(huì)發(fā)行，第61年(1975)第11號(hào)，第65頁(yè)
【發(fā)明內(nèi)容】

[0033]發(fā)明要解決的問題
[0034]本發(fā)明是鑒于上述問題點(diǎn)而提出的。也就是說，其目的在于，以添加Al的鋼為前提，提供一種高層建筑物的箱形柱的組裝中應(yīng)用的電渣焊及造船和橋梁等中應(yīng)用的氣電焊等線能量為200kJ/cm以上的超大線能量焊接中的HAZ的低溫韌性優(yōu)良的焊接用鋼材。
[0035]本發(fā)明作為對(duì)象的具體的焊接用鋼材的特性如下所述。
[0036](a) y形焊接裂紋試驗(yàn)時(shí)的必要預(yù)熱溫度為25°C以下。
[0037](b)焊接線能量400kJ/cm時(shí)的超大線能量焊接接頭的焊接熱影響區(qū)(HAZ)的賦予了對(duì)焊接熔合線(FL)附近的熱過程進(jìn)行了模擬的熱循環(huán)時(shí)的夏比沖擊吸收功在一 20°C下為100J以上。
[0038]再者，在考慮了上述構(gòu)件的應(yīng)用時(shí)，母材的特性如下所述的優(yōu)選的。
[0039](c)板厚為40_~100mm,尤其為60_~80mm,在母材的板厚的1/4部(l/4t部)中，抗拉強(qiáng)度為490MPa以上、尤其為510MPa以上且720MPa以下，屈服應(yīng)力為355MPa以上，尤其為390MPa以上，-40°C下的夏比沖擊吸收功為100J以上。
[0040]再者，如果提高抗拉強(qiáng)度則難以確保HAZ韌性，所以也可以將屈服應(yīng)力的上限規(guī)定為650MPa或600MPa，將抗拉強(qiáng)度的上限規(guī)定為670MPa或650MPa。也可以將作為對(duì)象的鋼材限定為厚鋼板。
[0041 ] 用于解決問題的手段
[0042]本
【發(fā)明者】等為解決上述問題而達(dá)到上述目的，對(duì)于專利文獻(xiàn)7中公開的可通過粒徑為0.005~0.5 μ m的(Mg、Mn)S的微細(xì)粒子來抑制奧氏體晶粒生長(zhǎng)的添加Al的鋼，為了謀求低溫韌性的進(jìn)一步提高，以對(duì)抑制奧氏體晶粒生長(zhǎng)有效的粒子的種類及個(gè)數(shù)的調(diào)查為首，進(jìn)行了大量研究。其結(jié)果是，新發(fā)現(xiàn)了:將C含量(添加量)嚴(yán)格地限制為0.05%以上且低于0.12%，將Si含量嚴(yán)格地限制為低于0.10%，將鋼中N含量降低至0.0050%以下，將鋼中O量降低至0.0020%以下，將B含量限制為0.0005%~0.0020%,同時(shí)將可以以淬透性指數(shù)DI值評(píng)價(jià)的鋼的淬透性規(guī)定為0.70~2.30的最佳范圍，每I平方毫米含有1.0X IO4~
3.0XlO5個(gè)粒徑為0.015~0.2 μ m的(Mg、Mn) S即含Mg及Mn的硫化物，另外將(Mg、Mn)S粒子中的Mg在Mg和Mn的合計(jì)量中所占的比例以原子％計(jì)控制為70%~90%，由此對(duì)于提高超大線能量焊接時(shí)的HAZ中的低溫韌性是有效的。根據(jù)新發(fā)現(xiàn)，能夠以添加Al的鋼為前提而提供一種超大線能量焊接中的HAZ的低溫韌性優(yōu)良的焊接用鋼材，由此完成了本發(fā)明。
[0043]本發(fā)明中的“焊接用鋼材”例如相當(dāng)于JIS G3106 “焊接結(jié)構(gòu)用軋制鋼材”、JISG3115 “壓力容器用鋼板”、JIS G3126 “低溫用壓力容器用碳鋼鋼板”。
[0044]也就是說，本發(fā)明采用以下構(gòu)成。
[0045](I)本發(fā)明的一個(gè)方案的焊接用鋼材，以質(zhì)量％計(jì)含有:C:0.05%以上且低于0.12%、Mn:1.40% ~1.80%、S:0.0020% ~0.0080%、Al:0.020% ~0.070%、T1:0.004% ~0.012%、B:0.0005% ~0.0020%、Mg:0.0015% ~0.0030%、N:0.0020% ~0.0050%、O:
0.0007% ~0.0020%，將以下元素限制為:S1:低于 0.10%、Ca:0.0005% 以下、REM:0.0005%以下、P:0.01% 以下、Cu:1.0% 以下、N1:1.5% 以下、Cr:0.6% 以下、Mo:0.4% 以下、Nb:0.02%以下、V:0.06%以下，剩余部分包含F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)；用下述式I表示的焊接裂紋敏感性指數(shù)即Pcm值為0.16%~0.23% ;用下述式2表示的淬透性指數(shù)即DI值為0.70~2.30 ;每I平方毫米含有1.0 X 1O4個(gè)~3.0 X 1O5個(gè)的粒徑為0.015 μ m~0.2 μ m的含有Mg及Mn的硫化物；在所述含有Mg及Mn的硫化物中，Mg在Mg和Mn的合計(jì)量中所占的比例以原子％計(jì)為70%~90%。
[0046]Pcm = [C] + [Si]/30 + [Mn] /20 + [Cu]/20 + [Ni]/60 + [Cr]/20 + [Mo]/15 +[V]/10 + 5X [B]式 1
[0047]DI = 0.367X ([C]1/2> X (I + 0.7X [Si] ) X (I + 3.33X [Mn] ) X (I +
0.35X [Cu] ) X (I + 0.36X [Ni] ) X (1 + 2.16X [Cr] ) X (I + 3.0X [Mo] ) X (I +
1.75X [V] ) X (I + 1.77X [Al])式 2
[0048]其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[Al]、[B]分別表示C、S1、Mn、Cu、N1、Cr、Mo、V、Al、B的以質(zhì)量％表示的含量。
[0049](2)在上述(1)所述的焊接用鋼材中，也可以以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步限制為N1:0.7%以下。
[0050](3)在上 述(1)或(2)所述的焊接用鋼材中，也可以以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步限制為Cu:
0.5% 以下、Cr:0.3% 以下、Mo:0.10% 以下。
[0051](4)在上述(1)~(3)中任一項(xiàng)所述的焊接用鋼材中，也可以板厚為40mm~100mm、屈服應(yīng)力為355MPa以上、抗拉強(qiáng)度為490MPa~720MPa。
[0052]發(fā)明效果
[0053]根據(jù)本發(fā)明的上述方案所示的焊接用鋼材，通過在超大線能量焊接可應(yīng)用的結(jié)構(gòu)物中加以應(yīng)用，可制造可靠性極其高的焊接結(jié)構(gòu)物，其在工業(yè)界中的效果是極其大的。
【具體實(shí)施方式】
[0054]以下，對(duì)本發(fā)明的一個(gè)實(shí)施方式的焊接用鋼材進(jìn)行說明。
[0055]本實(shí)施方式的焊接用鋼材以通過具有大量的制造實(shí)績(jī)、且為優(yōu)良的批量生產(chǎn)工藝的包括Al脫氧的制造方法制造而成的鋼材為前提。
[0056]本
【發(fā)明者】等對(duì)超大線能量焊接HAZ的組織和韌性的關(guān)系進(jìn)行了詳細(xì)的調(diào)查研究。其結(jié)果是，得出即使直接應(yīng)用以往的大線能量焊接HAZ的組織控制或韌性提高的方法，超大線能量焊接HAZ韌性也被限制的結(jié)論。此外，還發(fā)現(xiàn)了:對(duì)于提高韌性，需要使超大線能量焊接HAZ的奧氏體晶粒顯著微細(xì)化(細(xì)?；?。
[0057]在奧氏體晶粒的微細(xì)化中，利用鋼中粒子的釘扎效應(yīng)是有效的。但是，即使氮化物中認(rèn)為熱最穩(wěn)定的TiN如果長(zhǎng)時(shí)間加熱至1350°C以上，其大部分也熔化，失去釘扎效應(yīng)，所以氮化物的在超大線能量焊接中的應(yīng)用具有限度。所以，必須利用高溫下穩(wěn)定的粒子。但是，對(duì)于以往技術(shù)的REM或Ca氧化物(也包含氧/硫化物)，盡管高溫下的穩(wěn)定性比較高，但是要以充分抑制超大線能量焊接HAZ的奧氏體晶粒粗大化的程度使這些氧化物微細(xì)地分散在鋼中是非常困難的。
[0058]以往，眾所周知在Al脫氧鋼中添加0.2~2%左右的Mn及0.002~0.02%左右的S，形成MnS。由于該MnS在高溫下熔化掉，所以不能成為使奧氏體晶粒微細(xì)化的粒子。本
【發(fā)明者】等以Al脫氧鋼為前提對(duì)各種粒子進(jìn)行了對(duì)比研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)了:含有Mg及Mn的硫化物即(Mg、Mn) S粒子是在高溫下穩(wěn)定、而且是適合微細(xì)分散的粒子。此外，對(duì)抑制HAZ的奧氏體晶粒生長(zhǎng)發(fā)揮效果的粒子主要是0.2μπι以下的粒子，但通過控制Mn、Mg、S、Al的含量等，可使微細(xì)的(Mg、Mn) S大量地微細(xì)分散在鋼中。
[0059]但是，目前為止利用(Mg、Mn) S粒子來提高HAZ韌性的效果的被認(rèn)可的評(píng)價(jià)溫度為一 5°C。也就是說，確保一 20°C這樣嚴(yán)酷的低溫環(huán)境下的HAZ韌性還是問題。如果韌性評(píng)價(jià)溫度為一 20°C這樣的低溫，則利用HAZ的奧氏體晶粒的微細(xì)化來提高韌性的效果受到限制，僅靠專利文獻(xiàn)7中所公開的提高HAZ韌性的技術(shù)知識(shí)，難以穩(wěn)定地得到一 20°C下的HAZ韌性。
[0060]對(duì)于該課題，本
【發(fā)明者】等為進(jìn)一步提高韌性而進(jìn)行了大量研究。其結(jié)果是新發(fā)現(xiàn)了:在(Mg、Mn)S粒子中控制Mg在Mg及Mn的合計(jì)中所占的比例，進(jìn)而在嚴(yán)格地限制了 C含量、Si含量、B含量、N含量、O含量的基礎(chǔ)上，通過嚴(yán)格地限制以DI值表示的淬透性，可謀求HAZ低溫韌性的進(jìn)一步提高。
[0061]以下對(duì)詳細(xì)內(nèi)容進(jìn)行說明。
[0062]本
【發(fā)明者】等就(Mg、Mn) S粒子中的Mg及Mn的比例，發(fā)現(xiàn)Mg的比例越增高,粒子在高溫下越穩(wěn)定，具有強(qiáng)的抑制奧氏體晶粒生長(zhǎng)的效果。通過專利文獻(xiàn)7鑒定的(Mg、Mn)S粒子是Mn為主體的硫化物，是Mg及Mn的比例以重量％計(jì)Mg為5%~40% (如果換算成原子％，則Mg為10.6%~60.1%)的粒子。這些粒子與高溫下穩(wěn)定的MgS相比是接近高溫下不穩(wěn)定的MnS的粒子組成，因此粒子的高溫下的穩(wěn)定性不充分，不能穩(wěn)定地使一 20°C下的HAZ韌性變得良好。但發(fā)現(xiàn)了:只要是可認(rèn)為MnS中的Mn的70%以上被置換為Mg的(Mg、Mn) S粒子、即在粒子中的Mg和Mn的合計(jì)量中所占的比例以原子％計(jì)為70% ^ Mg ^ 90%、10% ^ Mn ^ 30%的(Mg、Mn) S粒子，在高溫下就非常穩(wěn)定，而且容易微細(xì)地分散。這樣的(Mg、Mn) S粒子在高溫下穩(wěn)定，且容易微細(xì)地分散的理由現(xiàn)在還不清楚。
[0063]專利文獻(xiàn)7的
【發(fā)明者】中包含本
【發(fā)明者】等。專利文獻(xiàn)7的超大線能量高張力鋼在制造工序中，在添加足夠的Al量之前添加了 Mg。本
【發(fā)明者】等新發(fā)現(xiàn)了:在添加足夠的Al量之前添加Mg時(shí)，Mg以粗大的氧化物的形式存在的比例增加，結(jié)果微細(xì)的(Mg、Mn) S粒子中的Mg的比例下降。也就是說,專利文獻(xiàn)7中公開的(Mg、Mn) S粒子是Mn為主體的硫化物,是Mg及Mn的比例以重量％計(jì)Mg為5%~40%(如果換算成原子％，則Mg為10.6%~60.1%)的粒子。該(Mg、Mn)S粒子在高溫下的穩(wěn)定性不充分，有時(shí)FL部的Y晶粒一部分粗大化。即使是一部分粗大的奧氏體晶粒，平均的奧氏體粒徑也為細(xì)粒，因此可滿足一 5°C下的韌性。但是，在一 20°C下起因于一部分粗大的奧氏體晶粒的粗大的鐵素體晶?；蜇愂象w晶粒等成為發(fā)生斷裂的起點(diǎn)，所以采用專利文獻(xiàn)7中公開的Mn為主體的(Mg、Mn) S粒子難以穩(wěn)定地提聞朝性。
[0064]本
【發(fā)明者】等為進(jìn)一步提高粒子的高溫下的穩(wěn)定性而實(shí)施了大量研究。其結(jié)果是發(fā)現(xiàn)了:通過在添加Mg之前添加0.020%以上的Al，在確認(rèn)將Ca、REM的混入抑制在0.0005%以下后再添加Mg，可穩(wěn)定地得到以原子％計(jì)Mg為主體、且Mg的原子比例高的(Mg、Mn)S粒子。而且可知:在如此制造的本實(shí)施方式的焊接用鋼材的化學(xué)成分的范圍內(nèi)，與通過專利文獻(xiàn)7鑒定的(Mg、Mn) S粒子不同，生成進(jìn)一步提高了高溫下的穩(wěn)定性的(Mg、Mn) S粒子，即Mg及Mn的比例以原子％計(jì)為70% ^ Mg ^ 90%、10% ^ Mn ^ 30%的Mg的原子比例高的硫化物。此外，還發(fā)現(xiàn)了:通過采用這樣的粒子能夠提高一 20°C下的HAZ韌性。
[0065]還可知:如果韌性的評(píng)價(jià)溫度為一 20°C這樣的低溫，則在一 5°C下不成為問題的微細(xì)的脆化相對(duì)韌性產(chǎn)生不良影響，有時(shí)阻礙韌性的穩(wěn)定化。本
【發(fā)明者】等發(fā)現(xiàn)了:通過進(jìn)一步減少在一 5°C下的韌性評(píng)價(jià)中沒有發(fā)現(xiàn)不良影響的小且少量的島狀馬氏體(硬質(zhì)的脆化組織即馬氏體和奧氏體的混合相:MA)的量，一 20°C下的韌性可顯著提高。而且發(fā)現(xiàn)了:要減少島狀馬氏體，除了嚴(yán)格控制C含量、抑制Si含量和嚴(yán)格控制B含量及N含量以外，控制以DI值表示的指標(biāo)也是有效的。
[0066]在通過上述的Mg的原子比例高的(Mg、Mn) S粒子來抑制奧氏體晶粒生長(zhǎng)時(shí)的HAZ中，細(xì)粒的鐵素體和珠光體成為主體的顯微組織。據(jù)認(rèn)為:在這樣的組織中，島狀馬氏體微細(xì)地分散，對(duì)韌性的有害度低。但是，在一 20°C下有對(duì)韌性的不良影響，因此需要上述的限制。另外，DI值的限制從使鐵素體組織形成更細(xì)粒這點(diǎn)出發(fā)也是有效的。
[0067]另外，如果在一 20°C時(shí)鐵素體組織不充分形成細(xì)粒，則少量的島狀馬氏體或后述的少量的氧化物或氮化物的不良影響增大。本
【發(fā)明者】等發(fā)現(xiàn)了:對(duì)于使鐵素體充分微細(xì)化(細(xì)?；?，僅僅利用(Mg、Mn) S粒子來抑制奧氏體晶粒生長(zhǎng)還不充分，而且使鐵素體相變的進(jìn)行延遲是重要的。通過形成含有更細(xì)粒的鐵素體、細(xì)粒的珠光體和細(xì)粒的貝氏體的組織、且抑制島狀馬氏體的生成，可穩(wěn)定地提高低溫下的HAZ韌性。
[0068]在通過(Mg、Mn) S粒子抑制奧氏體晶粒生長(zhǎng)的情況下，因奧氏體晶界面積大而容易過剩地進(jìn)行鐵素體相變。所以，通過使鐵素體相變的進(jìn)行延遲而使鐵素體的尺寸及分率最佳化是重要的。對(duì)此，本
【發(fā)明者】等作為使鐵素體相變的進(jìn)行延遲的手段，新發(fā)現(xiàn)了利用上述的DI值等的限制是有效的。另外，又進(jìn)行了反復(fù)研究，結(jié)果新發(fā)現(xiàn)了:為了更穩(wěn)定地得到利用DI值等提高韌性的效果，嚴(yán)格地控制C含量、Si含量及DI值、并且減少在一 5°C下的韌性評(píng)價(jià)中沒有發(fā)現(xiàn)不良影響的微米尺寸的氧化物及氮化物的量是有效的。此外，還新發(fā)現(xiàn)了:為了控制該微米尺寸的氧化物及氮化物的量，嚴(yán)格地限制O含量、Ti含量及N含量全部的上限值是有效 的。
[0069]在利用TiN這樣的氮化物或氧化物作為奧氏體晶粒的粗大化抑制或晶粒內(nèi)相變鐵素體的生成核的以往技術(shù)中，難以嚴(yán)格地限制O含量、Ti含量、N含量全部的上限值。對(duì)于本實(shí)施方式的焊接用鋼材，由于利用硫化物即(Mg、Mn) S粒子來抑制奧氏體晶粒的粗大化，所以可嚴(yán)格地限制O含量、Ti含量、N含量全部的上限值。
[0070]此外，在本實(shí)施方式中，(Mg,Mn) S粒子的粒徑及個(gè)數(shù)密度(每單位面積的個(gè)數(shù))是重要的。
[0071]在本實(shí)施方式中，將(Mg、Mn) S粒子的粒徑規(guī)定為0.015~0.2 μ m。在低于0.015 μ m時(shí)，抑制奧氏體晶粒生長(zhǎng)的效果減小。更優(yōu)選的粒徑的下限為0.020 μ m。另一方面，如果超0.2 μ m的粒子增加，則鋼中的Mg量受到限制，結(jié)果微細(xì)粒子的個(gè)數(shù)大幅度減少，抑制奧氏體晶粒生長(zhǎng)的效果減小。更優(yōu)選的粒徑的上限為0.15μπι，進(jìn)一步優(yōu)選為
0.12 μ m0
[0072]此外，在0.015~0.2μπι的尺寸的(Mg、Mn) S粒子的個(gè)數(shù)為每I平方毫米是
1.0X IO4個(gè)以上的情況下，抑制奧氏體晶粒生長(zhǎng)的效果顯著。更優(yōu)選的粒子個(gè)數(shù)的下限為每I平方毫米為3.0X IO4個(gè)以上，更優(yōu)選的下限值為每I平方毫米為4.0X IO4個(gè)以上。另一方面，要增加到3.0X IO5個(gè)以上需要過剩地添加Mg，損害經(jīng)濟(jì)性，所以將(Mg、Mn) S粒子的個(gè)數(shù)的上限限制為每I平方毫米為3.0X IO5個(gè)。更優(yōu)選的上限值為每I平方毫米為
2.0X IO5 個(gè)。[0073]對(duì)于粒子個(gè)數(shù)的測(cè)定方法，從鋼板(焊接用鋼材)制作提取復(fù)型，用帶有特性X射線檢測(cè)器(EDX)的透射型電子顯微鏡(TEM)對(duì)至少1000ym2以上的面積測(cè)定尺寸為0.015~0.2 μ m的粒子個(gè)數(shù)，然后換算成每單位面積的個(gè)數(shù)。例如，在以2萬倍的倍率將I個(gè)視場(chǎng)設(shè)為100mmX80mm來進(jìn)行觀察時(shí)，由于每I個(gè)視場(chǎng)的觀察面積為20 μ m2，所以至少對(duì)50個(gè)視場(chǎng)進(jìn)行觀察。如果此時(shí)的0.015~0.2μπι的粒子的個(gè)數(shù)在50個(gè)視場(chǎng)(1000 μ m2)中為100個(gè)，則能夠?qū)⒘Ｗ觽€(gè)數(shù)換算為每I平方毫米為I X IO5個(gè)。
[0074]接著，對(duì)測(cè)定了個(gè)數(shù)的粒子中的(Mg、Mn) S粒子存在多少進(jìn)行測(cè)定。在粒子個(gè)數(shù)多的情況下，由于達(dá)到1000個(gè)以上，所以對(duì)全部粒子進(jìn)行逐一鑒定是麻煩的操作。因此，只要至少對(duì)20個(gè)以上的粒子按下述條件鑒定是否是(Mg、Mn)S，求出其存在比例，通過在先求出的粒子個(gè)數(shù)乘以(Mg、Mn) S的存在比例而求出(Mg、Mn) S粒子的個(gè)數(shù)即可。例如，在相對(duì)于上述的粒子個(gè)數(shù)即每I平方毫米為IX IO5個(gè)，(Mg、Mn)S的存在比例為90%的情況下，將(Mg、Mn) S粒子的個(gè)數(shù)規(guī)定為每I平方毫米為9 X IO4個(gè)。
[0075]接著，對(duì)(Mg、Mn) S粒子的鑒定方法進(jìn)行敘述。在本實(shí)施方式中，將Mg和Mn分別相對(duì)于(Mg、Mn) S粒子中的Mg和Mn的合計(jì)量的比例，以原子％計(jì)規(guī)定為70% ^ Mg ^ 90%及10%≤Mn≤30%。只要是以Mg、Mn為 主體的硫化物就發(fā)揮奧氏體晶粒微細(xì)化效果，所以檢測(cè)出Mg、Mn以外的元素也沒有關(guān)系。此外，有時(shí)從粒子中檢測(cè)到微量的0，但只要S及O的比例以原子％計(jì)為95% ( S，所含的O為低于5%的微量就可看作為(Mg、Mn) S粒子。但是，即使S及O的比例以原子％計(jì)為95% ( S，所含的O低于5%，在能夠鑒定粒子明顯為MnS和MgO的復(fù)合體的情況下,也不能看作為(Mg、Mn)S粒子。Mg和Mn的比例及S和O的比例可通過EDX定量地求出。該定量時(shí)使用的電子束直徑為0.001~0.02 μ m, TEM觀察倍率為5萬~100萬倍，對(duì)微細(xì)的(Mg、Mn) S粒子內(nèi)的任意位置進(jìn)行定量。
[0076]在從鋼板制作提取復(fù)型(extraction replica)的情況下，在因生成多個(gè)尺寸為
0.015~0.2 μ m的(Mg、Mn) S粒子以外的析出物、例如滲碳體或合金碳氮化物等而難以測(cè)定(Mg、Mn) S粒子的個(gè)數(shù)的情況下，通過在1400°C下保持60秒左右而使(Mg、Mn) S以外的粒子固溶，然后通過賦予驟冷或賦予在驟冷中途生成鐵素體的熱循環(huán)，制作滲碳體或合金碳氮化物少的試樣，由此也可以制作提取復(fù)型。
[0077](Mg、Mn) S粒子由于在高溫下穩(wěn)定，所以即使賦予上述的熱循環(huán)，其結(jié)果也不會(huì)改變。
[0078]為了將上述這樣的尺寸及個(gè)數(shù)的粒子分散在鋼中，在本實(shí)施方式中，作為焊接用鋼材的化學(xué)成分，如下所述限定Mg、Mn、S及Al的含量。
[0079]Mg:0.0015% ~0.0030%
[0080]Mg對(duì)于生成(Mg、Mn)S粒子是必需的元素。在Mg含量低于0.0015%時(shí)，不能得到所需個(gè)數(shù)的(Mg、Mn)S粒子。此外，(Mg、Mn)S粒子中的Mg的比例也降低。為了生成更多量的微細(xì)的(Mg、Mn)S粒子，更優(yōu)選添加0.0018%以上或0.0020%以上。在含有超過0.0030%時(shí)，Mg容易生成氧化物，(Mg、Mn)S量飽和，提高HAZ韌性的效果也飽和，而且損害經(jīng)濟(jì)性，所以將其上限值規(guī)定為0.0030%?？紤]到經(jīng)濟(jì)性，也可以將其上限規(guī)定為0.0027%或0.025%。
[0081]Mn: 1.40% ~1.80%
[0082]Mn是構(gòu)成(Mg、Mn) S粒子的元素，因此是必需的元素。通過含有0.2%以上的Mn,可大量分散微細(xì)的(Mg、Mn) S粒子，但為了充分得到含有10%≤Mn≤30%的(Mg、Mn) S粒子，需要含有1.40%以上。此外，在低于1.40%時(shí)，對(duì)于確保強(qiáng)度和HAZ韌性也是不利的。為了改善HAZ韌性，也可以將含量的下限規(guī)定為1.45%或1.50%。另一方面，如果Mn超過
1.80%則(Mg、Mn)S粒子容易粗大化，使HAZ韌性降低，所以將1.80%作為上限。為提高HAZ韌性，也可以將其上限規(guī)定為1.75%或1.70%。
[0083]S:0.0020% ~0.0080%
[0084]S對(duì)于生成(Mg、Mn) S粒子是必需的元素。在S含量低于0.0020%時(shí)，(Mg、Mn) S粒子的量不足，所以將下限規(guī)定為0.0020%。為了生成更多量的微細(xì)的(Mg、Mn)S粒子，更優(yōu)選添加0.0025%以上或0.0030%以上。另一方面，如果含有超過0.0080%,則(Mg、Mn) S粒子中的Mg的比例降低，粒子的高溫下的穩(wěn)定性不充分，因此0.2 μ m以下的微細(xì)的(Mg、Mn)S粒子的個(gè)數(shù)減少，超大線能量焊接HAZ的Y晶粒(奧氏體晶粒)微細(xì)化效果減小。而且，生成粗大的(Mg、Mn) S粒子，作為發(fā)生脆性斷裂的起點(diǎn)而發(fā)揮作用。因此低溫HAZ韌性下降。所以將其上限值規(guī)定為0.0080%。更優(yōu)選的S量的上限值為0.0070%。為提高HAZ韌性，也可以將其上限規(guī)定為0.0065%、0.0060%或0.0055%。
[0085]Al:0.020% ~0.070%
[0086]Al對(duì)于抑制Mg生成粗大的氧化物、使Mg生成微細(xì)的(Mg、Mn )S粒子而言是必需的元素。因此,0.020%以上的含量是必要的。為了生成更多量的微細(xì)的(Mg、Mn)S粒子，更優(yōu)選添加0.025%以上或0.030%以上的Al。另一方面，如果含有超過0.070%,則容易在HAZ生成硬質(zhì)的脆化組織即馬氏體和奧氏體的混合相(MA:Martensite-Austenite Constituent),或產(chǎn)生固溶Al所導(dǎo)致的HAZ脆化，因此HAZ韌性下降。所以，將上限規(guī)定為0.070%。更優(yōu)選的Al量的上限值為0.060%。為了改善HAZ韌性，也可以將其上限規(guī)定為0.055%或0.050%。
[0087]Ca:0.0005% 以下及 REM:0.0005% 以下
[0088]在本實(shí)施方式中生成微細(xì)的(Mg、Mn) S粒子是必要的。因此優(yōu)選盡量降低Mg、Mn以外的硫化物形成元素的含量。如果Mg、Mn以外的硫化物形成元素過剩，則不能得到足夠數(shù)量的(Mg、Mn) S粒子。代表性的元素為Ca及REM，需要將它們規(guī)定為0.0005%以下。因此將Ca及REM的上限值限制為0.0005%。更優(yōu)選的上限值為0.0003%。它們的下限不需要特別的限制，它們的下限為0%。
[0089]HAZ韌性不僅根據(jù)奧氏體晶粒微細(xì)化和粒內(nèi)組織微細(xì)化、或粗大的滲碳體或島狀馬氏體的降低及粗大的氧化物或氮化物的降低，而且也根據(jù)合金元素的含量會(huì)大大變化。此外，為了確保作為結(jié)構(gòu)物所需的母材的強(qiáng)度或韌性，優(yōu)選含有合適的合金元素。因此，對(duì)于上述以外的合金元素(化學(xué)成分)，基于以下的理由限定它們的含量(添加量)。
[0090]C:0.05% 以上且低于 0.12%
[0091]C是提高母材強(qiáng)度的元素。在低于0.05%時(shí)提高母材強(qiáng)度的效果小，所以將0.05%作為下限。更優(yōu)選的C含量的下限值為0.06%。另一方面，如果C含量超過0.12%而含有，則因成為脆性斷裂的起點(diǎn)的滲碳體或島狀馬氏體增加，從而使HAZ韌性下降。特別是，對(duì)于一 20°C下的低溫韌性，即使比較少量的小的滲碳體或島狀馬氏體也容易成為脆性斷裂的起點(diǎn)，有時(shí)使HAZ韌性下降，所以對(duì)于C含量的上限需要嚴(yán)格地限制。更優(yōu)選的C含量的上限值為0.10%或0.09%，進(jìn)一步優(yōu)選的C含量的上限值為0.08%。
[0092]S1:低于 0.10%
[0093]如果含有Si，則在HAZ的顯微組織中容易生成硬質(zhì)的脆化組織即島狀馬氏體相。該島狀馬氏體使HAZ的低溫韌性劣化，所以將Si含量規(guī)定為低于0.10%。優(yōu)選含量低，但將Si含量降低至低于0.03%會(huì)有時(shí)伴隨著成本上升，在此種情況下，優(yōu)選將0.03%作為下限。Si量的下限不需要特別的限制，其下限為0%。再者，為了提高HAZ韌性，不希望含有Si，但只要低于0.10%,也可以有意地添加Si。
[0094]T1:0.004% ~0.012%
[0095]Ti主要提高B產(chǎn)生的提升淬透性的效果，所以對(duì)母材強(qiáng)度的上升及HAZ組織的微細(xì)化是有效的。在HAZ組織的微細(xì)化中重要的是確保固溶B量，通過固溶B而使超大線能量HAZ的鐵素體相變延遲，從而使HAZ組織微細(xì)化。由于Ti將固溶N以TiN形式固定，抑制BN的生成，所以能夠確保固溶B量。此外，對(duì)于由利用TiN抑制奧氏體晶粒生長(zhǎng)的效果所帶來的母材的組織微細(xì)化(細(xì)?；?和加熱至1350°C以下的HAZ組織的微細(xì)化也是有效的。但是，在低于0.004%時(shí)，不能得到這些效果，所以將下限值規(guī)定為0.004%。為了確實(shí)發(fā)揮這些添加Ti的效果，也可以將其下限規(guī)定為0.005%或0.006%。另一方面，如果超過0.012%而含有，則生成粗大的TiN，其成為發(fā)生斷裂的起點(diǎn)，因此HAZ韌性下降。所以，將上限值規(guī)定為0.012%。更優(yōu)選的Ti量的上限值為0.010%或0.009%，進(jìn)一步優(yōu)選的Ti量的上限值為 0.008%ο
[0096]B:0.0005% ~0.0020%
[0097]B在實(shí)施控制冷卻時(shí)發(fā)揮顯著的提高強(qiáng)度的效果，其是對(duì)提高母材強(qiáng)度有效的元素。此外，在超大線能量HAZ中固溶B使鐵素體相變延遲，所以對(duì)顯微組織的微細(xì)化是有效的。但是，在含量低于0.0005%時(shí)，不能得到提高強(qiáng)度的效果，所以將下限值規(guī)定為
0.0005%。為了確實(shí)發(fā)揮這些添加B的效果，也可以將其下限規(guī)定為0.0007%或0.008%。另一方面，如果超過0.0020%而含有，則析出粗大的B氮化物或碳硼化物，這成為斷裂的起點(diǎn)，所以使HAZ韌性下降。因此，將上限值規(guī)定為0.0020%。更優(yōu)選的B量的上限值為0.0017%,進(jìn)一步優(yōu)選的B量的上限值為0.0015%或0.0013%。
[0098]N:0.0020% ~0.0050%
[0099]如果N含量高，則容易生成粗大的TiN或(T1、Nb)(C、N)。這些粒子成為發(fā)生脆性斷裂的起點(diǎn)。在超大線能量HAZ的一 20°C下的評(píng)價(jià)中，即使數(shù)μπι的TiN或(T1、Nb) (C、N)也成為發(fā)生脆性斷裂的起點(diǎn)，招致HAZ韌性的下降，所以要嚴(yán)格地控制。此外，如果固溶N量高則生成ΒΝ，使固溶B量降低，所以是不優(yōu)選的。如果固溶B量降低，則固溶B使鐵素體相變延遲，使HAZ組織微細(xì)化的效果或提高母材強(qiáng)度的效果降低。特別是，在本實(shí)施方式的焊接用鋼材中，為了不生成粗大的TiN而將Ti含量限定為0.012%以下，所以不能以TiN的形式被Ti固定的固溶N量容易增加。因此，需要從最初就嚴(yán)格地限制N含量。因此，將上限值規(guī)定為0.0050%。更優(yōu)選的上限值為0.0045%或0.0040%，更優(yōu)選為0.0030%。優(yōu)選N含量低，但將N含量降低至低于0.0020%會(huì)有時(shí)帶來成本上升，所以將0.0020%作為下限。為了避免成本上升，也可以將0.0023%或0.0026%作為其下限。
[0100]O:0.0007% ~0.0020% [0101]如果O含量高，則容易生成多個(gè)粗大的氧化物。粗大的氧化物成為發(fā)生斷裂的起點(diǎn)，使HAZ韌性下降。此外，即使在添加Mg之前的Al含量為0.020%以上時(shí)，在因設(shè)備上或者操作上的不合適等特殊的原因?qū)е碌匿撍拇髿馕廴镜榷寡趿砍^0.0020%的情況下，被粗大的氧化物消耗的Mg量增加。其結(jié)果是，有時(shí)微細(xì)的(Mg、Mn) S粒子中的Mg比例下降，(Mg、Mn)S粒子的個(gè)數(shù)減少，HAZ韌性下降。因此將O含量的上限規(guī)定為0.0020%。更優(yōu)選的上限值為0.0018%或0.0016%。優(yōu)選O含量低，但將O含量降低至低于0.0007%會(huì)有時(shí)帶來成本上升，所以將0.0007%作為下限。為了避免成本上升，也可以將其下限規(guī)定為
0.0009%或 0.0011%。
[0102]P:0.010% 以下
[0103]P是帶來晶界脆化、對(duì)韌性有害的元素。因此，優(yōu)選P含量低。如果超過0.010%含有，即使通過(Mg、Mn)S粒子使HAZ的奧氏體晶粒微細(xì)化，HAZ低溫韌性也下降，所以將其限制為0.010%ο優(yōu)選為0.009%以下，更優(yōu)選為0.008%以下。P量的下限沒有必要特別限制，其下限為0%。
[0104]Cu:1.0% 以下
[0105]Cu是對(duì)提高母材強(qiáng)度有效的元素，也可以含有Cu，但如果超過1.0%含有，則使HAZ韌性下降。所以，將Cu含量限制為1.0%以下。優(yōu)選為0.8%以下，更優(yōu)選為0.7%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.5%以下。Cu在鋼水制造時(shí)有時(shí)從廢鐵等中作為不可避免的雜質(zhì)混入，但沒有必要特別限制其下限，其下限為0%。
[0106]N1: L 5% 以下
[0107]Ni具有通過提高淬透性而提高母材強(qiáng)度的效果，進(jìn)而提高韌性。因此，也可以含有Ni。但是，Ni是高價(jià)的元素，如果超過1.5%地含有則損害經(jīng)濟(jì)性，所以將Ni含量限制為
1.5%以下。優(yōu)選為1.2%以下 ，更優(yōu)選為1.0%以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.7%以下。Ni在鋼水制造時(shí)有時(shí)從廢鐵等中作為不可避免的雜質(zhì)混入，但其下限沒有必要特別限制，其下限為0%。
[0108]Cr:0.6% 以下
[0109]Cr對(duì)于提高母材強(qiáng)度具有效果，因此也可以含有Cr。但是，如果超過0.6%含有，則在HAZ生成島狀馬氏體，使HAZ韌性下降。所以，將Cr含量限制為0.6%以下。優(yōu)選為0.4%以下，更優(yōu)選為0.3%以下。Cr在鋼水制造時(shí)，有時(shí)從廢鐵等中作為不可避免的雜質(zhì)混入，但其下限沒有必要特別限制，其下限為0%。
[0110]Mo:0.40% 以下
[0111]Mo對(duì)于提高母材強(qiáng)度具有效果，因此也可以含有Mo。但是，如果超過0.40%含有，則在HAZ生成硬化組織，使HAZ韌性下降。所以，將Mo含量限制為0.40%以下。優(yōu)選為
0.25%以下，更優(yōu)選為0.10%以下。Mo在鋼水制造時(shí)有時(shí)從廢鐵等中作為不可避免的雜質(zhì)混入，但其下限沒有必要特別限制，其下限為0%。
[0112]Nb:0.020% 以下
[0113]Nb對(duì)于提高母材強(qiáng)度及組織微細(xì)化是有效的元素，所以也可以含有Nb。但是，如果超過0.02%含有，則HAZ中的Nb碳氮化物的析出顯著，使HAZ韌性下降。所以，將Nb含量限制為0.020%以下。優(yōu)選為0.018%以下，更優(yōu)選為0.016%以下。Nb在鋼水制造時(shí)有時(shí)從廢鐵等中作為不可避免的雜質(zhì)混入，但其下限沒有必要特別限制，其下限為0%。
[0114]V:0.060% 以下
[0115]V對(duì)于提高母材強(qiáng)度及組織微細(xì)化是有效的元素，所以也可以含有V。但是，如果超過0.060%含有，則HAZ中的碳氮化物的析出顯著，使HAZ韌性下降。所以，將V含量限制為0.060%以下。優(yōu)選為0.050%以下。V在鋼水制造時(shí)有時(shí)從廢鐵等中作為不可避免的雜質(zhì)混入，但其下限沒有必要特別限制，其下限為0%。[0116]此外，在本實(shí)施方式的焊接用鋼材中，由于將y形焊接裂紋試驗(yàn)時(shí)的必要預(yù)熱溫度規(guī)定為25°C以下，所以將用下述式I表示的Pcm值規(guī)定為0.23%以下。更優(yōu)選為0.22%以下或0.21%以下。另一方面，如果Pcm值低于0.16%，則有時(shí)不能得到良好的母材強(qiáng)度或者良好的接頭強(qiáng)度，所以將Pcm值的下限值規(guī)定為0.16%。更優(yōu)選的下限值0.17%。
[0117]Pcm = [C] + [Si] /30 + [Mn] /20 + [Cu] /20 + [Ni]/60 + [Cr] /20 + [Mo]/15 +[V]/10 + 5X [B]式 I
[0118]另外，在本實(shí)施方式的焊接用鋼材中，為了通過提高超大線能量焊接后的HAZ的淬透性，降低鐵素體相變溫度，從而使鐵素體微細(xì)化，所以將用式2表示的淬透性指數(shù)DI值規(guī)定為0.70以上。通過使超大線能量HAZ中的鐵素體微細(xì)化可以提高HAZ韌性。也就是說，在DI低于0.70時(shí)，即使奧氏體粒 徑為細(xì)粒，從奧氏體相變的鐵素體的微細(xì)化也不充分，也使韌性下降。更優(yōu)選為0.75。另一方面，如果DI值超過2.30，則HAZ硬化，HAZ韌性下降，所以將上限值規(guī)定為2.30。更優(yōu)選的DI值的上限值為1.50，進(jìn)一步優(yōu)選為1.30。
[0119]DI = 0.367X ([C]1/2> X (I + 0.7X [Si] ) X (I + 3.33X [Mn] ) X (I +
0.35X [Cu] ) X (I + 0.36X [Ni] ) X (1 + 2.16X [Cr] ) X (I + 3.0X [Mo] ) X (I +
1.75X [V] ) X (I + 1.77X [Al])式 2
[0120]在上述的式1、式 2 中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[Al]、[B]分別表示C、S1、Mn、Cu、N1、Cr、Mo、V、Al、B的以質(zhì)量％表示的含量。
[0121]本實(shí)施方式的焊接用鋼材含有或限制上述成分，剩余部分包含鐵及不可避免的雜質(zhì)。但是，在本實(shí)施方式的焊接鋼材中，除上述成分以外，也可以以進(jìn)一步改善鋼材本身的強(qiáng)度、韌性等目的而含有以下的合金元素，或者作為來自廢鐵等副原料的不可避免的雜質(zhì)而含有以下的合金元素。
[0122]因Sb損害HAZ韌性而優(yōu)選Sb含量[Sb]為0.005%以下，更優(yōu)選為0.003%以下，最優(yōu)選為0.001%以下。
[0123]因Sn損害HAZ韌性而優(yōu)選Sn含量[Sn]為0.005%以下，更優(yōu)選為0.003%以下，最優(yōu)選為0.001%以下。
[0124]因As損害HAZ韌性而優(yōu)選As含量[As]為0.005%以下，更優(yōu)選為0.003%以下，最優(yōu)選為0.001%以下。
[0125]此外，為了充分發(fā)揮上述成分的上述效果，優(yōu)選將Zr、Co、Zn及W分別限制為0.01%以下或0.005%以下。
[0126]Sb、Sn、As、Zr、Co、Zn及W的下限不需要限制，各元素的下限為0%。此外，即使有意地添加了無下限規(guī)定的合金元素(例如S1、Ca、REM、P、N1、Cr、Mo、Nb、V及Sb)，或作為不可避免的雜質(zhì)混入，只要其含量在權(quán)利要求書之內(nèi)，就解釋為該鋼材在本發(fā)明的權(quán)利要求書之內(nèi)。
[0127]本實(shí)施方式的焊接用鋼材中的提高HAZ韌性的效果不僅在超大線能量焊接中有效，而且在大線能量焊接(例如100以上且低于200kJ/cm的程度)中也有效。
[0128]接著，對(duì)本實(shí)施方式的焊接用鋼材的制造方法進(jìn)行說明。
[0129]作為鋼的熔煉方法，例如將鋼水溫度規(guī)定為1650°C以下，將鋼水O濃度規(guī)定為0.01%以下，將鋼水S濃度規(guī)定為0.02%以下，在此狀態(tài)下，在添加Mg之前添加0.020%以上的Al。此時(shí)，在確認(rèn)了將Ca、REM的混入抑制為低于0.0005%之后再添加Mg，在根據(jù)需要調(diào)整了其它元素的含量后，通過連續(xù)鑄造進(jìn)行鑄造，由此可得到鋼中含有(Mg、Mn) S的微細(xì)粒子的鑄坯，所述微細(xì)粒子中的Mg在Mg和Mn的合計(jì)量中所占的比例以原子％計(jì)為70%~90%。
[0130]如果沒有通過在添加Mg之前添加0.020%以上的Al來降低鋼水中的氧量，則其后添加的Mg以粗大的氧化物的形式被消耗掉，因此成為微細(xì)的(Mg、Mn) S粒子的Mg量減少。其結(jié)果是，(Mg、Mn) S粒子中的Mg/Mn比例降低,使(Mg、Mn) S粒子的高溫下的穩(wěn)定性下降。因此，在添加Mg之前添加0.020%以上的Al是特別重要的。
[0131]即使在未有意地添加Ca、REM時(shí)，也有時(shí)從鋼水包中使用的耐火材料或以脫硫等目的添加的熔劑或熔渣、合金原料中等混入到鋼水中。因此，將Ca、REM的混入抑制在0.0005%以下是重要的。為了將Ca、REM的混入抑制為0.0005%以下，對(duì)耐火材料、熔劑、熔渣或合金原料等中所含的Ca、REM量進(jìn)行管理?；蛘邔?duì)Ca、REM是否形成氧化物等的穩(wěn)定的形態(tài)、形狀而難以混入鋼水中進(jìn)行管理。不需要限制Ca及REM的下限，其下限為0%。
[0132]對(duì)如上所述控制Al和Mg的添加順序及Ca、REM的混入量的理由進(jìn)行說明。僅在鋼中添加Mg，幾乎不能生成(Mg、Mn) S粒子。其理由在于Mg是強(qiáng)脫氧元素，有時(shí)成為氧化物。此外，Mg是在鋼水中的蒸氣壓高、即使大量添加也難以在鋼水中有效利用的元素。因此，防止0.0015~0.0030%左右的微量的Mg以氧化物的形式被消耗掉、生成(Mg、Mn) S粒子是非常重要的。在添加Mg之前添加Al時(shí)的Al含量低于0.020%時(shí)，不能充分得到(Mg、Mn)S粒子的個(gè)數(shù)。此時(shí)的Mg主要以MgAl2O4或者作為MgO以氧化物的形式存在。此外，Mg在氧化物的形成中被消耗，所以(Mg、Mn) S粒子中的Mg在Mg和Mn的合計(jì)量中所占的比例也下降。
[0133]另一方面，當(dāng)在添加Mg之前使Al含量為0.020%以上時(shí)，可利用Al充分地進(jìn)行鋼水脫氧，能夠穩(wěn)定地將鋼水中的氧量降低至0.0020%以下。其結(jié)果是，氧化物量減少，而且氧化物的組成也以Al2O3為主體，MgO減少，所以大部分Mg作為(Mg、Mn) S粒子存在。也就是說，通過在添加Mg之前添加0.020%以上的Al，能夠大量生成微細(xì)的(Mg、Mn) S粒子。
[0134]另外，為生成微細(xì)的(Mg、Mn) S粒子，優(yōu)選盡量降低Mg、Mn以外的硫化物形成元素的含量。代表性的元素為Ca及REM, Ca或REM與Mg相比,容易與氧或硫結(jié)合,容易形成粗大的氧/硫化物。即使在添加Mg之前添加0.020%以上的Al，如果Ca或REM超過0.0005%地混入鋼水中，則大量生成包含Ca或REM和Al的粗大的氧/硫化物，即使其后添加Mg也難以穩(wěn)定地得到微細(xì)的(Mg、Mn) S粒子。此外，即使在添加了 0.020%以上的Al后的添加Mg之中或添加Mg之后混入Ca或REM時(shí)，如果它們的混入量超過0.0005%,也難以穩(wěn)定地得到微細(xì)的(Mg、Mn) S粒子。
[0135]關(guān)于鑄造后的加熱、軋制、熱處理?xiàng)l件，只要根據(jù)母鋼材的作為目標(biāo)的機(jī)械性能，適宜選擇例如控制軋制.控制冷卻、軋制后直接淬火.回火、軋制后暫時(shí)冷卻后淬火.回火
等即可。
[0136]實(shí)施例
[0137]以下示出本發(fā)明的實(shí)施例。利用轉(zhuǎn)爐熔煉鋼，通過連續(xù)鑄造制造厚度為320mm的板還。表1、表2中不出鋼種Al~A52的化學(xué)成分。對(duì)于表1中的鋼種Al~A24,在添加Mg之前添加0.020%以上的Al，在確認(rèn)將Ca、REM的混入抑制為0.0005%以下之后，再添加Mg。對(duì)于表2中的鋼種A27~A35、A37~A42、A45~A52，在添加Mg之前添加0.020%以上的
【權(quán)利要求】
1.一種 焊接用鋼材，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)含有: C:0.05%以上且低于0.12%、
Mn:1.40% ~1.80%、
S:0.0020% ~0.0080%、
Al:0.020% ~0.070%、
T1:0.004% ~0.012%、
B:0.0005% ~0.0020%、
Mg:0.0015% ~0.0030%、
N:0.0020% ~0.0050%、
O:0.0007% ~0.0020%, 將以下元素限制為:
S1:低于 0.10%、
Ca:0.0005% 以下、
REM:0.0005% 以下、
P:0.01% 以下、
Cu:1.0% 以下、
N1:1.5% 以下、
Cr:0.6% 以下、
Mo:0.4% 以下、
Nb:0.02% 以下、
V:0.06% 以下， 剩余部分包含F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)； 用下述式I表示的焊接裂紋敏感性指數(shù)即Pcm值為0.16%~0.23% ； 用下述式2表示的淬透性指數(shù)即DI值為0.70~2.30 ; 每I平方毫米含有1.0 X IO4~3.0 X IO5個(gè)的粒徑為0.015 μ m~0.2 μ m的含有Mg及Mn的硫化物； 在所述含有Mg及Mn的硫化物中，Mg在Mg和Mn的合計(jì)量中所占的比例以原子％計(jì)為70% ~90%。
Pcm = [C] + [Si]/30 + [Mn] /20 + [Cu]/20 + [Ni]/60 + [Cr]/20 + [Mo]/15 +[V]/10 + 5X [B]式 I
DI = 0.367 X ([C]1/2) X (I + 0.7 X [Si] ) X (I + 3.33 X [Mn] ) X (I + 0.35 X [Cu] ) X(I + 0.36X [Ni] ) X (1 + 2.16X [Cr] ) X (I + 3.0X [Mo] ) X (I + 1.75X [V] ) X(I + 1.77X [Al])式 2 其中，[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[Al]、[B]分別表示 C、S1、Mn、Cu、N1、Cr、Mo、V、Al、B的以質(zhì)量％表示的含量。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的焊接用鋼材，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步限制為:
N1:0.7% 以下。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的焊接用鋼材，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步限制為: Cu:0.5% 以下、Cr:0.3% 以下、Mo:0.10% 以下。
4.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的焊接用鋼材，其特征在于，板厚為40mm~10Omm ；屈服應(yīng)力為355MPa以上；抗拉強(qiáng)度為4 90MPa~720MPa。
【文檔編號(hào)】C22C38/58GK103998636SQ201280028721
【公開日】2014年8月20日 申請(qǐng)日期:2012年12月13日 優(yōu)先權(quán)日:2012年12月13日
【發(fā)明者】星野學(xué), 中島清孝 申請(qǐng)人:新日鐵住金株式會(huì)社