焊接部韧性优良的高韧性复合钢板的母材及该复合钢板的制造方法
【专利摘要】一种焊接部韧性优良的高韧性复合钢板的母材，其特征在于，以质量％计，含有C：0.030～0.10％、Si：0.10～0.30％、Mn：1.00～1.60％、P：0.015％以下、S：0.003％以下、V：低于0.010％，还含有选自Mo：0.05～0.50％、Nb：0.010～0.060％、Ti：0.005～0.020％、Al：0.040％以下、Ca：0.0010～0.0040％、N：0.0030～0.0060％中的一种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且具有-20℃DWTT试验中的延性断口率为85％以上、HAZ3mm位置处的vE-20℃为100J以上的特性。
【专利说明】焊接部韧性优良的高韧性复合钢板的母材及该复合钢板的制造方法
【技术领域】
[0001]本发明涉及焊接部韧性(toughness)优良的高韧性复合钢板(clad plate)的母材(base metal)及该复合钢板的制造方法。
【背景技术】
[0002]近年来，由于能源问题，对于以往不可能开采的被称为难开采环境的区域也在进行能源开发。这样的环境是特别严酷的腐蚀环境(high-corrosive environment),应用耐腐蚀性更优良的高合金(high-alloy steel)复合钢的要求提高。此外，作为在难开采环境下对产业设备和结构物的需求，志在实现耐久性、长寿命化以及免维修化，以Alloy625、825为代表的Ni基合金或Ni合金作为符合这些需求的材料而受到关注。
[0003]另一方面，作为Ni合金的主要原料的Ni以及以Mo、Cr为代表的合金元素的价格有时会高涨或发生较大变动。因此，相较于以整体材料(solid metal，是指在整个厚度中均达到复合材料(cladding metal)的金属组成的情况)的形式使用，能够更经济地利用高合金钢的优良防锈性能的复合钢近来受到关注。
[0004]高合金复合钢是将作为复合材料的Ni基合金或Ni合金钢与作为母材的普通钢材(low-alloy steel)这两种性质不同的金属叠合而得到的钢材。复合钢通过将不同种金属进行金属学接合而得到，与镀覆不同，不必担心剥离，能够具有凭借单一金属和合金无法实现的新特性。
[0005]对于复合钢而言，通过选择具有符合各使用环境的目的的功能的复合材料，能够发挥与整体材料同等的功能。此外，复合钢的母材可以应用耐腐蚀性以外的高韧性、高强度这样的、适合于严酷环境的碳钢、低合金钢。
[0006]可见，复合钢与整体材料相比合金元素的使用量少，并且能够确保与整体材料同等的防锈能力，而且还能够确保与碳钢、低合金钢同等的强度和韧性，因此，具有能够兼顾经济性和功能性的优点。
[0007]根据以上内容，使用高合金的复合材料的复合钢被认为是非常有益的功能性钢材，近年来，其需求在各种产业领域中日益提高。
[0008]复合钢的用途根据复合材料而异，制造方法也不同。复合钢板的母材有时使用微量添加有Nb、V或T1、B等合金成分的低碳低合金钢。这样的低碳低合金钢通过预定的淬火回火(quenching tempering)(以下,有时也称为“调质(refining)”)或热轧时的控制轧制(TMCP, Thermo Mechanical Control Process)等来制造。
[0009]而且，在对复合钢进行制管而制成复合钢管的情况下，对钢板进行成形而制成管形，从管的内外表面分别实施单道次的高效率焊接。
[0010]一般而言，在多层堆焊(multilayer welding)中，被焊接钢板(在焊接术语中称为“母材”，但在需要与复合钢板的母材进行区分的情况下，在下文中记载为“被焊接钢板”或“母材(B.M.)”)与焊接金属的边界、母材(B.M.)热影响部(以下称为“HAZ(HeatAffected Zone)”)由于下一道次的热影响而细粒化,但在单道焊中则会形成母材(B.M.)与焊接金属的边界(以下称为“焊接接合部”)、HAZ的晶粒粗大化的状态，导致韧性的降低。
[0011]因此，例如，在管线的作业紧急停止时，管的各部位被置于-40°c的低温环境下，因此，母材(B.M.)和HAZ在-40°C下的夏比冲击吸收能量(vE-40°C )达到35 (J)以上的特性。而且，对于母材(B.M.)而言，也要求在用于确认脆性断裂停止温度的DWTT试验:D1pWeight Tear Test (落锤撕裂试验)中在_20°C的试验中确保85%以上的延性断口率(85%SATT(Shear Area Transit1n Temperature,剪切面积转变温度))等特性。为此,进行了大量研究。
[0012]专利文献I和2所公开的方法中，通过对Ti和N的添加量进行优化，实现了焊接部韧性的提高。但是，由于TiN主要在钢凝固时形成，因此容易成为粗大的析出物。因此，在生成的TiN不固溶而残留的情况下，在加热至高温的HAZ区域可以观察到组织的粗大化被抑制的钉扎效应(pinning effect)。但是,在加热至100(TC附近的HAZ中，TiN保持粗大的状态，钉扎效应小，无法充分抑制该区域的组织的粗大化，存在HAZ韧性降低的问题。
[0013]另外，在像焊接接合部附近这样最高到达温度超过1400°C而进一步暴露于高温的情况下，TiN几乎全部固溶。因此，在靠近该焊接接合部的区域，存在无法得到TiN的钉扎效应从而无法充分确保韧性的问题。
[0014]另外，在非专利文献I中公开了基于上述2件发明(专利文献I和2)而进行制造的例子，但没有关于无法充分得到TiN的钉扎效应的区域的见解。
[0015]此外，在专利文献3中公开了如下技术:向C、S1、Mn、Al中添加T1、N、Nb、V、B，使微细的TiN析出到钢中，由此,减小HAZ的奥氏体晶粒(austenite grain)而使韧性提高。但是，专利文献3中公开的方法需要进行再加热至1150°C以下的温度这样的追加工序，因此，导致制造成本的增加，在工业实施方面存在问题。
[0016]需要说明的是，在以下的说明中，关于“母材”，将复合钢板的使用状态下的复合材料以外的部分称为“复合钢板的母材”或仅称为“母材”，将复合钢板的制造工序的初期工序中使用的母材称为“母材原材”，根据需要适当区别使用。
[0017]现有技术文献
[0018]专利文献
[0019]专利文献1:日本特开2004-149821号公报
[0020]专利文献2:日本特开2006-328460号公报
[0021]专利文献3:日本特公昭55-26164号公报
[0022]非专利文献
[0023]非专利文献1:日本製鋼所技報、N0.55 (2004)、pp.77-78
【发明内容】
[0024]发明所要解决的问题
[0025]本发明提供通过合金元素的复合添加而使焊接部韧性优良的高韧性复合钢板的母材及该复合钢板的制造方法。
[0026]用于解决问题的方法
[0027] 鉴于上述情况，发明人注意到在复合钢板的母材中仅凭TiN无法实现HAZ韧性的提高，并且阐明了通过弄清析出物的行为，能够同时提高复合钢的母材和HAZ的韧性。
[0028]具体而言，确认了现有技术中认为为了调节强度而必须添加的V在约900°C下固溶到钢中，淬透性显著增高，由于硬化而导致HAZ韧性的劣化，因而决定在设计复合钢的母材的成分时不添加该V。进而，为了抑制加热至1000°C附近的温度范围的复合钢的母材的HAZ韧性的降低，对TiN和NbC的析出量及形态进行了优化，从而能够抑制加热时的Y粒径的粗大化。
[0029]并且发现，由此能够得到即使在单道焊所产生的热影响部(HAZ)也具有优良的低温韧性的复合钢板的母材。该母材优选为50_以下。本发明的制造方法中，通过合金元素的复合添加和调质处理，能够确保单道焊后的焊接接合部、热影响部、母材的低温韧性，进而能够提供焊接部韧性优良的高韧性复合钢板的母材。
[0030]发明人在上述新见解的基础上反复进行了各种研究，从而发明了以下的最佳成分组成。
[0031]即，为了解决上述问题，本发明的焊接部韧性优良的复合钢板的母材的发明如下所述。
[0032][I] 一种焊接部韧性优良的高韧性复合钢板的母材，其特征在于，以质量％计，含有 C:0.030 ~0.10%,Si:0.10 ~0.30%,Mn:1.00 ~1.60%,P:0.015% 以下、S:0.003%以下、V:低于 0.010%，还含有选自 Mo:0.05 ~0.50%,Nb:0.010 ~0.060%,Ti:0.005 ~0.020%, Al:0.040% 以下、Ca:0.0010 ~0.0040%, N:0.0030 ~0.0060%中的一种以上，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且具有_20°C DffTT试验中的延性断口率为85%以上、HAZ3mm位置处的vE_20° C为100J以上的特性。
[0033][2]如上述[I]所述的焊接部韧性优良的高韧性复合钢板的母材，其特征在于，以质量％计，还含有选自N1:1.00%以下、Cr:1.00%以下、Cu:1.00%以下中的一种以上。
[0034][3]如上述[I]或[2]所述的焊接部韧性优良的高韧性复合钢板的母材，其特征在于，进一步使上述Ti含量与上述N含量之比Ti/N在2.0~3.5的范围内，在此，元素符号为由该元素的质量％表示的含量。
[0035][4]如上述[I]~[3]中任一项所述的焊接部韧性优良的高韧性复合钢板的母材，其特征在于，进一步使上述Nb含量与上述C含量之比Nb/C在0.2~2.0的范围内，在此，元素符号为由该元素的质量％表示的含量。
[0036][5] 一种焊接部韧性优良的复合钢板的制造方法，其特征在于，使用具有上述
[I]~[4]中任一项所述的化学组成的钢材和复合材料进行复合轧制后，进行加热至900~1100°C的淬火处理，然后，在低于550°C的温度下进行回火，使母材具有_20°C DWTT试验中的延性断口率为85%以上、HAZ3mm位置处的vE_20°C为100J以上的特性。
[0037][6] 一种复合钢板，其特征在于，复合钢板的母材为上述[I]~[4]中任一项所述的母材。
[0038]发明效果
[0039]根据本发明，通过尽量减少导致HAZ韧性劣化的V含量并添加适当量的Nb、Al、T1、N等而使复合钢的母材的晶粒超微细化，能够在母材和单道焊所产生的热影响部抑制晶粒度的粗大化而得到优良的低温韧性。
【具体实施方式】
[0040]以下，对本发明中的成分的限定范围进行详细说明。各元素的％标记在没有特别说明的情况下是指质量％。
[0041]C:0.030 ~0.10%
[0042]C是提高钢的强度的有效成分，低于0.030%时，得不到作为普通焊接用钢材的强度，因此设定为0.030%以上。另一方面，添加过量的C会导致钢材及热影响部的韧性劣化，另外，从焊接性的观点出发，优选减少C量，因此，将上限设定为0.10%。另外，从焊接性和HAZ韧性的观点出发，优选将上限设定为0.08%。
[0043]S1:0.10 ~0.30%
[0044]Si是为了在炼钢时进行脱氧而添加的，并且是确保母材的强度的必要成分，因此，需要含有0.10%以上。另一方面，添加过量的Si会导致焊接热影响部的韧性和焊接性劣化，因此设定为0.30%。另外，从脱氧的效果和HAZ韧性的观点出发，优选将下限设定为0.13%且将上限设定为0.20%。
[0045]Mn: 1.00 ~1.60%
[0046]Mn作为对于确保母材的强度和韧性有效的成分需要含有1.00%以上，考虑到焊接热影响部的韧性和焊接性，将上限值设定为1.60%。另外，从母材韧性和HAZ韧性的观点出发，优选将下限设定为1.00%且将上限设定为1.30%。
[0047]P:0.015% 以下
[0048]为了确保母材及焊接热影响部韧性，优选尽量减少P，但过度的脱P会导致成本上升，因此以0.015%作为上限。
[0049]S:0.003% 以下
[0050]S是作为钢中杂质而不可避免的元素，为了确保本发明规定的焊接部韧性，需要设定为0.003以下。
[0051]V:低于 0.010%
[0052]V在本发明中是最应当受到关注的元素，需要尽量少。以往，为了利用VC、VN等微细析出物进行析出强化，一直积极地添加V。但是，在本发明的复合钢的制造过程中包括加热至900°c以上来实施淬火的工序的情况下，VC、VN等微细析出物在该加热时离解而发生固溶。产生该现象的原因在于，在本发明的C含量范围内，VC、VN等微细析出物具有在低温下固溶到钢中的性质。因此，所添加的V在该加热时难以以微细析出物的形式存在而发生离解，因此，作为淬透性元素发挥作用，在母材、HAZ中的任一区域内均显著硬化，从而导致韧性劣化。该韧性劣化在含有0.010%以上的V时变得显著。因此，将V设定为低于0.010%。更优选低于0.004%，进一步优选以工业上能达到的级别不含有V。
[0053]以上述成分作为本发明的基本成分，进一步出于提高强度、韧性的目的而含有选自Mo、Nb、T1、Al、Ca、N中的一种以上作为选择元素。含有选择元素后的余量为Fe和不可避免的杂质。
[0054]Mo:0.05 ~0.50%
[0055] Mo是使淬火处理后的母材的强度和韧性稳定提高的元素，但低于0.05%时得不到该效果。另一方面，含量超过0.50%时，效果饱和，另外，过量的含有会阻碍焊接热影响部的韧性和焊接性，因此，在含有Mo的情况下，优选将Mo量设定为0.05~0.50%的范围。更优选为0.08~0.20%的范围。
[0056]Nb:0.010 ~0.060%
[0057]Nb通过生成NbC而对晶粒的细粒化有效，有助于提高像本发明这样进行淬火回火处理后的母材及HAZ的韧性。但是，该效果在含有0.010%以上时得以发挥，超过0.060%时，不仅观察不到效果，而且容易使钢锭产生表面缺陷。因此，在含有Nb的情况下，优选将Nb量设定为0.010~0.060%的范围。另外，基于同样的理由，更优选为0.025~0.050%的范围。
[0058]T1:0.005 ~0.020%
[0059]Ti形成TiN而抑制钢坯加热时、焊接热影响部的晶粒生长，结果，具有使显微组织微细化而改善韧性的效果。其含量低于0.005%时，效果小，超过0.020%时，导致焊接热影响部韧性劣化，因此，在含有Ti的情况下，优选将Ti量设定为0.005~0.020%的范围。另外，基于同样的理由，更优选为0.010~0.016%的范围。
[0060]Al:0.040% 以下
[0061]Al是作为脱氧剂有效的元素，但超过0.040%时，韧性劣化，因此，在含有Al的情况下，优选将Al量设定为0.040%以下。基于同样的理由，更优选低于0.015%。
[0062]Ca:0.0010 ~0.0040%
[0063]Ca控制硫化物类夹杂物的形态而改善焊接热影响部韧性，并且，随之对控制MnS的形态有效，使冲击值提高。另外，可改善抗氢致裂纹敏感性。发挥该效果的Ca的含量为0.0010%以上。但是，超过0.0040%时，效果饱和，反而会使洁净度降低，导致焊接热影响部韧性劣化，因此，在含有Ca的情况下，优选将Ca量设定为0.0010~0.0040%的范围。另外，基于同样的理由，更优选为0.0020~0.0030%的范围。
[0064]N:0.0030 ~0.0060%
[0065]N通过以TiN的形式析出而对提高HAZ韧性有效，但N的含量低于0.0030%时，效果小，但是，超过0.0060%时，固溶N增多而使HAZ韧性降低。考虑到与Ti的含量相对应从而利用TiN的微细析出来提高HAZ韧性，在含有N的情况下，优选将N量设定为0.0030~
0.0060%的范围。更优选为0.0030~0.0040%的范围。
[0066]在本发明中，在上述成分的基础上，优选进一步任意地且选择性地以下述含量范围含有N1、Cr和Cu中的一种以上。
[0067]N1:1.00% 以下
[0068]Ni是对改善朝性和提闻强度有效的兀素之一，但超过1.00%时,效果饱和，另外，Ni的含有会使制造成本升高，因此，在含有Ni的情况下，优选以1.00%作为上限。
[0069]Cr:1.00% 以下
[0070]Cr是对改善韧性和提高强度有效的元素之一，但过量的含有有时会使焊接热影响部的韧性劣化，因此，在含有Cr的情况下，将Cr的含量设定为1.00%以下。
[0071]Cu:1.00% 以下
[0072]Cu是对改善韧性和提高强度有效的元素之一，但过量的含有有时会抑制焊接性。因此，在含有Cu的情况下，将上限设定为1.00%。
[0073]Ti/N:2.0 ~3.5
[0074]Ti和N如上所述对于生成TiN而改善HAZ的韧性而言是重要的元素，为了充分发挥该效果，两元素的含量的相关关系也很重要。即，以质量％比计，Ti/N低于2.0时，晶粒粗大化，韧性值有时会大幅降低。另外，Ti/N超过3.5时，基于同样的理由，韧性值有时会降低。因此，优选将Ti/N设定为2.0~3.5的范围。
[0075]Nb/C:0.2 ~2.0
[0076]NbX通过生成NbC而对晶粒的细粒化有效，在像本发明这样进行淬火回火处理时有助于提高韧性。但是，该效果在Nb/C为0.2以上时得以发挥，Nb/C超过2.0时，观察不到效果。因此，以质量％比计，Nb/C的范围优选为0.2~2.0。更优选为0.3~1.9的范围，进一步优选为0.3~1.8的范围。
[0077]DWTT试验:-20°C下的延性断口率为85%以上
[0078]DWTT试验是在管线等的脆性裂纹传播的评价中经常使用的试验，将其定位为对接近于管线实际使用环境的实际壁厚下的韧性进行评价的试验。在本发明中，在依照作为API标准采用的AP1-5L进行的DWTT试验中，在_20°C的试验温度下的延性断口率设定为85%以上。该试验考虑到在实际壁厚的条件下在寒冷地区的使用极限而在_20°C这样严酷的温度下进行评价。该温度下的延性断口率为85%以上时，可期待在-20°C的实际环境下防止脆性裂纹传播，因此这样进行设定。
[0079]夏比冲击试验:HAZ3mm处的vE_20°C为100J以上
[0080]根据依照JIS Z2242进行的夏比冲击试验，将HAZ在_20°C下的夏比冲击吸收能量(vE-20°C )设定为100J以上。为了在管线的作业紧急停止时或在寒冷地区确保可充分确保安全性的韧性，将_20°C的温度下的夏比冲击吸收能量值规定为100J。另外，在作为管等结构物使用的情况下，韧性特别差并且对于充分确保安全而言重要的部位为HAZ3mm的区域，因此，对该部位进行了限定。
[0081]制造方法
[0082]将本发明的复合钢的母材原材调节至上述的成分范围，可以通过常规方法等进行熔炼。对于该母材原材，根据用途等选择复合材料的材质，通过复合轧制制成复合钢板。
[0083]另外，在用于天然气等的管线的用途中，例如，可以使用Alloy625、825等高合金作为复合材料。另外，复合钢的母材原材的厚度优选为50mm以下。另外，在该母材原材的板厚为25mm以上的情况下，可以将复合材料与母材原材重叠而作为I组进行轧制，在板厚小于25_的情况下，可以将2组重叠而进行轧制。另外，在本发明中，复合轧制时的条件没有特别限定，可以通过常规方法进行。
[0084]为了进行淬火处理，将通过上述得到的复合钢板加热至900~1100°C的范围。在低于900°C进行淬火处理时，无法确保充分的母材强度，超过1100°C进行淬火处理时，母材的韧性劣化。因此，为了进行淬火处理，加热至900~1100°C的范围。进一步优选为900~980°C。淬火处理的时间根据复合钢板的板厚而异，优选设定为10~30分钟。但是，根据复合材料的种类，高温长时间的保持有时会使复合材料中生成析出物，因此,可以设定为比10分钟短的时间。作为淬火处理的冷却方法，可以通过水冷、油冷(例如，冷却速度为2V /s以上)进行。
[0085]接着，加热至低于550°C的温度，进行回火处理。在550°C以上时，DWTT特性劣化，因此设定为低于550°C。回火处理温度进一步优选为420~500°C的范围。作为回火时的加热时间，可以例示5~35分钟。
[0086]通过上述一系列调质处理，能够使复合钢板的母材微细化。
[0087]复合钢板可以直接以板状的形式使用，也可以成形为钢管而作为复合钢管使用。对于上述复合钢板而言，在焊接时可以对内外表面分别以单道次进行焊接，即使通过该单道焊也能够维持HAZ部的微细组织，从而确保良好的韧性。
[0088]实施例
[0089]以下，在与比较例进行对比的同时，对本发明的实施例进行说明。在此，焊接部韧性的评价通过夏比试验进行。夏比试验片的缺口位置设定为从作为焊接金属与母材的边界的接合部向母材侧偏移3mm(HAZ3mm)的位置。在_20°C的试验温度下实施。在本发明中，将-20°C的吸收能量(vE-20°C )为100J以上作为韧性优良。
[0090]另外，母材的韧性通过_20°C下的DWTT试验(落锤特性)进行评价。在本发明中，将-20°C下的DWTT试验中延性断口率为85%以上作为母材的韧性优良。
[0091]使用表1中示出化学成分的母材和Alloy625，制造复合钢板。关于制造条件，将母材与复合材料重叠而作为一组，利用加热炉加热至1150°C后，通过热轧制成母材厚度为30mm、复合材料厚度为3mm的复合钢板，轧制结束后，加热至910°C来实施淬火处理，然后进行水冷。接着，加热至500°C来进行回火处理。对一系列热处理后的复合钢板进行冷成形，制造外径为500mm的复合钢管，对母材部和母材的焊接热影响部考察各特性。将结果示于表2中。母材的化学成分均满足本发明的保护范围的钢的母材部、HAZ部均满足目标特性，与此相对，在Mn偏离保护范围的下限值的情况下，强度、母材的DWTT特性不满足目标值。另外，在V、Nb、Ti/N的值偏离保护范围的情况下，HAZ韧性不满足目标值。
[0092]
【权利要求】
1.一种焊接部韧性优良的高韧性复合钢板的母材，其特征在于， 以质量 ％ 计，含有 C:0.030 ~0.10 %、Si:0.10 ~0.30 %、Mn:1.00 ~1.60 %、P:0.015 % 以下、S:0.003 % 以下、V:低于 0.010 %,还含有选自 Mo:0.05 ~0.50 %、Nb:0.010 ~0.060 %、Ti:0.005 ~0.020 %、Al:0.040 % 以下、Ca:0.0010 ~0.0040 N:0.0030~0.0060%中的一种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成， 并且具有_20°C DWTT试验中的延性断口率为85%以上、HAZ3mm位置处的vE-20°C为100J以上的特性。
2.如权利要求1所述的焊接部韧性优良的高韧性复合钢板的母材，其特征在于，以质量％计，还含有选自N1:1.00%以下、Cr:1.00%以下、Cu:1.00%以下中的一种以上。
3.如权利要求1或2所述的焊接部韧性优良的高韧性复合钢板的母材，其特征在于，进一步使所述Ti含量与所述N含量之比Ti/N在2.0~3.5的范围内，在此，元素符号为由该元素的质量％表示的含量。
4.如权利要求1或2所述的焊接部韧性优良的高韧性复合钢板的母材，其特征在于，进一步使所述Nb含量与所述C含量之比Nb/C在0.2~2.0的范围内，在此,元素符号为由该元素的质量％表示的含量。
5.如权利要求3所述的焊接部韧性优良的高韧性复合钢板的母材，其特征在于，进一步使所述Nb含量与所述C含量之比Nb/C在0.2~2.0的范围内，在此,元素符号为由该元素的质量％表示的含量。
6.一种焊接部韧性 优良的复合钢板的制造方法，其特征在于，使用具有权利要求4或5所述的化学组成的钢材和复合材料进行复合轧制后，进行加热至900~1100°C的淬火处理，然后，在低于550°C的温度下进行回火，使母材具有_20°C DffTT试验中的延性断口率为85%以上、HAZ3mm位置处的vE-20°C为100J以上的特性。
7.一种复合钢板，其特征在于，复合钢板的母材为权利要求5或6所述的母材。
【文档编号】C22C38/00GK104080937SQ201380007275
【公开日】2014年10月1日 申请日期:2013年1月28日 优先权日:2012年1月30日
【发明者】橘俊一, 矢泽好弘, 岸庆一郎, 黑沼洋太, 星野俊幸, 西村公宏, 末吉仁 申请人:杰富意钢铁株式会社