具有优异的可焊性和焊接区冲击韧性的钢的制作方法
【专利摘要】根据本发明，对合金组成和显微组织进行控制，从而提高焊接区的物理性能和冲击韧性。
【专利说明】
具有优异的可焊性和焊接区冲击初性的钢
技术领域
[0001 ]本公开设及具有优异的可焊性和焊接区冲击初性的钢。
【背景技术】
[0002] 近来，鉴于在国内和国际上对航运、海事、建筑和±木工程领域中待使用的结构的 设计要求，已经存在对开发具有高强度性能的超厚钢板的需求。在结构设计中包括高强度 钢的情况下，由于利用厚度相对减小的钢板时，结构的重量减轻同时可W容易地进行加工 和焊接操作，因此可W获得经济效益。
[0003] 然而，由于在超高强度钢的情况下，在焊接操作期间，焊接热影响区化AZ)中的显 微组织包含具有高强度的低溫转变相，因而存在如下限制:焊接HAZ的性能特别是初性显著 降低。为此，在结构材料的特性方面确保焊接区中的初性是重要的，但是在具有SOOMPa或更 大的拉伸强度的超高强度钢的情况下，可能在技术上很难同时确保基体材料和焊接区的性 能。
[0004] 与此同时，在具有600M化或更大的拉伸强度的现有技术的高强度钢的情况下，焊 接HAZ中的显微组织利用TiN析出物来细化W确保焊接区性能(专利文献1)，或者利用氧化 物冶金技术来促进焊接HAZ中产生晶间铁素体(晶间铁素体抑制上贝氏体的产生）W提高焊 接HAZ中的初性(专利文献2)。
[0005] 然而，在焊接具有SOOMPa或更大的拉伸强度的超高强度钢的情况下，焊接HAZ-般 由如具有显著低初性的马氏体组织而非针状铁素体组织或贝氏体组织组成。另外，在形成 马氏体组织的情况下，由TiN析出物的形成引起的晶粒细化的效果在确保焊接HAZ的初性方 面具有局限性。此外，在氧化物冶金技术的情况下，由于关于氧化物冶金技术的有效性的问 题，氧化物冶金技术的应用可能性相对低。
[0006] 专利文献1:韩国专利公开公报第2009-0069818号
[0007] 专利文献2:韩国专利公开公报第2002-0091844号
【发明内容】
[000引技术问题
[0009]根据本公开的一方面，可W通过对钢的合金组成和显微组织进行控制来提供具有 优异的可焊性和焊接区冲击初性的钢，W提高钢的可焊性能和焊接区冲击初性。
[0010]技术方案
[0011] 根据本公开的一方面，具有优异的可焊性和焊接区冲击初性的钢可W包含按重量 (Wt.) %计0.1 %至0.3 %的碳(C)、11 %至13 %的儘(Mn)、作为钢的剩余组分的铁(Fe) W及 其他不可避免的杂质，并且运种钢可W包括呈层状形式的正偏析区和负偏析区。
[0012] 此外，正偏析区可W包含奥氏体和e马氏体，负偏析区可W包含a马氏体和按面积 分数计少于5%的e马氏体。
[0013] 另外，前述技术方案并未列出本公开的全部特征。下文将参照具体的示例性实施 方案来更详细地理解本公开的各种特征W及由此的优势和效果。
[0014] 有利效果
[0015] 在根据本公开中的示例性实施方案的具有优异的可焊性和焊接区冲击初性的钢 中，通过对钢的合金组成和显微组织进行控制，可W防止焊接区中出现开裂，并且可W提高 钢的焊接区冲击初性。此外，本公开中的钢可W应用于超厚钢板。
【附图说明】
[0016] 图1是本发明的实施例1的负偏析区的电子背散射衍射化BSD)照片。
[0017] 图2是本发明的实施例3的正偏析区的邸SD照片。
【具体实施方式】
[0018] 为了解决存在的问题并且同时确保冲击初性相比于现有技术得到提高，本公开的 发明人进行了研究，从而设计出通过对合金设计W及显微组织的面积分数进行控制来提高 冲击初性和可焊性的方法。更具体地，本公开的发明人提出本公开W解决下述问题:现有技 术的具有a马氏体组织和e马氏体组织（与图1所示出的组织相同）的高儘钢(该高儘钢具有 优异的冲击初性)当在实际生产过程中使用时引起的组织的非均匀分布。
[0019] 现有技术的Fe-12Mn二元合金可W通过使显微组织形成为格状来确保显著优异的 强度和冲击初性。然而，由于正偏析区和负偏析区是通过添加大量的儘(Mn)而形成的，因此 存在碳(C)在实际生产过程中不能被排除的问题。此外，在生产该二元合金的情况下，由于 添加了少量的CW及在正偏析区中产生了大量的e马氏体，因此儘的偏析程度显著高并且冲 击初性降低，并且因此，该二元合金不能作为化-12Mn多相组成体系被商品化。
[0020] 为了解决C不能W与实际生产过程中相同的方式被完全排除的情况W及由于偏析 区的存在而形成了非均匀的a马氏体组织和e马氏体组织的问题，本公开的发明人进行了研 究，从而设计出本公开。
[0021] 换言之，在负偏析区中通过添加大量的C确保了细的e马氏体和a马氏体组织，而在 正偏析区中通过使C和Mn富集而产生了奥氏体和部分e马氏体组织，因此确保了具有S种相 的组织。因此，在焊接热影响区化AZ)中形成的与基体材料的组织相同的组织导致能够提供 具有优异的焊接区性能的钢，因此设计出本公开。
[0022] 下文中，根据本公开的一方面，将对具有优异的可焊性和焊接区冲击初性的钢进 行详细描述。
[0023] 根据本公开的一个示例性实施方案，具有优异的可焊性和焊接区冲击初性的钢可 W包含按重量(Wt.) %计0.1 %至0.3 %的C、11 %至13 %的Mn、作为钢的剩余组分的铁(Fe) W及其他不可避免的杂质，并且运种钢可W包括呈层状形式的正偏析区和负偏析区。另外， 正偏析区可W包含按面积分数计50%或更多的奥氏体W及作为余量的e马氏体，负偏析区 可W包含按面积分数计少于5%(不包括0%)的e马氏体和作为基体的a马氏体。
[0024] 碳(C) :0.1 wt. %至0.3wt. %
[0025] 碳(C)是在正偏析区中提高奥氏体的稳定性的有效组分。在包含大量C的情况下， 在负偏析区中存在e马氏体和a马氏体的生成被抑制的问题。因此，C的上限可W被设定为 0.3wt. %。另一方面，在包含显著少量的C的情况下，在正偏析区中产生了大量的e马氏体。 因此，由于存在冲击初性降低的问题，因而C的下限可W被设定为O.lwt. %。
[0026] 儘(Mn): Ilwt. %至 13wt. %
[0027] 儘(Mn)是本公开中最重要的组成元素。根据一个示例性实施方案，为了形成显微 组织，可W包含Ilwt. %或更多的Mn。同时，在儘的含量显著高的情况下，存在下述问题:在 负偏析区中形成大量的e马氏体，从而使负偏析区的组织粗大，并且由于e马氏体而降低了 冲击初性。因此，Mn的上限可W被设定为13wt. %。
[0028] 本公开的剩余组分是铁(Fe)。然而，由于非有意渗杂的杂质可能从材料或周围环 境不可避免地进入典型的生产过程，因而不能排除杂质。如本领域技术人员将意识到的，在 杂质的情况下，在具体陈述中并未描述杂质的整体含量。
[0029] 通过该合金组合物形成的组织可W呈现为包括呈层状形式的正偏析区和负偏析 区，并且该组织可W为允许e马氏体和a马氏体在负偏析区中具有格状结构的组织。
[0030] 负偏析区可W包含按面积分数计少于5%的e马氏体并且包含作为基体的a马氏 体。在本公开的组织的情况下，在冷却期间首先产生了少于5% (不包括0%)的e马氏体，显 微组织被细小地切割，并且由没有转变成e马氏体的剩余的奥氏体生成了 a马氏体，从而确 保具有优异的强度和冲击初性的显微组织。
[0031] 负偏析区可W通过确保作为基体的a马氏体而具有高的强度。另外，可W通过确保 少于5%的e马氏体来防止产生粗大的a马氏体。此外，在产生大量的e马氏体的情况下，存在 下述问题:具有较低延展性水平的e马氏体被改性W快速地转变成a马氏体并产生应力，从 而导致破裂。因此，e马氏体的面积分数可W被控制成少于5%。在没有产生e马氏体的情况 下，存在下述问题:原奥氏体组织未被e马氏体分割，从而使a马氏体组织粗大，因此降低了 冲击初性。因此，可W包含e马氏体。此外，a马氏体具有3皿或更小的尺寸。在a马氏体的有效 晶粒尺寸大于3WI1的情况下，可能存在冲击初性会被降低的问题。
[0032] 正偏析区按面积分数计可W包含50%或更多的奥氏体W及作为余量的e马氏体。 在e马氏体多于50%的情况下，存在下述问题：当外部应力集中时，e马氏体容易转变成a马 氏体，从而降低延伸率和冲击初性。因此，e马氏体的面积分数可W被限制成少于50%。
[0033] 钢的焊接区冲击初性在-60°C的溫度处可W是64J或更大。焊接区冲击初性在-60 °C的溫度处可W确保是64J或更大，运是由于在碳钢的情况下，大量的低溫转变相因焊接 HAZ的高冷却速度而产生，因此降低了焊接HAZ的冲击初性，而本公开中的钢由于其显微组 织的特性而可W不受冷却速度的影响，并且可W确保焊接HAZ中与基体材料相同的显微组 织。
[0034] 本公开中所提出的钢可W确保在正偏析区中包含具有优异的物理性能如强度等 的奥氏体组织的组织作为基体，并且在负偏析区中确保精细地产生e马氏体组织和具有优 异的强度和冲击初性的a马氏体组织的复合组织，并且因此确保高的强度和初性。另外，由 于钢的显微组织特性，W从显著慢的冷却速度至快的冷却速度的冷却速度产生了相同的显 微组织。因此，本公开中所提出的钢可W应用于生产超厚钢板。
[0035] 由于本公开中所提出的钢在0. TC/秒至IOOtV秒的冷却速度处可W不管社制条 件如何而始终具有相同的组织，并且焊接HAZ的显微组织也可W不管热效应如何而始终具 有相同的组织，因此钢的焊接HAZ的性能优异。一般而言，在包含马氏体组织的碳钢的情况 下，焊接之后在焊接HAZ中因应力而产生大量低溫裂纹的情况很多。然而，在本公开中所提 出的钢的情况下，由于正偏析区中存在大量的奥氏体，并且具有优异的延展性的奥氏体吸 收了由在相对较低的溫度处的马氏体转变引起的应力，因此钢的可焊性W及钢对低溫裂纹 的抵抗能力优异。
[0036] 用于制造本公开中的钢的方法可W不受限制，并且可W采用一般方法。根据示例 性实施方案，满足该组成的钢锭W铸造的方式被制造为呈板巧形式。板巧在ll〇〇°C至1300 °C的溫度处被重新加热，并且钢通过热社及冷却工艺来制造。
[0037] 工业实用性
[0038] 下文中，将通过一个示例性实施方案对本公开进行更详细地描述。然而，W下示例 性实施方案意在通过其说明来更详细地描述本公开，但并不限制本公开的权利范围，因为 本公开的权利范围是由所附权利要求的内容W及根据运些内容合理推断的内容来确定的。
[0039] (示例性实施方案）
[0040] 钢W下述方式制造:具有下表1中所列举的组成的板巧在115(TC的溫度处加热两 个小时，W在精加工工艺中在1000°C的溫度处被热社，并且Wrc/秒、15°C/秒和70°C/秒的 冷却速度被冷却。接下来，显微组织相的面积分数通过借助于电子背散射衍射化BSD)和扫 描电子显微镜（沈M)对每种钢的显微组织进行观测W及利用图像分析来测量，并且其结果 在表1中示出。另外，实施了焊接，并且对冲击初性W及焊接区中是否存在裂纹进行了观测， 如表1中所示。
[0041] 表 1
[0042]
[0043] 由于满足本公开中所提出的整个范围的本发明实施例1至3确保了本公开中所提 出的显微组织，因此本发明实施例1至3可W确保高的强度W及优异的冲击初性。如图1中所 示，由于利用EBSD拍摄了本发明实施例1中的负偏析区，因此可W确认的是，a马氏体具有格 状结构。此外，尽管图1中没有表示出e马氏体，但e马氏体W薄板形状存在于a马氏体组织的 晶界中。e马氏体通过在产生a马氏体之前将原奥氏体晶粒的内部分成格状结构而预先产 生。
[0044] 图2是本发明实施例3的正偏析区的照片。另外，如图2中所示，可W确认的是，与暗 区对应的e马氏体已经在与亮区对应的奥氏体内W薄板形状产生。
[0045] 同时，比较例1中的碳(C)和儘(Mn)的成分范围低于本公开中所提出的C和Mn的成 分范围。由于C成分和Mn成分，在负偏析区中没有产生e马氏体，并且全部显微组织都转变成 a马氏体，并且因此负偏析区的组织变得明显粗大。此外，在正偏析区的情况下，产生了大量 的e马氏体，并且因此焊接热影响区（HAZ)的冲击初性显著相对较低。另外，可W确认的是， 由于在负偏析区中产生了大量的粗大的马氏体，因此在焊接期间出现低溫裂纹。
[0046] 另外，比较例2和比较例3中的C和Mn的成分范围高于本公开中所提出的C和Mn的成 分范围。另外，在负偏析区中产生了大量的e马氏体，使得显微组织变得粗大，并且降低了负 偏析区的冲击初性。因此可W确认的是，尽管正偏析区中产生了大量的奥氏体，但仍降低了 焊接HAZ的冲击初性。
[0047] 尽管上文已经示出W及描述了示例性实施方案，但对本领域技术人员而言将明显 的是，在不背离本发明的由所附权利要求限定的范围的情况下，可W做出改型和变型。
【主权项】
1. 一种具有优异的可焊性和焊接区冲击韧性的钢，包含： 按重量(wt.) %计0.1 %至0.3 %的碳(C)、11 %至13 %的锰(Μη)、作为所述钢的剩余组 分的铁(Fe)以及其他不可避免的杂质，并且所述钢包括呈层状形式的正偏析区和负偏析 区， 其中所述正偏析区包含奥氏体和ε马氏体，所述负偏析区包含α马氏体和按面积分数计 少于5%的ε马氏体。2. 根据权利要求1所述的具有优异的可焊性和焊接区冲击韧性的钢，其中所述ε马氏体 和所述α马氏体在所述负偏析区中具有格状结构。3. 根据权利要求1所述的具有优异的可焊性和焊接区冲击韧性的钢，其中所述正偏析 区包含50%或更多的奥氏体以及作为余量的ε马氏体。4. 根据权利要求1所述的具有优异的可焊性和焊接区冲击韧性的钢，其中所述α马氏体 的有效晶粒尺寸为3μπι或更小。5. 根据权利要求1所述的具有优异的可焊性和焊接区冲击韧性的钢，其中所述钢的所 述焊接区冲击韧性在_60°C的温度下为64J或更大。
【文档编号】C22C38/04GK105849301SQ201380081810
【公开日】2016年8月10日
【申请日】2013年12月26日
【发明人】李学哲, 徐仁植, 金龙进, 朴仁圭
【申请人】株式会社Posco