专利名称：焊接用钢材的制作方法
技术领域：
本发明涉及焊接热影响区(Heat Affected Zone 以下称为HAZ)的韧性优良的焊 接用钢材。本发明的焊接用钢材在从小线能量焊接到超大线能量焊接的广泛的焊接条件下 具有良好的HAZ的韧性，因此可用于建筑、桥梁、造船、管线钢管、建筑机械、海洋构件、罐等 各种焊接钢构件。本申请基于2008年7月15日提出的日本专利申请第2008-183745号并主张其优 先权，这里引用其内容。
背景技术：
在HAZ中，越接近熔化线，焊接时的加热温度就越高。因此，在加热到熔化线附近 的1400°C以上的区域，奥氏体(以下记为Y)显著粗大化。因此，冷却后的HAZ组织粗大 化，从而使韧性劣化。焊接线能量越大，该倾向就越显著。作为解决这样的问题的方法，有专利文献1中公开的使微细的TiN分散的钢材、专 利文献2中公开的使内包微细的包含Mg和Al的氧化物的TiN大量分散的钢板、专利文献3 中公开的使微细的含铝氧化物分散的钢材、以及专利文献4中公开的添加使氧的活度降低 的元素从而使含Mg氧化物大量分散的钢等。可是，上述方法存在以下问题。在专利文献1所述的钢材中，在钢中分散有IXlO3个/mm2以上的当量圆直径为 0. 05 μ m以下的TiN、以及1 X IO3个/mm2以上且低于1 X IO5个/mm2的当量圆直径为0. 03 0.20μπι的TiN。但是，在1400°C以上的高温下的滞留时间较长的大线能量焊接中，有助于 抑制Y晶粒生长的微细的TiN在钢中熔解并消失。因此，γ晶粒粗大化，从而HAZ的韧性 劣化。在专利文献2所述的钢板中，存在10000个/mm2以上的内包有包含Mg和Al的氧 化物的0. 01 μ m以上且低于0. 5 μ m的TiN。上述钢板在焊接线能量为20 100kJ/mm的大 线能量焊接中，具有良好的HAZ的韧性。但是，在超过100kJ/mm的超大线能量焊接中，因不 能抑制HAZ的γ晶粒生长而使HAZ的韧性降低。在专利文献3所述的钢材中，在钢中分散有10000个/mm2以上的0. 05 0. 2 μ m 的含铝氧化物。因此，在焊接线能量为20 100kJ/mm的大线能量焊接中，具有良好的HAZ 的韧性。但是，在超过100kJ/mm的超大线能量焊接中，因不能抑制HAZ的、晶粒生长而使 HAZ的韧性降低。在专利文献4所述的钢中，在钢中含有1.0X IO5 1.0X IO8个/mm2的0. 01 2. Oym的氧化物-氮化物复合粒子。该氧化物-氮化物复合粒子由作为核的0. 005 0. 1 μ m的MgO或含Mg氧化物、和包含氧化物的氮化物或在氧化物周边析出的氮化物构成。 上述钢在焊接线能量为90kJ/mm的大线能量焊接中，具有良好的HAZ的韧性。但是，在超过 100kJ/mm的超大线能量焊接中，因不能抑制HAZ的、晶粒生长而使HAZ的韧性降低。专利文献1 日本特开2001-20031号公报
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专利文献2 日本特开2000-80436号公报专利文献3 日本特开2004-76085号公报专利文献4 日本特开2001-335882号公报
发明内容
于是，本发明的目的在于提供一种焊接用钢材，其通过比以往更微细且更均勻地 使氧化物分散，抑制了 Y晶粒生长，从而即使在超过100kJ/mm的超大线能量焊接中，HAZ的 韧性也是优良的。本发明的要旨如下。(1) 一种焊接用钢材，其中，以质量％计含有C :0. 3%以下、Si :0. 5%以下、Mn 0. 3 2%、P :0. 03% 以下、S 0. 03% 以下、Al :0. 3 5%、0 :0. 003 0. 01%、N :0. 006% 以下，剩余部分包括Fe及不可避免的杂质元素；而且在钢中分散有1 X IO6个/mm2以上的 0. 005 0. 05 μ m的含铝氧化物。(2)根据上述⑴所述的焊接用钢材，其中，以质量％计还可以含有Cu :0. 3% 2%,Ni 0. 3% 2%中的任一种以上。如果采用本发明的焊接用钢材，即使在焊接线能量超过100kJ/mm的超大线能量 焊接中，HAZ的韧性也不会劣化，因而能够进行高效率的大线能量焊接。
图1是表示0. 005 0. 05 μ m的含铝氧化物个数对Y粒径的影响的图示。
具体实施例方式本发明人为了提高HAZ的韧性，对在钢中大量分散高温下热稳定的微细的氧化物 的条件进行了潜心的研究。结果发现如果通过提高钢水中的Al浓度，降低氧的活度来使 提高了氧浓度的钢水凝固，则在钢中分散大量的微细的氧化铝。以下进行详细的说明。通过在钢中添加脱氧元素进行脱氧而生成的氧化物，因元素在钢水中的扩散迅速 而容易生长。因此，要维持低于Ο. μπι的微细的氧化物是困难的。再者，还容易发生氧化 物间的凝集或合体，所以脱氧生成的氧化物容易粗大化。于是，本发明人着眼于在钢水中几乎不会生成氧化物而在钢水凝固途中、或在凝 固后于钢中生成氧化物的手段。也就是说，为了对因凝固产生的氧化物的生长进行抑制，研 究了与氧化物的生成并行地使钢水凝固，从而使微细的氧化物分散在钢中的方法。为了使大量微细的氧化物分散，需要提高钢水即将凝固前的脱氧元素和氧两者的 浓度。可是为人所知的是钢水中的氧浓度随着钢水中的脱氧元素的浓度的增加，在一度降 低后上升(例如，一濑英尔铁i鋼，77 (1991)，p. 197)。如果利用此现象，则可能提高脱氧 元素和氧两者的浓度。根据上述的研究结果，新近发现了以下的内容。如果使提高了脱氧元素和氧两者 的浓度的钢水凝固，则因温度下降造成的脱氧生成物的溶度积的降低、和溶质元素在残钢 水中的浓化而使氧化物结晶。但是，该结晶的氧化物如果产生生长或凝固、合体，则立即进 入凝固的钢中。因此，能够使非常微细的氧化物分散在钢中。
具体地说，基于表1对钢中的Al浓度进行各种变更，调查了微细的含铝氧化物个 数。结果表明如果钢水中的Al浓度为0.3质量％以上，则凝固后的钢中的含铝氧化物个 数显著增加。另外还判明生成的含铝氧化物的当量圆直径为0.005 0.05 μ m，每单位面 积的个数为IO6个/mm2以上。接着，对限定本发明的钢的化学组成的理由进行说明。(以下，％表示质量％。)C :0.3% 以下C作为钢中的提高母材强度的基本元素是不可或缺的。但是，在C超过0.3%的过 剩添加时，钢材的韧性及焊接性降低。因此，将C量的上限规定为0.3%。下限不包含0。Si :0.5% 以下Si是确保母材强度所必要的元素。但是，如果Si超过0. 5%，则HAZ的韧性降低。 因此，将Si量的上限规定为0.5%。下限不包含0。Mn :0. 3 2%Mn是确保母材强度及韧性所必要的元素。因此，需要添加0.3%以上的Mn。另一 方面，如果Mn量超过2%，则HAZ的韧性显著降低。因此将Mn量规定为2%以下。P :0.03% 以下P是影响钢的韧性的元素。如果P超过0.03%，则钢材的韧性显著降低。因此将 P量规定为0.03%以下。下限包含0%。S :0.03% 以下S是影响钢的韧性的元素。如果S超过0.03%，则钢材的韧性显著降低。因此将 S量规定为0.03%以下。下限包含0%。Al :0.3 5%Al在本发明中是最重要的元素。Al量在0. 3%以上时，钢水中的氧浓度增力卩，因而 能够使凝固后的钢中的微细的含铝氧化物的个数增加。另一方面，在超过5%而过剩地添加 Al时，添加Al所形成的微细的含铝氧化物的增加效果达到饱和，因此，不仅不经济，而且还 使韧性降低。因此，将Al量规定为0.3 5%。优选Al量为1.8 4.8%。0 :0· 003 0. 01%钢中的0对于生成大量的微细氧化物是重要的元素。如上所述，0通过与Al结合、 形成含铝氧化物而有助于、晶粒的微细化。该效果在0为0.003%以上时出现。如果0超 过0.01%，则在钢中生成粗大的氧化物，因而钢材的韧性降低。因此，将0量规定为0. 003 0.01%。优选 0 量为 0.005 0.009%。N :0.006% 以下N如果超过0. 006%,则在钢中生成粗大的A1N，从而使钢材的韧性劣化。因此，将 N量规定为0.006%以下。下限包含0%。含有以上元素的、剩余部分包括!^e及不可避免的杂质的钢为本发明的钢的基本 组成。另外，为了提高钢材的韧性，优选添加Cu、Ni中的任一种以上。Cu :0.3 2%钢中的Cu使钢材的韧性得以提高。其效果在Cu为0.3%以上时出现。即使Cu超 过2%，其效果也达到饱和。因此，将Cu量规定为0. 3 2%。
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Ni :0.3 2%钢中的Ni使钢材的韧性得以提高。其效果在Ni为0.3%以上时出现。即使Ni超 过2 %，其效果也达到饱和。因此，将Ni量规定为0. 3 2 %。上述组成可通过在直到开始铸造的钢水阶段，采用通常的方法进行调整来实现。例如，Al主要可通过在转炉出钢时、或在二次精炼工序中，将Al或含Al合金添加 到钢水中来使其含在钢中。0通过将铁矿石等含氧物质添加到钢水中、或向钢水中吹入氧 气、或向钢水表面喷吹氧气来使其含在钢中。 接着，对微细的含铝氧化物的生成量进行叙述。图1示出了将表1所示的钢在1400°C下保持60秒时，0. 005 μ m 0. 05 μ m的含铝 氧化物的个数对Y粒径的影响。在本发明中，低于0.005 μ m及超过0.05 μ m的含铝氧化 物的个数极少。因此，可以认为这些氧化物无助于抑制Y晶粒生长。因此，对0.005μπι 0. 05 μ m的含铝氧化物计算了含铝氧化物的个数。上述加热条件(在1400°C下保持60秒)相当于以大约100kJ/mm的焊接线能量、 且采用电渣焊对板厚为80mm的钢材进行焊接时的熔化线附近的HAZ。如图1所示，在含铝氧化物的个数低于IXlO6个/mm2的情况下，Y粒径增大超 过60 μ m，因而HAZ组织不能充分微细化。此外，通过另外的调查确认如果Y粒径超过 60 μ m,则在超过100kJ/mm的超大线能量焊接中，不能得到良好的HAZ的韧性。因此，为了得到即使在超过100kJ/mm的超大线能量焊接中HAZ的韧性也优良的焊 接用钢材，需要将1 X IO6个/mm2以上的0. 005 0. 05 μ m的含铝氧化物分散在钢中。优选 为1.8X IO6个/mm2以上。另外，本发明的钢可用以下的方法来制造。首先，在钢铁业的炼钢工序中调整化学 成分，使其达到本发明范围内的规定值。接着，进行连续铸造，以制成铸坯。在将该铸坯再 加热后，通过厚板轧制对钢材赋予形状和母材材质。对于通过连续铸造制成的铸坯的尺寸 并不特别过问。根据需要，通过对钢材实施各种热处理来控制母材的材质。也可以不对铸 坯进行再加热而进行热装轧制。本发明中规定的氧化物的分散状态例如可按以下的方法进行测定。作为0. 005 μ m 0. 05 μ m的含铝氧化物的分散状态，可采用透射电子显微镜 (TEM)，以10000 50000倍的倍率，至少遍及1000 μ m2以上的面积而进行观察。通过该观 察测定成为对象的尺寸的析出物的个数，换算成每单位面积的个数。在利用TEM的观察中， 制作并使用从母材钢材的任意部位萃取的复型试样。另外，含铝氧化物的鉴定可通过利用TEM附带的能量色散型X射线光谱法(EDS) 的组成分析、和利用TEM的电子射线衍射图像的晶体结构解析来进行。在如上述那样对要测定的所有析出物进行鉴定比较繁杂时，也可以简便地采用以 下的步骤。首先，用上述方法测定成为对象的尺寸的析出物的个数。接着，对这些析出物中的 至少10个以上，通过用上述的方法进行鉴定，算出含铝氧化物的存在比例。关于含铝氧化 物的存在比例，只要随意选择至少10个左右的析出物，就可确认具有代表性的值。然后，将最初测定的析出物的个数乘以该存在比例。在钢中的碳化物成为上述TEM 观察的障碍时，通过利用500°C以下的热处理使碳化物凝集及粗大化，便能够容易区别含铝氧化物和碳化物。抑制Y晶粒生长的氧化物以铝和氧为主要成分。但是，有时含有从炉渣及耐火材 料微量混入的Mg、Ca、Zr、Ti等。这些元素的抑制、晶粒生长的效果与含铝氧化物同等。 此外，含铝氧化物中的铝浓度和氧浓度通常都为40 %以上。
实施例首先，采用真空熔炼炉熔炼具有表1所示化学成分的钢锭。接着，在1200°C下将上 述钢锭加热1小时，将厚度从120mm热轧到30mm。赋予在这些钢板的焊接时100kJ/mm的超 大线能量的模拟热循环而制作试验片。同样，赋予在这些钢板的焊接时10kJ/mm的小线能 量的模拟热循环而制作试验片。对这些试验片在-40°C下进行夏比冲击试验，求出吸收能 vE (-40 °C )。另外，为了比较HAZ的韧性，求出赋予了相当于100kJ/mm的焊接线能量和相 当于10kJ/mm的焊接线能量的模拟热循环的试验片的夏比冲击吸收能vE(40°C )之差 ΔνΕ (-40 °C )。表1所示的No. 1 No. 3为本发明的实施例。0. 005 0. 05 μ m的含铝氧化物在 钢中分散有IX IO6个/mm2以上。在这些钢中，ΔνΕ (-40 °C )最大为^a/mm。因此，可知即 使在焊接线能量为100kJ/mm的超大线能量焊接中，也能确保与焊接线能量为10kJ/mm的小 线能量焊接同等程度的充分的HAZ的韧性。No. 4 No. 8也为本发明的实施例。0. 005 0. 05 μ m的含铝氧化物在钢中分散 有IX IO6个/mm2以上。在这些钢中，ΔνΕ (-40 °C )最大为^a/mm。因此，可知即使在焊接 线能量为100kJ/mm的超大线能量焊接中，也能确保与焊接线能量为10kJ/mm的小线能量焊 接同等程度的充分的HAZ的韧性。No. 9 No. 11为比较例。在这些钢材中，Al量比本发明的范围少，因此钢中的 0.005 0.05 μ m的含铝氧化物的个数低于IX IO6个/mm2。另外，Δ VE (_40°C )为60kJ/ mm以上。比本发明的实施例的钢大。也就是说，与焊接线能量为10kJ/mm的小线能量焊接 相比，焊接线能量为100kJ/mm的超大线能量焊接使HAZ的韧性显著劣化。因此，在这些比 较例中，HAZ的韧性为不能令人满意的结果。No. 12 No. 13为比较例。在这些钢材中，0. 005 0. 05 μ m的含铝氧化物的个数 满足本发明的范围。但是，与焊接线能量为10kJ/mm的小线能量焊接相比，焊接线能量为 100kJ/mm的超大线能量焊接使HAZ的韧性显著劣化。超大线能量焊接后的HAZ的韧性显著 劣化的原因，可以认为是由于导致韧性劣化的Al超过本发明的范围。因此，在这些比较例 中，HAZ的韧性为不能令人满意的结果。表 权利要求
1.一种焊接用钢材，其特征在于以质量％计含有 C 0. 3% 以下、Si 0. 5% 以下、 Mn 0. 3 2%、 P 0. 03% 以下、 S 0. 03% 以下、 Al 0. 3 5%、 0 0. 003 0. 01%、N 0. 006%以下，剩余部分包括！^及不可避免的杂质元素；而且在钢中分散有IX IO6个/mm2以上的0. 005 0. 05 μ m的含铝氧化物。
2.根据权利要求1所述的焊接用钢材，其特征在于，以质量％计还含有Cu:0. 3% 2%,Ni 0. 3% 2%中的任一种以上。
全文摘要
本发明提供一种焊接用钢材，其以质量％计含有C0.3％以下、Si0.5％以下、Mn0.3～2％、P0.03％以下、S0.03％以下、Al0.3～5％、O0.003～0.01％、N0.006％以下，剩余部分包括Fe及不可避免的杂质元素，而且在钢中分散有1×106个/mm2以上的0.005～0.05μm的含铝氧化物。
文档编号C22C38/16GK102066598SQ20098012284
公开日2011年5月18日 申请日期2009年7月15日 优先权日2008年7月15日
发明者山村英明, 松宫彻, 清濑明人 申请人:新日本制铁株式会社