具有在焊接熱影響區裂紋尖端張開位移性能優異的焊接接頭的焊接結構用鋼的製作方法

2023-09-19 01:21:00 2

專利名稱：具有在焊接熱影響區裂紋尖端張開位移性能優異的焊接接頭的焊接結構用鋼的製作方法
技術領域：
本發明涉及裂紋尖端張開位移(CTOD)性能優異的焊接接頭，其用於焊接結構，更 具體地，涉及焊接結構鋼，其可在船隻、建築、橋梁、海工建築、鋼管和管道的潛弧焊(SAW) 過程中改善大線能量焊接接頭的CTOD性能。
背景技術：
由於全球石油價格的持續上漲和建築技術的多樣化，海工建築正在更極端環境下 興建。特別地，在寒冷地區興建的海工建築必須使用在低溫下具有高強度和優良裂紋尖端 張開位移(CTOD)的材料製造。然而，高效率焊接對於焊接這種高強度的厚材料並在給定時 間內建成所需建築是必需的。在這方面，已出現用於焊接厚鋼材的大線能量焊接技術。最 廣泛使用的焊接技術之一是潛弧焊(SAW)。SAW的大焊接面積有助於減少焊道數量。因此，就生產率而言，SAW遠優於常規熔 化極氣體保護電弧焊(GMAW)。在目前所用的SAW技術中，輸入的熱量在約25-45kJ/cm的範 圍內。然而，在這種大線能量焊接中，所焊接的金屬經歷組織固化，從而可能會形成粗的 柱狀組織，並且在沿奧氏體晶界的粗晶粒中可能會形成粗晶界鐵素體、魏氏體鐵素體等。因 此，焊接接頭可能成為所焊接部件中衝擊韌性退化最常發生的結構部位。為保證通過大線 能量焊接形成的焊接結構的穩定性，需要通過控制焊接金屬的精細結構來確保焊接金屬的 CTOD性能。為此，已提出通過限定焊接材料的合金元素或使用造渣劑來加強衝擊韌性。然而， 那些技術既不控制焊接金屬的精細結構和晶粒大小，也不控制焊接金屬的氧或氮含量。因 此，很難保證在大線能量焊接過程如SAW中焊接接頭的衝擊韌性。

發明內容
技術問題現作出本發明以解決本領域的上述問題，因此本發明的一個方面是提供含有用於 在大線能量焊接例如SAW中增強焊接接頭的CTOD性能的元素和精細結構的焊接接頭，以及 具有該焊接接頭的焊接結構鋼。技術方案本發明的一個方面提供包括焊接接頭的焊接結構鋼，所述焊接接頭含有以重量 計0. 01-0. 2% 的 C、0. 1-0. 5% 的 Si、l. 0-3. 0% 的 Μη、0. 01-0. 的 Ti、0. 5-3. 0% 的 Ni、 0. 0010-0. 01% 的 Β、0· 003-0. 006% 的 Ν、0· 030% 或更少的 Ρ、0· 005-0. 05% 的 Α1、0· 030% 或更少的s、0. 05%或更少的0、不可避免的雜質，以及餘量的鐵。其中Ti、0、N和B滿足 關係式 0. 2 彡 Ti/0 彡 0. 5、2 彡 Ti/N 彡 5、5 彡 0/B 彡 10 且 0. 7 彡(Τ +4Β)/0 彡 1. 5。所 述焊接接頭還可含有選自以下的一種或多種元素0. 1_2.0%的01、0. 0001-0. 的Nb、0. 005-0. 1 % 的 V、0. 05-1. 0 % 的 Cr、0. 05-1. 0 % 的 Μο、0· 05-0. 5 % 的 W 禾口 0. 005-0. 5 % 的 &。所述焊接接頭還可含有0. 0005-0. 05%的Ca、0. 005-0. 05%的REM或兩者。所述焊接接頭的精細結構可包括組織分數為85%或更多的針狀鐵素體，其餘為多 邊形鐵素體和其他晶界鐵素體。所述焊接接頭可包含以0. 5 μ M或更小的間距均勻分布在 結構中的TiO氧化物。所述TiO氧化物的晶粒粒徑可為0. 01-0. 1 μ Μ。TiO氧化物顆粒的 數量可為1. 0 X IOVmm3或更多。有益效果具有本發明焊接接頭的焊接結構鋼具有優異的強度和CTOD性能，從而即使在嚴 寒下也可表現出優異的穩定性。
具體實施例方式下文將對本發明進行詳細描述。經過對影響針狀鐵素體——已知其對焊縫金屬區的CTOD性能有效——的氧化物 的種類和大小的反覆研究，發明人已獲知焊縫金屬區中晶界鐵素體的量、針狀鐵素體的量 和CTOD值根據TiO和可溶性B的存在而變動。完全基於上述研究的本發明的焊接結構鋼的特徵在於1)在大線能量焊接例如潛弧焊(SAW)的焊接金屬中使用TiO ；2)限制氧化物的分布為1. OX 107/mm3或更高，氧化物的大小為0.01-0. 1 μ M(微 米)。3)確保焊接接頭中的TiO和可溶性B，以加快向針狀鐵素體的轉變，從而確保85% 或更多的針狀鐵素體，從而增強焊接區的韌性。LTiO氧化物控制當恰當地保持Ti/Ο和0/B比例時，TiO氧化物可恰當地分布。這種TiO氧化物的 恰當分布可加快TiO氧化物向針狀鐵素體的轉變，並防止奧氏體晶粒在焊接金屬的凝固過 程中變粗。當溫度下降時，在奧氏體晶粒中恰當分布的TiO氧化物作為針狀鐵素體的異質 成核位點。因此，針狀鐵素體可在晶界鐵素體在晶界形成之前形成。由於這種大量針狀鐵 素體的形成，焊接接頭的韌性可顯著增強。為此，需要TiO氧化物的精細且均勻地分布。在這方面，本發明人已獲知所需的 TiO氧化物的大小、含量和分布可通過優化Ti/Ο和0/B的比例獲得。根據本發明，Ti/Ο和 0/B被分別限制在0. 2-0. 5和5-10的範圍內，在所述範圍內已知可獲得高達1. OX 107mm3 或更多的大小為0. 01-0. 1 μ m的TiO氧化物。2.焊接接頭的精細結構當以上述方式獲得的大量TiO氧化物恰當地分布在焊接接頭中時，在焊縫金屬區 的冷卻過程中，在晶界發生轉變之前晶粒中向針狀鐵素體的轉變加快。因此，本發明的特徵 在於，通過確保大量針狀鐵素體而在焊接接頭中形成85%或更多的針狀鐵素體。3.焊接接頭中可溶性硼⑶的作用。發明人已獲知，除了均勻分布在焊接接頭中的氧化物之外，存在於焊接接頭中的 可溶性B也擴散至晶界，降低了晶界的能量並抑制了晶界處晶界鐵素體的形成。對晶界鐵 素體形成的抑制加速了晶粒內向針狀鐵素體的轉變，從而有助於加強焊接接頭中的CTOD性能。下面將更詳細地描述本發明的焊接結構鋼的合金元素(下文中，％是指wt%)。C的含量在0.01-0. 2%的範圍內。C以0.01%或更多的量加入以確保焊接金屬的強度和焊接硬度。然而，C含量超 過0.2%可能會在大線能量條件下顯著降低焊接特徵和衝擊韌性，並導致焊接接頭的低溫 開裂。因此，C的含量被限制在0. 01-0. 2%的範圍內。Si的含量在0. 1-0. 5%的範圍內。加入元素Si是為了起脫氧作用。Si含量低於0. 可能會導致焊接金屬中脫氧 作用不足。此外，太少的Si可能會不利地導致焊接金屬的流動性下降。與之相對的，Si含 量超過0.5%可能會加快焊接金屬中馬氏體奧氏體(M-A組元)組織的轉變，從而降低低溫 衝擊韌性並對焊接裂紋敏感性有不利的影響。因此，Si含量被限制在0. 1-0. 5%的範圍內。錳(Mn)的含量在1. 0-3. 0%的範圍內。Mn是一種有效增強脫氧作用和強度的合金元素。根據本發明，Mn以圍繞TiO的 MnS的形式沉澱，從而形成Ti複合氧化物，加快了有助於焊縫金屬區的韌性加強的針狀鐵 素體的生成。然而，Mn含量過多可能會生成低溫轉變組織。因此，加入最多至3.0%的錳。鈦(Ti)的含量在0. 01-0. 1 %的範圍內。Ti與氧(0)結合形成精細Ti氧化物和精細TiN沉澱。因此，Ti在本發明中被認為非常重要。為獲得所述精細TiO氧化物和TiN複合沉 澱，需要加入0. 01 %或更多的Ti。然而，Ti含量過多可能會導致粗TiO氧化物和粗TiN沉 澱的形成，其可能會對焊接區的性能造成不利的影響。因此，加入最多至0. 的Ti。鎳(Ni)的含量在0.5-3.0%的範圍內。Ni通過固溶硬化有效地增強基質的強度和韌性。因此，加入0.5%或更多的Ni。 然而，Ni含量過多顯著增加硬度以及高溫開裂的風險。因此，加入最多至3. 0%的Ni。硼(B)的含量在0.0010-0. 01%的範圍內。B增強淬透性。B需要加入0. 0010%或更多，以在晶界上偏析並因此抑制向晶粒鐵 素體的轉變。然而，B含量過多不確保進一步的作用並且顯著增加焊接硬度，從而加快M-A 組織的轉變。這可能會導致焊接過程中的低溫開裂並降低韌性。因此，加入最多至0.01% 的B。氮(N)的含量在0.003-0. 006%的範圍內。N是一種形成諸如TiN的沉澱並增加精細TiN沉澱的量的元素。具體地，N顯著地 影響TiN沉澱的粒徑、間距和分布，影響與氧化物的複合沉澱的發生率，以及沉澱的高溫穩 定性。因此，N含量設定為0.003%或更高。然而，N含量超過0.006%不確保產生進一步的 作用並且增加存在於焊接金屬中的可溶性氮的量，從而損害韌性。因此，N的含量被限制在 0. 003-0. 006% 的範圍內。磷(P)的含量為0. 030%或更低。P是一種在焊接過程中引起高溫開裂的雜質元素。因此，可將P含量控制得儘可能 地低。特別地，為增強韌性並減少開裂，可加入最多至0. 03%的P。鋁(Al)的含量在0.005-0. 05%的範圍內。Al是一種脫氧劑並降低焊接金屬中氧(0)的含量。Al與可溶性N結合形成精細AIN沉澱。因此，加入0.005%或更多的Al。然而，Al含量過多導致形成粗Al2O3，其阻斷對 增強韌性必需的TiO的形成。因此，加入最多至0. 05%的Al。硫⑶的含量為0. 030%或更低。需要S以形成MnS。加入最多至0. 030%的S以沉澱MnS複合沉澱物。S含量超過 0. 030%會形成低熔點化合物例如FeS，其可能會導致高溫開裂。氧(0)的含量為0. 05%或更低。0與Ti在焊接接頭的凝固過程中反應而形成Ti氧化物，其加快焊接金屬中向針狀 鐵素體的轉變。然而，0含量過多導致產生其他氧化物，例如粗Ti氧化物和FeO，從而對焊 縫金屬區有不利的影響。因此，加入最多至0.05%的0。Ti/Ο 在 0. 2-0. 5 的範圍內。Ti/Ο值小於0. 2會導致焊接金屬中奧氏體晶粒的生長受到抑制以及轉變為針狀 鐵素體所需的Ti氧化物不足。具體地，TiO氧化物中所含的Ti的分數低，會導致TiO氧化 物失去其作為針狀鐵素體成核位點的作用。因此，對增強焊接熱影響區中韌性有效的針狀 鐵素體的分數下降。與之相對的，Ti/o值超過0. 5對抑制焊接金屬中奧氏體晶粒的生長無 任何進一步的作用，反而降低氧化物中所含的合金元素的比例，從而導致TiO失去其作為 針狀鐵素體成核位點的作用。因此，Ti/o的比例被限制在0. 2-0. 5的範圍內。Ti/N在2-5的範圍內。Ti/N比例小於2會減少TiO沉澱中形成的TiN沉澱的量，從而使加快轉變為對增 強韌性有效的針狀鐵素體變得困難。與之相對的，Ti/N超過5不確保任何進一步作用並且 增加衝擊韌性。因此，Ti/N被限制在2-5的範圍內。0/B在5-10的範圍內。0/B值小於5導致可溶性B的量不足，而可溶性B通過在焊接後的冷卻過程中擴散 至奧氏體晶界而抑制向晶界鐵素體的轉變。與之相對的，0/B值超過10不確保任何進一步 作用並且增加可溶性N的量，從而損害焊接熱影響區的韌性。因此，0/B被限制在5-10的 範圍內。(Ti+4B)/0 在 0. 7-1. 5 的範圍內。在本發明中，(Ti+4B)/0的值小於0. 7導致可溶性N的量增加，從而對焊縫金屬區 的韌性增強有不利影響。與之相對的，(Ti+4B)/0的值超過1. 5導致沉澱例如TiN和BN的 量不足。為增強具有本發明上述組成的鋼的機械性能，另外加入一種或多種選自鈮(Nb)、 釩(V)、銅(Cu)、鉬(Mo)、鉻(Cr)、鎢(W)和鋯(Zr)的元素。Cu的含量的範圍為0. 1-2. 0%。Cu溶解在基質中以通過固溶硬化來增加強度。因此，Cu對增加強度和韌性有效。 為此，加入0.1%或更多的Cu。然而，Cu的含量超過2.0%增加焊縫金屬區的硬度，因此降 低韌性並導致焊接金屬的高溫開裂。因此，Cu的含量被限制在0. 1-2. 0%的範圍內。如果共同加入Cu和Ni，那麼它們的總含量被限制在3. 5%或更低。Cu和Ni的總 含量超過3. 5%顯著增加淬透性，損害韌性和焊接特性。Nb的含量在0. 0001-0. 1 %的範圍內。Nb是一種增強淬透性的元素。具體地，Nb對降低Ar3溫度和即使在低冷卻速率下擴大針狀鐵素體組織的生成範圍有效，從而有助於有效獲得針狀鐵素體組織。為實現增 加強度的作用，可加入0.0001%或更多的Nb。然而，Nb含量超過0. 加快焊接過程中 焊縫金屬區M-A組織的形成，其可能會降低焊縫金屬區的韌性。因此，Nb的含量被限制在 0. 0001-0. 的範圍內。V的含量在0. 005-0. 的範圍內。V是一種通過形成VN沉澱加快鐵素體轉變的元素。可加入0.005%或更多的V。 然而，V含量過多可能會在焊縫金屬區形成硬質相(hard phase)例如碳化物，從而損害焊 縫金屬區的韌性。因此，V的含量被限制在0. 005-0. 的範圍內。Cr的含量在0. 05-1. 0%的範圍內。Cr增強淬透性和強度。Cr以0. 05%或更少的量加入時無顯著作用，而當Cr含量 超過1. 0%時可能會損害焊縫金屬區的韌性。Mo的含量在0. 05-1. 0%的範圍內。Mo是一種增強淬透性和強度的元素。可加入0. 05%或更多的Mo以確保強度。然 而，Mo含量的上限被限制為1. 0%以抑制焊縫金屬區的硬化和焊接中的低溫開裂。W的含量在0. 05-0. 5%的範圍內。W對增強高溫強度和沉澱有效。因此，可加入0.05%或更多的W。然而，W含量超 過0.5%對焊縫金屬區的韌性有不利的影響。因此，W的含量被限制在0.05-0. 5%的範圍 內。Zr的含量被限制在0. 005-0. 5%的範圍內。可加入0.005%或更多的&，因為其對增強強度有效。然而，&含量超過0.5%對 焊縫金屬區的韌性有不利的影響。因此，Zr的含量被限制在0. 005-0. 5%的範圍內。根據本發明，可加入Ca和/或REM以抑制原始奧氏體晶粒的生長。Ca和/或REM的作用是可在焊接過程中穩定焊弧並在焊縫金屬區形成氧化物的元 素。此外，Ca和/或REM抑制冷卻過程中奧氏體晶粒的生長並加快晶粒內的鐵素體轉變， 從而增強焊縫金屬區的韌性。為此，可加入0. 0005%或更多的Ca，以及0. 005%或更多的 REM。然而，Ca含量超過0.05%和REM含量超過0.05%導致形成大氧化物，其可能會使韌 性降低。鈰(Ce)、鑭(La)、釔(Y)和/或鉿(Hf)可用於REM。現在詳細描述構成本發明焊接結構鋼的精細結構和氧化物。主要組織分數為85%或更多的針狀鐵素體根據本發明，在SAW過程後形成的焊縫金屬區的精細結構包括分數為85%或更 多的針狀鐵素體。針狀鐵素體組織既可獲得高強度，也可獲得低溫CTOD性能，不像鐵素體 和貝氏體的結合組織——其對CTOD性能有利但對焊縫金屬區強度的保證較差，也不像M-A 組織和貝氏體的結合組織一一其提供焊縫金屬區的高強度但對機械性能如焊縫金屬區的 CTOD性能的保證較差並且具有高的低溫開裂敏感性。焊縫金屬區的其餘組織可包括多邊形 鐵素體和少量晶界鐵素體。氧化物粒徑為0. 5 μ m或更小的TiO氧化物以0. 5 μ m或更小的間距均勻地分布， TiO氧化物的粒徑和閾值分別為0. 01-0. 1 μ m(微米)和1. OX IO7Aim3。通常，存在於焊縫金屬區中的氧化物的種類、大小和數量極大地影響焊縫金屬區 的精細結構的轉變。具體地，SAW焊縫金屬區經歷凝固，從而可使晶粒變粗，並且可從晶界形成粗晶界鐵素體、魏氏體鐵素體等，其可能會使焊縫金屬區的性能顯著下降。根據本發明， 為防止所述下降，使TiO氧化物以0.5 μ m或更小的間距均勻分布在焊接區域中，並且將TiO 氧化物的粒徑和閾值分別限制為0. 01-0. 1 μ m和1. OX 107/mm3或更多。如果所述氧化物的 粒徑小於0. 01 μ m，那麼所述氧化物就不能加快SAW焊縫金屬區中向針狀鐵素體的轉變。另 一方面，如果粒徑超過0. Ιμπι，那麼對奧氏體晶粒的鎖定作用(即晶粒生長抑制)下降並且 所述氧化物的作用類似於粗非金屬夾雜物，從而損害焊縫金屬區的CTOD性能。本發明的焊接結構鋼除SAW以外還可勝任多種焊接方法。具體地，優選高冷卻速 率的大線能量焊接過程，因為焊縫金屬區的高冷卻速率有助於所述氧化物的精細分布並使 組織變得精細。出於相同的原因，鋼材的冷卻和銅襯底可用於改善焊接接頭的冷卻速率。然 而，應注意，將已知技術用於本發明只是對本發明的簡單修改，應被理解為包括在本發明的 範圍內。
實施例現在通過下面的實施例和表格對本發明的某些/示例性方案進行詳細的描述。用30-45kJ/cm或更高的熱量輸入通過SAW法製造元素組成如下表1的焊縫金屬 區。可表現本發明效果的焊縫金屬區的合金元素的比例如表2所示。從以前述方式焊接的焊縫金屬區的中間部分取出用於評估所述焊縫金屬區機械 性能的試樣。使用KS Standard No. 4(KS B 0801)的試樣作為拉伸試驗的試樣。以IOOmm/ min的滑塊速度進行所述拉伸試驗。CTOD試樣基於BS7448-1標準製造，並且在SAW焊縫金 屬區的中心設置疲勞裂縫。使用圖像分析儀和電子顯微鏡通過點計數測量顯著影響焊接金屬件韌性的氧化 物的大小、數量和間距。在IOOmm2上評估待測試表面。此外，通過在所述SAW過程後將所 述焊接金屬件加工成CTOD試樣並且在-10°C在CTOD試驗裝置中進行CTOD試驗而進行所述 SAff焊縫金屬區的CTOD性能的評估。表 1 (* 代表單位 「ppm」)表2 表3 如表3所示，根據本發明製造的焊縫金屬區具有高達2X 108/mm3或更多的TiO氧 化物，而對比鋼具有4.3X106/mm3或更少的TiO氧化物。因此可看出與對比鋼相比，發明鋼復A沉澱物的大小非常均勻和精細，並且沉澱物的數量顯著增加。在發明鋼的精細結構 Γ存口二Γ二I孝二勺二為賊或更高。在所述SAW過程中，■鋼包含晶粒內針狀， 體禾f:工ST並細 趣或殘。酣，■髓描對比鋼優 異的焊縫金屬區CTOD性能。
權利要求
包括焊接接頭的焊接結構鋼，所述焊接接頭包括，以重量計0.01 0.2％的C、0.1 0.5％的Si、1.0 3.0％的Mn、0.01 0.1％的Ti、0.5 3.0％的Ni、0.0010 0.01％的B、0.003 0.006％的N、0.030％或更少的P、0.005 0.05％的Al、0.030％或更少的S、0.05％或更少的O、不可避免的雜質，以及餘量的鐵，其中Ti、O、N和B滿足關係式0.2≤Ti/O≤0.5、2≤Ti/N≤5、5≤O/B≤10和0.7≤(Ti+4B)/O≤1.5。
2.權利要求1的焊接結構鋼，其中所述焊接接頭還包括一種或多種選自以下的元素 0. 1-2. 0% 的 Cu、0. 0001-0. 1%的他、0. 005-0. 的 V、0. 05-1. 0% 的 Cr、0. 05-1. 0% 的Mo、 0. 05-0. 5% 的 W 禾口 0. 005-0. 5% 的 Zr。
3.權利要求2的焊接結構鋼，其中當在所述焊接結構鋼中共同加入Cu和M時，所述焊 接接頭中的Cu和Ni的總含量為3. 5%或更少。
4.權利要求1的焊接結構鋼，其中所述焊接接頭還包括0.0005-0.05 %的Ca、 0. 005-0. 05%的REM，或包括兩者。
5.權利要求1-4之一的焊接結構鋼，其中所述焊接接頭的精細結構包括組織分數為 85%或更高的針狀鐵素體，其餘為多邊形鐵素體和其他晶界鐵素體。
6.權利要求1-4之一的焊接結構鋼，其中所述焊接接頭包括以0.5μπι(微米)或更小 的間距均勻分布在結構中的TiO氧化物。
7.權利要求6的焊接結構鋼，其中在所述焊接接頭中，TiO氧化物的粒徑範圍為0.01-0. 1「111(微米)。
8.權利要求6的焊接結構鋼，其中在所述焊接接頭中，TiO氧化物微粒的數量為1.OXlOVmm3 或更多。
全文摘要
本發明提供焊接結構鋼，包括以重量計0.01-0.2％的C、0.1-0.5％的Si、1.0-3.0％的Mn、0.01-0.1％的Ti、0.5-3.0％的Ni、0.0010-0.01％的B、0.003-0.006％的N、0.030％或更少的P、0.005-0.05％的Al、0.030％或更少的S、0.05％或更少的O、不可避免的雜質，以及餘量的鐵。其中Ti、O、N和B滿足關係式0.2≤Ti/O≤0.5、2≤Ti/N≤5、5≤O/B≤10和0.7≤(Ti+4B)/O≤1.5。所述焊接結構鋼的焊接接頭包括組織分數為85％或更多的針狀鐵素體。在所述焊接接頭中，TiO氧化物以0.5μm(微米)或更小的間距均勻分布在結構中，並且粒徑範圍為0.01-0.1μm。TiO氧化物的數量為1.0×107/mm3或更多。所述焊接結構鋼在大線能量焊接中具有高強度特徵並且採用TiO氧化物和可溶性B，以加速焊縫金屬區中向針狀鐵素體的轉變，從而確保焊接接頭處較好的CTOD性能。
文檔編號C22C38/00GK101910437SQ200880122473
公開日2010年12月8日 申請日期2008年12月23日 優先權日2007年12月24日
發明者樸永桓, 鄭弘喆 申請人:Posco公司