專利名稱：具有在焊接熱影響區(qū)裂紋尖端張開位移性能優(yōu)異的焊接接頭的焊接結(jié)構(gòu)用鋼的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及裂紋尖端張開位移(CTOD)性能優(yōu)異的焊接接頭，其用于焊接結(jié)構(gòu)，更 具體地，涉及焊接結(jié)構(gòu)鋼，其可在船只、建筑、橋梁、海工建筑、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(shù)：
由于全球石油價(jià)格的持續(xù)上漲和建筑技術(shù)的多樣化，海工建筑正在更極端環(huán)境下 興建。特別地，在寒冷地區(qū)興建的海工建筑必須使用在低溫下具有高強(qiáng)度和優(yōu)良裂紋尖端 張開位移(CTOD)的材料制造。然而，高效率焊接對(duì)于焊接這種高強(qiáng)度的厚材料并在給定時(shí) 間內(nèi)建成所需建筑是必需的。在這方面，已出現(xiàn)用于焊接厚鋼材的大線能量焊接技術(shù)。最 廣泛使用的焊接技術(shù)之一是潛弧焊(SAW)。SAW的大焊接面積有助于減少焊道數(shù)量。因此，就生產(chǎn)率而言，SAW遠(yuǎn)優(yōu)于常規(guī)熔 化極氣體保護(hù)電弧焊(GMAW)。在目前所用的SAW技術(shù)中，輸入的熱量在約25-45kJ/cm的范 圍內(nèi)。然而，在這種大線能量焊接中，所焊接的金屬經(jīng)歷組織固化，從而可能會(huì)形成粗的 柱狀組織，并且在沿奧氏體晶界的粗晶粒中可能會(huì)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沖擊韌性退化最常發(fā)生的結(jié)構(gòu)部位。為保證通過大線 能量焊接形成的焊接結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性，需要通過控制焊接金屬的精細(xì)結(jié)構(gòu)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(qiáng)沖擊韌性。然而， 那些技術(shù)既不控制焊接金屬的精細(xì)結(jié)構(gòu)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中焊接接頭的沖擊韌性。

發(fā)明內(nèi)容
技術(shù)問題現(xiàn)作出本發(fā)明以解決本領(lǐng)域的上述問題，因此本發(fā)明的一個(gè)方面是提供含有用于 在大線能量焊接例如SAW中增強(qiáng)焊接接頭的CTOD性能的元素和精細(xì)結(jié)構(gòu)的焊接接頭，以及 具有該焊接接頭的焊接結(jié)構(gòu)鋼。技術(shù)方案本發(fā)明的一個(gè)方面提供包括焊接接頭的焊接結(jié)構(gòu)鋼，所述焊接接頭含有以重量 計(jì)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(zhì)，以及余量的鐵。其中Ti、0、N和B滿足 關(guān)系式 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(xì)結(jié)構(gòu)可包括組織分?jǐn)?shù)為85%或更多的針狀鐵素體，其余為多 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(jié)構(gòu)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(shù)量可為1. 0 X IOVmm3或更多。有益效果具有本發(fā)明焊接接頭的焊接結(jié)構(gòu)鋼具有優(yōu)異的強(qiáng)度和CTOD性能，從而即使在嚴(yán) 寒下也可表現(xiàn)出優(yōu)異的穩(wěn)定性。
具體實(shí)施例方式下文將對(duì)本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)描述。經(jīng)過對(duì)影響針狀鐵素體——已知其對(duì)焊縫金屬區(qū)的CTOD性能有效——的氧化物 的種類和大小的反復(fù)研究，發(fā)明人已獲知焊縫金屬區(qū)中晶界鐵素體的量、針狀鐵素體的量 和CTOD值根據(jù)TiO和可溶性B的存在而變動(dòng)。完全基于上述研究的本發(fā)明的焊接結(jié)構(gòu)鋼的特征在于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(zhuǎn)變，從而確保85% 或更多的針狀鐵素體，從而增強(qiáng)焊接區(qū)的韌性。LTiO氧化物控制當(dāng)恰當(dāng)?shù)乇３諸i/Ο和0/B比例時(shí)，TiO氧化物可恰當(dāng)?shù)胤植肌＿@種TiO氧化物的 恰當(dāng)分布可加快TiO氧化物向針狀鐵素體的轉(zhuǎn)變，并防止奧氏體晶粒在焊接金屬的凝固過 程中變粗。當(dāng)溫度下降時(shí)，在奧氏體晶粒中恰當(dāng)分布的TiO氧化物作為針狀鐵素體的異質(zhì) 成核位點(diǎn)。因此，針狀鐵素體可在晶界鐵素體在晶界形成之前形成。由于這種大量針狀鐵 素體的形成，焊接接頭的韌性可顯著增強(qiáng)。為此，需要TiO氧化物的精細(xì)且均勻地分布。在這方面，本發(fā)明人已獲知所需的 TiO氧化物的大小、含量和分布可通過優(yōu)化Ti/Ο和0/B的比例獲得。根據(jù)本發(fā)明，Ti/Ο和 0/B被分別限制在0. 2-0. 5和5-10的范圍內(nèi)，在所述范圍內(nèi)已知可獲得高達(dá)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(xì)結(jié)構(gòu)當(dāng)以上述方式獲得的大量TiO氧化物恰當(dāng)?shù)胤植荚诤附咏宇^中時(shí)，在焊縫金屬區(qū) 的冷卻過程中，在晶界發(fā)生轉(zhuǎn)變之前晶粒中向針狀鐵素體的轉(zhuǎn)變加快。因此，本發(fā)明的特征 在于，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(fā)明人已獲知，除了均勻分布在焊接接頭中的氧化物之外，存在于焊接接頭中的 可溶性B也擴(kuò)散至晶界，降低了晶界的能量并抑制了晶界處晶界鐵素體的形成。對(duì)晶界鐵 素體形成的抑制加速了晶粒內(nèi)向針狀鐵素體的轉(zhuǎn)變，從而有助于加強(qiáng)焊接接頭中的CTOD性能。下面將更詳細(xì)地描述本發(fā)明的焊接結(jié)構(gòu)鋼的合金元素(下文中，％是指wt%)。C的含量在0.01-0. 2%的范圍內(nèi)。C以0.01%或更多的量加入以確保焊接金屬的強(qiáng)度和焊接硬度。然而，C含量超 過0.2%可能會(huì)在大線能量條件下顯著降低焊接特征和沖擊韌性，并導(dǎo)致焊接接頭的低溫 開裂。因此，C的含量被限制在0. 01-0. 2%的范圍內(nèi)。Si的含量在0. 1-0. 5%的范圍內(nèi)。加入元素Si是為了起脫氧作用。Si含量低于0. 可能會(huì)導(dǎo)致焊接金屬中脫氧 作用不足。此外，太少的Si可能會(huì)不利地導(dǎo)致焊接金屬的流動(dòng)性下降。與之相對(duì)的，Si含 量超過0.5%可能會(huì)加快焊接金屬中馬氏體奧氏體(M-A組元)組織的轉(zhuǎn)變，從而降低低溫 沖擊韌性并對(duì)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%的范圍內(nèi)。錳(Mn)的含量在1. 0-3. 0%的范圍內(nèi)。Mn是一種有效增強(qiáng)脫氧作用和強(qiáng)度的合金元素。根據(jù)本發(fā)明，Mn以圍繞TiO的 MnS的形式沉淀，從而形成Ti復(fù)合氧化物，加快了有助于焊縫金屬區(qū)的韌性加強(qiáng)的針狀鐵 素體的生成。然而，Mn含量過多可能會(huì)生成低溫轉(zhuǎn)變組織。因此，加入最多至3.0%的錳。鈦(Ti)的含量在0. 01-0. 1 %的范圍內(nèi)。Ti與氧(0)結(jié)合形成精細(xì)Ti氧化物和精細(xì)TiN沉淀。因此，Ti在本發(fā)明中被認(rèn)為非常重要。為獲得所述精細(xì)TiO氧化物和TiN復(fù)合沉 淀，需要加入0. 01 %或更多的Ti。然而，Ti含量過多可能會(huì)導(dǎo)致粗TiO氧化物和粗TiN沉 淀的形成，其可能會(huì)對(duì)焊接區(qū)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%的范圍內(nèi)。Ni通過固溶硬化有效地增強(qiáng)基質(zhì)的強(qiáng)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(fēng)險(xiǎn)。因此，加入最多至3. 0%的Ni。硼(B)的含量在0.0010-0. 01%的范圍內(nèi)。B增強(qiáng)淬透性。B需要加入0. 0010%或更多，以在晶界上偏析并因此抑制向晶粒鐵 素體的轉(zhuǎn)變。然而，B含量過多不確保進(jìn)一步的作用并且顯著增加焊接硬度，從而加快M-A 組織的轉(zhuǎn)變。這可能會(huì)導(dǎo)致焊接過程中的低溫開裂并降低韌性。因此，加入最多至0.01% 的B。氮(N)的含量在0.003-0. 006%的范圍內(nèi)。N是一種形成諸如TiN的沉淀并增加精細(xì)TiN沉淀的量的元素。具體地，N顯著地 影響TiN沉淀的粒徑、間距和分布，影響與氧化物的復(fù)合沉淀的發(fā)生率，以及沉淀的高溫穩(wěn) 定性。因此，N含量設(shè)定為0.003%或更高。然而，N含量超過0.006%不確保產(chǎn)生進(jìn)一步的 作用并且增加存在于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% 的范圍內(nèi)。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(zhì)元素。因此，可將P含量控制得盡可能 地低。特別地，為增強(qiáng)韌性并減少開裂，可加入最多至0. 03%的P。鋁(Al)的含量在0.005-0. 05%的范圍內(nèi)。Al是一種脫氧劑并降低焊接金屬中氧(0)的含量。Al與可溶性N結(jié)合形成精細(xì)AIN沉淀。因此，加入0.005%或更多的Al。然而，Al含量過多導(dǎo)致形成粗Al2O3，其阻斷對(duì) 增強(qiáng)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以沉淀MnS復(fù)合沉淀物。S含量超過 0. 030%會(huì)形成低熔點(diǎn)化合物例如FeS，其可能會(huì)導(dǎo)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(yīng)而形成Ti氧化物，其加快焊接金屬中向針狀 鐵素體的轉(zhuǎn)變。然而，0含量過多導(dǎo)致產(chǎn)生其他氧化物，例如粗Ti氧化物和FeO，從而對(duì)焊 縫金屬區(qū)有不利的影響。因此，加入最多至0.05%的0。Ti/Ο 在 0. 2-0. 5 的范圍內(nèi)。Ti/Ο值小于0. 2會(huì)導(dǎo)致焊接金屬中奧氏體晶粒的生長受到抑制以及轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧?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?jǐn)?shù)低，會(huì)導(dǎo)致TiO氧化 物失去其作為針狀鐵素體成核位點(diǎn)的作用。因此，對(duì)增強(qiáng)焊接熱影響區(qū)中韌性有效的針狀 鐵素體的分?jǐn)?shù)下降。與之相對(duì)的，Ti/o值超過0. 5對(duì)抑制焊接金屬中奧氏體晶粒的生長無 任何進(jìn)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(dǎo)致TiO失去其作為 針狀鐵素體成核位點(diǎn)的作用。因此，Ti/o的比例被限制在0. 2-0. 5的范圍內(nèi)。Ti/N在2-5的范圍內(nèi)。Ti/N比例小于2會(huì)減少TiO沉淀中形成的TiN沉淀的量，從而使加快轉(zhuǎn)變?yōu)閷?duì)增 強(qiáng)韌性有效的針狀鐵素體變得困難。與之相對(duì)的，Ti/N超過5不確保任何進(jìn)一步作用并且 增加沖擊韌性。因此，Ti/N被限制在2-5的范圍內(nèi)。0/B在5-10的范圍內(nèi)。0/B值小于5導(dǎo)致可溶性B的量不足，而可溶性B通過在焊接后的冷卻過程中擴(kuò)散 至奧氏體晶界而抑制向晶界鐵素體的轉(zhuǎn)變。與之相對(duì)的，0/B值超過10不確保任何進(jìn)一步 作用并且增加可溶性N的量，從而損害焊接熱影響區(qū)的韌性。因此，0/B被限制在5-10的 范圍內(nèi)。(Ti+4B)/0 在 0. 7-1. 5 的范圍內(nèi)。在本發(fā)明中，(Ti+4B)/0的值小于0. 7導(dǎo)致可溶性N的量增加，從而對(duì)焊縫金屬區(qū) 的韌性增強(qiáng)有不利影響。與之相對(duì)的，(Ti+4B)/0的值超過1. 5導(dǎo)致沉淀例如TiN和BN的 量不足。為增強(qiáng)具有本發(fā)明上述組成的鋼的機(jī)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的含量的范圍為0. 1-2. 0%。Cu溶解在基質(zhì)中以通過固溶硬化來增加強(qiáng)度。因此，Cu對(duì)增加強(qiáng)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(qū)的硬度，因此降 低韌性并導(dǎo)致焊接金屬的高溫開裂。因此，Cu的含量被限制在0. 1-2. 0%的范圍內(nèi)。如果共同加入Cu和Ni，那么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 %的范圍內(nèi)。Nb是一種增強(qiáng)淬透性的元素。具體地，Nb對(duì)降低Ar3溫度和即使在低冷卻速率下擴(kuò)大針狀鐵素體組織的生成范圍有效，從而有助于有效獲得針狀鐵素體組織。為實(shí)現(xiàn)增 加強(qiáng)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(qū)M-A組織的形成，其可能會(huì)降低焊縫金屬區(qū)的韌性。因此，Nb的含量被限制在 0. 0001-0. 的范圍內(nèi)。V的含量在0. 005-0. 的范圍內(nèi)。V是一種通過形成VN沉淀加快鐵素體轉(zhuǎn)變的元素?？杉尤?.005%或更多的V。 然而，V含量過多可能會(huì)在焊縫金屬區(qū)形成硬質(zhì)相(hard phase)例如碳化物，從而損害焊 縫金屬區(qū)的韌性。因此，V的含量被限制在0. 005-0. 的范圍內(nèi)。Cr的含量在0. 05-1. 0%的范圍內(nèi)。Cr增強(qiáng)淬透性和強(qiáng)度。Cr以0. 05%或更少的量加入時(shí)無顯著作用，而當(dāng)Cr含量 超過1. 0%時(shí)可能會(huì)損害焊縫金屬區(qū)的韌性。Mo的含量在0. 05-1. 0%的范圍內(nèi)。Mo是一種增強(qiáng)淬透性和強(qiáng)度的元素?？杉尤?. 05%或更多的Mo以確保強(qiáng)度。然 而，Mo含量的上限被限制為1. 0%以抑制焊縫金屬區(qū)的硬化和焊接中的低溫開裂。W的含量在0. 05-0. 5%的范圍內(nèi)。W對(duì)增強(qiáng)高溫強(qiáng)度和沉淀有效。因此，可加入0.05%或更多的W。然而，W含量超 過0.5%對(duì)焊縫金屬區(qū)的韌性有不利的影響。因此，W的含量被限制在0.05-0. 5%的范圍 內(nèi)。Zr的含量被限制在0. 005-0. 5%的范圍內(nèi)?？杉尤?.005%或更多的&，因?yàn)槠鋵?duì)增強(qiáng)強(qiáng)度有效。然而，&含量超過0.5%對(duì) 焊縫金屬區(qū)的韌性有不利的影響。因此，Zr的含量被限制在0. 005-0. 5%的范圍內(nèi)。根據(jù)本發(fā)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(wěn)定焊弧并在焊縫金屬區(qū)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并加快晶粒內(nèi)的鐵素體轉(zhuǎn)變， 從而增強(qiáng)焊縫金屬區(qū)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(dǎo)致形成大氧化物，其可能會(huì)使韌 性降低。鈰(Ce)、鑭(La)、釔(Y)和/或鉿(Hf)可用于REM?，F(xiàn)在詳細(xì)描述構(gòu)成本發(fā)明焊接結(jié)構(gòu)鋼的精細(xì)結(jié)構(gòu)和氧化物。主要組織分?jǐn)?shù)為85%或更多的針狀鐵素體根據(jù)本發(fā)明，在SAW過程后形成的焊縫金屬區(qū)的精細(xì)結(jié)構(gòu)包括分?jǐn)?shù)為85%或更 多的針狀鐵素體。針狀鐵素體組織既可獲得高強(qiáng)度，也可獲得低溫CTOD性能，不像鐵素體 和貝氏體的結(jié)合組織——其對(duì)CTOD性能有利但對(duì)焊縫金屬區(qū)強(qiáng)度的保證較差，也不像M-A 組織和貝氏體的結(jié)合組織一一其提供焊縫金屬區(qū)的高強(qiáng)度但對(duì)機(jī)械性能如焊縫金屬區(qū)的 CTOD性能的保證較差并且具有高的低溫開裂敏感性。焊縫金屬區(qū)的其余組織可包括多邊形 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，存在于焊縫金屬區(qū)中的氧化物的種類、大小和數(shù)量極大地影響焊縫金屬區(qū) 的精細(xì)結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變。具體地，SAW焊縫金屬區(qū)經(jīng)歷凝固，從而可使晶粒變粗，并且可從晶界形成粗晶界鐵素體、魏氏體鐵素體等，其可能會(huì)使焊縫金屬區(qū)的性能顯著下降。根據(jù)本發(fā)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(qū)域中，并且將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 粒徑小于0. 01 μ m，那么所述氧化物就不能加快SAW焊縫金屬區(qū)中向針狀鐵素體的轉(zhuǎn)變。另 一方面，如果粒徑超過0. Ιμπι，那么對(duì)奧氏體晶粒的鎖定作用(即晶粒生長抑制)下降并且 所述氧化物的作用類似于粗非金屬夾雜物，從而損害焊縫金屬區(qū)的CTOD性能。本發(fā)明的焊接結(jié)構(gòu)鋼除SAW以外還可勝任多種焊接方法。具體地，優(yōu)選高冷卻速 率的大線能量焊接過程，因?yàn)楹缚p金屬區(qū)的高冷卻速率有助于所述氧化物的精細(xì)分布并使 組織變得精細(xì)。出于相同的原因，鋼材的冷卻和銅襯底可用于改善焊接接頭的冷卻速率。然 而，應(yīng)注意，將已知技術(shù)用于本發(fā)明只是對(duì)本發(fā)明的簡單修改，應(yīng)被理解為包括在本發(fā)明的 范圍內(nèi)。
實(shí)施例現(xiàn)在通過下面的實(shí)施例和表格對(duì)本發(fā)明的某些/示例性方案進(jìn)行詳細(xì)的描述。用30-45kJ/cm或更高的熱量輸入通過SAW法制造元素組成如下表1的焊縫金屬 區(qū)?？杀憩F(xiàn)本發(fā)明效果的焊縫金屬區(qū)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(qū)的中間部分取出用于評(píng)估所述焊縫金屬區(qū)機(jī)械 性能的試樣。使用KS Standard No. 4(KS B 0801)的試樣作為拉伸試驗(yàn)的試樣。以IOOmm/ min的滑塊速度進(jìn)行所述拉伸試驗(yàn)。CTOD試樣基于BS7448-1標(biāo)準(zhǔn)制造，并且在SAW焊縫金 屬區(qū)的中心設(shè)置疲勞裂縫。使用圖像分析儀和電子顯微鏡通過點(diǎn)計(jì)數(shù)測(cè)量顯著影響焊接金屬件韌性的氧化 物的大小、數(shù)量和間距。在IOOmm2上評(píng)估待測(cè)試表面。此外，通過在所述SAW過程后將所 述焊接金屬件加工成CTOD試樣并且在-10°C在CTOD試驗(yàn)裝置中進(jìn)行CTOD試驗(yàn)而進(jìn)行所述 SAff焊縫金屬區(qū)的CTOD性能的評(píng)估。表 1 (* 代表單位 “ppm”)表2 表3 如表3所示，根據(jù)本發(fā)明制造的焊縫金屬區(qū)具有高達(dá)2X 108/mm3或更多的TiO氧 化物，而對(duì)比鋼具有4.3X106/mm3或更少的TiO氧化物。因此可看出與對(duì)比鋼相比，發(fā)明鋼復(fù)A沉淀物的大小非常均勻和精細(xì)，并且沉淀物的數(shù)量顯著增加。在發(fā)明鋼的精細(xì)結(jié)構(gòu) 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(nèi)針狀， 體禾f:工ST并細(xì) 趣或殘。酣，■髓描對(duì)比鋼優(yōu) 異的焊縫金屬區(qū)CTOD性能。
權(quán)利要求
包括焊接接頭的焊接結(jié)構(gòu)鋼，所述焊接接頭包括，以重量計(jì)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(zhì)，以及余量的鐵，其中Ti、O、N和B滿足關(guān)系式0.2≤Ti/O≤0.5、2≤Ti/N≤5、5≤O/B≤10和0.7≤(Ti+4B)/O≤1.5。
2.權(quán)利要求1的焊接結(jié)構(gòu)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(quán)利要求2的焊接結(jié)構(gòu)鋼，其中當(dāng)在所述焊接結(jié)構(gòu)鋼中共同加入Cu和M時(shí)，所述焊 接接頭中的Cu和Ni的總含量為3. 5%或更少。
4.權(quán)利要求1的焊接結(jié)構(gòu)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(quán)利要求1-4之一的焊接結(jié)構(gòu)鋼，其中所述焊接接頭的精細(xì)結(jié)構(gòu)包括組織分?jǐn)?shù)為 85%或更高的針狀鐵素體，其余為多邊形鐵素體和其他晶界鐵素體。
6.權(quán)利要求1-4之一的焊接結(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)中的TiO氧化物。
7.權(quán)利要求6的焊接結(jié)構(gòu)鋼，其中在所述焊接接頭中，TiO氧化物的粒徑范圍為0.01-0. 1“111(微米)。
8.權(quán)利要求6的焊接結(jié)構(gòu)鋼，其中在所述焊接接頭中，TiO氧化物微粒的數(shù)量為1.OXlOVmm3 或更多。
全文摘要
本發(fā)明提供焊接結(jié)構(gòu)鋼，包括以重量計(jì)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(zhì)，以及余量的鐵。其中Ti、O、N和B滿足關(guān)系式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(jié)構(gòu)鋼的焊接接頭包括組織分?jǐn)?shù)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(jié)構(gòu)中，并且粒徑范圍為0.01-0.1μm。TiO氧化物的數(shù)量為1.0×107/mm3或更多。所述焊接結(jié)構(gòu)鋼在大線能量焊接中具有高強(qiáng)度特征并且采用TiO氧化物和可溶性B，以加速焊縫金屬區(qū)中向針狀鐵素體的轉(zhuǎn)變，從而確保焊接接頭處較好的CTOD性能。
文檔編號(hào)C22C38/00GK101910437SQ200880122473
公開日2010年12月8日 申請(qǐng)日期2008年12月23日 優(yōu)先權(quán)日2007年12月24日
發(fā)明者樸永桓, 鄭弘喆 申請(qǐng)人:Posco公司