具有在焊接热影响区裂纹尖端张开位移性能优异的焊接接头的焊接结构用钢

摘要

本发明提供焊接结构钢，包括以重量计：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、不可避免的杂质，以及余量的铁。其中Ti、O、N和B满足关系式0.2≤Ti/O≤0.5、2≤Ti/N≤5、5≤O/B≤10和0.7≤(Ti+4B)/O≤1.5。所述焊接结构钢的焊接接头包括组织分数为85％或更多的针状铁素体。在所述焊接接头中，TiO氧化物以0.5μm(微米)或更小的间距均匀分布在结构中，并且粒径范围为0.01-0.1μm。TiO氧化物的数量为1.0×10

说明书

技术领域

本发明涉及裂纹尖端张开位移(CTOD)性能优异的焊接接头，其用于焊接结构，更具体地，涉及焊接结构钢，其可在船只、建筑、桥梁、海工建筑、钢管和管道的潜弧焊(SAW)过程中改善大线能量焊接接头的CTOD性能。

背景技术

由于全球石油价格的持续上涨和建筑技术的多样化，海工建筑正在更极端环境下兴建。特别地，在寒冷地区兴建的海工建筑必须使用在低温下具有高强度和优良裂纹尖端张开位移(CTOD)的材料制造。然而，高效率焊接对于焊接这种高强度的厚材料并在给定时间内建成所需建筑是必需的。在这方面，已出现用于焊接厚钢材的大线能量焊接技术。最广泛使用的焊接技术之一是潜弧焊(SAW)。

SAW的大焊接面积有助于减少焊道数量。因此，就生产率而言，SAW远优于常规熔化极气体保护电弧焊(GMAW)。在目前所用的SAW技术中，输入的热量在约25-45kJ/cm的范围内。

然而，在这种大线能量焊接中，所焊接的金属经历组织固化，从而可能会形成粗的柱状组织，并且在沿奥氏体晶界的粗晶粒中可能会形成粗晶界铁素体、魏氏体铁素体等。因此，焊接接头可能成为所焊接部件中冲击韧性退化最常发生的结构部位。为保证通过大线能量焊接形成的焊接结构的稳定性，需要通过控制焊接金属的精细结构来确保焊接金属的CTOD性能。

为此，已提出通过限定焊接材料的合金元素或使用造渣剂来加强冲击韧性。然而，那些技术既不控制焊接金属的精细结构和晶粒大小，也不控制焊接金属的氧或氮含量。因此，很难保证在大线能量焊接过程如SAW中焊接接头的冲击韧性。

发明内容

技术问题

现作出本发明以解决本领域的上述问题，因此本发明的一个方面是提供含有用于在大线能量焊接例如SAW中增强焊接接头的CTOD性能的元素和精细结构的焊接接头，以及具有该焊接接头的焊接结构钢。

技术方案

本发明的一个方面提供包括焊接接头的焊接结构钢，所述焊接接头含有以重量计：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、不可避免的杂质，以及余量的铁。其中Ti、O、N和B满足关系式0.2≤Ti/O≤0.5、2≤Ti/N≤5、5≤O/B≤10且0.7≤(Ti+4B)/O≤1.5。所述焊接接头还可含有选自以下的一种或多种元素：0.1-2.0％的Cu、0.0001-0.1％的Nb、0.005-0.1％的V、0.05-1.0％的Cr、0.05-1.0％的Mo、0.05-0.5％的W和0.005-0.5％的Zr。所述焊接接头还可含有0.0005-0.05％的Ca、0.005-0.05％的REM或两者。

所述焊接接头的精细结构可包括组织分数为85％或更多的针状铁素体，其余为多边形铁素体和其他晶界铁素体。所述焊接接头可包含以0.5μM或更小的间距均匀分布在结构中的TiO氧化物。所述TiO氧化物的晶粒粒径可为0.01-0.1μM。TiO氧化物颗粒的数量可为1.0×10⁷/mm³或更多。

有益效果

具有本发明焊接接头的焊接结构钢具有优异的强度和CTOD性能，从而即使在严寒下也可表现出优异的稳定性。

具体实施方式

下文将对本发明进行详细描述。

经过对影响针状铁素体——已知其对焊缝金属区的CTOD性能有效——的氧化物的种类和大小的反复研究，发明人已获知焊缝金属区中晶界铁素体的量、针状铁素体的量和CTOD值根据TiO和可溶性B的存在而变动。

完全基于上述研究的本发明的焊接结构钢的特征在于：

1)在大线能量焊接例如潜弧焊(SAW)的焊接金属中使用TiO；

2)限制氧化物的分布为1.0×10⁷/mm³或更高，氧化物的大小为0.01-0.1μM(微米)。

3)确保焊接接头中的TiO和可溶性B，以加快向针状铁素体的转变，从而确保85％或更多的针状铁素体，从而增强焊接区的韧性。

1.TiO氧化物控制

当恰当地保持Ti/O和O/B比例时，TiO氧化物可恰当地分布。这种TiO氧化物的恰当分布可加快TiO氧化物向针状铁素体的转变，并防止奥氏体晶粒在焊接金属的凝固过程中变粗。当温度下降时，在奥氏体晶粒中恰当分布的TiO氧化物作为针状铁素体的异质成核位点。因此，针状铁素体可在晶界铁素体在晶界形成之前形成。由于这种大量针状铁素体的形成，焊接接头的韧性可显著增强。

为此，需要TiO氧化物的精细且均匀地分布。在这方面，本发明人已获知：所需的TiO氧化物的大小、含量和分布可通过优化Ti/O和O/B的比例获得。根据本发明，Ti/O和O/B被分别限制在0.2-0.5和5-10的范围内，在所述范围内已知可获得高达1.0×10⁷/mm³或更多的大小为0.01-0.1μm的TiO氧化物。

2.焊接接头的精细结构

当以上述方式获得的大量TiO氧化物恰当地分布在焊接接头中时，在焊缝金属区的冷却过程中，在晶界发生转变之前晶粒中向针状铁素体的转变加快。因此，本发明的特征在于，通过确保大量针状铁素体而在焊接接头中形成85％或更多的针状铁素体。

3.焊接接头中可溶性硼(B)的作用。

发明人已获知，除了均匀分布在焊接接头中的氧化物之外，存在于焊接接头中的可溶性B也扩散至晶界，降低了晶界的能量并抑制了晶界处晶界铁素体的形成。对晶界铁素体形成的抑制加速了晶粒内向针状铁素体的转变，从而有助于加强焊接接头中的CTOD性能。

下面将更详细地描述本发明的焊接结构钢的合金元素(下文中，％是指wt％)。

C的含量在0.01-0.2％的范围内。

C以0.01％或更多的量加入以确保焊接金属的强度和焊接硬度。然而，C含量超过0.2％可能会在大线能量条件下显著降低焊接特征和冲击韧性，并导致焊接接头的低温开裂。因此，C的含量被限制在0.01-0.2％的范围内。

Si的含量在0.1-0.5％的范围内。

加入元素Si是为了起脱氧作用。Si含量低于0.1％可能会导致焊接金属中脱氧作用不足。此外，太少的Si可能会不利地导致焊接金属的流动性下降。与之相对的，Si含量超过0.5％可能会加快焊接金属中马氏体奥氏体(M-A组元)组织的转变，从而降低低温冲击韧性并对焊接裂纹敏感性有不利的影响。因此，Si含量被限制在0.1-0.5％的范围内。

锰(Mn)的含量在1.0-3.0％的范围内。

Mn是一种有效增强脱氧作用和强度的合金元素。根据本发明，Mn以围绕TiO的MnS的形式沉淀，从而形成Ti复合氧化物，加快了有助于焊缝金属区的韧性加强的针状铁素体的生成。然而，Mn含量过多可能会生成低温转变组织。因此，加入最多至3.0％的锰。

钛(Ti)的含量在0.01-0.1％的范围内。

Ti与氧(O)结合形成精细Ti氧化物和精细TiN沉淀。

因此，Ti在本发明中被认为非常重要。为获得所述精细TiO氧化物和TiN复合沉淀，需要加入0.01％或更多的Ti。然而，Ti含量过多可能会导致粗TiO氧化物和粗TiN沉淀的形成，其可能会对焊接区的性能造成不利的影响。因此，加入最多至0.1％的Ti。

镍(Ni)的含量在0.5-3.0％的范围内。

Ni通过固溶硬化有效地增强基质的强度和韧性。因此，加入0.5％或更多的Ni。然而，Ni含量过多显著增加硬度以及高温开裂的风险。因此，加入最多至3.0％的Ni。

硼(B)的含量在0.0010-0.01％的范围内。

B增强淬透性。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铁素体的转变。然而，B含量过多不确保进一步的作用并且显著增加焊接硬度，从而加快M-A组织的转变。这可能会导致焊接过程中的低温开裂并降低韧性。因此，加入最多至0.01％的B。

氮(N)的含量在0.003-0.006％的范围内。

N是一种形成诸如TiN的沉淀并增加精细TiN沉淀的量的元素。具体地，N显著地影响TiN沉淀的粒径、间距和分布，影响与氧化物的复合沉淀的发生率，以及沉淀的高温稳定性。因此，N含量设定为0.003％或更高。然而，N含量超过0.006％不确保产生进一步的作用并且增加存在于焊接金属中的可溶性氮的量，从而损害韧性。因此，N的含量被限制在0.003-0.006％的范围内。

磷(P)的含量为0.030％或更低。

P是一种在焊接过程中引起高温开裂的杂质元素。因此，可将P含量控制得尽可能地低。特别地，为增强韧性并减少开裂，可加入最多至0.03％的P。

铝(Al)的含量在0.005-0.05％的范围内。

Al是一种脱氧剂并降低焊接金属中氧(O)的含量。Al与可溶性N结合形成精细AIN沉淀。因此，加入0.005％或更多的Al。然而，Al含量过多导致形成粗Al₂O₃，其阻断对增强韧性必需的TiO的形成。因此，加入最多至0.05％的Al。

硫(S)的含量为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复合沉淀物。S含量超过0.030％会形成低熔点化合物例如FeS，其可能会导致高温开裂。

氧(O)的含量为0.05％或更低。

O与Ti在焊接接头的凝固过程中反应而形成Ti氧化物，其加快焊接金属中向针状铁素体的转变。然而，O含量过多导致产生其他氧化物，例如粗Ti氧化物和FeO，从而对焊缝金属区有不利的影响。因此，加入最多至0.05％的O。

Ti/O在0.2-0.5的范围内。

Ti/O值小于0.2会导致焊接金属中奥氏体晶粒的生长受到抑制以及转变为针状铁素体所需的Ti氧化物不足。具体地，TiO氧化物中所含的Ti的分数低，会导致TiO氧化物失去其作为针状铁素体成核位点的作用。因此，对增强焊接热影响区中韧性有效的针状铁素体的分数下降。与之相对的，Ti/O值超过0.5对抑制焊接金属中奥氏体晶粒的生长无任何进一步的作用，反而降低氧化物中所含的合金元素的比例，从而导致TiO失去其作为针状铁素体成核位点的作用。因此，Ti/O的比例被限制在0.2-0.5的范围内。

Ti/N在2-5的范围内。

Ti/N比例小于2会减少TiO沉淀中形成的TiN沉淀的量，从而使加快转变为对增强韧性有效的针状铁素体变得困难。与之相对的，Ti/N超过5不确保任何进一步作用并且增加冲击韧性。因此，Ti/N被限制在2-5的范围内。

O/B在5-10的范围内。

O/B值小于5导致可溶性B的量不足，而可溶性B通过在焊接后的冷却过程中扩散至奥氏体晶界而抑制向晶界铁素体的转变。与之相对的，O/B值超过10不确保任何进一步作用并且增加可溶性N的量，从而损害焊接热影响区的韧性。因此，O/B被限制在5-10的范围内。

(Ti+4B)/O在0.7-1.5的范围内。

在本发明中，(Ti+4B)/O的值小于0.7导致可溶性N的量增加，从而对焊缝金属区的韧性增强有不利影响。与之相对的，(Ti+4B)/O的值超过1.5导致沉淀例如TiN和BN的量不足。

为增强具有本发明上述组成的钢的机械性能，另外加入一种或多种选自铌(Nb)、钒(V)、铜(Cu)、钼(Mo)、铬(Cr)、钨(W)和锆(Zr)的元素。

Cu的含量的范围为0.1-2.0％。

Cu溶解在基质中以通过固溶硬化来增加强度。因此，Cu对增加强度和韧性有效。为此，加入0.1％或更多的Cu。然而，Cu的含量超过2.0％增加焊缝金属区的硬度，因此降低韧性并导致焊接金属的高温开裂。因此，Cu的含量被限制在0.1-2.0％的范围内。

如果共同加入Cu和Ni，那么它们的总含量被限制在3.5％或更低。Cu和Ni的总含量超过3.5％显著增加淬透性，损害韧性和焊接特性。

Nb的含量在0.0001-0.1％的范围内。

Nb是一种增强淬透性的元素。具体地，Nb对降低Ar₃温度和即使在低冷却速率下扩大针状铁素体组织的生成范围有效，从而有助于有效获得针状铁素体组织。为实现增加强度的作用，可加入0.0001％或更多的Nb。然而，Nb含量超过0.1％加快焊接过程中焊缝金属区M-A组织的形成，其可能会降低焊缝金属区的韧性。因此，Nb的含量被限制在0.0001-0.1％的范围内。

V的含量在0.005-0.1％的范围内。

V是一种通过形成VN沉淀加快铁素体转变的元素。可加入0.005％或更多的V。然而，V含量过多可能会在焊缝金属区形成硬质相(hard phase)例如碳化物，从而损害焊缝金属区的韧性。因此，V的含量被限制在0.005-0.1％的范围内。

Cr的含量在0.05-1.0％的范围内。

Cr增强淬透性和强度。Cr以0.05％或更少的量加入时无显著作用，而当Cr含量超过1.0％时可能会损害焊缝金属区的韧性。

Mo的含量在0.05-1.0％的范围内。

Mo是一种增强淬透性和强度的元素。可加入0.05％或更多的Mo以确保强度。然而，Mo含量的上限被限制为1.0％以抑制焊缝金属区的硬化和焊接中的低温开裂。

W的含量在0.05-0.5％的范围内。

W对增强高温强度和沉淀有效。因此，可加入0.05％或更多的W。然而，W含量超过0.5％对焊缝金属区的韧性有不利的影响。因此，W的含量被限制在0.05-0.5％的范围内。

Zr的含量被限制在0.005-0.5％的范围内。

可加入0.005％或更多的Zr，因为其对增强强度有效。然而，Zr含量超过0.5％对焊缝金属区的韧性有不利的影响。因此，Zr的含量被限制在0.005-0.5％的范围内。

根据本发明，可加入Ca和/或REM以抑制原始奥氏体晶粒的生长。

Ca和/或REM的作用是可在焊接过程中稳定焊弧并在焊缝金属区形成氧化物的元素。此外，Ca和/或REM抑制冷却过程中奥氏体晶粒的生长并加快晶粒内的铁素体转变，从而增强焊缝金属区的韧性。为此，可加入0.0005％或更多的Ca，以及0.005％或更多的REM。然而，Ca含量超过0.05％和REM含量超过0.05％导致形成大氧化物，其可能会使韧性降低。铈(Ce)、镧(La)、钇(Y)和/或铪(Hf)可用于REM。

现在详细描述构成本发明焊接结构钢的精细结构和氧化物。

主要组织：分数为85％或更多的针状铁素体

根据本发明，在SAW过程后形成的焊缝金属区的精细结构包括分数为85％或更多的针状铁素体。针状铁素体组织既可获得高强度，也可获得低温CTOD性能，不像铁素体和贝氏体的结合组织——其对CTOD性能有利但对焊缝金属区强度的保证较差，也不像M-A组织和贝氏体的结合组织——其提供焊缝金属区的高强度但对机械性能如焊缝金属区的CTOD性能的保证较差并且具有高的低温开裂敏感性。焊缝金属区的其余组织可包括多边形铁素体和少量晶界铁素体。

氧化物：粒径为0.5μm或更小的TiO氧化物以0.5μm或更小的间距均匀地分布，TiO氧化物的粒径和阈值分别为0.01-0.1μm(微米)和1.0×10⁷/mm³。

通常，存在于焊缝金属区中的氧化物的种类、大小和数量极大地影响焊缝金属区的精细结构的转变。具体地，SAW焊缝金属区经历凝固，从而可使晶粒变粗，并且可从晶界形成粗晶界铁素体、魏氏体铁素体等，其可能会使焊缝金属区的性能显著下降。根据本发明，为防止所述下降，使TiO氧化物以0.5μm或更小的间距均匀分布在焊接区域中，并且将TiO氧化物的粒径和阈值分别限制为0.01-0.1μm和1.0×10⁷/mm³或更多。如果所述氧化物的粒径小于0.01μm，那么所述氧化物就不能加快SAW焊缝金属区中向针状铁素体的转变。另一方面，如果粒径超过0.1μm，那么对奥氏体晶粒的锁定作用(即晶粒生长抑制)下降并且所述氧化物的作用类似于粗非金属夹杂物，从而损害焊缝金属区的CTOD性能。

本发明的焊接结构钢除SAW以外还可胜任多种焊接方法。具体地，优选高冷却速率的大线能量焊接过程，因为焊缝金属区的高冷却速率有助于所述氧化物的精细分布并使组织变得精细。出于相同的原因，钢材的冷却和铜衬底可用于改善焊接接头的冷却速率。然而，应注意，将已知技术用于本发明只是对本发明的简单修改，应被理解为包括在本发明的范围内。

实施例

现在通过下面的实施例和表格对本发明的某些/示例性方案进行详细的描述。

用30-45kJ/cm或更高的热量输入通过SAW法制造元素组成如下表1的焊缝金属区。可表现本发明效果的焊缝金属区的合金元素的比例如表2所示。

从以前述方式焊接的焊缝金属区的中间部分取出用于评估所述焊缝金属区机械性能的试样。使用KS Standard No.4(KS B 0801)的试样作为拉伸试验的试样。以100mm/min的滑块速度进行所述拉伸试验。CTOD试样基于BS7448-1标准制造，并且在SAW焊缝金属区的中心设置疲劳裂缝。

使用图像分析仪和电子显微镜通过点计数测量显著影响焊接金属件韧性的氧化物的大小、数量和间距。在100mm²上评估待测试表面。此外，通过在所述SAW过程后将所述焊接金属件加工成CTOD试样并且在-10℃在CTOD试验装置中进行CTOD试验而进行所述SAW焊缝金属区的CTOD性能的评估。

表1

(＊代表单位“ppm”)

表2

表3

如表3所示，根据本发明制造的焊缝金属区具有高达2×10⁸/mm³或更多的TiO氧化物，而对比钢具有4.3×10⁶/mm³或更少的TiO氧化物。因此可看出：与对比钢相比，发明钢复合沉淀物的大小非常均匀和精细，并且沉淀物的数量显著增加。在发明钢的精细结构中，存在的针状铁素体的分数为85％或更高。在所述SAW过程中，发明钢包含晶粒内针状铁素体和多边形铁素体，并且针状铁素体的分数为85％或更高。因此，发明钢具有较对比钢优异的焊缝金属区CTOD性能。