CN101849026B - 高温强度和低温韧性优异的焊接结构用钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明通过将含有C：0.003～0.05％、Si：0.60％以下、Mn：0.6～2.0％、P：0.020％以下、S：0.010％以下、Cr：0.20～1.5％、Nb：0.005～0.05％、Al：0.060％以下、N：0.001～0.006％，而且作为杂质的Mo限制在0.03％以下，其余部分由铁以及不可避免的杂质构成的、由P_CM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B定义的焊接裂纹敏感性组成P_CM值为0.22％以下的钢材加热至1000～1300℃的温度，在800℃以上的温度结束热轧制，然后进行冷却，从而廉价地制造高温强度和低温韧性优异的焊接结构用钢。

Description

高温强度和低温韧性优异的焊接结构用钢及其制造方法

技术领域

本发明是以火灾等高温时的屈服强度维持为目的的建筑结构用耐火钢为主要目标的发明，但不限于建筑用途，可适用于海洋结构物、船舶、桥梁、各种贮槽罐用等广泛用途的焊接结构用钢。另外，主作为对象的钢板的强度水平是屈服强度235～475MPa、抗拉强度400～640MPa的所谓的一般被称为40公斤级、50公斤级钢的级别。

背景技术

以确保高温屈服强度为目的的建筑用途的所谓的耐火钢，以特开平2-77523号公报等为首公开了很多的技术方案。可是，其大部分是含有Mo的。确实Mo在确保钢的高温屈服强度上是极有效的元素，但同时也是高价格的元素。

可是，在日本工业标准(JIS)等中已标准化的一般的结构用钢，从约350℃强度降低，因此其容许温度为约350℃。即，在将上述的钢材用于大厦、办公室、居住、立体停车场等的建筑物的场合，为了确保火灾时的安全性，有义务实施充分的耐火被覆，在日本的建筑相关的各法令中，规定了在火灾时避免钢材温度达到350℃以上。这是因为，上述钢材，在350℃左右屈服强度变为常温的2/3左右，小于必要的强度的缘故。因此，将一般钢材用于建造物的场合，必须实施耐火被覆，以避免在火灾时，钢材的温度达到350℃。

为了省略或减轻该耐火被覆，提高了在600℃等下的高温拉伸试验时的高温屈服强度(以下在没有特别表明时，所谓高温是指600℃，所谓高温强度是指高温屈服强度。)的耐火钢开始被使用。

一般地，在耐火钢中，以维持高温强度为目的添加Mo。可是，Mo的市况变化大，虽也取决于添加量，但与耐火被覆成本相比为高价格的情况较多。因此，期待着不添加Mo的廉价的耐火钢的开发和实用化。

本发明的目的是，得到一种不添加高价格的Mo，高温强度优异、并且作为钢材的基本性能之一的低温韧性也优异的焊接结构用钢。为此，通过将钢成分限定在特定范围，而且限定制造方法从而提供一种在工业上稳定、而且能以低成本供给高温强度优异、抑制焊接裂纹敏感性、确保了低温韧性的耐火钢的方法。

根据本发明，能够大量且廉价地供给即使是火灾时等遭受高温的环境也具有充分的屈服强度的焊接结构用钢，因此可有助于各种的用途广泛的焊接钢结构物的安全性提高。

本发明的发明点是，为了稳定地确保在600℃下的高温强度，通过复合添加比较微量的C量和Cr以及Nb来代替高价格的Mo，来利用相变组织强化、和由Cr、Nb的析出物(碳氮化物)带来的析出强化。

即发现，通过在无Mo的情况下添加、含有适当量的Cr来提高钢的淬透性，相变温度降低，含有渗碳体的硬质组织成为贝氏体(bainitic)。

由此发现，在常温强度和高温强度提高的同时，基体为在比较的低的温度下相变了的微细的贝氏体组织，因此在高温时，由Cr和Nb的复合添加引起的Cr和Nb的单独或复合了的碳氮化物在其基体中极微细地析出，能够以高的水平确保、维持高温强度，从而完成了本申请发明。

如上所述，不含有Mo的耐火钢，其本身极是划时代的，同时由于不含有淬透性高的Mo，因此作为焊接结构用钢的基本性能(强度、韧性)不用说，连焊接性、气割性也反倒提高。

本申请发明通过不仅规定Cr、Nb，还规定以C、Si、Mn为首的各个元素的含量以及焊接裂纹敏感性组成P_CM，而且限定制造条件，从而不仅在不使用高价格的Mo的情况下兼备优异的高温强度和低温韧性，而且确保了作为焊接结构用钢的各种使用性能。其要旨如下。

(1)一种高温强度和低温韧性优异的焊接结构用钢的制造方法，其特征在于，将下述钢材加热至1000～1300℃的温度，在800℃以上的温度结束热轧制，然后进行冷却，所述钢材其成分以质量％计为

C：0.003～0.05％、

Si：0.60％以下、

Mn：0.6～2.0％、

P：0.020％以下、

S：0.010％以下、

Cr：0.20～1.5％、

Nb：0.005～0.05％、

Al：0.060％以下、

N：0.001～0.006％，

而且将作为杂质的Mo限制在0.03％以下，其余部分由铁以及不可避免的杂质构成，由P_CM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B定义的焊接裂纹敏感性组成P_CM值为0.22％以下。

(2)根据(1)所述的高温强度和低温韧性优异的焊接结构用钢的制造方法，其特征在于，结束上述热轧制后，从750℃以上的温度开始加速冷却，在550℃以下的温度停止加速冷却。

(3)根据(1)或(2)所述的高温强度和低温韧性优异的焊接结构用钢的制造方法，其特征在于，以质量％计还含有

V：0.01～0.10％、

Ti：0.005～0.025％

之中的任一种或两种。

(4)根据(1)～(3)的任一项所述的高温强度和低温韧性优异的焊接结构用钢的制造方法，其特征在于，以质量％计还含有

Ni：0.05～0.50％、

Cu：0.05～0.50％、

B：0.0002～0.003％、

Mg：0.0002～0.005％

之中的任一种或两种以上。

(5)根据(1)～(4)的任一项所述的高温强度和低温韧性优异的焊接结构用钢的制造方法，其特征在于，以质量％计还含有

Ca：0.0005～0.004％、

REM：0.0005～0.008％

之中的任一种。

(6)一种高温强度和低温韧性优异的焊接结构用钢，其特征在于，是将下述钢材加热至1000～1300℃的温度，在800℃以上的温度结束热轧制，然后冷却而得到的，所述钢材其成分以质量％计为

C：0.003～0.05％、

Si：0.60％以下、

Mn：0.6～2.0％、

P：0.020％以下、

S：0.010％以下、

Cr：0.20～1.5％、

Nb：0.005～0.05％、

Al：0.060％以下、

N：0.001～0.006％，

而且将作为杂质的Mo限制在0.03％以下，其余部分由铁以及不可避免的杂质构成，由P_CM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B定义的焊接裂纹敏感性组成P_CM值为0.22％以下。

具体实施方式

对于本发明中规定的各合金元素的添加范围进行说明。

C：0.003～0.05％

作为高强度钢，将C限定于极低的水平。它与其他的成分一同地与制造方法密切相关。在钢成分之中，C是给钢材的特性带来最大的影响的元素。下限0.003％是确保强度、避免焊接等的热影响区软化到必要以上的最小值。

C含量过多时，淬透性提高至必要以上，会给钢材的强度与韧性的平衡、焊接性等造成不良影响。另外，如后述那样，根据目标的板厚、强度，有在比较低的温度下停止加速冷却的情况，此时，为了抑制钢材表面背面附近的极端的硬化、板厚方向的材质变动，将上限确定为0.05％。

从操作变动、与其他成分的平衡考虑，为了避免强度降低，下限优选为0.005％，进而更优选为0.01％。另外，为了避免过度的淬火硬化、材质变动，上限优选为0.04％，更优选为0.03％。

Si：0.60％以下

Si是为脱氧而在钢中含有的元素，若较多地添加，则焊接性、HAZ韧性劣化，因此上限确定为0.60％。钢的脱氧也可采用Ti、Al进行，因此根据与这些元素的平衡来确定含量即可。可是，从HAZ韧性、淬透性等的观点考虑，越低越优选，也可以没有添加。因此，也可以将上限限制为0.40％、0.20％、0.10％。另外，在炼钢工厂制造钢的场合，通常即使是不添加Si、并利用Ti、Al来脱氧的情况下，也含有0.01％以上的Si。

Mn：0.6～2.0％

Mn是在确保常温的强度、韧性上不可缺少的元素，其下限为0.6％。优选为0.8％以上或1.0％以上。可是，Mn量过多时，淬透性上升，不仅使焊接性、HAZ韧性劣化，而且助长连铸板坯的中心偏析，因此上限确定为2.0％。优选为1.8％以下，更优选为1.6％以下或1.4％以下。

P：0.020％以下

P在其含量少时，具有使HAZ中的晶界破坏减少的倾向，因此越少越优选。若含量多，则使母材、焊接区的低温韧性劣化，因此上限确定为0.020％。更优选为0.015％以下、0.010％以下或0.008％以下。当然也可以不添加。

S：0.010％以下

从母材的低温韧性的观点出发，S越少越优选。若含量多，则使母材、焊接区的低温韧性劣化，因此上限确定为0.010％。更优选为0.008％以下、0.006％、0.004％。当然也可以不添加。

Cr：0.20～1.5％

Cr是本申请发明中的最重要的元素之一。为了确保高温强度，必须与Nb一同地添加Cr。这是因为，由于Cr的淬透性提高效果，相变温度降低，含有渗碳体的硬质组织变为贝氏体，因此提高常温和高温时的强度，而且在高温时，利用由Cr的析出物(碳氮化物)带来的析出强化的缘故。

为了享有这些效果，Cr的含量最低需为0.20％。优选为0.35％以上，更优选为0.50％以上、0.8％或1.0％以上。可是，若添加量过多，则招致母材、焊接区的韧性和焊接性的劣化，还失去经济性，因此上限确定为1.5％。优选为1.3％以下。

Nb：0.005～0.05％

Nb与Cr一同是本申请发明中的最重要的元素。与Cr同样，为了确保高温强度而利用由Nb的析出物(碳氮化物)带来的析出强化。

因此，至少需为0.005％以上。优选为0.010％以上。可是，若添加量过多，则招致焊接区的韧性劣化，因此上限确定为0.05％。优选为0.045％以下、更优选为0.030％以下。另外，Nb的添加会使奥氏体的未再结晶温度上升，也有助于最大限度地发挥热轧制时的控制轧制的效果。

通过上述的Cr和Nb的复合添加，即使无Mo也能够确保高温强度。因此，在本申请发明中，不进行Mo的有意的添加。另外，作为杂质的Mo限制在无意地混入的情况下的0.03％以下。

Al：0.060％以下

Al是一般为脱氧而在钢中含有的元素。脱氧也可以采用Si或Ti进行，因此根据与这些元素的平衡来确定其含量即可。可是，若Al含量增多，则不仅钢的洁净度变差，而且焊缝金属的韧性劣化，因此上限确定为0.060％。优选为0.040％以下。其含量越少越优选，也可以不添加。另外，在炼钢工厂制造钢的场合，一般地即使是不利用Al进行脱氧的情况下，也含有0.001％以上的Al。

N：0.001～0.006％

N是作为不可避免的杂质而在钢中含有的元素，但与Nb结合形成碳氮化物，使强度增加，另外，形成TiN，如上述那样提高钢的性能。因此，作为N含量，最低需为0.001％。优选为0.0015％以上。然而，N含量的增加对焊接热影响区韧性、焊接性有害，在本发明钢中，其上限为0.006％。更优选为0.0045％以下。

接着对可根据需要而含有的V、Ti的添加理由进行说明。

V：0.01～0.10％

V具有与Nb大致同样的效果，本申请发明中的V的作用，是补充Nb的。但是，V与Nb相比，效果小，对淬透性也造成影响，因此对上下限进行限定。下限作为可切实地享有添加V的效果的最少量，确定为0.01％。优选为0.025％以上。上限，考虑到对后述的焊接裂纹敏感性组成P_CM的影响，确定为0.10％。优选为0.08％以下，更优选为0.05％以下。

Ti：0.005～0.025％

为了提高母材和焊接热影响区韧性而优选添加Ti。原因是Ti在Al含量少时(例如0.003％以下)与O结合，形成以Ti₂O₃为主成分的析出物，成为生成晶粒内相变铁素体的核，使焊接热影响区韧性提高。

另外，Ti与N结合，作为TiN在钢材中微细析出，抑制加热时的γ晶粒的粗大化，对轧制组织的细粒化有效。而且，钢材中存在的微细TiN，在焊接时使焊接热影响区组织细粒化，使韧性提高。为了得到这些效果，Ti最低需为0.005％。可是若多过，则形成TiC，使低温韧性、焊接性劣化，因此其上限确定为0.025％。优选为0.020％以下。

接着对于Ni、Cu、B、Mg的添加理由进行说明。

在基本的成分中还添加这些元素的主要目的，是为了不损害本发明钢的优异的特征而使强度、韧性等特性提高。因此是其添加量应自然而然地被限制的性质的元素。

Ni：0.05～0.50％

Ni若不过剩地添加，则不会对焊接性、焊接热影响区韧性造成不良影响而使母材的强度、韧性提高。为了发挥这些效果，必须至少添加0.05％以上。

另一方面，过剩的添加，不仅是高价格，在焊接性上也不优选。另外，若较多地添加Ni，则在液态氨中具有诱发应力腐蚀裂纹(SCC)的可能性。根据本发明者们的实验，直到1.0％的添加不会使焊接性、在液态氨中的SCC大大劣化，提高强度、韧性的效果大，但以经济性为优先，上限确定为0.50％。进一步优先考虑经济性的场合，也可以限制在0.35％。

Cu：0.05～0.50％

Cu显示与Ni大致同样的效果、现象，过剩的添加，除了焊接性劣化以外，在热轧制时还产生Cu致裂纹，导致制造困难，因此上限限制在0.50％。下限应该为可得到实质的效果的最小量，为0.05％。优先考虑经济性的场合，也可以将上限限制在0.30％。

B：0.0002～0.003％

B在奥氏体晶界偏析，抑制铁素体的生成，由此使淬透性提高，有助于强度提高。为了享有该效果，最低需为0.0002％以上。

可是，过多的添加，不仅淬透性提高效果饱和，而且也有形成在韧性上有害的B析出物的可能性，因此上限确定为0.003％。优选为0.002％以下。另外，作为罐用钢等，担心应力腐食裂纹的情况下，降低母材和焊接热影响区的硬度成为关键点的情况较多(例如为了防止硫化物应力腐食裂纹(SCC)，必须使洛氏硬度为HRC≤22(HV≤248))，在这样的情况中，并不优选添加使淬透性增大的B。另外，虽然B具有上述那样的提高强度的效果，但存在由B添加导致的热影响区韧性等的材质劣化的问题，因此为了避免这些问题，更优选将B限制在0.0003％以下或不添加。

Mg：0.0002～0.005％

Mg在焊接热影响区中抑制奥氏体晶粒生长，具有细粒化的作用，可谋求焊接区的强韧化。为了享有这样的效果，Mg需为0.0002％以上。另一方面，若添加量增加，则相对于添加量的效果量变小，因此在成本上不是上策，因此上限确定为0.005％。优选为0.0035％以下。

接着对Ca或REM的添加理由进行说明。

Ca：0.0005～0.004％

REM：0.0005～0.008％

Ca和REM控制MnS的形态，提高母材的低温韧性，除此以外还使在湿润硫化氢环境下的氢诱发裂纹(HIC、SSC、SOHIC)敏感性降低。为了发挥这些效果，最低需为0.0005％。

可是，过多的添加，反倒使钢的洁净度恶化，使母材韧性恶化和使在湿润硫化氢环境下的氢诱发裂纹(HIC、SSC、SOHIC)敏感性提高，因此添加量的上限，Ca、REM分别限定为0.004％、0.008％。优选分别为0.003％以下、0.006％以下。另外，Ca和REM具有大致同等的效果，因此在上述范围内添加任一种即可，也可以添加两者。

即使限定钢的各个成分，若成分系整体不适当，也得不到优异的特性。在本申请发明中，根据各元素的含量(质量％)，由以下的式定义的焊接裂纹敏感性组成P_CM的值限定在0.22％以下。

P_CM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B

P_CM是表示焊接性的指标，越低焊接性越良好。在JIS G 3106「焊接结构用轧制钢材」中，虽然也根据强度水平、板厚而不同，但是最严格的，规定为0.24％以下。

根据本发明者们对广泛的钢种的各种焊接裂纹试验，作为在更严格的拘束条件、环境条件下也能够切实防止焊接冷裂纹的条件，是将P_CM限定为0.22％以下。另外，下限虽然没有特别限定，但由各成分的限定范围，自然而然地被制约。

接着，对制造条件进行说明。

在热轧制之前的加热温度限定在1000～1300℃的理由，是为了将加热时的奥氏体晶粒保持较小，谋求轧制组织的微细化。1300℃是加热时的奥氏体没有极端地粗大化的上限温度，若加热温度超过该值，则奥氏体晶粒粗大混粒化，相变后的组织也粗大化，因此钢的韧性显著劣化。

另一方面，若加热温度过低，则根据板厚，不仅难以确保后述的轧制结束温度，而且从用于使奥氏体的未再结晶温度上升、呈现析出强化的Nb的固溶化的观点出发，下限确定为1000℃。最优选的加热温度范围为1050～1250℃。

将在上述的条件下加热的钢材在800℃以上结束热轧制后进行冷却。冷却手段不特别限定。可以放置于大气中进行冷却，但通过从750℃以上的温度进行加速冷却到550℃以下的温度，可更加提高钢材的特性。

轧制结束温度若低于800℃，则在C含量比较少的本申请发明钢中，铁素体相变析出，有可能加工(轧制)铁素体，在低温韧性确保方面并不优选。因此，轧制结束温度限定在800℃以上。优选为820℃以上。

在800℃以上结束热轧制后，强度比较低的所谓的40公斤级钢(例如JIS标准的SM400、SN400钢)即使放置于大气中冷却也能够满足规定的强度。

可是，若为50公斤级钢(例如JIS标准的SM490、SN490钢)、或在40公斤钢中板厚增厚，则在放置于大气中的冷却态下，也难以稳定确保强度，因此优选在800℃以上结束热轧制后，从750℃以上的温度加速冷却。轧制后的加速冷却，是为了更加提高钢材的特性，并不损害本申请发明的优异的特征。

加速冷却，毕竟是用于通过加快相变区的冷速来将组织微细化，使强度和韧性同时提高的冷却。因此，如果在相变开始前或者至少相变结束前不开始，则实质上没有意义。因此，加速冷却开始温度限定在750℃以上。该加速冷却，在享有其效果上，必须冷却到550℃以下的温度。当为超过550℃的温度时，加速冷却时的相变未充分进行，组织的微细化不充分。因此优选的加速冷却的开始温度为760℃以上，优选的加速冷却的停止温度的范围为520以下且300℃以上。

另外，加速冷却时的冷却速度，也取决于钢成分、所谋求的强度、低温韧性水平，但优选：在板厚方向从表面起为板厚的1/4的位置，从加速冷却开始温度到550℃的平均冷却速度为3℃/秒以上。

另外，即使对于冷却后的轧制材料，附加Ac1温度以下的回火处理，也不会损害本申请发明的优异的特征。为了消除冷却的不均匀性、提高材质的板内均匀性而索性优选。

实施例

采用转炉-连铸-厚板工序制造各种钢成分的钢板(厚度19～100mm)，调查了其材质。

表1示出比较钢以及本申请发明钢的钢成分，表2示出钢板的制造条件和各种特性。

根据本申请发明制造的钢板(本发明钢)，全部具有良好的特性。与此相对，可知不根据本申请发明而制造的钢板(比较钢)，某种特性较差。

比较钢11由于C含量高，因此与本申请发明钢比较，母材、模拟HAZ的低温韧性均差。

比较钢12没有添加Nb，另外，比较钢13的Cr含量低，因此高温强度均低。

比较钢14由于C含量低，因此高温强度低。

比较钢15由于Cr含量高，因此母材、模拟HAZ的韧性均差。

比较钢16由于Nb量高，因此HAZ韧性差。

比较钢17-1～17-3的成分，与本申请发明钢5相同。可是，比较钢17-1的轧制结束温度低，作为结果，加速冷却开始温度不能确保而变低，因此常温强度、高温强度均低。比较钢17-2由于加速冷却开始温度低，因此常温强度、高温强度均低。比较钢17-3由于加速冷却停止温度高，因此常温强度、高温强度均低。

比较钢18，虽然各个元素、制造方法在本申请发明范围内，常温和高温的强度、韧性等满足作为490MPa级的所需特性，但是P_CM高，因此在焊接性(斜y型焊接裂纹试验)上产生了裂纹。

产业上的利用可能性

根据本发明，可大量且廉价地提供高温强度和低温韧性优异的焊接结构用钢。其结果，作为建筑结构用，可减轻或省略耐火被覆。另外，在建筑以外的用途中，也具备强度、韧性等的基本性能，而且还具备高温强度，因此作为有可能遭受高温的焊接结构物用钢，可更加提高结构物的安全性。

本发明中表示数值范围的“以上”和“以下”均包括本数。

Claims (6)

1.一种高温强度和低温韧性优异的焊接结构用钢的制造方法，其特征在于，将下述钢材加热至1000～1300℃的温度，在800℃以上的温度结束热轧制，然后从750℃以上的温度开始加速冷却到550℃以下的温度，该加速冷却，在板厚方向从表面起为板厚1/4的位置，从加速冷却开始温度到550℃的平均冷却速度为3℃/秒以上，所述钢材其成分以质量％计为

C：0.02～0.05％、

Si：0.60％以下、

Mn：0.6～2.0％、

P：0.020％以下、

S：0.010％以下、

Cr：1.01～1.5％、

Nb：0.005～0.028％、

Al：0.060％以下、

N：0.001～0.006％，

而且将作为杂质的Mo限制在0.03％以下，其余部分由铁以及不可避免的杂质构成，由P_CM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B定义的焊接裂纹敏感性组成P_CM值为0.22％以下。

2.根据权利要求1所述的高温强度和低温韧性优异的焊接结构用钢的制造方法，其特征在于，以质量％计还含有

V：0.01～0.10％、

Ti：0.005～0.025％之中的任一种或两种。

3.根据权利要求1或2所述的高温强度和低温韧性优异的焊接结构用钢的制造方法，其特征在于，以质量％计还含有

Ni：0.05～0.50％、

Cu：0.05～0.50％、

B：0.0002～0.003％、

Mg：0.0002～0.005％之中的任一种或两种以上。

4.根据权利要求1或2所述的高温强度和低温韧性优异的焊接结构用钢的制造方法，其特征在于，以质量％计还含有

Ca：0.0005～0.004％、

REM：0.0005～0.008％之中的任一种。

5.根据权利要求3所述的高温强度和低温韧性优异的焊接结构用钢的制造方法，其特征在于，以质量％计还含有

Ca：0.0005～0.004％、

REM：0.0005～0.008％之中的任一种。

6.一种高温强度和低温韧性优异的焊接结构用钢，其特征在于，是将下述钢材加热至1000～1300℃的温度，在800℃以上的温度结束热轧制，然后从750℃以上的温度开始加速冷却，在550℃以下的温度停止加速冷却而得到的，所述钢材其成分以质量％计为

C：0.02～0.05％、

Si：0.60％以下、

Mn：0.6～2.0％、

P：0.020％以下、

S：0.010％以下、

Cr：1.01～1.5％、

Nb：0.005～0.028％、

Al：0.060％以下、

N：0.001～0.006％，

而且将作为杂质的Mo限制在0.03％以下，其余部分由铁以及不可避免的杂质构成，由P_CM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B定义的焊接裂纹敏感性组成P_CM值为0.22％以下。