CN105269171A - 低温冲击韧性优异的超高强度气体保护电弧焊接金属接头 - Google Patents

低温冲击韧性优异的超高强度气体保护电弧焊接金属接头 Download PDF

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Abstract

本发明公开一种低温冲击韧性优异的超高强度气体保护电弧焊接金属接头。作为本发明的一个侧面的低温冲击韧性优异的超高强度气体保护电弧焊接金属接头，其特征在于，以重量％计，包括：C：0.06～0.09％、Si：0.15～0.3％、Mn：1.6～1.8％、Cr：0.4～0.7％、Ni：1.0～1.5％、Mo：0.3～0.5％、P：0.02％以下、S：0.01％以下、余量的Fe以及其他的不可避免的杂质，其具有将贝氏体作为主相且将马氏体作为第二相的微细组织。

Description

低温冲击韧性优异的超高强度气体保护电弧焊接金属接头
技术领域
本发明涉及一种低温冲击韧性优异的超高强度气体保护电弧焊接金属接头。
背景技术
最近，随着超高层建筑的建设及社会间接资本踊跃进入建设领域，对重型装备及建设机械的需求增多，且应用在这些重型装备或者建设机械的焊接构造物需要具有优异的强度。
另一方面，为了确保这种高强度的焊接构造物的稳定性，需要确保焊接金属接头的冲击韧性。为此，在专利文献1中将焊接金属接头的微细组织通过90％以上的面积分数的针状铁素体(AcicularFerrite)和贝氏体(Bainite)来控制，由此确保焊接金属接头的冲击韧性。然而，所述专利文献1相比母材，焊接金属接头的强度显著低，因此焊接金属接头容易产生断裂。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：韩国公开专利公报第10-2007-0068211号
发明内容
(一)要解决的技术问题
本发明的一个方面，其目的在于提供一种冲击韧性优异的焊接金属接头，在通过焊接板厚度为3～8mm，抗张强度为100kgf级的超高强度的母材来组成的焊接构造物中，使相对于母材的焊接金属接头的强度的降低最小化，由此抑制断裂的产生。
(二)技术方案
本发明的一个方面的低温冲击韧性优异的超高强度气体保护电弧焊接金属接头，其特征在于，以重量％合计，包括：0.06～0.09％的C、0.15～0.3％的Si、1.6～1.8％的Mn、0.4～0.7％的Cr、1.0～1.5％的Ni、0.3～0.5％的Mo、0.02％以下的P、0.01％以下的S、余量的Fe以及其他的不可避免的杂质，所述金属接头具有将贝氏体作为主相且将马氏体作为第二相的微细组织。
另外，上述的技术方案没有全部举出本发明的特征。本发明的多种特征和与此相关的优点和效果可以通过参照下面的具体的实施方式更加详细地理解。
(三)有益效果
根据本发明，在通过焊接板厚度为3～8mm，抗张强度为100kgf级的超高强度的母材来组成的焊接结构体中，焊接金属接头具有800MPa以上的抗张强度，因此具有可以有效抑制在焊接结构体中产生断裂的优点。
另一方面，根据本发明的一个实施例的焊接金属接头在-5℃的环境下的冲击吸收能量(vE)为47J以上，其具有低温冲击韧性非常优异的的优点。
附图说明
图1(a)是拍摄比较例1的焊接金属接头的微细组织的扫描电子显微镜(SEM)照片，图1(b)是拍摄发明例1的焊接金属接头的微细组织的扫描电子显微镜(SEM)照片。
图2(a)是表示比较例1的维氏硬度的测量结果的图表。图2(b)是表示发明例1的维氏硬度的测量结果的图表。
具体实施方式
本发明人得知，对于板厚度为3～8mm、抗张强度为100kgf级的超高强度的热轧钢板进行焊接时，焊接金属接头中的母材的稀释率很高，达到45％以上，因此相比母材，焊接金属接头的强度会显著降低，从而在焊接金属接头中容易产生断裂。为了解决这些问题进行了深入的研究并最终完成了本发明，通过研究得知，当适当地控制焊接金属接头中的合金元素的种类及含量时，即使焊接金属接头中的母材的稀释率为45％以上的情况下也能够通过焊接金属接头的微细组织形成贝氏体和马氏体的复合组织，并通过所述复合组织能够有效抑制在焊接结构体中产生断裂。
进一步发现，当适当地控制所述复合组织中的贝氏体和马氏体的相比率以及抑制岛状马氏体的形成时，可以确保优异的低温冲击韧性。
以下，对于本发明的焊接金属接头的合金组成和成分范围进行详细说明。
碳(C)：0.08～0.12重量％
碳是用于确保焊接金属接头的强度的重要的元素。为了稳定地确保强度，所述碳的含量优选为0.08重量％以上，更优选为0.085重量％以上，再更加优选为0.09重量％以上。但是，如果含量过多，会在焊接金属接头上容易产生低温龟裂，导致低温冲击韧性大幅劣化。因而，所述碳含量的上限优选为0.12重量％，更优选为0.11重量％，再更加优选为0.105重量％。
硅(Si)：0.15～0.3重量％
硅起到降低焊接金属接头中的氧气来提高清净度的作用，并且，起到通过固溶强化来提高焊接金属接头的强度的作用。在本发明中为了表现这些效果，所述硅的含量优选为0.15重量％以上，更优选为0.18重量％以上，再更加优选为0.20重量％以上。但是，在其含量过多的情况下，会存在氧化物变得粗大而导致焊接金属接头的韧性劣化的隐患，尤其，像碳当量(Ceq)比较高的本发明的情况，存在助长焊接热影响区(HAZ)内的岛状马氏体的产生的忧虑。因而，所述硅含量的上限优选为0.3重量％，更优选为0.28重量％，再更加优选为0.26重量％。
锰(Mn)：1.6～1.9重量％
锰起到通过固溶强化来提高焊接金属接头的强度的作用。为了稳定地确保强度，所述锰的含量优选为1.6重量％以上，更优选为1.62重量％以上，再更加优选为1.65重量％以上。但是，在其含量过多的情况下，会显著提高钢胚的中心偏析的危害性，并且助长带入热焊接热影响区的硬化以及岛状马氏体的产生而使其脆化。因而，所述锰含量的上限优选为1.9重量％，更优选为1.85重量％，再更加优选为1.8重量％。
铬(Cr)：0.6～0.9重量％
铬是用于确保焊接金属接头的强度的有效的元素。在本发明中为了表现这些效果，所包含的铬的含量优选为0.6重量％以上，更优选为0.7重量％以上，再更加优选为0.75重量％以上。但是，在其含量过多的情况下，存在对焊接热影响区产生不良影响的问题，因此是不可取的。因而，所述铬含量的上限优选为0.9重量％，更优选为0.88重量％，再更加优选为0.85重量％。
镍(Ni)：1.0～1.5重量％
镍是用于抑制焊接金属接头的韧性的劣化且确保强度的有效的元素。在本发明中为了表现这些效果，所包含的镍含量优选为1.0重量％以上，更优选为1.05重量％以上，再更加优选为1.1重量％以上。另一方面，镍的含量越高越有利于强度和韧性的提高，然而镍是昂贵的合金元素，从而在其含量过多的情况下经济上不利，因此在本发明中将镍的含量优选地控制为1.5重量％以下，更优选地控制为1.45重量％以下，再更加优选地控制为1.4重量％以下。
钼(Mo)：0.8～1.2重量％
钼是用于确保焊接金属接头的强度的非常有效的元素。为了在本发明中表现这些效果，所包含的钼的含量优选为0.8重量％以上，更优选为0.85重量％以上，再更加优选为0.9重量％以上。然而，在其含量过多的情况下，不仅其效果被饱和，而且焊接硬化性会剧增，由此过多地促进马氏体的变相，因此存在产生低温龟裂以及低温冲击韧性大幅劣化的问题。因而，所述钼含量的上限优选为1.2重量％，更优选为1.15重量％，再更加优选为1.1重量％。
磷(P)：0.02重量％以下
磷是不可避免地被包含的杂质，由于其主要被偏析在钢片的中心部而大幅降低焊接金属接头的韧性，因此优选地将其含量管理为尽可能低的程度。理论上将磷的含量控制在0重量％是最有利的，然而在制造工序中必然含有磷。因而，管理其含量上限很重要，在本发明中优选地将其含量上限管理为0.02重量％，更优选地管理为0.01重量％，再更加优选地管理为0.005重量％。
硫(S)：0.01重量％以下
硫是不可避免地被包含的杂质，其与锰等结合而形成非金属夹杂物，由此大幅劣化焊接金属接头的韧性，因此优选地将其含量管理为尽可能低的程度。理论上将硫的含量控制为0重量％是有利的，然而在制造工序中必然含有硫。因而，管理其含量上限很重要，在本发明中优选地将其含量上限管理为0.01重量％，更优选地管理为0.008重量％，再更加优选地管理为0.005重量％。
本发明的剩余的成分是铁(Fe)。但是，在通常的制造过程中，不可避免地混入来自原料或周围环境的杂质，因此不能排除铁和杂质。关于这些只要是通常的制造过程中的技术人员都会知道，因此在本说明书中没有特别提到其所有内容。
所述焊接金属接头中，由下述式1定义的碳当量(Ceq)优选为0.8～0.9重量％，更优选为0.82～0.88重量％。当所述碳当量小于0.8％时，存在不能确保充分的强度的隐患，当所述碳当量大于0.9％时，存在韧性被劣化的隐患。
[关系式1]
Ceq＝C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4
其中，C、Si、Mn、Ni、Cr以及Mo表示各个重量％。
以下，对于本发明的焊接金属接头的微细组织进行详细说明。
优选地，本发明的焊接金属接头具有将贝氏体作为主相，将马氏体作为第二相的微细组织。在确保上述的组织的情况下，在通过焊接板厚度为3～8mm、抗张强度为100kgf级的超高强度的母材来构成的焊接结构体中，相比母材，焊接金属接头的强度显著低，由此能够解决在焊接金属接头中容易产生断裂的问题。
另一方面，根据本发明的一个具体实施例，所述微细组织以面积分数计，优选地包括：大于50％且65％以下的贝氏体、35％以上且小于50％的马氏体以及5％以下(包括0％)的岛状马氏体，且所述微细组织以面积分数计，更加优选地包括：52％以上65％以下的贝氏体，35％以上48％以下的马氏体。在确保如上所述的组织的情况下，具有可以确保优异的低温冲击韧性的优点。
本发明的焊接金属接头具有800MPa以上的抗张强度，由此在通过焊接板厚度为3～8mm、抗张强度为100kgf级的超高强度母材来构成的焊接结构体中，具有能够有效地抑制断裂的产生的优点。
并且，本发明的一具体实施例的焊接金属接头，其在－5℃的环境下的冲击吸收能量(vE)为47J以上，具有低温冲击韧性非常优异的优点。
用于获得如上所述的焊接金属接头的焊接方法没有特别限定，然而根据本发明的一个具体实施例，所述焊接金属接头可以通过气体保护电弧焊来制造。
以下，通过实施例更加具体地说明本发明。但是，下述的实施例只是为了更加详细地说明本发明而例示的，并不限定本发明的权利范围。本发明的权利范围依据权利要求书中记载的内容和从所述内容合理地推测的内容来决定。
(实施例)
以具有下述的表1的组成的母材为对象，通过进行气体保护电弧焊(GMAW)来制造具有下述的表2的组成(重量％)的焊接金属接头。
进行所述气体保护电弧焊时，采用了20kJ/cm的焊接热输入量，保护气体使用体积比为8:2的氩(Ar)和二氧化碳(CO2)的混合气体。另一方面，所述母材的板的厚度为6mm，抗张强度为1145MPa，屈服强度为1021MPa，延伸率为11％。
之后，分析通过焊接来形成的焊接金属接头的微细组织，并测量抗张强度、屈服强度、延伸率以及冲击韧性，并且将测量结果表示在表3中。此时，作为抗张试验片利用了KS规格(KSB0801)的4号试验片，作为冲击试验片利用了KS规格(KSB0809)的3号试验片，并通过夏比冲击试验来评价焊接金属接头的冲击吸收能量(vE)。
[表1]
合金组成 C Si Mn Cr Ni Mo P S Ceq
成分范围 0.08 0.2 1.8 0.345 - 0.16 - - 0.50
[表2]
区分 C Si Mn Cr Ni Mo P S Ceq
发明例1 0.097 0.25 1.7 0.83 1.2 1.06 0.003 0.002 0.85
发明例2 0.103 0.23 1.8 0.75 1.4 1.1 0.002 0.002 0.87
比较例1 0.078 0.24 1.4 0.52 1.2 0.43 0.003 0.002 0.56
[表3]
如在所述表1和表2中示出，像满足本发明所控制的范围的发明例1的情况，可以确认其抗张强度和低温冲击韧性非常优异。
相反，像超出本发明所控制的范围的比较例1的情况，无法确保贝氏体和马氏体的复合组织，从而可以确认其抗张强度和低温冲击韧性比较差。
另一方面，图1(a)是拍摄比较例1的焊接金属接头的微细组织的SEM照片，图1(b)是拍摄发明例1的焊接金属接头的微细组织的SEM照片。并且，图2(a)是测量比较例1的维氏硬度并表示的图表。图2(b)是测量发明例1的维氏硬度并表示的图表。
以上参照实施例进行了说明，但是本领域的技术人员可以理解在不超出权利要求范围中记载的本发明的思想以及领域的范围内可以对本发明进行多种修改以及变更。

Claims (5)

1.一种低温冲击韧性优异的超高强度气体保护电弧焊接金属接头，其特征在于，以重量％计，包括：0.06～0.09％的C、0.15～0.3％的Si、1.6～1.8％的Mn、0.4～0.7％的Cr、1.0～1.5％的Ni、0.3～0.5％的Mo、0.02％以下的P、0.01％以下的S、余量的Fe以及其他的不可避免的杂质，
所述金属接头具有将贝氏体作为主相且将马氏体作为第二相的微细组织。
2.根据权利要求1所述的低温冲击韧性优异的超高强度气体保护电弧焊接金属接头，其特征在于，所述微细组织以面积分数计，包括：大于50％且65％以下的贝氏体、35％以上且小于50％的马氏体、以及5％以下(包括0％)的岛状马氏体。
3.根据权利要求1所述的低温冲击韧性优异的超高强度气体保护电弧焊接金属接头，其特征在于，所述微细组织以面积分数计，包括：52％以上且65％以下的贝氏体、35％以上且48％以下的马氏体。
4.根据权利要求1所述的低温冲击韧性优异的超高强度气体保护电弧焊接金属接头，其特征在于，所述焊接金属接头中的由下述式1定义的碳当量，即Ceq为0.8～0.9％，
[关系式1]
Ceq＝C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4
其中，C、Si、Mn、Ni、Cr以及Mo表示各个重量份。
5.根据权利要求1所述的低温冲击韧性优异的超高强度气体保护电弧焊接金属接头，其特征在于，所述焊接金属接头在-5℃的环境下的冲击吸收能量是47J以上，抗张强度为800MPa以上。
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