CN1297063A - 焊接性优良的钢制厚壁材料及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供一种高强度、高韧性且焊接性优良的棒材、线材、异型材等的钢制厚壁材料。直径或短边长为5mm以上,粒径1μm以下的氧化物以分散密度10000～100000个/mm2均匀地分散,在与轧制方向成直角的面的整体中形成粒径2μm以下的均匀的铁素体晶粒。

Description

焊接性优良的钢制厚壁材料及其制造方法
本申请发明涉及焊接性优良的钢制厚壁材料及其制造方法。更详细地说，本申请发明涉及高强度且高韧性，另外焊接性优良的钢制厚壁材料及其制造方法。
已知细化的铁素体晶粒对改善钢的强度和韧性是有效的。对于钢制棒材、线材、异型材等的厚壁材料，作为组织细化的方法，建议进行孔型热轧和再结晶处理一系列的工序。由此，与轧制方向成直角的面的整体形成公称粒径2μm以下的铁素体主体组织，可研制出直径或短边长5mm以上的钢制厚壁材料。
另一方面，在焊接时在钢的焊接热影响区(HAZ)生成粗大的针状魏氏铁素体，并发现晶粒粗大化现象。晶粒粗大化降低焊接热影响区的韧性。
本申请发明的目的是提供上述钢制厚壁材料强度和韧性进一步改善的，同时焊接性也改善的钢制厚壁材料及其制造方法。
解决上述课题，本申请发明提供特征在于直径或短边长5mm以上的，粒径1μm以下的氧化物以10000～100000个/mm2的分散密度均匀分散，并在与轧制方向成直角的面的整体中形成粒径2μm以下的均匀的铁素体晶粒的焊接性优良的钢制厚壁材料(权利要求1)。
另外，本申请发明还提供特征在于在组织中结晶出粒径1μm以下的氧化物，并以10000～100000个/mm2的分散密度均匀分散后，在400℃以上Ac3以下的温度区域进行孔型轧制，接着进行再结晶处理，并在与轧制方向成直角的面中形成粒径2μm以下的均匀的铁素体晶粒，得到直径或短边长5mm以上的焊接性优良的钢制厚壁材料的制造方法(权利要求2)。
本申请发明的焊接性优良的钢制厚壁材料的制造方法是将钢水配置在氧化物熔渣中并过冷，在组织中结晶出粒径1μm以下的氧化物，并以10000-100000个/mm2的分散密度均匀地分散(权利要求3)，且该钢水的化学组成含有C、Si和Mn，含量分别为：
C：材料中碳化物的体积率为20％以下的量，
Si：0.8％(重量)以下，
Mn：0.05-3.0％(重量)，同时单独或以混合体形式含有0.3％(重量)以下的形成氧化物的Ti、Mg或Al中的1种或2种以上，余量为Fe和不可避免的杂质(权利要求4)。
图1是显示实施例1钢制棒材的组织的以图代替的扫描电子显微镜照片。
图2<a>、<b>分别是显示实施例1和比较例2构成棒材的再现HAZ热处理后的组织的以图代替的扫描电子显微镜照片。
本申请发明的焊接性优良的钢制厚壁材料，顾名思义是钢制材料，通过一系列孔型热轧和再结晶处理来制造，是在与轧制方向成直角的面的整体中形成粒径2μm以下的均匀铁素体晶粒的直径或短边长5mm以上的厚壁材料。其形态可为棒材、线材、异型材等各种形态。
而且，本申请发明的焊接性优良的钢制厚壁材料，在其组织中粒径1μm以下的氧化物以10000～100000个/mm2的分散密度均匀地分散。
该粒径1μm以下的氧化物在轧制加工时在材料内部产生的变形量增加，可将再结晶时产生的铁素体晶粒确定以2μm以下粒径细化。铁素体晶粒细化的钢制厚壁材料强度高且韧性高。例如，可实现具有抗拉强度660MPa以上的钢制厚壁材料。规定氧化物粒径1μm以下是考虑钢制厚壁材料的强度和韧性的结果。反之，如氧化物粒径超过1μm，钢制厚壁材料的强度和韧性受到不良影响。
另外，为使粒径1μm以下的氧化物在组织中以10000～100000个/mm2的分散密度均匀地分散，在焊接时，在焊接热影响区(HAZ)以分散的氧化物为核促进铁素体的生成。可防止晶粒的粗化。抑制粗大针状的魏氏铁素体生成，可改善焊接热影响区(HAZ)的韧性。
由此，本申请发明的焊接性优良的钢制厚壁材料，与以前产品比较，强度高、韧性高，且具有优良的焊接性。而且改善这样的特性不必象以前那样添加Ni(镍)等强化元素，而是通过使规定粒径的氧化物以规定的分散密度均匀分散和在与轧制方向成直角的面的整体中形成规定粒径的铁素体晶粒来实现，这一点是特别值得一提的。
本申请发明的焊接性优良的钢制厚壁材料的制造方法如下所述。
即，在组织中结晶出粒径1μm以下的氧化物，并以10000～100000个/mm2的分散密度均匀分散后，在400℃以上，Ac3以下的温度区域进行孔型轧制，接着进行再结晶处理，在与轧制方向成直角的面中形成粒径2μm以下的均匀的铁素体晶粒，得到直径或短边长5mm以上的焊接性优良的钢制厚壁材料。
进行孔型轧制加工，例如通过有槽轧辊加工从多方向将钢材加工，也就是进行多轴加工，这对组织细化是有效的，另外，组织细化的工序简单。
孔型轧制加工时的加工温度为400℃以上，Ac3以下。其理由是：如不到400℃，轧制加工中组织成为单纯的铁素体组织，伸长停止，无等轴化，强度方向性变大，如超过Ac3，轧制加工后的晶粒生长过快，引起组织粗大化、强度和韧性降低两方面问题。
该孔型轧制，由于连续进行再结晶，在与轧制方向成直角的面中形成粒径2μm以下的均匀的铁素体晶粒。
本申请发明的焊接性优良的钢制厚壁材料的制造方法，首先进行一系列的孔型轧制和再结晶处理，如上所述，在组织中结晶出粒径1μm以下的氧化物，并以10000～100000个/mm2的分散密度均匀地分散。这种方法经反复思考，发现即使在过程中间利用过冷的方法也是理想的。
即，将钢水配置在氧化物的熔渣中并过冷的方法。过冷是在熔点以下的温度保持熔融液的状态。这时的过冷度最大值为材料熔点的1/5。过冷钢水的凝固速度比急冷凝固还大，而且为急冷凝固不能达到的凝固速度。其结果，在钢水中不存在的、由凝固时从固相排到钢水中的氧生成的二次脱氧生成物，即要分散的氧化物的凝聚可被防止，可抑制结晶的氧化物粒径的增加。其结果促进氧化物的细化，并且可能高密度分散。在过冷场合得到的氧化物的分散密度为急冷凝固法场合的2倍以上。
具体地说，这样的过冷使钢水包在熔渣中，或可使钢水流入溶渣内。
使用的钢水中含有C、Si和Mn，含量分别为：
C：材料中的碳化物的体积率为20％以下的量，
Si：0.8％(重量)以下，
Mn：0.05-3.0％(重量)，同时单独或以混合体的形式含有0.3％(重量)以下的形成氧化物的Ti、Mg或Al中的一种或二种以上；，余量为Fe和不可避免的杂质，这构成其化学组成。以上各成分元素的含量的规定基于以下事实。
C(碳)：由于在材料中如果渗碳体等碳化物超过20％(体积)，引起韧性降低。因此，材料中碳化物的体积率为20％以下的碳量是理想的。
Si(硅)：如果含量超过0.8％(重量)，钢显著脆化。
Mn(锰)：为了确保强度，0.05％(重量)以上是必要的。如果超过3.0重量％，焊接性严重恶化。因此，0.05-3.0％(重量)是理想的。
另外，形成氧化物的Ti(钛)、Mg(镁)或Al(铝)的含量为0.3％(重量)以下是对应氧化物以粒径1μm、分散密度100000个/mm2在组织中分散场合的量。
当然，以显现各种特性为目的，在钢水中可添加上述以外的成分元素。但是，该添加以氧化物粒径和分散密度，以及轧制加工性等不恶化为前提进行是必要的。
实际上，含有作为氧化物生成元素Ti的钢水包在多种氧化物构成的熔渣中，由于90K的过冷度，抑制从钢水表面生成核，使二次脱氧生成物之一的Ti的氧化物以粒径1μm以下，且50000个/mm2以上的分散密度分散。
下面用实施例更详细地说明本申请发明的焊接性优良的钢制厚壁材料及其制造方法。实施例
表1
化学组成(重量％)
C Si Mn P S Ti
0.15 0.19 1.51 0.019 0.02 0.08
将具有上述表1所示化学组成的钢埋在SiO2、Al2O3和Na2O构成的混合氧化物粉末或颗粒内，在非氧化气氛中用感应炉或电阻加热熔化，使该钢水包进玻璃状的混合氧化物的熔渣中，加热到液相线温度以上50K。静置直到一次脱氧生成物吸附在熔渣中。
接着，将静置的钢水过冷，在固相线温度以下60K开始凝固，制造40Φ×60mm的铸件。
将该铸件再加热到1200℃后，通过锻造加工成30×30×85mm，水冷后，在炉中在640℃保持300秒进行再结晶。此后，进行作为孔型轧制的一道次断面收缩率约10％的有槽轧辊轧制，接着在炉中在640℃保持300秒进行再结晶处理。重复该孔型轧制和连续进行的再结晶处理直到总断面收缩率为90％，此后水冷。
然后得到直径5mm的钢制棒材(实施例1)。
图1是显示由此得到的实施例1的钢制棒材组织的用图代替的扫描电子显微镜照片。
该图1的照片是与轧制方向垂直的断面，即C断面的像，氧化物以白色，铁素体+碳化物组织以黑色绘出。氧化物是Ti-Mn-Si的复合氧化物，其分散密度为54000个/mm2。另外，由图1的照片可确认铁素体+碳化物组织以平均粒径0.75μm，从表层到中心大体上均匀地分布。
然后测定该棒材的抗拉强度(TS)、下屈服点(LYS)、均匀延伸率(U.EL)和总延伸率(T.EL)。为了比较，同样测定氧化物分散密度：数百个/mm2，铁素体+碳化物组织的平均粒径：0.79μm的钢制棒材(比较例1)。
其结果示于表2
    表2
氧化物分散密度(个/mm2)   氧化物粒径(μm)   加工度(％)     铁素体粒径(μm)   TSMPa)  LYS(MPa)  U.EL(％)   T.EL(％)
实施例1     54000     ≤1     90     0.75  775  754 3.58 13.44
比较例1     数百     ≥5     90     0.79  724  685 7.30 14.10
从表2可知，实施例1的钢制棒材抗拉强度(TS)、下屈服点(LYS)都在700MPa以上，与氧化物分散少的比较例1的钢制棒材相比，可确认强度更高。另外，实施例1的钢制棒材均匀延伸率(U.EL)为2％以上，总延伸率(T.EL)为10％以上，并可确认具有足够的韧性。
将实施例1和比较例1的2个钢制棒材进行焊接性比较。
将棒材分别以100k/s的速度加热到1400℃后，以50K/s速度冷却到900℃，再以10K/s的速度冷却到300℃，再现焊接时产生的热影响区(HAZ)。其结果显示为图2<a>、<b>的扫描电子显微镜照片。
实施例1的钢制棒材中，如图2<a>图中箭头所示，生成韧性优良的多边形铁素体。另外，可确认由于氧化物分散，在奥氏体晶粒内生成铁素体。而且，显示韧性的脆性断口迁移温度为-40℃，可充分确保韧性。
另一方面，在比较例1的钢制棒材中，如图2<b>图中箭头所示，生成粗大的针状魏氏铁素体。可确认该魏氏铁素体是焊接热影响区(HAZ)韧性降低的因素。
当然，本申请发明不受以上实施例限制。不用说，钢制厚壁材料的形态、制造条件等细节有各种形式是可能的。
如以上详细说明，按照本申请发明，可提供细小氧化物以高密度均匀分散，比强度和韧性高，另外焊接性优良的，具有棒材、线材、异型材等各种形态的钢制厚壁材料。

Claims (4)

1．一种焊接性优良的钢制厚壁材料，其特征在于它是直径或短边长5mm以上的钢制厚壁材料，粒径1μm以下的氧化物以分散密度10000～100000个/mm2均匀地分散，在与轧制方向成直角的面的整体中形成粒径2μm以下的均匀的铁素体晶粒。
2．一种焊接性优良的钢制厚壁材料的制造方法，其特征在于在组织中结晶出粒径1μm以下的氧化物，并以分散密度10000～100000个/mm2均匀地分散后，在400℃以上Ac3以下的温度区域进行孔型轧制，接着进行再结晶处理，在与轧制方向成直角的面中形成粒径2μm以下的均匀的铁素体晶粒，得到直径或短边长5mm以上的焊接性优良的钢制厚壁材料。
3．权利要求2记载的焊接性优良的钢制厚壁材料的制造方法，其特征在于将钢水配置在氧化物的熔渣中并过冷，在组织中结晶出粒径1μm以下的氧化物，并以分散密度10000～100000个/mm2均匀地分散。
4．权利要求3记载的焊接性优良的钢制厚壁材料的制造方法，其特征在于钢水的化学组成含有C、Si和Mn，含量分别为：
C：材料中的碳化物的体积率为20％以下的量，
Si：0.8％(重量)，
Mn：0.05～3.0％(重量)，同时单独或以混合体的形式含有0.3％(重量)以下的形成氧化物的Ti、Mg和Al中的一种或二种以上，余量为Fe和不可避免的杂质。
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