专利名称：超高强度的低温焊接件的利记博彩app
技术领域：
本发明涉及生产具有低温断裂韧性优异的焊缝金属的超高强度焊接件的方法。更具体而言，本发明涉及生产在超高强度的低合金钢上形成具有低温断裂韧性优异的焊缝金属的超高强度焊接件的方法。
背景技术：
在下面的说明中定义了许多术语。为了方便起见，恰在权利要求书的前面给出了一个术语表。
经常地，需要在低温，即温度低于约-40℃(-40°F)的条件下，贮存和运输加压的挥发性液体。例如，需要在约1035kPa(150psia)-7590kPa(1100psia)的压力范围和高于约-123℃(-190°F)的温度下，贮存和运输加压的液化天然气(PLNG)的容器。也需要在低温下，安全且经济地贮存和运输其它加压流体，例如甲烷、乙烷和丙烷的容器。为用焊接钢建造这种容器，所述钢及其焊接件(见术语表)在服役条件下必须具有足以承受流体压力的强度和足以防止断裂发生，即一种失效事件发生的韧性。
对于熟练的技术人员而言，很熟悉的是，在设计用于运输加压的低温流体，例如PLNG的存贮容器时，可采用夏氏V形缺口(CVN)试验，尤其是通过使用韧-脆转变温度(DBTT)来进行断裂韧性的评价和断裂控制。DBTT描述了结构钢的两个断裂区域。温度低于DBTT时，夏氏V形缺口试验的破坏一般以低能量的解理(脆性)断裂形式出现，当温度高于DBTT时，破坏一般以高能量的韧性断裂形式出现。用于上述低温场合和其它承载的低温服役条件的由焊接钢建造的存贮和运输容器的DBTT，其值由夏氏V形缺口试验测定，必须明显低于所述构件的使用温度，以避免脆性失效。根据设计、使用条件和/或适用的船级社的要求，所要求的DBTT温度变化(即DBTT必须低于期望使用温度的温度值)可以在低于使用温度的5-30℃(9-54°F)之间。
传统上用于低温结构场合的含镍钢，例如，镍含量大于约3wt.％的钢具有低的DBTT，但其抗拉强度也相对较低。典型地，市售的含Ni量分别为3.5wt.％，5.5wt.％，和9wt.％的钢的DBTT分别为约-100℃(-150°F)，-155℃(-250°F)和-175℃(-280°F)，抗拉强度最高分别为约485MPa(70ksi)，620MPa(90ksi)和830MPa(120ksi)。为了获得这些强度和韧性的组合，这些钢一般进行昂贵的处理，如双退火处理。在低温应用的情况下，工业上目前使用这些工业含镍钢是因为它们在低温下具有良好韧性，但必须针对它们的相对低的抗拉强度进行设计。所述设计一般要求应用于承载、低温场合的钢的厚度过大。结果，由于所述钢成本高，再加之所要求的钢厚度过大，使得这些含镍钢在承载、低温场合的使用趋于昂贵。
目前用于输送-162℃(-260°F)和大气压下的液化天然气(LNG)的商业贮存容器典型地采用上述工业含镍钢、奥氏体不锈钢或铝来建造。在LNG应用场合，对这些材料，以及对连接这些材料的焊接件的强度和韧性要求与对PLNG时明显不同。例如，在讨论用于低温用途的2.25-9wt％的Ni钢的焊接时，G.E.Linnert在1967年的美国焊接学会、第三版的“welding Metallurgy(焊接冶金学)”中的第2卷，第550-570页，列出了对这种焊接件的夏氏V形缺口韧性(见术语表)的要求为约20-61J，该值在使用温度下测得。另外，1995出版的Det Norske Veritas(DNV)船舶分类准则指出，用于新建的、液化气运输船舶的材料必须满足一定的最小夏氏V形缺口韧性要求。具体而言，所述DNV准则要求用于设计温度为-60至-165℃的压力容器的板材和焊接件在低于设计温度5至30℃(9至54°F)的试验温度下的夏氏韧性最小值应为27J。由Linnert和DNV准则所列出的要求不能直接用于输送PLNG(或者其它加压的低温流体)的容器的建造，因为PLNG的容器压力典型地约2760kPa(400psia)，该值比运输LNG的传统方法明显高，运输LNG时一般等于或接近大气压。对于PLNG贮存和运输容器而言，需要更严格的韧性要求，因而，需要具有比目前建造LNG贮存容器使用的焊接件的韧性性能更优的焊接件。
基板材料优选采用超高强度的低合金钢的分立板材建造用于加压的低温流体如PLNG的贮存容器。三个共同未决的美国临时专利申请确定了各种具有优异低温韧性的可焊接超高强度低合金钢用于建造运输PLNG和其它加压的低温流体的贮存容器。所述的钢在题为“ultra-high strength steelswith excellent cryogenic temperature toughness”，优选权日为1997年12月19日的共同未决的美国临时专利申请中进行了介绍，该申请为美国专利商标局(“USPTO”)确定的申请号是60/068194；在题为“ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenictemperature toughness”，优选权日为1997年12月19日的共同未决的美国临时专利申请中也对所述钢进行了介绍，该申请为USPTO确定的申请号是60/068252；而且，在题为“Ultra-high strength dual phasesteels with excellent cryogenic temperature toughness”，优选权日为1997年12月19日的共同未决的美国临时专利申请中又对所述钢进行了介绍，该申请为USPTO确定的申请号是60/068816。所述这些钢尤其适于许多低温场合，包括PLNG的运输，原因在于对于厚度优选约2.5cm(1英寸)或更大的钢板而言，所述钢具有如下特性(i)在基体钢和焊接HAZ，DBTT低于约-73℃(-100°F)，优选低于约-107℃(-160°F)，(ii)抗拉强度大于830MPa(120ksi)，优选大于约860MPa(125ksi)，并且更优选大于约900MPa(130ksi)，(iii)焊接性优异，(iv)沿厚度方向的显微组织和性能基本均匀，以及(V)韧性改善，其值超过标准的、市售超高强度低合金钢的韧性指标。上述共同未决的美国临时专利申请中介绍的所述钢的抗拉强度可以大于约930MPa(135ksi)，或者大于965MPa(140ksi)，或者大于约1000MPa(145ksi)。在1997年2月5日公开的，国际申请号为PCT/JP96/00157和国际公开号为WO 96/23909(08.08.1996 Gazette 1996/36)(这种钢优选具有0.1-1.2wt％的铜含量)的欧洲专利申请中，以及在题为“ultra-high strength，weldable steels with excellent ultra-lowtemperature toughness”，优先权日为1997年7月28日，被USPTO确定的申请号为60/053915的共同未决的美国临时专利申请中均对其它合适的钢进行了介绍。
焊接采用某种焊接方法可将这种钢连接一起以建造用于加压的低温流体如PLNG的贮存容器，所述焊接方法应适于获得具有对于特定场合而言，足够的强度和断裂韧性的焊接件。这样的焊接方法优选包括一种合适的焊接工艺，例如，但不限于，气保护熔化极电弧焊接(“GMAW”)、钨极惰性气体保护焊(“TIG”)，或者埋弧焊(“SAW”)；一种合适的自耗焊丝；一种合适的自耗焊接气体(如果需要)；一种合适的焊剂(如果需要)；以及合适的焊接工序，例如，但不限于，预热温度和焊接热输入。焊接件是焊接的接头，包括(I)焊缝金属，(ii)热影响区(“HAZ”)，以及(iii)与HAZ邻接的基体金属。焊缝金属指的是已沉积的并为焊接过程中发生熔化的基体金属板部分所稀释的自耗焊丝(和焊剂，如使用的话)。HAZ指的是在焊接期间未熔化，但其显微组织和机械性能由于焊接过程中热的作用已发生改变的部分基体金属。所考虑的处于与HAZ“邻接”的部分基体金属，因而也就是焊接件的一部分，依据本领域技术人员所知晓的各种因素发生变化，所述因素例如，但不限于，焊接结构宽度、所焊接的基体金属板的尺寸，以及焊接结构之间的距离。
PLNG场合所要求的焊接件的性能为建造用于PLNG和其它加压的低温流体的贮存容器，如此处所介绍的那样，根据已知的断裂力学原理，要求所采用的焊接方法，包括自耗焊丝、自耗焊接气体、焊接过程和焊接工序能使焊接件具有适于设计用途的低温场合的抗拉强度和断裂韧性。更具体而言，为建造用于PLNG的贮存容器，如此处所介绍的那样，根据已知的断裂力学原理，要求所采用的焊接方法能够使焊接件具有高于约900MPa(130ksi)的抗拉强度和适于PLNG应用场合的断裂韧性。这种焊接件的抗拉强度优选大于约930MPa(135ksi)，更优选大于约965MPa(140ksi)，并且甚至更优选至少约1000MPa(145ksi)。目前的采用市售的自耗焊丝的工业焊接方法不适于焊接上述高强度的低合金钢，而且也不能够使焊接件具有低温、加压的工业应用场合所要求的性能。
因此，本发明的主要目的是对目前的焊接技术进行改进，使其可应用于超高强度低合金钢的焊接，以便提供一种焊接方法，由所述焊接方法获得的焊接件具有高于约900MPa(130ksi)的抗拉强度和根据已知的断裂力学原理，适合于设计用途的低温应用场合的断裂韧性，如此处所介绍的那样。
发明简述提供一种焊接方法(包括自耗焊丝、焊接工艺类型以及选择某些焊接参量和实施过程)，所述焊接方法可用以进行具有低温应用时优异的低温断裂韧性的超高强度低合金钢的连接。本发明的焊接方法能够获得一种产生一组满足加压的低温流体如PLNG应用场合的严格要求的机械性能的显微组织。所述焊接方法获得的焊缝金属以晶粒非常细小的体心立方(BCC)晶体结构为主。所述焊接方法也提供杂质含量低，因而，非金属夹杂物含量低的焊缝金属，而且，产生尺寸很小的各自分立的夹杂物。细晶粒尺寸对结构钢的强度和韧性的基本影响，以及夹杂物含量低对韧性的重要影响已为本领域的技术人员所熟知。然而，对使焊缝金属具有这种适于PLNG应用的特性的技术的了解并不多。采用本发明的焊接方法所获得的焊接件具有高于约900MPa(130ksi)的抗拉强度和根据已知的断裂力学原理，对于PLNG应用充足的韧性。
附图描述参考下面的详细描述和附图，将会对本发明的优点有更好地了解，所述附图中
图1A示出的是当缺陷(裂纹)长度给定时，临界缺陷(裂纹)深度与CTOD断裂韧性以及与残余应力间的关系曲线；以及图1B示出的是缺陷的几何形状(长度和深度)。
在结合其优选的实施方案对本发明进行描述时，将会了解到，本发明并不局限于此。相反，本发明涵盖所有的替代方案、改进方案以及等效方案，只要所述这些方案包括在附后的权利要求书所确定的本发明的精神和范围内。
发明详述本发明涉及一种用于连接超高强度的低合金钢的焊接方法，采用所述焊接方法获得的焊接件具有超高强度和优异的低温韧性。主要通过对焊缝金属进行两方面的微观设计来获得所述这些期望的性能。第一个特征是晶粒非常细小的体心立方(BCC)晶体结构，第二个特征是非金属夹杂物含量低，其中分立夹杂物的尺寸很小。所述焊接方法包括自耗焊丝、焊接工艺类型、以及选择某些焊接参量和实施过程。本发明的焊接方法的优选焊接工艺包括任何气保护工艺，如气保护熔化极电弧焊接(GMAW)，钨极惰性气体保护焊(TIG)，等离子弧焊(PAW)，及它们的衍生方法。优选的焊接参量和实施过程，如热输入和保护气体的组成此处将做进一步介绍。
焊缝金属的化学组成在一个实施方案中，根据本发明的焊缝金属的化学组成包含铁和合金元素，所述合金元素的大约含量在表I及后面的介绍中给出表I
更优选地，镍含量上限约为4.00wt％。
细晶粒尺寸的作用根据本发明获得的焊缝金属的显微组织中的细晶粒尺寸通过位错阻塞来提高焊接件的强度。细晶粒尺寸通过缩短位错塞积的长度来提高解理韧性，因为这样可降低任何单个塞积前沿处的可能的最大应力集中，这就降低了微裂纹萌生的可能性。塞积强度降低也通过减小局部微应变使延性断裂韧性得以改善，从而使显微孔洞萌生的可能性减小。另外，细晶粒尺寸通过为裂纹扩展设置许多“路障”来使总的韧性得以提高。(见术语表中，位错阻塞、解理韧性，位错塞积，微裂纹、微应变和显微孔洞的定义。)所述显微组织和晶粒尺寸的获得细晶粒的BCC结构优选以自回火的板条马氏体为主，即其含有至少约50体积％，更优选至少约70体积％，并且甚至更优选至少约90体积％的自回火板条马氏体。然而，也可以存在相当多的下贝氏体，例如最高约49体积％的下贝氏体。次要的组织如针状铁素体、多边形铁素体以及上贝氏体(或者贝氏体的其它变质形式)也可以少量存在，但优选其不构成主要的组织形貌。通过使用适当焊缝金属的化学组成和适当控制焊缝金属的冷却速度，来获得所要求的马氏体/贝氏体组织。下面给出讨论化学组成的几个实施例。采用低热输入的焊接方法，以使焊缝金属比典型地采用高热输入时冷却得更快。热输入定义为(焊接电压乘以焊接电流)除以焊接行走速度，即为电弧能量。本发明的焊接方法中所使用的低热输入焊接的电弧能量优选为约0.3kJ/mm-2.5kJ/mm(7.6kJ/英寸-63.5kJ/英寸)，但更优选为约0.5kJ/mm-1.5kJ/mm(12.7kJ/英寸-38kJ/英寸)。所要求的显微组织中存在几种不同水平的“晶粒尺寸”，采用低热输入焊接技术目的是减小各水平的尺寸。低焊接热输入有助于形成较小的柱状晶粒尺寸，较小的原奥氏体晶粒尺寸，较小的马氏体/贝氏体团的尺寸。以及窄小的马氏体和/或贝氏体的板条宽度。此处涉及组织时所使用“细晶粒”指的是柱状晶粒尺寸(宽度)优选小于约150μm，并且更优选小于约100μm；原奥氏体晶粒尺寸优选小于约50μm，更优选小于约35μm，并且，甚至更优选小于约20μm；马氏体/贝氏体团的尺寸优选小于约20μm，更优选小于约15μm，并且，甚至更优选小于约10μm。此处所使用的“晶粒尺寸”指的是采用为本领域的技术人员所熟悉的线截取法的确定的晶粒尺寸。
低夹杂物含量的作用低夹杂物含量通过消除潜在的解理裂纹萌生位置和/或者减少显微应力集中位置的数量，来使解理韧性趋于增加。低夹杂物含量通过减少显微孔洞萌生区的数目来趋于使塑性断裂韧性增加。
根据本发明获得的焊接件优选具有低的夹杂物含量，但不是没有夹杂物存在。夹杂物对获得最佳的焊缝金属性能相当有利。首先，夹杂物作为脱氧剂存在于焊缝金属融池中。保护气氛中的氧含量低有利于制造根据本发明的焊接件，从而降低脱氧要求；然而，在焊缝金属熔池中存在某些具有脱氧潜力的物质仍是优选的。第二，夹杂物可以通过晶界钉扎有效控制柱状和原奥氏体晶粒的生长。高温下限制晶粒生长有利于获得较小的室温晶粒尺寸。然而，由于制造根据本发明的焊接件时采用的低热输入有助于限制晶粒尺寸，所以，夹杂物含量可减少到既提高韧性，但又仍具有有效进行晶界钉扎作用的水平。
根据本发明制造的焊接件将会获得如前所述的高强度。在焊缝金属的强度较低时，经常采用的设计方法是形成体积分数相当多的Ti基夹杂物，以便使针状铁素体形核。对于这种低强度的焊接件，针状铁素体是优选的显微组织，因为针状铁素体的强度和韧性均较佳。然而，对于本发明而言，此时感兴趣的是较高的强度，其特点是有目的地避免大量形成使针状铁素体形核的夹杂物，而优选形成板条马氏体为主的显微组织。
所要求的夹杂物尺寸/含量的获得通过选择和输送适当的保护气体，维持良好的焊接清洁度，以及使用硫、磷、氧和硅含量低的自耗焊丝，来使根据本发明的焊接件中具有优选的低含量的夹杂物。对自耗焊丝的具体化学组成进行设计，以获得所要求的焊缝金属的化学组成，而焊缝金属的化学组成又是依据所要求的机械性能进行选择的。所要求的机械性能取决于具体的容器设计；而且，本发明包括能够满足各种设计的多种焊缝金属的化学组成。使用本发明的焊接方法，整体焊缝金属被基体金属稀释的程度最小，因而，自耗焊丝的化学组成将与此处所述的焊缝金属的化学组成基本相同。根据本发明的焊接技术，稀释程度可望小于约15％，但经常小于约10％。对于接近焊缝金属中心的区域，稀释程度可望小于约5％。采用任何公知的逆向稀释计算方法，本领域的技术人员能够计算出在本发明的方法中用于获得所要求的焊缝金属化学组成的自耗焊丝的化学组成。保护性气体中优选CO2和/或O2的含量较少。优选保护性气体含有小于约10体积％，更优选小于约5体积％，并且甚至更优选小于约2体积％的CO2和/或O2。保护气体的主要组元优选为氩；并且，保护气体优选包含约80体积％或更高的氩，并且更优选大于约90体积％。氦可以添加到保护气体中，其最大量为约12体积％，以改善电弧的工作特性或焊道的熔深和断面形状。如果必要，对于特定的贮存容器的设计，来自于保护气体的、趋于在焊缝金属中形成非金属夹杂物的杂质，如已为本领域的技术人员所公知的那样，可以通过使所述气体通过一种毫微化学(nanochem)过滤器来加以进一步减少，所述过滤器是一种为精密TIG焊接领域的技术人员所知晓的装置。为了有助于在焊缝金属中获得低含量的焊缝金属夹杂物，优选自耗焊丝和基体材料本身的氧、硫和磷的含量均较低。本发明的焊接方法的上述特点使得所获焊缝金属含有优选低于约150ppm的P，但更优选低于约50ppm的P，低于约150ppm的硫，但更优选低于约30ppm的硫，以及低于约300ppm的氧，但更优选低于约250ppm的氧。对于某些低温贮存容器的设计，焊缝金属的氧含量优选控制到约200ppm以下。
至于夹杂物尺寸，对制造根据本发明的焊接件所优选的低焊接热输入进行选择，以产生有限的过热和较快的冷却速度，从而限制夹杂物在焊缝金属熔池中的长大时间。另外，少量的Al，Ti和Zr(每种量均小于约0.015wt.％)可以单独或共同加入，以形成细小的氧化物。选择这些元素是因为已知它们与氧的亲和力很强，对于Ti而言，该元素的量应保持在较低水平，优选低于约0.010wt％，以防止有过多的针状铁素体形核。本发明所产生的夹杂物，平均而言，直径小于约700nm，但优选其直径为约200-500nm。每单位面积，例如在本发明所形成的焊缝金属切片的表面单位面积上，直径大于约1000nm的非金属夹杂物的数目优选较少，即优选少于约250/mm2。
预热和热输入之间的平衡PLNG应用场合要求高强度钢，该钢可必须进行某种程度的预热，以防止焊接裂纹出现。预热能够改变焊接冷却速度(较高的预热温度使冷却变慢)，而且，本发明的一个目的是在预热和焊接热输入间实现平衡，以便(1)预防焊接开裂，以及(2)产生细晶粒的显微组织。预热优选在室温和约200℃(392°F)间进行，但是，正如本领域的技术人员所熟知的那样，优选结合材料的可焊性和焊接热输入来选择具体的预热温度。材料的可焊性可采用为本领域的技术人员所知晓的几种试验方法之任何一种进行评价，例如，CTS裂缝试验，Y坡口试验，或者welding Instituteof Canada试验(加拿大焊接学会试验)。“实物模型”也可用于此目的，其中采用所选择的制造工序将由实际基体和焊缝金属构成的焊接件加以连接。所述模型优选具有充分的尺寸，以便施加实际贮存容器中将出现的约束水平。
脉冲电源一般而言，在本发明的焊接方法中优选采用的任何一种气体保护方法中都可使用脉冲电源。由于焊丝/气体的化学组成的选择所引起的电弧稳定性或熔透能力的丧失可以在相当程度上通过使用脉冲电源来恢复。例如，在采用低热输入的TIG焊接和低硫自耗焊丝实施本发明时，使用脉冲电源可增加焊道的熔透。
断裂控制正如本领域的技术人员所熟知的那样，在设计由焊接钢建造的用于运输加压的低温流体的贮存容器时，所考虑的操作条件包括除其它因素外，还有工作压力和温度，以及可能施加于钢和焊接件上的附加应力。标准的断裂力学测试，例如(I)临界应力强度因子(kIC)，它用于测量平面应变断裂韧性，和(ii)裂纹尖端张开位移(CTOD)，它可用于测量弹-塑性断裂韧性，本领域的技术人员对二者是很熟悉的，所述测试方法可用于确定钢和焊接件的断裂韧性。例如，正如在BSI上发表的“Guidance onmethods for assessing the acceptability of flaws in fusion weldedstructures”一文中所介绍的，一般适用于钢结构设计的工业代码，其经常被指定为“PD 64931991”，它可以用来根据钢和焊接件(包括HAZ)的断裂韧性和容器上所施加的应力，确定容器的最大允许缺陷尺寸。本领域的技术人员可以通过以下途径开发断裂控制方案，以便减缓断裂的发生，所述途径包括(i)合理设计容器，以使施加的应力最小，(ii)合理控制制造质量，以使缺陷达最小程度，(iii)合理控制施加至容器上的寿命周期载荷和压力，和(iv)合理的检测程序，以便可靠地检测容器中的裂纹和缺陷。用于根据本发明焊接的贮存容器的优选设计原则是“破坏前泄漏”，这已为本领域的技术人员所熟知。这些考虑在本文一般称为“已知的断裂力学原理”。
下面是应用这些已知的断裂力学原理在计算给定缺陷(裂纹)长度时的临界缺陷深度的程序中的非限制性实例，以便应用于断裂控制方案来防止压力容器发生开裂。
图1B示出了一个长315、深310的缺陷(裂纹)。根据下面的设计条件，使用PD6493来计算如图1A中所示出的临界缺陷(裂纹)尺寸曲线300的值容器直径4.57m(15英尺)容器壁厚25.4mm(1.00英寸)设计压力3445kPa(500psi)容许圆周应力333MPa(48.3ksi)该实施例中，假定表面裂纹长度为100mm(4英寸)，例如位于滚焊缝中的轴向裂纹。参见图1A，曲线300示出了临界缺陷深度值与CTOD断裂韧性以及与残余应力间的关系，其中残余应力水平分别相当于屈服应力的15％，50％和100％。残余应力可以在制造和焊接时产生；并且，PD6493推荐在焊缝(包括焊接HAZ)中，采用的残余应力值相当于100％的屈服应力，除非采用例如焊后热处理(PWHT)或机械应力消除对焊缝进行应力消除处理。
依据在最低的工作温度下，压力容器钢的CTOD的断裂韧性，可以对容器制造进行调整以减小残余应力，并且，可以执行检测程序(包括初始检测和使用中检测)，以探测和测量缺陷，并与临界缺陷尺寸进行比较。本实施例中，如果钢在最低工作温度下的CTOD韧性为0.025mm(采用实验室样品测定)，并且，残余应力减小至钢屈服强度的15％，那么，临界缺陷深度值约为4mm(见图1A上的点320)。采用类似的计算程序，如本领域的技术人员所熟知的那样，可以对各种缺陷长度以及各种缺陷形状下的临界缺陷深度加以确定。利用这一信息，可以开发质量控制程序和检测程序(技术，可探测的缺陷尺寸，频率)，以确保在达到临界缺陷深度之前或施加设计载荷之前，探测出缺陷并加以补救。根据公开的CVN，kIC与CTOD断裂韧性之间的经验关系，0.025mm的CTOD韧性一般对应于约37J的CVN值。本实施例并未试图对本发明进行任何限制。
实施例在下面的实施例中，根据本发明的焊接方法用于焊接一种基体钢，其类型在题目为“Ultra-high strength，weldable steels with excellentUltra-low temperature toughness”的共同未决的美国临时专利申请中作了介绍，所述专利申请的优先权日为1997年12月19日，其为USPTO确定的申请号为60/068816。在这些实施例中，所述基体钢包含0.05wt％的碳，1.70wt％的锰，0.075wt％的硅，0.40wt％的铬，0.2wt％的钼，2.0wt％的镍，0.05wt％的Nb，以及处于申请号60/068816中所述范围内的其它合金元素，包括，以最低含量计约0.008-0.03wt％的钛，约0.001-0.05wt％的铝，以及约0.002-0.005wt％的氮。另外，优选基体钢中残留物量基本为最小，例如，磷(P)含量优选小于约0.01wt％；硫(S)含量优选小于约0.004wt％；以及氧(O)含量优选小于约0.002wt％。制造具有该化学组成的钢坯，以生产超高强度的双相钢板，所述钢板的显微组织中包含约10-40体积％的第一种相，该第一种相大体上为100体积％(基本上)的铁素体，以及约60-90体积％的第二种相，所述第二种相主要为细晶粒的板条马氏体、细晶粒的下贝氏体或者二者的混合物。更详细地，这些实施例所用的基体钢的制备过程为将具有所要求的如上所述组成的板坯成形；将所述板坯加热至约955-1065℃(1750-1950°F)间的温度；在奥氏体发生再结晶的第一个温度范围，即高于约Tnr的温度下，热轧所述板坯，以便用一个或多个道次形成钢板，使压下量为约30～70％，在低于Tnr温度但高于约Ar3转变温度的第二个温度范围内，用一个或多个道次进一步热轧所述钢板，使压下量为约40-80％，并且，在低于约Ar3转变温度但高于约Ar1转变温度的临界区温度范围内，用一个或多个道次终轧所述钢板，使压下量为约15～50％。然后，以约10～40℃/秒(18-72°F/秒)的冷却速度将所述热轧后的钢板快冷至一个适当的淬火停止温度(QST)，所述温度优选低于约Ms转变温度与200℃(360°F)之和，此时，淬火终止。在淬火终止后，将钢板空冷至环境温度(见术语中，Tnr温度的定义，以及Ar3，Ar1和Ms转变温度的定义)。
实施例1在本发明的方法的第一个实施例中，采用气保护熔化极电弧焊接(GMAW)法来获得焊缝金属的化学组成，所述组成包括铁和约0.07wt％的碳，约2.05wt％的锰，约0.32wt％的硅，约2.20wt％的镍，约0.45wt％的铬，约0.56wt％的钼，低于约110ppm的磷，以及低于约50ppm的硫。使用氧含量低于约1wt％的氩基保护气体在一种钢上，例如在上述的基体钢上形成焊缝。焊接热输入为约0.3-1.5kJ/mm(7.6-38kJ/英寸)。采用本方法焊接所获得的焊接件的抗拉强度大于约900MPa(130ksi)，优选大于约930MPa(135ksi)，更优选大于约965MPa(140ksi)，并且甚至更优选至少约1000MPa(145ksi)。另外，采用本方法焊接所获得的焊缝金属的DBTT低于约-73℃(-100°F)，优选低于约-96℃(-140°F)，更优选低于约-106℃(-160°F)，并且甚至更优选低于约-115℃(-175°F)。
实施例2在本发明的方法的另一个实施例中，采用GMAW法来获得一种焊缝金属的化学组成，所述组成包含铁和约0.10wt％的碳(优选小于约0.10wt％的碳，更优选为约0.07～0.08wt％的碳)，约1.60wt％的锰，约0.25wt％的硅，约1.87wt％的镍，约0.87wt％的铬，约0.51wt％的钼，低于约75ppm的磷，以及低于约100ppm的硫。焊接热输入范围为约0.3～1.5kJ/mm(7.6～38kJ/英寸)，所使用的预热温度为约100℃(212°F)。使用氧含量低于约1wt％的氩基保护气体在一种钢上，例如上述的基体钢上形成焊缝。采用本方法焊接所获得的焊接件的抗拉强度大于约900MPa(130ksi)，优选大于约930MPa(135ksi)，更优选大于约965MPa(140ksi)，并且甚至更优选为至少约1000MPa(145ksi)。此外，采用本方法焊接所获得的焊缝金属的DBTT低于约-73℃(-100°F)，优选低于约-96℃(-140°F)，更优选低于约-106℃(-160°F)，并且甚至更优低于约-115℃(-175°F)。
实施例3在本发明的方法的又一个实施例中，采用钨极惰性气体保护焊(TIG)来获得一种焊缝金属的化学组成，所述组成包含有铁和约0.07wt％的碳(优选低于约0.07wt％的碳)，约1.80wt％的锰，约0.20wt％的硅，约4.00wt％的镍，约0.5wt％的铬，约0.40wt％的钼，约0.02wt％的铜，约0.02wt％的铝，约0.010wt％的钛，约0.015wt％的Zr，低于约50ppm的磷，以及低于约30ppm的硫。焊接热输入范围为约0.3～1.5kJ/mm(7.6-38kJ/英寸)，所使用的预热温度为约100℃(212°F)。使用一种氧含量低于约1wt％的氩基保护气体在一种钢，例如上述的基体钢上形成焊缝。采用本方法焊接所获得的焊接件的抗拉强度大于约900MPa(130ksi)，优选大于约930MPa(135ksi)，更优选大于约965MPa(140ksi)，并且甚至更优选为至少约1000MPa(145ksi)。另外，采用本方法焊接所获得的焊缝金属的DBTT低于约-73℃(-100°F)，优选低于约-96℃(-140°F)，更优选低于约-106℃(-160°F)，并且甚至更优选低于约-115℃(-175°F)。
可以采用GMAW或TIG焊接方法获得与所述这些实施例相似的焊缝金属化学组成。然而，可以预料，TIG焊缝比GMAW焊缝具有更低的杂质含量和更极为细小的显微组织，因而使低温韧性得以改善。
虽然采用一个或多个优选实施方案对本发明加以描述，应该了解的是，在不偏离本发明的范围的前提下，可以进行其它的修正，所述范围在后面的权利要求书中给出。本发明的焊接方法可用于除此处所述及的超高强低合金钢之外的许多钢，所述低合金钢只是用作实例而已。
术语表Ar1转变温度 冷却期间，奥氏体向铁素体或者向铁素体+渗碳体的转变结束时的温度；Ar3转变温度 冷却期间，奥氏体开始转变成铁素体时的温度；BCC 体心立方；夏氏(夏氏V形缺口)韧性破断夏氏V形缺口试样时测得的能量，单位英尺-磅或焦耳；解理韧性 钢的抗解理断裂性能，该性能(例如，但不限于)可以采用CTOD试验测定或者使用由一组夏氏V形缺口试验获得的DBTT确定；冷却速度 在板厚的中心或者基本上在中心处的冷却速度；低温区温度 低于约-40℃(-40°F)的任何温度；CTOD 裂纹尖端张开位移；CVN 夏氏V形缺口；DBTT(韧-脆转变温度) 用于描绘结构钢中的两个断裂方式；温度低于DBTT时，破坏趋于以低能量的解理(脆性)断裂的形式出现，温度高于DBTT时，破坏趋于以高能量的韧性断裂方式发生；位错 原子的晶体排列中的线缺陷；位错阻塞 障碍物(如晶界或析出相)阻止或妨碍金属中的位错运动的现象；位错塞积 当多个在相同的或者大致相同的滑移面上运动的位错遇到障碍物并且相互间紧紧堆积时出现的现象；基本上 大体100体积％；细晶粒组织指的是柱状晶粒尺寸(宽度)优选小于约150μm，并且更优选小于约100μm；原奥氏体晶粒尺寸优选小于约50μm，更优选小于约35μm，并且甚至更优选小于约20μm；以及马氏体/贝氏体团的尺寸优选小于约20μm，更优选小于约15μm，并且甚至更优选小于约10μm；GMAW 气保护熔化极电弧焊接；晶粒尺寸 采用线截取法确定的晶粒尺寸；HAZ 热影响区；临界区温度范围冷却时，从Ar3转变温度到Ar1转变温度的温度范围；kIC 临界应力强度因子；kJ千焦耳；kPa 千帕斯卡ksi 千磅/平方英寸低合金钢 含有铁以及总量低于约10wt％的合金添加元素的钢；低热输入焊接 焊接时，电弧能量优选为约0.3-2.5kJ/mm(7.6-63.5kJ/英寸)，但更优选为约0.5-1.5kJ/mm(12.7-38kJ/英寸)；低非金属夹杂物含量每单位面积，例如由本发明获得的焊缝金属切片的表面单位面积上，直径大于约1000nm的非金属夹杂物的数目优选低于约250/mm2；最大容许缺陷(裂纹)尺寸临界缺陷(裂纹)长度和深度；微裂纹开始发生解理断裂时材料分离的第一阶段；微应变在单个(或一组)不连续点周围出现的亚晶粒尺度上的应变，所述不连续点可包括，例如，夹杂物、析出相、或者第二相的小区域；显微孔洞 在钢基体中的不连续点如夹杂物、析出相或者的第二相的小区域附近出现的空洞；MPa 106帕斯卡；Ms转变温度冷却过程中，奥氏体向马氏体的转变开始时的温度；ppm 百万分之一；淬火 用于描述本发明中采用任何手段的加速冷却，所述手段中，利用了具有增加钢的冷却速度倾向的液体，与空冷相反；淬火停止温度(QST) 淬火停止后，由于自钢板的厚度中间处散发的热量，钢板表面处所达到的最高或基本上最高的温度；钢坯 一段任何尺寸的钢；抗拉强度 拉伸试验中，最大载荷与初始横截面积之比值；TIG焊接 钨极惰性气体保护焊；Tnr温度 奥氏体发生再结晶的最低温度；USPTO 美国专利商标局；焊接件一个焊接接头，包括(i)焊缝金属，(ii)热影响区(HAZ)，(iii)与HAZ“邻接”的基体金属。被认为在与HAZ“邻接”范围内的，并且，因此作为焊接件的一部分的基体金属部分依赖本领域的技术人员所知晓的因素而变化，所述因素包括，例如，但不限于，焊接结构的宽度、所焊接的产品的尺寸、制造所述产品所要求的焊接结构的数目、以及焊接结构之间的距离。
权利要求
1.对基体金属进行焊接以获得抗拉强度大于约900MPa(130ksi)的焊接件的方法，所述方法包括的步骤为(i)使用气体保护焊接工艺、氩基的保护气体、以及自耗焊丝进行焊接，所述自耗焊丝产生含有铁和下述合金元素的焊缝金属约0.06-0.10wt％的碳；约1.60-2.05wt％的锰；约0.20-0.32wt％的硅；约1.87-6.00wt％的镍；约0.30-0.87wt％的铬；以及约0.40-0.56wt％的钼。
2.根据权利要求1的方法，其中所述的焊缝金属进一步含有至少一种选自于0～约0.30wt％的铜、0～约0.020wt％的铝、0～约0.015wt％的锆以及0～约0.010wt％的钛的添加元素。
3.根据权利要求1的方法，其中，在所述气体保护焊接工艺中采用低热输入焊接。
4.根据权利要求3的方法，其中，在电弧能量为0.5～约1.5kJ/mm(12.7kJ/英寸-38kJ/英寸)的条件下进行所述低热输入焊接。
5.根据权利要求1的方法，其中，所述的气体保护焊接工艺是GMAW，所述焊缝金属包含铁和约0.07wt％的碳，约2.05wt％的锰，约0.32wt％的硅，约2.20wt％的镍，约0.45wt％的铬，约0.56wt％的钼，低于约110ppm的磷，以及低于约50ppm的硫。
6.根据权利要求5的方法，其中，所述的气体保护焊接工艺在电弧能量为约0.3-1.5kJ/mm(7.6-38kJ/英寸)的条件下实施。
7.根据权利要求5的方法，其中，所述焊缝金属的DBTT低于约-73℃(-100°F)。
8.根据权利要求1的方法，其中，所述的气体保护的焊接工艺是GMAW，所述焊缝金属包含铁和约1.60wt％的锰、约0.25wt％的硅、约1.87wt％的镍、约0.87wt％的铬、约0.51wt％的钼、低于约75ppm的磷、低于约100ppm的硫以及低于约0.10的碳。
9.根据权利要求8的方法，其中，采用氧含量低于约1wt％的氩基保护气体来实施所述的气体保护焊接工艺。
10.根据权利要求8的方法，其中，在电弧能量为约0.3-1.5kJ/mm(7.6-38kJ/英寸)的条件下实施所述的气体保护焊接工艺。
11.根据权利要求8的方法，其中，所述焊缝金属的DBTT低于约-73℃(-100°F)。
12.根据权利要求1的方法，其中，所述的气体保护的焊接工艺是TIG，所述的焊缝金属含有铁和约1.80wt％的锰、约0.20wt％的硅、约4.00wt％的镍、约0.5wt％的铬、约0.40wt％的钼、约0.30wt％的铜、约0.02wt％的铝、约0.010wt％的钛、约0.015wt％的锆、低于约50ppm的磷、低于约30ppm的硫以及低于约0.07wt％的碳。
13.根据权利要求12的方法，其中，在热输入为约0.3-1.5kJ/mm(7.6-38kJ/英寸)和预热温度为约100℃(212°F)的条件下实施所述气体保护焊接工艺。
14.根据权利要求12的方法，其中，所述的焊缝金属的DBTT低于约-73℃(-100°F)。
15.根据权利要求1的方法，其中，所述焊缝金属的显微组织包含以自回火的板条马氏体为主的细晶粒的BCC晶体结构和低含量的非金属夹杂物。
16.采用气体保护焊接工艺、氩基保护气体以及自耗焊丝，对基体金属的至少两个侧边进行焊接所获得的抗拉强度至少约900MPa(130ksi)的焊接件，其中，所述焊接件包括(i)焊缝金属，其含有铁和下面的合金元素约0.06-0.10wt％的碳；约1.60-2.05wt％的锰；约0.20-0.32wt％的硅；约1.87-4.00wt％的镍；约0.30-0.87wt％的铬；以及约0.40-0.56wt％的钼；(ii)热影响区；和(iii)邻接HAZ的部分所述基体金属。
17.根据权利要求16的焊接件，其中所述焊缝金属进一步含有至少一种选自于0-约0.30wt％的铜、0-约0.020wt％的铝、0-约0.015wt％的锆和0-约0.010wt％的钛中的添加元素。
全文摘要
提供用于连接超高强度低合金钢的焊接方法,以便获得抗拉强度大于约900MPa(130ksi)的焊接件,所述焊接件上的焊缝金属具有根据已知的断裂力学原理适合于低温应用场合的断裂韧性。
文档编号F25B19/00GK1261299SQ98806439
公开日2000年7月26日 申请日期1998年6月18日 优先权日1997年6月20日
发明者D·P·法尔其尔德 申请人:埃克森生产研究公司