特别是在过去的二十年间，利用高能量密度束如激光或电子束来 组装热轧钢板材和片材因其具有某些特别的特性而得到发展，其中可 以列举的特性例如有：组件的极低变形，所述束的高精度定位并能仅 熔化精确需要量的材料，焊缝的外观无需精整，能够免除消除应力处 理。
在应用这些工艺的领域中，应特别提及船舶结构、土木工程设备、 汽车以及用于输送天然气和原油的管线。对于某些应用(特别是其厚 度、所涉及的屈服强度或工作应力最大的应用)来说，需要保证韧性 以消除突然断裂的风险。已经特别考虑到了这种可能性，这是因为通 过高能量密度束形成的组件会产生诸如微疏松或缩孔等易于引发脆性 断裂的缺陷。因此为消除任何风险，焊接区域必须具有尽可能高的韧 性。
已经提出了多种在熔融区域获得高韧性的方法。由于观察到通过 在非金属夹杂物上形核而获得坚韧的针状铁素体组织，因此目标是将 此类微粒引入熔融区域，例如通过如文献JP2000288754所记载的优先 沉积方法。但这种方法存在一些缺点。氧化物在熔融区域内的分散可 能并不均匀，导致该区域内的机械性能存在偏差。另外，提高夹杂物 的含量延性水平下降。
出于同样的目的，还研究了控制铝和氧含量的比例以促进形成有 利于针状铁素体形核的夹杂物的方法。以铝镇静钢为原料，不过这种 方法需要提高熔融区域中的氧含量，这导致产生上述缺陷。此外，采 用激光焊接时，用于形成上述所需针状铁素体组织的动力学条件不一 定与生产率需求相适应，因而也不一定与焊接后的冷却速度相适应。
还提出了通过加入镍(降低γ-α转变温度的稳定γ相的元素)或 镍合金使熔融区域中该元素的重量含量为0.5％至百分之几，从而提 高熔融区域的韧性。例如，文献uS4527040记载了在激光组装之前以 厚度为0.1mm的插入物形式加入镍合金。但这种方法使得更难以相对 于接合面定位该束，并且出现缺陷的风险性提高，被腐蚀的风险性也 可能提高。
因此需要通过高能量密度工艺焊接的钢组件，其熔融区域的韧性 得到充分保证，而机械性能则无过度偏差，另外还需要一种用于制造 没有上述缺陷的这些组件的经济方法。

本发明的目的是提供这样的焊接组件以及由金属结构钢获得这种 组件的方法。
为实现这一目的，本发明的第一个主题是一种包括至少一个钢制 部分的物品，该钢的成分包含，含量以重量表示：含量为0.005-0.27 ％的碳，0.5-1.6％的锰，0.1-0.4％的硅，含量小于2.5％的铬， 含量小于1％的Mo，任选地，选自镍、铜、铝、铌、钒、钛、硼、锆 和氮中的一种或多种元素，余量为铁和熔炼产生的杂质。所述钢制部 分包括至少一个通过高能量密度束熔融的区域，其显微组织由60-75 ％自回火马氏体以及余量的40-25％下贝氏体组成，优选由60-70 ％自回火马氏体以及余量的40-30％下贝氏体组成。
有利地，该物品是钢管，该钢管包括至少一个具有在纵向或横向 焊接的区域的部分。
另外有利地，该物品由至少两个具有相同或不同成分，相同或不 同厚度的焊接在一起的热轧或热锻钢板构成。
优选地，所述高能量密度束为激光束。
另外优选地，所述高能量密度束为电子束。
本发明的另一个主题是一种用于制造上述物品之一的方法，该方 法包括下述步骤：
-提供包括至少一个钢制部分的物品，该钢的成分包含，含量以 重量表示：含量为0.005-0.27％的碳，0.5-1.6％的锰，0.1-0.4 ％的硅，含量小于2.5％的铬，含量小于1％的Mo，任选地，选自镍、 铜、铝、铌、钒、钛、硼、锆和氮中的一种或多种元素，余量为铁和 熔炼产生的杂质；
-通过高能量密度工艺将所述钢制部分焊接到具有相同或不同 成分的钢工件上，该钢工件已经是或不是该物品的组成部分；以及
-选择焊接功率、焊接速度和任选的预热、后热或冷却方式，以 使得获得具有由60-75％自回火马氏体以及余量的40-25％下贝氏 体组成，优选由60-70％自回火马氏体以及余量的40-30％下贝氏体 组成的显微组织的熔融区域。
根据该方法的另一个特征，熔融区域的氮含量小于或等于0.020 ％，选择焊接功率、焊接速度和任选的预热、后热或冷却方式，以使 得熔融区域按照参数 冷却，该参数为：
${\mathrm{\Delta t}}_B{\exp }^{-0.75\ln (\mathrm{\Delta tB}/\mathrm{\Delta tM})}\le \left(\mathrm{\Delta t}\frac{800}{500}\right)\le {\mathrm{\Delta t}}_B{\exp }^{-0.6\ln (\mathrm{\Delta tB}/\mathrm{\Delta tM})}$
并且优选地：
$\Delta t_B{\exp }^{-0.7\ln (\mathrm{\Delta tB}/\mathrm{\Delta tM})}\le \left(\mathrm{\Delta t}\frac{800}{500}\right)\le \Delta t_B{\exp }^{-0.6\ln (\mathrm{\Delta tB}/\mathrm{\Delta tM})}$
以秒表示，表示在所述焊接区域焊接之后的冷却过程中在 温度800℃与温度500℃之间经过的时间，
其中ΔtB＝exp＝exp(6.2 CE II+0.74)，
ΔtM＝exp(10.6 CE I-4.8)，
${\mathrm{CE}}_I=C+\mathrm{Mn}/6+\mathrm{Si}/24+\mathrm{Mo}/4+\mathrm{Ni}/12+\mathrm{Cu}/15+(\mathrm{Cr}(1-0.16\sqrt{\mathrm{Cr}})/8)+f\left(B\right)$
CEII＝C+Mn/3.6+Cu/20+Ni/9+Cr/5+Mo/4，
其中：如果B≤0.0001％，f(B)＝0
如果0.0001％＜B≤0.00025％，f(B)＝(0.03-1.5N)
如果0.00025％＜B＜0.0004％，f(B)＝(0.06-3N)
如果B≥0.0004％，f(B)＝(0.09-4.5N)，
C、Mn、Si、Mo、Ni、Cu、Cr、B和N分别表示所述熔融区域的碳、 锰、硅、钼、镍、铜、铬、硼和氮含量，以重量百分比表示。
根据该方法的另一个特征，所述焊接是通过激光束均匀气焊的， 所述钢的氮含量小于或等于0.020％，并且选择焊接功率、焊接速度 和任选的预热、后热或冷却方式，以使得熔融区域按照参数 冷 却，该参数为：
$\Delta t_B{\exp }^{-0.75\ln (\mathrm{\Delta tB}/\mathrm{\Delta tM})}\le \left(\mathrm{\Delta t}\frac{800}{500}\right)\le \Delta t_B{\exp }^{-0.6\ln (\mathrm{\Delta tB}/\mathrm{\Delta tM})}$
并且优选地：
$\Delta t_B{\exp }^{-0.7\ln (\mathrm{\Delta tB}/\mathrm{\Delta tM})}\le \left(\mathrm{\Delta t}\frac{800}{500}\right)\le \Delta t_B{\exp }^{-0.6\ln (\mathrm{\Delta tB}/\mathrm{\Delta tM})}$
以秒表示，表示在所述熔融区域焊接之后的冷却过程中在 温度800℃与温度500℃之间经过的时间，
其中ΔtB＝exp(6.2 CE II +0.74)，
ΔtM＝exp(10.6 CE I-4.8)，
${\mathrm{CE}}_I=C+\mathrm{Mn}/6+\mathrm{Si}/24+\mathrm{Mo}/4+\mathrm{Ni}/12+\mathrm{Cu}/15+(\mathrm{Cr}(1-0.16\sqrt{\mathrm{Cr}})/8)+f\left(B\right)$
CEII＝C+Mn/3.6+Cu/20+Ni/9+Cr/5+Mo/4，
其中：如果B≤0.0001％，f(B)＝0
如果0.0001％＜B≤0.00025％，f(B)＝(0.03-1.5N)
如果0.00025％＜B＜0.0004％，f(B)＝(0.06-3N)
如果B≥0.0004％，f(B)＝(0.09-4.5N)，
C、Mn、Si、Mo、Ni、Cu、Cr、B和N分别表示所述焊接钢的碳、 锰、硅、钼、镍、铜、铬、硼和氮含量，以重量百分比表示。
根据该方法的另一个特征，所述焊接是通过电子束均匀气焊的， 所述钢的氮含量小于或者等于0.022％，并且选择焊接功率、焊接速 度和任选的预热、后热或冷却方式，以使得通过电子束熔融的区域按 照参数 冷却，该参数为：
$\Delta t_B{\exp }^{-0.75\ln (\mathrm{\Delta tB}/\mathrm{\Delta tM})}\le \left(\mathrm{\Delta t}\frac{800}{500}\right)\le \Delta t_B{\exp }^{-0.6\ln (\mathrm{\Delta tB}/\mathrm{\Delta tM})}$
并且优选地：
$\Delta t_B{\exp }^{-0.7\ln (\mathrm{\Delta tB}/\mathrm{\Delta tM})}\le \left(\mathrm{\Delta t}\frac{800}{500}\right)\le {\mathrm{\Delta t}}_B{\exp }^{-0.6\ln (\mathrm{\Delta tB}/\mathrm{\Delta tM})}$
以秒表示，表示在所述熔融区域焊接之后的冷却过程中在 温度800℃与温度500℃之间经过的时间，
其中ΔtB＝exp(6.2 CE II+0.74)，
ΔtM＝exp(10.6 CE I-4.8)，
${\mathrm{CE}}_I=C+\mathrm{Mn}/6.67+\mathrm{Si}/24+\mathrm{Mo}/4+\mathrm{Ni}/12+\mathrm{Cu}/15+(\mathrm{Cr}(1-0.16\sqrt{\mathrm{Cr}})/8)+f\left(B\right)$
CEII＝C+Mn/4+Cu/20+Ni/9+Cr/5+Mo/4，
其中：如果B≤0.0001％，f(B)＝0
如果0.0001％＜B≤0.00025％，f(B)＝(0.03-1.35N)
如果0.00025％＜B＜0.0004％，f(B)＝(0.06-2.7N)
如果B≥0.0004％，f(B)＝(0.09-4.05N)，
C、Mn、Si、Mo、Ni、Cu、Cr、B和N分别表示所述焊接钢的碳、 锰、硅、钼、镍、铜、铬、硼和氮含量，以重量百分比表示。
根据本发明的一个特定实施方案，通过利用金属供给产品 (produit d’apport métallique)将所述钢制部分焊接到具有相同 或不同成分的相同或不同厚度的钢工件上，该钢工件是或不是所述物 品的组成部分。
附图说明
现在参考下述附图更详细地说明本发明，但并非用于限制本发明：
图1比较了利用激光焊接结构钢和利用电子束焊接结构钢的热影 响区(或HAZ)硬度及熔融区域硬度；
图2比较了利用激光焊接结构钢和利用电子束焊接结构钢的热影 响区和熔融区域在28焦耳(TK28J)的Charpy V转变温度。
图3所示为结构钢热影响区内的延性-脆性转变温度和硬度随冷 却速度的一般变化；
图4和5所示为自回火马氏体的含量分别对激光焊接和电子束焊 接的熔融区域韧性的影响；和
图6示出了在电子束焊接过程中熔融区域中氮含量的变化与基体 金属中氮含量变化的对比。
在通过激光焊接或电子束焊接获得的组件中，焊接部分由两个不 同的区域构成：
-熔融区域，对应于在焊接过程中已经过液态的区域，也就是说 其中温度高于焊接材料液相线温度的区域；以及
-热影响区或HAZ，其可以广泛地包括在焊接过程中已发生同素 异形转变的所有区域。在下文中，这个术语HAZ用于焊接过程中当加 热至最高温度时保持固态的该组件的那些部分，这是较大奥氏体晶粒 粗化的位置。从韧性的角度来看常常更为关键的这些区域对应于高于 1200-1300℃的最高温度。
在气焊(即不使用供给金属)和均匀焊接(在具有相同化学成分 的两部分之间进行)的情况下，已经证明在金属结构的钢成分的很宽 范围(具有0.005重量％C-0.27重量％C的碳含量，0.5-1.6％锰含 量，0.1-0.4％Si含量，最高2.5％Cr含量，最高1％Mo含量)内， 熔融区域和HAZ的机械性能是非常相似的。因此图1表明在这两个区 域中激光焊接的硬度与电子束焊接的硬度非常相似。
如图2所示，这种相似性也适用于韧性性能，图2中比较了利用 高能量密度束进行两种焊接的热影响区和熔融区域在28焦耳下的 Charpy V转变温度。这两个区域的显微组织同样非常相似。
换言之，假定它们的成分相似，从机械性能角度考虑高能量密度 熔融区域可被看作与宽HAZ相似。这表明用于提高激光熔融区域韧性 的措施可以基于先前在HAZ领域中获得的经验。
关于这点，图3示出了含有0.04％C和1.3％Mn的结构钢的HAZ 的硬度和延性-脆性转变温度随焊接后冷却速度的变化的典型实例。此 处该速度用 表征，该参数表示在焊接后的冷却过程中从800℃ 至500℃温度之间经过的时间。存在一个韧性最佳的冷却速度范围(对 于这种钢成分约为 $\Delta t\frac{800}{500}\approx 1-2s$ )。对于快得多的冷却速度则形成未 回火的或“新鲜的”马氏体，其性能较差。另一方面，冷却速度的降 低导致形成上贝氏体或粗大的铁素体组织，这些组织也不够坚韧。对 应于最佳韧性的显微组织部分由自回火马氏体且部分由下贝氏体组 成，所述回火归因于焊接周期本身。所述自回火组织的特征在于马氏 体板条中存在析出的细小碳化物。这些从韧性角度考虑最优化的组织 位于朝向出现马氏体的区域的末端，即对应于当 提高时硬度从 对应于马氏体硬度的基本上水平的“平稳状态”开始降低的开始处。
根据本发明已经证实，如图4所示，自回火马氏体的比例为60- 75％，结合余量的40-25％下贝氏体，从而使得激光熔融区域具有优 良韧性。当马氏体的比例更特别在60-70％，结合余量的40-30％下 贝氏体时，所述转变温度低于-100℃，这意味着韧性水平特别高。
关于在结构钢上进行电子束焊接试验，从图5可以得出类似结论， 其碳含量为0.1-0.17％。因此自回火马氏体的比例为60-75％和余 量的40-25％下贝氏体特别有利于在高能量密度焊接中获得具有优 良韧性的熔融区域。
对于给定的钢成分，在针对通过高能量密度焊接制成的组件的各 种变量(焊接功率、焊接速度、任选的预热或后热或冷却方式)中选 择那些在熔融区域中产生马氏体的比例为60-75％，优选60-70％， 结合合适余量的下贝氏体的变量。现在解释焊接后的冷却速度与马氏 体含量的关系，并考虑到通过高能量密度焊接制成的组件中的HAZ和 熔融区域之间的相似性。
在热影响区的范围内，从出版物“Metal Construction”1987年 4月pp.217-223中已知马氏体的含量可以由下式给出：
马氏体含量 $f_M=\log \frac{{\mathrm{\Delta t}}_B}{{\mathrm{\Delta t}}_{500}^{800}}/\log \frac{{\mathrm{\Delta t}}_B}{{\mathrm{\Delta t}}_M}$
或等价地：
$\mathrm{\Delta t}\frac{800}{500}={\mathrm{\Delta t}}_B{\exp }^{{-f}_M\ln (\Delta t_B/\Delta t_M)}$
其中：
ΔtM＝产生100％马氏体的临界冷却时间；并且
ΔtB＝产生100％贝氏体的临界冷却时间；
log和ln分别表示以10和e为底的对数。
当 $\Delta t_M\le \mathrm{\Delta t}\frac{800}{500}\le {\mathrm{\Delta t}}_B$ 时应用该表达式。
该临界冷却时间通过下述表达式与化学成分相关：
ΔtB＝exp(6.2 CE II+0.74)，
ΔtM＝exp(10.6 CE I+4.8)，
其中：
${\mathrm{CE}}_I=C+\mathrm{Mn}/6+\mathrm{Si}/24+\mathrm{Mo}/4+\mathrm{Ni}/12+\mathrm{Cu}/15+(\mathrm{Cr}(1-0.16\sqrt{\mathrm{Cr}})/8)+f\left(B\right)$
CEII＝C+Mn/3.6+Cu/20+Ni/9+Cr/5+Mo/4，
其中：如果B≤0.0001％，f(B)＝0
如果0.0001％＜B≤0.00025％，f(B)＝(0.03-1.5N)
如果0.00025％＜B＜0.0004％，f(B)＝(0.06-3N)
如果B≥0.0004％，f(B)＝(0.09-4.5N)，
这些表达式假定f(B)≥0，即N≤0.020％。
C、Mn、Si、Mo、Ni、Cu、Cr、B和N分别表示所述钢的碳、锰、 硅、钼、镍、铜、铬、硼和氮含量，以重量百分比表示。
现在，如上所述，利用高能量密度束进行的均匀气焊中HAZ与熔 融区域之间的相似性表明，上述对HAZ有效的公式也适用于熔融区域。
根据本发明，熔融区域中60-75％，优选60-70％的马氏体含量 结合余量的下贝氏体能获得优良的韧性。如果冷却参数符合下述表达 式则可以获得上述效果：
${\mathrm{\Delta t}}_B{\exp }^{-0.75\ln (\mathrm{\Delta tB}/\mathrm{\Delta tM})}\le \left(\mathrm{\Delta t}\frac{800}{500}\right)\le {\mathrm{\Delta t}}_B{\exp }^{-0.6\ln (\mathrm{\Delta tB}/\mathrm{\Delta tM})}$
并且优选地：
$\Delta t_B{\exp }^{-0.7\ln (\mathrm{\Delta tB}/\mathrm{\Delta tM})}\le \left(\mathrm{\Delta t}\frac{800}{500}\right)\le {\mathrm{\Delta t}}_B{\exp }^{-0.6\ln (\mathrm{\Delta tB}/\mathrm{\Delta tM})}$
取决于所采用的高能量密度方法，可分成两种情况：
-在使用激光均匀气焊的情况下，熔融区域的成分实际上与基体 金属的成分相同。上述关于熔融区域元素成分的表达式也适用于基体 金属成分，也就是说适用于制造该组件所用钢的成分；以及
-在使用电子束均匀气焊的情况下，观察到熔融区域的成分相对 于基体金属发生了变化。氮含量平均降低了约10％，如图6所示，是 液态金属上的低分压的结果。而且，还发现初始锰含量平均下降了10 ％，这种元素具有高蒸气压。基于基体金属中的初始N和Mn含量，熔 融区域中的N和Mn含量分别等于0.9C和0.9Mn。在这些情况下，上 述表达式变成：
ΔtB＝exp(6.2 CE II+0.74)，
ΔtM＝exp(10.6 CE I-4.8)，
${\mathrm{CE}}_I=C+\mathrm{Mn}/6.67+\mathrm{Si}/24+\mathrm{Mo}/4+\mathrm{Ni}/12+\mathrm{Cu}/15+(\mathrm{Cr}(1-0.16\sqrt{\mathrm{Cr}})/8)+f\left(B\right)$
CEII＝C+Mn/4+Cu/20+Ni/9+Cr/5+Mo/4，
其中：如果B≤0.0001％，f(B)＝0
如果0.0001％＜B≤0.0002 5％，f(B)＝(0.03-1.5N)
如果0.00025％＜B＜0.0004％，f(B)＝(0.06-2.7N)
如果B≥0.0004％，f(B)＝(0.09-4.05N)，
这些表达式假定f(B)≥0，即N≤0.022％。
C、Mn、Si、Mo、Ni、Cu、Cr、B和N分别表示所述焊接钢的碳、 锰、硅、钼、镍、铜、铬、硼和氮含量，以重量百分比表示。
当然，本发明也可以被应用到其中钢制部分焊接到具有不同成分 的另一个钢工件上的情况，同时考虑到每种元素在构成熔融区域中的 相对比例，即稀释系数。同样的内容也适用于采用金属供给产品进行 焊接的情况，也应当考虑其成分和稀释系数，以确定熔融区域的成分。

下面通过下述关于激光束焊接的实施例来说明本发明。
一种用于制造管道的厚12mm的钢，其屈服强度高于400MPa，具 有下述成分：C＝0.1％；Mn＝1.45％；Si＝0.35％；Al＝0.030％；Nb ＝0.040％；N＝0.004％，将该钢通过激光焊接以气焊模式进行焊接， 不使用供给金属，选择参数以使得冷却速度 等于1.7s。在这些 条件下，由上述表达式(用于均匀气焊情况)计算出的熔融区域中自 回火马氏体的含量为68％，非常接近通过金相学检测确定的数值，其 余量为32％的下贝氏体。这些情况符合本发明所述情况，与熔融区域 的最佳韧性相关。事实上，对直径为4mm的缺口圆柱试样进行的冲击 拉伸试验所确定的转变温度为-120℃，这反映了在这些激光焊接条件 下制造的管道具有优良韧性和高脆性断裂强度。
本发明可以经济地制造出通过高能量密度焊接方法焊接的结构， 而无需昂贵的附加元素。本发明使得能够选择组装条件以满足关于突 然断裂风险方面的安全需要。